WO2016105067A1 - 가공성이 우수한 페라이트계 스테인리스 강재 및 그 제조방법 - Google Patents

가공성이 우수한 페라이트계 스테인리스 강재 및 그 제조방법 Download PDF

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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite

Definitions

  • the present invention relates to a ferritic stainless steel having excellent workability and a method of manufacturing the same, and more particularly, to improve the processability of ferritic stainless steel, which is difficult to be used in applications requiring poor workability due to poor workability compared to austenitic stainless steel. It relates to a novel ferritic stainless steel material and a manufacturing method thereof.
  • Ferritic stainless steel is a steel having a high price competitiveness compared to the austenitic stainless steel because it is excellent in corrosion resistance even though less expensive alloying elements are added.
  • Ferritic stainless steels are used for construction materials, transportation equipment, kitchen appliances, etc., but are inferior in workability and cannot replace austenitic stainless steels in many fields. Accordingly, studies are being actively conducted to improve the workability and to expand the use thereof. These studies are intended to improve deep drawing or anti-ridging of ferritic stainless steels, and as a result, their use is expanding in applications such as kitchen appliances and automotive parts. However, there is a limit to expect further expansion of application of ferritic stainless steels only by improving deep drawing resistance and ridging resistance. Therefore, in order to expand the use of ferritic stainless steels, it is necessary to satisfy properties such as bulging properties required in various processing fields.
  • One aspect of the present invention provides a ferritic stainless steel having excellent deep drawing and bulging properties.
  • Another aspect of the present invention provides a method for producing a ferritic stainless steel having excellent deep drawing and bulging properties.
  • the ratio of grains having a plane orientation of ⁇ 111 ⁇ parallel to the rolled surface is 20% or more, and the ratio of grains having a plane orientation of ⁇ 112 ⁇ parallel to the rolled surface is 10. It may be more than%.
  • the ratio of each grain means the value measured by the EBSP (Electron Back Scattering Pattern) method.
  • the balance may include a composition containing Fe and unavoidable impurities.
  • ferritic stainless steel of the present invention may further include one or two kinds selected from weight%, Ni: 0.2% or less and Cu: 0.3 to 0.7%.
  • Another aspect of the present invention is a method for producing a ferritic stainless steels comprising the steps of preparing a slab of ferritic stainless steels; Hot rolling the slab to obtain a hot rolled plate; Performing a hot-rolled sheet annealing to maintain the hot-rolled sheet in a temperature range of 700 to 850 ° C. for 180 seconds or less; Cold rolling the hot rolled plate to obtain a cold rolled plate;
  • the cold rolled sheet may include the step of performing cold rolled sheet annealing at a temperature range of 850 °C or more.
  • the maximum rolling reduction per pass during the hot rolling can be controlled in the range of 20 ⁇ 60%.
  • the slab is by weight, C: 0.02% or less, Si: 1.0% or less, Mn: 1.5% or less, P: 0.035% or less, S: 0.03% or less, Al: 0.08% or less, N: 0.015% or less , Cr: 10 to 12%, Ti: 0.3% or less, the balance may include a composition containing Fe and unavoidable impurities.
  • the slab may further include one or two kinds selected from weight%, Ni: 0.2% or less, and Cu: 0.3 to 0.7%.
  • the manufacturing method of the present invention may further include the step of skin pass rolling at an elongation of 0.5 to 1.5% after the cold rolled sheet annealing.
  • the present invention can provide a ferritic stainless steel excellent in not only the conventional deep drawing property but also the bulging property by appropriately controlling the orientation of the internal structure of the ferritic stainless steel.
  • Such ferritic stainless steels can replace expensive austenitic stainless steels in various fields, and may have a cost reduction effect.
  • FIG. 2 is an EBSP photograph of Inventive Example 1.
  • the bulging property is a characteristic expressed by the bulging height as an index indicating how far it can be bulged without tearing when the center portion is bulged by a press while the plate end of the metal plate is restrained.
  • the deep drawing property is usually indicated by the r value as an index used when pressing without restraining the plate end of the metal plate.
  • the inventors of the present invention have examined ways to improve the defdrawing and bulging properties of ferritic stainless steels at the same time. As a result, it is necessary to control the orientation of the steel internal texture in addition to controlling the composition of the steel in an appropriate range. It was found that the present invention was reached.
  • grains parallel to the rolled surface are ⁇ 111 ⁇ (hereinafter, simply ⁇ 111 ⁇ grains) and grains parallel to the rolled surface of ⁇ 112 ⁇ (hereinafter, simply ⁇ 112) ⁇
  • ⁇ 111 ⁇ grains do not mean only grains with a plane orientation of ⁇ 111 ⁇ , but also include grains that are ⁇ 111 ⁇ ⁇ 10 ° (ie, a bearing deviating within 10 ° from the ⁇ 111 ⁇ direction).
