WO2017111250A1 - 내식성 및 가공성이 향상된 린 듀플렉스 스테인리스강 및 이의 제조 방법 - Google Patents

내식성 및 가공성이 향상된 린 듀플렉스 스테인리스강 및 이의 제조 방법 Download PDF

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Definitions

  • the present invention relates to a lean duplex stainless steel and a method for manufacturing the same, to reduce the manufacturing cost by adjusting the content of expensive alloy components, to ensure corrosion resistance of STS 304 steel or more, and to control the cooling conditions during winding cooling after hot rolling Therefore, the present invention relates to a lean duplex stainless steel and a method of manufacturing the same, which can suppress the formation of thermal martensite, control the phase ratio, and secure elongation to improve workability.
  • austenitic stainless steel having good processability and corrosion resistance contains iron (Fe) as a base metal, and contains chromium (Cr) and nickel (Ni) as main raw materials, and molybdenum (Mo) and copper (Cu), etc. It is developed in various steel grades to suit various purposes by adding other elements of.
  • the austenitic stainless steel is a steel grade excellent in corrosion resistance and corrosion resistance, and contains 8% or more of nickel (Ni) component by weight in terms of low carbon. For this reason, there is a problem in that the price is unstable due to a large fluctuation in cost caused by the increase in nickel (Ni) price and thus the competitiveness is low. Therefore, in order to compensate for this, it is necessary to develop a new steel grade that can secure corrosion resistance equal to or higher than that of the austenitic stainless steel grade while lowering the nickel (Ni) content.
  • the duplex stainless steel which is a stainless steel having a microstructure composed of a mixture of an austenite phase and a ferrite phase, exhibits both the austenitic and ferritic characteristics.
  • various duplex stainless steels have been proposed, for example, US Patent No. 6096441 (2000.8.1).
  • duplex stainless steel In the case of the duplex stainless steel, it provides excellent corrosion resistance in various corrosive environments, and exhibits superior corrosion resistance than that of the austenitic stainless steel such as AISI's 304 and 316. In the case of such duplex stainless steel, the manufacturing cost is increased due to expensive elements such as nickel (Ni) and molybdenum (Mo), and the price competitiveness is reduced with other steel types by consuming nickel (Ni) and molybdenum (Mo). Cause.
  • lean has recently eliminated expensive alloy elements such as nickel (Ni) and molybdenum (Mo) among duplex stainless steels, and further improved the advantages of low alloy cost by adding low-cost alloy elements in place of these elements.
  • alloy elements such as nickel (Ni) and molybdenum (Mo) among duplex stainless steels
  • Lean duplex stainless steel has the same corrosion resistance as 304 and 316 steel, which is roughly classified as austenitic stainless steel, and has low Ni content, so it is economical and high in strength and easy to secure. It is in the spotlight as a molten steel.
  • Such lean duplex steels include, for example, S32304 (typical component 23Cr-4Ni-0.13N) standardized in ASTMA240, S32101 (typical component 21Cr-1.5Ni-5Mn-0.22N) standardized in ASTMA240.
  • duplex stainless steels are designed for cold workability, i.e., strengthening of corrosion resistance rather than formability, providing superior corrosion resistance than that required in certain applications.
  • stress corrosion resistance is also superior to the design requirements to provide a technical solution, but ductility, which is a factor related to workability, is inferior to that of austenitic stainless steel. This causes a lot of restrictions on applications in various industrial fields that require molding, bending, and the like, and there are aspects that are not economically feasible.
  • austenitic stainless steel having excellent moldability that is, elongation, contains 4% or more of expensive Ni, and has a problem in that a material cost is very high during manufacturing and a large amount of Ni, which is a valuable resource, is consumed.
  • Mn greatly increases the nitrogen solubility of steel for securing corrosion resistance of lean duplex stainless steel, but easily forms inclusions such as MnS, which are detrimental to corrosion resistance, thereby inhibiting corrosion resistance.
  • the operation of the electric furnace causes environmental problems due to the generation of Mn dust and the like. Therefore, a two-phase tissue steel in which a ferrite phase and an austenite phase coexist in a manner of securing Ni and Mn while reducing elongation and corrosion resistance equivalent to that of an austenite series.