  • ⁇ 112 ⁇ grains also mean grains with ⁇ 112 ⁇ ⁇ 10 ° parallel to the rolling surface.
  • the crystal grain having each orientation is etched with aqua regia after mirror-polishing the thickness direction of the steel sheet, and the crystal orientation analysis is performed by the EBSP (Electron Back Scattering Pattern) method on the area of 1/4 of the total thickness from the outermost layer portion. Calculate.
  • EBSP Electro Back Scattering Pattern
  • the ratio of the above-mentioned ⁇ 111 ⁇ grains is preferably 20% or more. However, if the ratio of the ⁇ 111 ⁇ grains is too high, the balance between the bulging properties is not balanced, so the upper limit of the ratio of the ⁇ 111 ⁇ grains is set to 90%, more preferably 80% or less, and more specifically 70% or less. Can be determined as ⁇ 111 ⁇ grains in the present invention means ferrite grains.
  • the ratio of ⁇ 112 ⁇ grains is 10% or more.
  • the upper limit of the ratio of ⁇ 112 ⁇ grains is set to 80% or less, more preferably 70% or less, more specifically 60 It can be set below%.
  • the term ⁇ 112 ⁇ grains refers to ferrite grains.
  • the composition of the ferritic stainless steel according to one aspect of the present invention as follows.
  • the content of each component element is based on the weight% unless otherwise indicated.
  • C is an element that combines with Ti to form Ti carbonitrides, and increases the strength.
  • the content is 0.02% or less.
  • Si is a ferrite forming element which increases the stability of ferrite phase and improves the oxidation resistance. However, if it is added more than 1.0%, Si is disadvantageous for improving elongation because it increases hardness, yield strength, tensile strength and lowers elongation. .
  • Mn is used as a deoxidizer in the dissolution step of the steel, but if the amount exceeds 1.5%, MnS is eluted to limit the pitting resistance, so it is limited to 1.5% or less.
  • P and S form inclusions such as MnS to inhibit corrosion resistance and hot workability, P and S should be kept as low as possible, so they are limited to P: 0.035% or less and S: 0.03% or less.
  • Al is used as a deoxidizer in the dissolution step of the steel, but if the amount exceeds 0.08%, surface defects are caused by an increase in nonmetallic inclusions, and the workability is deteriorated. Therefore, Al amount is made into 0.08% or less.
  • the amount of N exceeds 0.015%, the steel material becomes hard and the ductility decreases. Therefore, the amount of N is made 0.015% or less.
  • Cr content is less than 10%, the corrosion resistance is lowered, and if the content is higher, the corrosion resistance is improved, but if the content is more than 12%, the strength is increased and the moldability is reduced due to the decrease in elongation, the content is 10% ⁇ Cr ⁇ 12%.
  • Ti is a passivating film stabilizing element, so if the Ti content is too high, the elongation and formability are reduced, so the content is preferably limited to 0.3% or less.
  • the lower limit of the Ti content is not necessarily limited, but in one aspect of the present invention, if the amount of Ti added is too low, grain boundary corrosion occurs in the weld zone, so that the lower limit may be set to 10C ⁇ Ti in order to prevent weld boundary grain corrosion. Where C and Ti represent the content of each element in weight percent.
  • the ferritic stainless steel of the present invention is a weight%, C: 0.02% or less, Si: 1.0% or less, Mn: 1.5% or less, P: 0.035% or less, S: 0.03% or less, Al: 0.08% or less, N: 0.015% or less, Cr: 10-12%, Ti: 0.3% or less, residual Fe and inevitable impurities.
  • ferritic stainless steel of the present invention may further include one or two selected from Ni and Cu, in addition to the above components, in the following content ranges.
  • Ni is an element which is effective in securing corrosion resistance.
  • Ni is an element that is added in a large amount to secure corrosion resistance, but in ferritic stainless steel, the Ni content may be greatly reduced for cost reduction. Therefore, in one aspect of the present invention, Ni is added at 0.2% or less.
  • Cu has an action of reducing dissolution of ferrous iron by the anode reaction, thereby helping to grow the ⁇ 112 ⁇ orientation, but when the amount is less than 0.3%, such an effect cannot be obtained.
  • Cu amount exceeds 0.7%, CuS will precipitate and deteriorate workability. Therefore, Cu amount shall be 0.3 to 0.7%.
  • the balance is Fe and unavoidable impurities, but the amount of unavoidable impurities is preferably reduced as much as possible.
  • the method for producing the ferritic stainless steel of the present invention is not particularly limited. However, the following is an example of a manufacturing method derived by the inventor of the present invention.
  • the ferritic stainless steel sheet of the present invention can be produced by a process including hot rolling-hot rolled sheet annealing-cold rolled-cold rolled sheet annealing. More specifically, after hot rolling, the slab having a composition within the scope of the present invention is subjected to a hot rolled sheet annealing to be maintained at a temperature range of 700 to 850 ° C for 180 seconds or less, followed by cold rolling, at a temperature range of 850 ° C or higher. It can manufacture by the method of cold-rolled sheet annealing.