  • Patent Document 0001 US Registered Patent No. 6096441 (March 2000)
  • Embodiments of the present invention are to provide a lean duplex stainless steel that can improve the workability and corrosion resistance at the same time by controlling the component system of the duplex stainless steel to reduce the cost, improve the corrosion resistance and elongation.
  • embodiments of the present invention is to provide a method for manufacturing a lean duplex stainless steel that can improve the workability by controlling the cooling conditions during the cold rolling after hot rolling to suppress the formation of thermal martensite and to secure the elongation.
  • any one selected from the group consisting of 0.05% or less of titanium (Ti), 0.09% or less of niobium (Nb), 0.095% or less of vanadium (V), and 0.19% or less of tin (Sn) It may further include one or more.
  • tin (Sn) may further include any one or more selected from the group consisting of 0.19% or less and antimony (Sb) 0.1% or less.
  • the stainless steel may include 40 to 75% of the austenitic phase and the remaining ferrite phase.
  • the stainless steel may have a thermal martensite fraction of 10% or less.
  • the formal potential of the stainless steel may be 360mV or more.
  • the stainless steel may have a hot rolled elongation of 35% or more.
  • the stainless steel may have a cold rolling elongation of 40% or more.
  • the coiling temperature and the cooling rate after the coiling of the hot rolled annealing material satisfy the following formula (3).
  • A is a coiling temperature (° C)
  • B is a cooling rate (° C / sec) after winding.
  • Embodiments of the present invention can reduce the cost compared to the austenitic stainless steel by controlling the content of alloying components, such as Ni, Si, Mn, Cu in the component system of the duplex stainless steel, by controlling the percentage of ferrite and austenite By securing the elongation of hot rolled annealing material to 35% or more and the cold rolling annealing material to 40% or more and at the same time adding Mo, W and rare earth elements to improve corrosion resistance, And corrosion resistance can be improved simultaneously.
  • alloying components such as Ni, Si, Mn, Cu in the component system of the duplex stainless steel
  • embodiments of the present invention can control the cooling conditions during the cold rolling after hot rolling to suppress the formation of thermal martensite and to control the phase fraction of ferrite and austenite to secure the elongation to improve workability.
  • FIG. 1 is a graph for explaining the correlation between the formula potential prediction value and the cold rolling elongation of the duplex stainless cold rolled annealing material according to the Examples and Comparative Examples of the present invention.
  • Figure 3 is a graph showing the stress-strain curve of the duplex stainless steel hot rolled annealing material according to the Examples and Comparative Examples of the present invention.
  • FIG. 5 is a graph illustrating whether thermal martensite is generated in a hot rolled annealing material according to a winding temperature and a cooling rate after winding of a duplex stainless steel.
  • Lean duplex stainless steel with improved corrosion resistance and workability according to an embodiment of the present invention, in weight%, carbon (C) 0.08% or less (excluding 0), silicon (Si) 0.7 to 1.1%, manganese (Mn) 2.4 to 3.5%, chromium (Cr) 17.9 to 20.7%, nickel (Ni) 0.05 to 1.15%, nitrogen (N) 0.18 to 0.3%, copper (Cu) 0.4 to 2.8%, balance iron (Fe) and other unavoidable impurities do.
  • the content of C is 0.08% or less (excluding 0).
  • C is an austenite forming element and is an element effective for increasing the material strength by solid solution strengthening.
  • the content of C is 0 because it is easily combined with carbide-forming elements such as Cr, which is effective for corrosion resistance at the ferrite-austenite phase boundary, to reduce the corrosion resistance by lowering the Cr content around grain boundaries. It is preferably limited to more than% to 0.08% or less.
  • the content of Si is 0.7 to 1.1%.
  • Si is partially added for the deoxidation effect and is an element that is concentrated in ferrite during annealing heat treatment as a ferrite forming element. Therefore, in order to secure an appropriate ferrite phase fraction, Si should be added 0.7% or more. However, when more than 1.1% of Si is added, the hardness of the ferrite phase is sharply increased to lower the elongation of the duplex stainless steel, and it is difficult to secure the austenite phase to ensure sufficient elongation. There is a problem of reducing the corrosion resistance by combining with oxygen to form inclusions. Therefore, the content of Si is preferably limited to 0.7% or more and 1.1% or less.
  • the content of Mn is 2.4 to 3.5%.
  • Mn is an element that increases the deoxidizer and nitrogen solubility, and is an austenite forming element. It is used as a substitute for expensive Ni, and when the content is added in excess of 3.5%, it is difficult to secure corrosion resistance of the STS 304 steel level. . This is because when Mn is added a lot, it has an effect on the solubility of nitrogen, but combines with S in the steel to form MnS and lower the corrosion resistance. In addition, when the content of Mn is less than 2%, it is difficult to secure a proper austenite phase fraction even by adjusting the austenite forming elements Ni, Cu, N, etc. Can't get it. Therefore, the content of Mn is preferably limited to 2.4% or more and 3.5% or less.
  • the content of Cr is 17.9 to 20.7%.
  • Cr is a ferrite stabilizing element that plays a major role in securing the ferrite phase of duplex stainless steel, and is an essential element for securing corrosion resistance.
  • Increasing the content of Cr increases the corrosion resistance, but there is a problem of cost increase because the content of expensive Ni or other austenite forming elements must be increased to maintain the phase ratio.
  • the content of Cr is preferably limited to 17.9% or more to 20.7% or less in order to maintain corrosion resistance of the STS 304 steel level while maintaining the phase ratio of the duplex stainless steel.
  • Ni 0.05-1.15%.
  • Ni is an austenite stabilizing element and plays a major role in securing the austenite phase of duplex stainless steel.
  • the austenitic phase forming elements Mn and N may be increased to sufficiently maintain the balance of phase fraction due to the reduction of Ni.
  • the content of Ni is preferably limited to 0.18% or more to 1.15% or less.
  • the content of N is 0.18 to 0.3%.
  • N is an element that greatly contributes to stabilization of the austenite phase together with Ni in duplex stainless steel, and is one of the elements that thicken on the austenite phase during annealing heat treatment. Therefore, the increase in N content may result in increased corrosion resistance and higher strength.
  • the solubility of N changes with the amount of Mn added. When the N content in the Mn range of the present invention exceeds 0.3% or more, the stable production of the steel is caused by the occurrence of surface defects caused by blow holes, pin holes, etc. during casting due to excess nitrogen solubility. becomes difficult.
  • the content of N is preferably limited to 0.18% or more to 0.30% or less.
  • the content of Cu is 0.4 to 2.8%.
  • Cu is an austenite forming element and is added as a substitute for phase balance and Ni.
  • Cu is an element exhibiting the same effect as Ni, and when a ferrite forming element that improves corrosion resistance is added, at least 0.4 in the Ni range of the present invention, in order to generate sufficient ductility, that is, plastic organic martensite or mechanical twins during cold working, Addition of more than% is required.
  • the content of Cu is preferably limited to 0.4% or more to 2.8% or less.
  • the lean duplex stainless steel having improved corrosion resistance and workability according to an embodiment of the present invention may further include any one or more selected from the group consisting of molybdenum (Mo) 1.0% or less and tungsten (W) 1.0% or less.
  • Mo molybdenum
  • W tungsten
  • Mo and W are ferrite-forming elements that improve corrosion resistance and are mostly distributed on ferrite.
  • W is an element added in place of Mo.
  • the alloying elements are elements that promote formation of intermetallic compounds at 600 to 1,000 ° C. during heat treatment, resulting in deterioration of corrosion resistance and mechanical properties.
  • the content of Mo is preferably limited to more than 0% to 1.0% or less.
  • the content of W is preferably limited to more than 0% to 1.0% or less.
  • a total of molybdenum (Mo) and tungsten (W) may be 0.15 to 1.0%. have.