  • each process is demonstrated in detail.
  • Hot Rolled Annealing 180 seconds or less at temperature of 700 ⁇ 850 °C
  • the steel sheet having the composition of the present invention is hard after hot rolling, there is a problem that the rolling load increases during cold rolling. In order to solve this problem, it is necessary to perform hot-rolled sheet annealing at a temperature of 700 ° C or more. However, if the annealing temperature exceeds 850 ° C or the annealing time exceeds 180 seconds, the ferrite grains after the hot-rolled sheet annealing coarsen, and the ratio of ⁇ 111 ⁇ grains does not become more than 20% after the cold-rolled sheet annealing, or ⁇ 112 ⁇ Since the ratio of a crystal grain becomes less than 10%, the deep drawing property and the dripping property after cold-rolled sheet annealing tend to deteriorate.
  • the hot rolled sheet annealing time is preferably performed for 15 seconds or more.
  • the annealing temperature during cold rolling annealing is less than 850 ° C., recrystallization may be inhibited or ferrite in the form of being pressed in the rolling direction may be present as it is, thereby deteriorating characteristics such as ductility. Therefore, cold rolling annealing needs to be performed in the temperature range of 850 degreeC or more.
  • the upper limit temperature of a cold rolled sheet annealing temperature does not need to be specifically determined, if the aggregate structure adjusted by the process to cold rolling is maintained in a preferable range, and energy efficiency etc. are considered, the upper limit of a cold rolled sheet annealing temperature shall be 1000 degreeC. You can also decide.
  • the retention time during cold annealing may be set to 10 to 200 seconds.
  • the maximum rolling reduction per pass can be limited to less than 60% in the rough rolling process.
  • the difference between the plate center temperature and the plate surface temperature during rolling may be 150 ° C or less.
  • skin pass rolling may be further performed at the elongation rate of 0.5 to 1.5%.
  • the ferritic stainless steel slab of Table 1 was prepared, and the hot rolled sheet, hot rolled sheet annealing, cold rolling, and cold rolled sheet annealing were performed on the conditions of Table 2, and the cold rolled sheet of 0.8 mm was obtained.
  • the content of each element shown in Table 1 means weight%.
  • the ratio of the ⁇ 111 ⁇ and ⁇ 112 ⁇ grains of the quarter thickness point from the outermost layer part was measured by the EBSP method. Deep drawing property and quality property of each steel plate were measured in the following manner.
  • JIS Japanese Industrial Standard
  • r L , r D , and r c the r values of the respective sampling sites were calculated by the following equation, and their average values were obtained.
  • r L and r D And r c Denotes the r value in the rolling direction, the direction of 45 ° to the rolling direction, and the direction of 90 ° to the rolling direction, respectively.
  • a bulging height was obtained by performing a hydraulic bulging test with a clamping pressure of 980 kN using a 100 mm ⁇ (100 mm diameter) circular dice.
  • Comparative Example 1 shows that the ratio of ⁇ 111 ⁇ grains (parts indicated by 1 in the drawing) and ⁇ 112 ⁇ grains (parts indicated by 2 in the drawing) does not satisfy the numerical range defined in the present invention.
  • Inventive Example 1 the ratio of ⁇ 111 ⁇ crystal grain (part indicated by 1 in the drawing) and ⁇ 112 ⁇ crystal grain (part indicated by 2 in the drawing) satisfied the conditions of the present invention. As a result, an r value of 1.3 or more and 30 mm were obtained. The above bulging height was shown.

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Abstract

본 발명은 가공성이 우수한 페라이트계 스테인리스 강재 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 오스테나이트계 스테인리스 강재에 비하여 가공성이 나빠 고가공성을 요하는 용도에 사용되기 어려웠던 페라이트계 스테인리스 강재의 가공성을 향상시킨 신규한 페라이트계 스테인리스 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다. 본 발명의 일측면에 따른 페라이트계 스테인리스 강재는 압연면에 평행한 면방위가 {111}인 결정립의 비율이 20% 이상이고, 압연면에 평행한 면방위가 {112}인 결정립의 비율이 10% 이상일 수 있다. 단, 여기서 각 결정립의 비율은 EBSP(Electron Back Scattering Pattern) 법에 의해 측정한 값을 의미한다.

Description

가공성이 우수한 페라이트계 스테인리스 강재 및 그 제조방법
본 발명은 가공성이 우수한 페라이트계 스테인리스 강재 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 오스테나이트계 스테인리스 강재에 비하여 가공성이 나빠 고가공성을 요하는 용도에 사용되기 어려웠던 페라이트계 스테인리스 강재의 가공성을 향상시킨 신규한 페라이트계 스테인리스 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다.