  • Ti, Nb, and V act as a deoxidizer and combine with oxygen to form inclusions during steelmaking and refining, and react with C and N to form a carbide or carbonitride during hot rolling after hot rolling, or during hot and cold rolling annealing. . These precipitates inhibit the formation of Cr carbide, thereby inhibiting the formation of thermal martensite upon cooling, contributing to the improvement of elongation in the hot rolled state.
  • the content of Ti is more than 0% to 0.05% or less
  • the content of Nb is more preferably 0% to 0.09% or less
  • the content of V is preferably limited to more than 0% to 0.095%.
  • the lean duplex stainless steel having improved corrosion resistance and workability according to an embodiment of the present invention may further include any one or more selected from the group consisting of tin (Sn) of 0.19% or less and antimony (Sb) of 0.1% or less. .
  • Sn is known as an element that concentrates on the surface during annealing to improve the corrosion resistance of the alloy.
  • more than 0% of addition is required, and it is a ferrite phase forming element and at the same time it causes brittleness during hot rolling, and when it is added more than 0.19%, it causes brittleness during hot rolling, and 0.19
  • the addition of more than% makes no difference in the effect of the formation of the ferrite phase. Therefore, the content of Sn is preferably limited to more than 0% to 0.19% or less.
  • Sb is known as an element that concentrates on the surface during annealing to improve the corrosion resistance of the alloy.
  • addition of at least 0% is required, and addition of more than 0.1% causes brittleness during hot rolling. Therefore, the content of Sb is preferably limited to more than 0% to 0.1% or less.
  • FIG. 1 is a graph for explaining the correlation between the formula potential prediction value and the cold rolling elongation of the duplex stainless cold rolled annealing material according to the Examples and Comparative Examples of the present invention.
  • the formula potential predicted according to the following formula (1) is 360 to 440mV.
  • the cold rolling elongation is less than 40%.
  • the formal potential of the stainless steel may be 360mV or more, and accordingly, the lean duplex stainless steel according to the exemplary embodiment of the present invention may secure corrosion resistance of STS 304 steel or more.
  • the stainless steel comprises 40 to 75% of the austenitic phase and the balance of the ferritic phase in volume fractions.
  • the austenite phase is less than 40%, excessive thickening of the austenite forming elements occurs in the austenite phase during annealing.
  • the austenite is sufficiently stable to suppress the amount of strained organic martensite transformation occurring during deformation, and the tensile strength of the material can also be sufficiently secured due to excessive increase in austenite strength due to excessive solid solution of alloying elements.
  • the austenite fraction is preferably 40% or more.
  • the austenite fraction is more than 75%, surface cracking or the like occurs during hot rolling, resulting in deterioration of hot workability and loss of properties as a two-phase structure steel.
  • the austenite fraction is preferably 75% or less.
  • the preferred austenite phase fraction is 40 to 75% in order to secure an appropriate elongation in the duplex stainless steel hot rolled annealing material or cold rolled annealing material, that is, elongation due to the formation of plastic organic martensite of austenite.
  • the ferrite phase may be 25 to 60%.
  • the stainless steel may have a thermal martensite fraction of 10% or less.
  • FIG. 2 is a photograph showing the microstructure of the hot rolled annealing material according to Comparative Steel 11 including thermal martensite.
  • Figure 3 is a graph showing the stress-strain curve of the duplex stainless steel hot rolled annealing material according to the Examples and Comparative Examples of the present invention.
  • 4 is a graph for explaining the correlation between the thermal martensite fraction and the hot rolled elongation of the duplex stainless hot rolled annealing material according to the Examples and Comparative Examples of the present invention.
  • FIG. 2 shows a microstructure of a duplex stainless steel according to a comparative example including thermal martensite.
  • FIG. 2 is a microstructure of the hot rolled annealing material prepared according to Comparative Steel 11.
  • dark brown is a ferrite phase (1)
  • gray is an austenite phase (2)
  • relatively light brown which is present in acicular form, is thermal martensite (3) formed upon cooling.
  • FIG. 3 The stress-displacement curves of Comparative Steel 11 and Inventive Steel 3 with little thermal martensite present in large amounts of thermal martensite are shown in FIG. 3.
  • Figure 3 showing the stress-strain curve of the stainless steel, it can be seen that in the case of the invention steel 3 according to an embodiment of the present invention, the strain of the hot rolled annealing material is increased than that of the comparative steel 11. That is, when thermal martensite is present, it can be seen that the strain, that is, the elongation, is rapidly reduced to 30% or less, compared with the case where the thermal martensite is normally wound and there is almost no thermal martensite.
  • the thermal martensite fraction is more than 10% as in the correlation between the thermal martensite fraction and the hot rolling elongation, it can be seen that the hot rolling elongation is less than 35%.
  • the lean duplex stainless steel according to the embodiment of the present invention may have a hot rolled elongation of 35% or more and a cold rolled elongation of 40% or more.
  • lean duplex stainless steel with improved corrosion resistance and workability after manufacturing a lean duplex stainless steel slab including the composition, hot rolling, hot rolled annealing, winding and cooling to lean duplex stainless steel Can be prepared.
  • the winding temperature of the hot rolled annealing material and the cooling rate after the winding satisfy the following formula (3).
  • A is a coiling temperature (° C)
  • B is a cooling rate (° C / sec) after winding.
  • the correlation between the thermal martensite formation of the raw material and the elongation of the hot rolled annealing material according to the coiling temperature was examined. As a result, it was confirmed that the coiling temperature had a great influence on the elongation of the hot rolled annealing material. In addition, when the elongation of the hot rolled annealing material is 35% or more, it was confirmed that the elongation of the cold rolled annealing material after the cold rolling can ensure more than 40%.
  • alloying elements such as C, N, and Cr dissolved in the austenite surrounding the precipitates are precipitated as precipitates, and the austenite phase around the precipitates is depleted of the alloying elements, and when cooled, Forms thermal martensite.
  • FIG. 5 is a graph illustrating whether thermal martensite is generated in a hot rolled annealing material according to a winding temperature and a cooling rate after winding of a duplex stainless steel.
  • thermal martensite is formed in the hot rolled annealing material according to the winding temperature and the cooling rate after the winding. That is, thermal martensite is observed in excess of 10% at both the winding temperature and the cooling rate conditions indicated by ⁇ in FIG. 5, and thermal martensite is not formed at the winding temperature and the cooling rate conditions indicated by ⁇ , or less than 10%. Is formed.
  • the coiling temperature and the cooling rate conditions are controlled to satisfy the above formula (3), thereby preventing the formation of thermal martensite. It can be seen that the elongation of the blunt material can be secured to more than 35%.
  • the specimens were prepared by performing hot rolling, hot rolling annealing, cold rolling, and cold rolling annealing.
  • the elongation described the value measured at a strain rate of 6.6x10 -3 / s after taking the tensile specimen perpendicular to the rolling direction, that is, in the width direction.
  • 1 is a graph for explaining the correlation between the formula potential prediction value and the cold rolling elongation of the duplex stainless cold rolled annealing material according to the Examples and Comparative Examples of the present invention.
  • 1 is a graph showing the elongation and prediction formula potential of the inventive steels and comparative steels of Table 3 above. Referring to FIG. 1, the elongation decreases as the predicted official potential increases, and in order to secure 40% or more in the widthwise elongation of the cold rolled annealing material, the predicted official potential ranges from 360 to 440 mmV. It can be seen that must be satisfied.
  • the content of alloying components such as Ni, Si, Mn, Cu in the component system of the duplex stainless steel can reduce the cost compared to the austenitic stainless steel, the percentage of ferrite and austenite To control the elongation of hot rolled annealing material to more than 35% and the cold rolling annealing material to 40% or more, and at the same time to add corrosion resistance of Mo, W, rare earth elements to improve corrosion resistance By doing this, it turns out that workability and corrosion resistance can be improved simultaneously.
  • the cooling conditions at the time of winding cooling after hot rolling it is possible to suppress the formation of thermal martensite and to secure an elongation to improve workability.
  • the lean duplex stainless steel and its manufacturing method having improved corrosion resistance and workability according to embodiments of the present invention may be applied to steel materials for industrial facilities such as freshwater equipment, pulp, papermaking, and chemical equipment.