페라이트계 스테인리스 강재는 고가의 합금원소가 적게 첨가되면서도 내식성이 뛰어나서, 오스테나이트계 스테인리스 강재에 비하여 가격 경쟁력이 높은 강재이다. 페라이트계 스테인리스계 강재은 건축재료, 수송기기, 주방기기 등의 용도에 사용되고 있으나, 가공성이 열위하여 많은 분야에서 오스테나이트계 스테인리스 강재를 대체하지 못하고 있다. 이에, 가공성을 향상시켜 그 용도 확대를 도모하는 검토가 적극적으로 진행되고 있다. 이와 같은 연구들은 페라이트계 스테인리스 강재의 디프드로잉(deep drawing)성이나 내 리징성(anti-ridging)개선하기 위한 것으로서, 그 결과 주방기구나 자동차 부품 등과 같은 용도 분야에서 사용이 확대되고 있다. 그러나, 디프드로잉성이나 내 리징성을 개선하는 것만으로 페라이트계 스테인리스 강재의 추가적인 용도 확대를 기대하기에는 한계가 있다. 따라서, 페라이트계 스테인리스 강재의 용도를 확대하기 위해서는 여러 가공 분야에서 요구되는 벌징성 등의 성질을 충족시킬 필요가 있다.
본 발명의 한가지 측면은 디프드로잉성과 벌징성이 우수한 페라이트계 스테인리스 강재를 제공한다.
본 발명의 또한가지 측면은 디프드로잉성과 벌징성이 우수한 페라이트계 스테인리스 강재의 제조방법을 제공한다.
본 발명의 과제는 상술한 내용으로 한정되지 않는다. 본 발명의 추가적인 과제는 본 발명 명세서에 전반적으로 기재되어 있으며, 본 발명이 속하는 기술 분야에서 통상의 지식을 가지는 기술자라면 본 발명의 추가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일측면에 따른 페라이트계 스테인리스 강재는 압연면에 평행한 면방위가 {111}인 결정립의 비율이 20% 이상이고, 압연면에 평행한 면방위가 {112}인 결정립의 비율이 10% 이상일 수 있다.
단, 여기서 각 결정립의 비율은 EBSP(Electron Back Scattering Pattern) 법에 의해 측정한 값을 의미한다.
이때, 중량%로, C: 0.02%이하, Si: 1.0%이하, Mn: 1.5%이하, P: 0.035%이하, S: 0.03%이하, Al: 0.08%이하, N: 0.015%이하, Cr: 10~12%, Ti: 0.3% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 조성을 가질 수 있다.
또한, 본 발명의 페라이트계 스테인리스 강재는 중량%로, Ni: 0.2% 이하 및 Cu: 0.3~0.7% 중에서 선택되는 1종 또는 2종을 더 포함할 수 있다.
본 발명의 또한가지 측면인 페라이트계 스테인리스 강재를 제조하는 방법은 페라이트계 스테인리스 강재의 슬라브를 준비하는 단계; 상기 슬라브를 열간압연하여 열연판을 얻는 단계; 상기 열연판을 700~850℃의 온도 범위에서 180초 이하 유지하는 열연판 소둔을 실시하는 단계; 상기 열연판을 냉간압연하여 냉연판을 얻는 단계; 상기 냉연판을 850℃ 이상의 온도 범위에서 냉연판 소둔을 실시하는 단계를 포함할 수 있다.
이때, 상기 열간압연시 1패스당 최대 압하율이 20~60% 범위로 제어될 수 있다.
또한, 상기 슬라브는 중량%로, C: 0.02%이하, Si: 1.0%이하, Mn: 1.5%이하, P: 0.035%이하, S: 0.03%이하, Al: 0.08%이하, N: 0.015%이하, Cr: 10~12%, Ti: 0.3% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 조성을 가질 수 있다.
또한, 상기 슬라브는 중량%로, Ni: 0.2% 이하 및 Cu: 0.3~0.7% 중에서 선택되는 1종 또는 2종을 더 포함할 수 있다.
본 발명의 제조방법은, 상기 냉연판 소둔 후에 0.5~1.5%의 신장율로 스킨 패스 압연하는 단계를 더 포함할 수 있다.
상술한 바와 같이, 본 발명은 페라이트계 스테인리스 강재의 내부조직의 방위를 적절히 제어함으로써 종래의 디프드로잉성 뿐만 아니라, 벌징성까지 우수한 페라이트계 스테인리스 강재를 제공할 수 있다. 이와 같은 페라이트계 스테인리스 강재는 고가의 오스테나이트계 스테인리스계 강재를 다양한 분야에서 대체 가능하여, 원가 감소 효과를 가질 수 있다.
도 1은 비교예1의 EBSP 사진, 그리고
도 2는 발명예1의 EBSP 사진이다.
이하, 본 발명을 상세히 설명한다.
벌징성이라 함은 금속판의 판 말단을 구속한 상태에서 중앙부를 프레스에 의해 벌징했을 때, 어디까지 찢어지지 않고, 벌징시킬 수 있는지를 나타내는 지표로서 벌징되는 높이로 표시하는 특성이다. 이에 비하여 디프드로잉성은 금속판의 판 말단을 구속하지 않고 프레스 하는 경우에 사용되는 지표로서 통상 r치로 많이 표시한다.
본 발명의 발명자들은 페라이트계 스테인리스 강재의 디프드로잉성과 벌징성을 동시에 개선할 수 있는 방안에 대하여 검토한 결과, 강재의 조성을 적정범위로 제어하는 것 이외에도, 강재 내부 집합조직의 방위를 제어하여야 할 필요가 있다는 사실을 발견하고 본 발명에 이르게 되었다.
즉, 본 발명의 한가지 측면에서는 압연면에 평행한 면방위가 {111}인 결정립(이하, 간단히 {111} 결정립)과 압연면에 평행한 면방위가 {112}인 결정립(이하, 간단히 {112} 결정립)의 비율을 제한하여 디프드로잉성과 벌징성을 개선한다. 여기서 {111} 결정립은 면방위가 정확하게 {111}인 결정립만 의미하는 것이 아니라, {111}±10°(즉, {111} 방위에서 10° 이내로 벗어난 방위)인 결정립까지를 포함하는 의미이며, 마찬가지로 {112} 결정립 역시 압연면에 평행한면방위가 {112}±10°인 결정립까지 포함하는 의미라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명에서 각 방위를 가지는 결정립은 강판의 두께방향을 경면 연마 후, 왕수로 에칭하고, 최표층부로부터 전체두께의 1/4 지점의 영역을 EBSP(Electron Back Scattering Pattern) 법에 의해 결정 방위 해석하여 산출한다.
{111} 결정립이 많을수록 높은 r치가 얻어지는데, 그 결과 디프드로잉성이 개선된다. 따라서, 본 발명의 한가지 측면에서는 상술한 {111} 결정립의 비율이 20% 이상인 것이 바람직하다. 다만, {111} 결정립의 비율이 너무 높을 경우에는 벌징성과의 균형이 맞지 않으므로 상기 {111} 결정립의 비율의 상한은 90%로 정하며, 보다 바람직하게는 80%이하, 보다 구체적으로는 70% 이하로 정할 수 있다. 본 발명에서 {111} 결정립이라 함은 페라이트 결정립을 의미한다.
또한, {112} 결정립이 많을수록 벌징성이 개선된다. 본 발명에서는 이를 위하여 {112} 결정립의 비율이 10% 이상인 것이 바람직하다. 다만, {112} 결정립의 비율이 너무 높을 경우에는 디프드로잉성과의 균형이 맞지 않으므로 상기 {112} 결정립의 비율의 상한은 80% 이하로 정하며, 보다 바람직하게는 70% 이하, 보다 구체적으로는 60% 이하로 정할 수 있다. 본 발명에서 {112} 결정립이라 함은 페라이트 결정립을 의미한다.
또한, 페라이트계 스테인리스 강재의 내식성과 가공성을 겸비하기 위해서는 본 발명의 한가지 측면에 따른 페라이트계 스테인리스 강재의 조성을 이하와 같이 제어하는 것이 바람직하다. 이하에서, 각 성분원소의 함량은 특별히 달리 표시하지 않는 한 중량%를 기준으로 한 것이라는 점에 유의할 필요가 있다.
C: 0.02%이하
C는, Ti와 결합하여 Ti탄질화물을 형성시키는 원소로 강도를 높이는 원소로 C 함량이 높아지면 미결합된 고용 C 함량이 높아져 강도가 높고, 연신율이 저하되기 때문에 그 함량은 0.02% 이하로 한다.
Si: 1.0%이하
Si는 페라이트 형성원소로 함량 증가시 페라이트 상의 안정성이 높아지게 되고 내산화성이 향상되나 1.0% 이상 첨가하면 경도, 항복강도, 인장강도를 높이고 연신율을 저하시키기 때문에 연신율 개선에 불리하여 1.0% 이하로 한정한다.
Mn: 1.5%이하
Mn은 강의 용해 단계에서 탈산제로서 이용되지만, 그 양이 1.5%를 넘으면 MnS를 용출하여 내공식성을 저하시키기 때문에 1.5% 이하로 한정한다.
P: 0.035%이하, S: 0.03%이하
P 및 S는 MnS등 개재물을 형성하여 내식성 및 열간가공성을 저해하므로 가능한 낮게 관리하는 것이 좋기 때문에 P :0.035% 이하, S : 0.03% 이하로 한정한다
Al: 0.08%이하
Al는, 강의 용해 단계에서 탈산제로서 이용되지만, 그 양이 0.08%를 넘으면, 비금속 개재물의 증가에 의해 표면 흠을 발생시키는 것과 동시에, 가공성을 열화시킨다. 따라서, Al량은 0.08% 이하로 한다.