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Abstract

린 듀플렉스 스테인리스강 및 이의 제조 방법이 개시된다. 본 발명의 실시예에 따른 린 듀플렉스 스테인리스강은, 중량%로, 중량%로, 탄소(C) 0.08% 이하(0 제외), 실리콘(Si) 0.7 내지 1.1%, 망간(Mn) 2.4 내지 3.5%, 크롬(Cr) 17.9 내지 20.7%, 니켈(Ni) 0.05 내지 1.15%, 질소(N) 0.18 내지 0.3%, 구리(Cu) 0.4 내지 2.8%, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 예측된 공식 전위는 360 내지 440mV이다. 따라서, 듀플렉스 스테인리스강의 성분계를 제어하여 원가를 절감하고 내식성을 개선하며 연신율을 확보함으로써, 가공성 및 내식성을 동시에 향상시킬 수 있으며, 열간 압연 후 권취 냉각시 냉각 조건을 제어하여 열적 마르텐사이트의 형성을 억제하고 연신율을 확보하여 가공성을 향상시킬 수 있다.

Description

내식성 및 가공성이 향상된 린 듀플렉스 스테인리스강 및 이의 제조 방법
본 발명은 린 듀플렉스 스테인리스강 및 이의 제조 방법에 관한 것으로, 고가의 합금 성분 함량을 조절하여 제조 비용을 감소시킬 수 있으며, STS 304강 이상의 내식성을 확보하고, 열간 압연 후 권취 냉각시 냉각 조건을 제어하여 열적 마르텐사이트의 형성을 억제하고, 상분율을 제어하여 연신율을 확보하여 가공성을 향상시킬 수 있는 린 듀플렉스 스테인리스강 및 이의 제조 방법에 관한 것이다.
일반적으로 가공성과 내식성이 양호한 오스테나이트계 스테인리스강은 철(Fe)을 소지금속으로 하여, 크롬(Cr), 니켈(Ni)을 주요한 원료로 함유하고 있으며, 몰리브덴(Mo) 및 구리(Cu) 등의 기타 원소들을 첨가하여 각종 용도에 맞도록 다양한 강종으로 개발되고 있다.
이러한 오스테나이트계 스테인리스강은 내식성 및 내공식성이 우수한 강종으로서, 저탄소이면서 중량%로 8% 이상의 니켈(Ni) 성분을 함유하고 있다. 이 때문에 니켈(Ni) 가격 상승에 따른 원가의 변동 폭이 커서 가격이 불안정하여 경쟁력이 떨어진다는 문제점이 있다. 따라서, 이를 보완하기 위하여 니켈(Ni) 함량을 낮추면서 오스테나이트계 스테인리스 강종과 동등 이상의 내식성을 확보할 수 있는 새로운 강종의 개발이 필요하다.
이에 따라, 오스테나이트 상과 페라이트 상의 혼합물로 구성되는 미세조직을 가지는 스테인리스강인 듀플렉스 스테인리스강은, 오스테나이트계와 페라이트계의 특징을 모두 나타낸다. 현재까지 다양한 듀플렉스 스테인리스강이 제안되어 왔으며, 일례로 미국등록특허 제6096441호(2000.8.1) 등이 있다.
미국등록특허 제6096441호(2000.8.1)에는 "저니켈 고 인장 연신율을 갖는 페라이트-오스테나이트계 스테인리스강"이 개시되어 있다. 이는 철을 소지금속으로 하여, C: 0.04% 이하, Si: 0.4 ~ 1.2%, Mn: 2 ~ 4% 이하, Ni: 0.1 ~ 1.0%, Cr: 18 ~ 22%, Cu: 0.05 ~ 4.0%, S: 0.03% 이하, P: 0.1% 이하, N: 0.1 ~ 0.3%, Mo: 3.0% 이하 및 기타 불가피한 불순물을 포함하되, 오스테나이트 및 페라이트의 2상으로 이루어지고, 그 중 오스테나이트상이 30~70%를 차지하되, Creq=Cr(%)+Mo(%)+1.5Si(%), Nieq=Ni(%)+0.33Cu(%)+0.5Mn(%)+30C(%)+30N(%)로 정의되는 수학식에서 Creq/Nieq 2.3~2.75 범위이며, IM=551-805(C+N)(%)--8.52Si(%)--8.57Mn(%)--12.51Cr(%)--36Ni(%)--34.5Cu(%)--14Mo(%)로 정의되는 수학식에서 IM은 40~115 범위인 것을 특징으로 한다.