N: 0.015%이하
N량이 0.015%를 넘으면, 강재가 경질화하고, 연성이 저하한다.따라서, N량은 0.015% 이하로 한다.
Cr: 10~12%
Cr은 함량이 10% 이하로 너무 낮으면 내식성이 저하하고, 함량이 더욱 높아지면 내식성은 향상이 되나 그 함량이 12% 이상이면 강도가 높아져 연신율 저하로 성형성이 저하하기 때문에 그 함량은 10%≤Cr≤12%로 한정한다.
Ti: 0.3% 이하
Ti는 부동태 피막 안정화원소로 Ti 함량이 너무 높아지면 연신율 및 성형성이 저하되기 때문에 그 함량은 0.3% 이하로 제한하는 것이 좋다. 또한, Ti 함량의 하한은 반드시 제한하지 않아도 되나, 본 발명의 한가지 측면에서는 Ti 첨가량이 너무 낮으면 용접부에 입계부식이 발생되기 때문에 용접부 입계 부식을 방지하기 위해서 그 하한을 10C ≤ Ti로 할 수도 있다.(단, 여기서 C, Ti는 각 해당원소의 함량을 중량%로 나타낸 것임)
이상 상술한 바와 같이, 본 발명의 페라이트계 스테인리스 강재는 중량%로, C: 0.02%이하, Si: 1.0%이하, Mn: 1.5%이하, P: 0.035%이하, S: 0.03%이하, Al: 0.08%이하, N: 0.015%이하, Cr: 10~12%, Ti: 0.3% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 조성을 가질 수 있다.
또한, 본 발명의 페라이트계 스테인리스 강재는 상술한 성분 이외에도 추가적으로 Ni 및 Cu 중에서 선택된 1종 또는 2종을 아래와 같은 함량 범위에서 더 포함할 수 있다.
Ni: 0.2% 이하
Ni는 내식성 확보에 효과가 있는 원소이다. 상기 Ni는 오스테나이트계 스테인리스 강재에서는 내식성 확보를 위하여 다량 첨가되는 원소이나, 페라이트계 스테인리스 강재에서는 원가 저감을 위하여 Ni 함량을 대폭 감소시킬 수 있다. 따라서, 본 발명의 일측면에서는 Ni를 0.2% 이하로 첨가한다.
Cu: 0.3~0.7%
Cu는, 애노드 반응에 의한 지철의 용해를 감소시키는 작용을 가지고, 이로서 {112}방위를 성장시키는데 도움을 주지만, 그 양이 0.3% 미만에서는, 이러한 효과를 얻을 수 없다. 한편, Cu량이 0.7%를 넘으면, CuS가 석출하고, 가공성을 열화 시킨다.따라서, Cu량은 0.3~0.7%로 한다.
앞에서도 기재한 바 있듯이 잔부는 Fe 및 불가피한 불순물이지만, 불가피한 불순물의 양은 가능한 한 감소 하는 것이 바람직하다. 예를 들면, B:0.001%이하, Mo:0.1%이하, V:0.05%이하, Mg:0.01%이하, Ca:0.01%이하로 하는 것이 바람직하다.
본 발명의 페라이트계 스테인리스 강재의 제조방법은 특별히 제한하지 않는다. 다만, 본 발명의 발명자에 의해 도출된 제조방법의 예를 든다면 아래와 같다.
본 발명의 페라이트계 스테인리스 강판은 열간압연 - 열연판 소둔 - 냉간압연 - 냉연판 소둔을 포함하는 과정에 의해 제조될 수 있다. 보다 구체적으로는 본 발명의 범위내에 있는 조성을 갖는 슬라브를, 열간압연 후, 700~850℃의 온도 범위에서 180초 이하 유지하는 열연판 소둔을 행하고, 냉간압연을 실시한 후, 850℃이상의 온도 범위에서 냉연판 소둔을 하는 방법에 의해 제조할 수 있다. 이하, 각각의 공정에 대하여 보다 상세하게 설명한다.
열연판소둔: 700~850℃의 온도에서 180초 이하 실시
본 발명의 조성을 갖는 강판은 열간압연 후에 경질이므로, 냉간압연시 압연부하가 증가하게 되는 문제가 있다. 이를 해결하기 위하여, 700℃이상의 온도로 열연판소둔을 실시할 필요가 있다. 다만, 소둔온도가 850℃를 초과하거나 소둔시간이 180초를 초과하면, 열연판 소둔 후의 페라이트 결정립이 조대화하고, 냉연판 소둔 후에 {111}결정립의 비율이 20%이상이 되지 않거나, {112} 결정립의 비율이 10% 미만이 되어 냉연판소둔 후의 딥드로잉성이나 내리징성이 열화되기 쉽다. 따라서, 열연판소둔은 700~850℃의 온도 범위에서 180초 이하의 조건으로 실시할 필요가 있다. 열연판 소둔 시간의 하한을 특별히 정할 필요는 없으나, 충분한 효과를 얻기 위해서 열연판 소둔 시간은 15초 이상 실시하는 것이 바람직하다.
냉연판소둔:850℃이상
냉연판소둔시의 소둔온도가 850℃ 미만일 경우에는, 재결정이 저해되거나 압연 방향으로 압착된 형태의 페라이트가 그대로 존재하여 연성 등의 특성이 열화할 수 있다. 따라서, 냉연판소둔은 850℃이상의 온도 범위에서 실시할 필요가 있다. 또한, 냉연판 소둔 온도의 상한 온도를 특별히 정할 필요는 없으나, 냉간압연까지의 공정에 의해 조정된 집합 조직을 바람직한 범위로 유지하고, 에너지 효율 등을 고려한다면 냉연판 소둔 온도의 상한을 1000℃로 정할 수도 있다. 냉연판 소둔시 유지시간은 10~200초로 정할 수 있다.
위와 같은 조건 이외에도 강재의 물성을 더욱 향상시키기 위하여 후술하는 조건을 더욱 부가할 수 있다.
열간압연: 1패스당 최대 압하율 20~60%
판두께의 1/4에 있어서의 {111}결정립의 면적률을 20%이상 확보하기 위해서는 조압연공정에서 적어도 1패스당 최대 압하율을 20%이상으로 하는 것으로 달성할 수 있으나, {112}결정립의 성장을 위해서는 조압연공정에서 적어도 1패스당 최대 압하율을 60%이하로 제한할 수 있다.
또한 본 발명의 한가지 측면에서 {112}결정립을 10% 이상으로 하기 위해서 압연시 판중심 온도와 판표면 온도의 차를 150 ℃이하로 할 수 있다.
덧붙여 냉연판 소둔 후에, 형상 교정이나 항복점 연신(YPE, Yield Point Elongation)을 제거하기 위해, 0.5~1.5%의 신장율로 스킨 패스 압연을 추가로 실시할 수도 있다.
제조조건을 상술한 바와 같이 제어하였을 경우 그 외 특별히 한정하지 않은 조건은, 통상의 페라이트계 스테인리스 강판의 제조조건에 준하여 행할 수 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 상세히 설명한다. 다만, 하기하는 실시예는 본 발명을 예시하여 구체화하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 제한하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의하여 달성되는 것이기 때문이다.
(실시예)
표 1에 기재된 페라이트계 스테인리스강 슬라브를 준비하고, 표 2에 기재된 조건으로 열간압연, 열연판 소둔, 냉간압연, 냉연판 소둔을 실시하여 0.8mm의 냉연판을 얻었다. 표 1에 기재된 각 원소의 함량은 중량%를 의미한다.
표 1
구분 C Si Mn P S Al N Cr Cu Ti Ni
A 0.005 0.35 0.4 0.025 0.01 0.035 0.0105 10.4 - 0.2 -
B 0.012 0.25 0.16 0.031 0.005 0.040 0.0095 11.5 0.45 0.15 -
C 0.015 0.62 0.8 0.025 0.012 0.032 0.0087 11.9 - 0.21 0.13
표 2
구분 열연 조압연 1패스당 최대 압하율(%) 열연판 소둔온도(℃) 열연판 소둔 시간(초) 냉연판 소둔 온도(℃) 스킨패스 압연 신장율(%) 비고
A 35 800 150 850 - 발명예1
A 20 780 120 870 - 발명예2
A 46 870 90 900 - 비교예1
A 50 730 200 880 - 비교예2
B 28 780 120 800 - 비교예3
B 45 830 120 880 1 발명예3
C 18 750 120 880 - 비교예4
C 35 820 120 880 - 발명예4
C 65 790 120 880 - 비교예5
상술한 과정에 의해 제조된 강판에 대하여 EBSP법에 의해 최표층부로부터 1/4 두께 지점의 {111} 및 {112} 결정립의 비율을 측정하였다. 각 강판의 디프 드로잉성과 벌질성은 다음과 같은 방식으로 측정하였다.
디프드로잉성
일본공업규격(JIS)13호 시험편(판폭방향의 판폭중앙부와 판단말로부터 200mm의 3개소를 압연방향으로 50m마다에 채취)을 사용하여 15%의 단축벌징 예비변형을 부여하여, 3점법에 따른 각 방향의 r치(rL, rD, rc)를 구하여 다음식에 의해 각 채취개소의 r치를 계산하여 그들의 평균치를 구했다.
r=(rL+ 2rD+ rc) /4
단 rL, rD 및 rc 는 각각 압연방향, 압연방향에 대하여 45°의 방향, 압연방향에 대하여 90°의 방향의 r치를 나타낸다.
벌징성
100mmø(직경 100mm)원형다이스를 사용하여 체결압력 980kN의 액압벌징시험을 행하여 벌징 높이를 구했다.