상기 듀플렉스 스테인리스강의 경우, 다양한 부식 환경에서 우수한 내부식성을 제공하며, AISI의 304, 316등의 오스테나이트계 스테인리스상보다 우수한 내부식성을 나타낸다. 이와 같은 듀플렉스 스테인리스강의 경우, 니켈(Ni), 몰리브덴(Mo) 등의 고가 원소에 의한 제조 비용 상승이 될 뿐만 아니라 니켈(Ni), 몰리브덴(Mo) 등을 소비함에 의해 타 강종과의 가격 경쟁력 감소를 야기한다.
이에 따라, 최근에는 듀플렉스 스테인리스강 중에서도 니켈(Ni) 및 몰리브덴(Mo) 등의 고가의 합금원소를 배제하고, 이들 원소를 대신하여 저원가의 합금원소를 첨가한 낮은 합금 비용의 장점을 더욱 증대시킨 린 듀플렉스(lean duplex) 스테인리스강에 대한 관심이 증대되고 있는 추세이다.
린 듀플렉스 스테인리스강은 종래 오스테나이트계 스테인리스강으로 대별되는 304, 316강과 동등한 내식성을 확보하면서 Ni 함량이 적어 경제적이면서도 고강도 확보가 용이하여 내식성을 요하는 담수 설비, 펄프, 제지, 화학설비 등 산업 설비용 강재로 각광받고 있다.
이러한 린 듀플렉스강은 예를 들어, ASTMA240에 규격화되어 있는 S32304(대표성분 23Cr-4Ni-0.13N), ASTMA240에 규격화되어 있는 S32101(대표성분 21Cr-1.5Ni-5Mn-0.22N) 등이 있다.
이들 듀플렉스 스테인리스강은 냉간 가공성, 즉 성형성보다는 내식성 강화 위주로 강을 설계하여, 특정 적용 부분에서는 요구되는 내식성보다 월등한 내식성을 제공한다. 그리고, 내응력부식성 역시 설계 요구사항보다 우수하여 기술적인 해결책은 제공할 수 있으나, 가공성과 관련된 인자인 연성이 오스테나이트계 스테인리스강보다 열위하다. 이에 의해 성형, 절곡 등을 요구하는 다양한 산업 분야의 응용에 많은 제약을 초래하여, 경제적인 측면에서는 타당하지 않은 면이 존재한다.
따라서, 이들 고가 원소를 배제하여 제조원가를 절감하면서도 304, 304L 및 316강 대비 동등 이상 수준의 내식성을 확보하고, 특히 가공성 즉 연성을 304강과 동등 수준으로 확보하는 산업설비 및 다양한 성형 가공용 듀플렉스 스테인리스 강의 개발이 필요하다.
또한, 일반적으로 성형성 즉 연신율이 우수한 오스테나이트계 스테인리스강의 경우, 고가인 Ni를 4% 이상 함유하고 있어서 제조시 재료 비용이 매우 높고, 또 귀중한 자원인 Ni 등을 대량으로 소비한다는 문제점이 있다.
또한, 다량의 Mn은 린 듀플렉스 스테인레스강의 내식성 확보를 위한 강의 질소 고용도를 크게 증가시키나, 내식성에 해로운 MnS 등의 개재물을 쉽게 형성하여 내식성을 저해한다는 문제점이 있다. 그리고, 전기로 조업 시 Mn 분진 등의 발생으로 환경 문제를 발생시킨다. 따라서, Ni, Mn 등을 저감하면서 오스테나이트계와 동등 수준의 연신율 및 내식성을 확보하는 방법으로 페라이트 상과 오스테나이트 상이 공존하는 2상 조직강을 개발하게 되었다.