각 시험법에서 측정된 수치를 하기 표 3에 나타내었다.
표 3
구분 {111} 비율(%) {112} 비율(%) r 벌징 높이(mm)
발명예1 25 27 1.45 35
발명예2 32 18 1.67 31
비교예1 15 21 0.81 33
비교예2 35 5 1.72 19
비교예3 26 32 1.39 37
발명예3 35 27 1.68 30
비교예4 19 28 1.11 33
발명예4 31 26 1.53 37
비교예5 25 8 1.38 28
상기 표 3에서 확인할 수 있듯이, {111} 비율이 20% 이상이고 {112} 비율이 10% 이상인 발명예의 경우에는 r 값이 1.3 이상이고, 벌징높이가 30mm 이상으로서 양호한 디프드로잉성과 벌징성 모두를 겸비하고 있음을 알 수 있었다. 그러나, 이와 대비되는 비교예1과 비교예4는 {111} 비율이 다소 낮은 것으로서, r값이 1.3 미만의 낮은 값을 가지고 있었다. 비교예2와 비교예4는 {112} 비율이 10% 미만인 것으로서 벌징높이가 30mm 미만으로서 충분하지 않았다. 비교예3은 r 값과 벌징 높이는 충분하나, 냉간압연시 압연 부하가 증가하는 문제가 있었다.
도 1과 도 2에 각각 비교예1의 EBSP 사진과 발명예1의 EBSP 사진을 나타내었다. 도면에서 확인할 수 있듯이 비교예1은 {111} 결정립(도면에서 ①로 표시된 부분)과 {112} 결정립(도면에서 ②로 표시된 부분)의 비율이 본 발명에서 규정하는 수치범위를 충족하지 못하고 있는 반면, 발명예1은 {111} 결정립(도면에서 ①로 표시된 부분)과 {112} 결정립(도면에서 ②로 표시된 부분)의 비율이 본 발명의 조건을 충족하고 있었으며, 그 결과 1.3 이상의 r 값과 30mm 이상의 벌징높이를 나타내고 있었다.
따라서, 본 발명의 유리한 효과를 확인할 수 있었다.

Claims (8)

  1. 압연면에 평행한 면방위가 {111}인 결정립의 비율이 20% 이상이고, 압연면에 평행한 면방위가 {112}인 결정립의 비율이 10% 이상인 가공성이 우수한 페라이트계 스테인리스 강재.
    단, 여기서 각 결정립의 비율은 EBSP(Electron Back Scattering Pattern) 법에 의해 측정한 값을 의미한다.
  2. 제 1 항에 있어서, 중량%로, C: 0.02%이하, Si: 1.0%이하, Mn: 1.5%이하, P: 0.035%이하, S: 0.03%이하, Al: 0.08%이하, N: 0.015%이하, Cr: 10~12%, Ti: 0.3% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 조성을 가지는 가공성이 우수한 페라이트계 스테인리스 강재.
  3. 제 2 항에 있어서, 중량%로, Ni: 0.2% 이하 및 Cu: 0.3~0.7% 중에서 선택된 1종 또는 2종을 더 포함하는 가공성이 우수한 페라이트계 스테인리스 강재.
  4. 페라이트계 스테인리스 강재의 슬라브를 준비하는 단계;
    상기 슬라브를 열간압연하여 열연판을 얻는 단계;
    상기 열연판을 700~850℃의 온도 범위에서 180초 이하 유지하는 열연판 소둔을 실시하는 단계;
    상기 열연판을 냉간압연하여 냉연판을 얻는 단계;
    상기 냉연판을 850℃ 이상의 온도 범위에서 냉연판 소둔을 실시하는 단계
    를 포함하는 가공성이 우수한 페라이트계 스테인리스 강재의 제조방법.
  5. 제 4 항에 있어서, 상기 열간압연시 1패스당 최대 압하율이 20~60%인 가공성이 우수한 페라이트계 스테인리스 강재의 제조방법.
  6. 제 4 항 또는 제 5 항에 있어서, 상기 슬라브는 중량%로, C: 0.02%이하, Si: 1.0%이하, Mn: 1.5%이하, P: 0.035%이하, S: 0.03%이하, Al: 0.08%이하, N: 0.015%이하, Cr: 10~12%, Ti: 0.3% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 조성을 가지는 가공성이 우수한 페라이트계 스테인리스 강재의 제조방법.
  7. 제 6 항에 있어서, 상기 슬라브는 중량%로, Ni: 0.2% 이하 및 Cu: 0.3~0.7% 중에서 선택된 1종 또는 2종을 더 포함하는 가공성이 우수한 페라이트계 스테인리스 강재의 제조방법.
  8. 제 4 항 또는 제 5 항에 있어서, 상기 냉연판 소둔 후에 0.5~1.5%의 신장율로 스킨 패스 압연하는 단계를 더 포함하는 가공성이 우수한 페라이트계 스테인리스 강재의 제조방법.
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