(특허문헌 0001) 미국등록특허 제6096441호(2000.8.1.)
본 발명의 실시예들은 듀플렉스 스테인리스강의 성분계를 제어하여 원가를 절감하고 내식성을 개선하며 연신율을 확보함으로써, 가공성 및 내식성을 동시에 향상시킬 수 있는 린 듀플렉스 스테인리스강을 제공하고자 한다.
또한, 본 발명의 실시예들은 열간 압연 후 권취 냉각시 냉각 조건을 제어하여 열적 마르텐사이트의 형성을 억제하고 연신율을 확보하여 가공성을 향상시킬 수 있는 린 듀플렉스 스테인리스강의 제조 방법을 제공하고자 한다.
본 발명의 일 실시예에 따른 내식성 및 가공성이 향상된 린 듀플렉스 스테인리스강은, 중량%로, 탄소(C) 0.08% 이하(0 제외), 실리콘(Si) 0.7 내지 1.1%, 망간(Mn) 2.4 내지 3.5%, 크롬(Cr) 17.9 내지 20.7%, 니켈(Ni) 0.05 내지 1.15%, 질소(N) 0.18 내지 0.3%, 구리(Cu) 0.4 내지 2.8%, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 하기 식 (1)에 따라 예측된 공식 전위는 360 내지 440mV이다.
공식 전위 = -623.2 + 47.4Creq …… 식 (1)
(Creq = Cr + 1.37Mo + 0.75W + 1.5Si + 2Nb + 3Ti + 5V + 5.5Al)
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 몰리브덴(Mo) 0 초과 내지 1.0% 이하 및 텅스텐(W) 0 초과 내지 1.0% 이하로 이루어진 그룹에서 선택되는 어느 하나 이상을 더 포함하며, 몰리브덴(Mo) 및 텅스텐(W)의 총합은 0.15 내지 1.0% 일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 티타늄(Ti) 0.05% 이하, 나이오븀(Nb) 0.09% 이하, 바나듐(V) 0.095% 이하 및 주석(Sn) 0.19% 이하로 이루어진 그룹에서 선택되는 어느 하나 이상을 더 포함할 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 주석(Sn) 0.19% 이하 및 안티모니(Sb) 0.1% 이하로 이루어진 그룹에서 선택되는 어느 하나 이상을 더 포함할 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 스테인리스강은, 오스테나이트 상 40 내지 75% 및 잔부의 페라이트 상을 포함할 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 스테인리스강은, 열적 마르텐사이트 분율이 10% 이하일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 스테인리스강의 공식 전위는 360mV 이상일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 스테인리스강은 35% 이상의 열연 연신율을 가질 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 스테인리스강은 40% 이상의 냉연 연신율을 가질 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따른 내식성 및 가공성이 향상된 린 듀플렉스 스테인리스강의 제조 방법은, 중량%로, 탄소(C) 0.08% 이하(0 제외), 실리콘(Si) 0.7 내지 1.1%, 망간(Mn) 2.4 내지 3.5%, 크롬(Cr) 17.9 내지 20.7%, 니켈(Ni) 0.05 내지 1.15%, 질소(N) 0.18 내지 0.3%, 구리(Cu) 0.4 내지 2.8%, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 린 듀플렉스 스테인리스강 슬라브를 제조한 후, 열간 압연, 열연 소둔, 권취, 냉각, 냉간 압연 및 냉연 소둔하며, 상기 스테인리스강은 하기 식 (1)에 따라 예측된 공식 전위가 360 내지 440mV이다.
공식 전위 = -623.2 + 47.4Creq …… 식 (1)
(Creq = Cr + 1.37Mo + 0.75W + 1.5Si + 2Nb + 3Ti + 5V + 5.5Al)
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 열연 소둔재의 권취 온도 및 권취 후 냉각 속도는 하기 식(3)을 만족한다.
A ≤ 690 + 25*logB …… 식 (3)
여기서, A는 권취 온도(℃)이며, B는 권취 후 냉각 속도(℃/sec)이다.
본 발명의 실시예들은 듀플렉스 스테인리스강의 성분계 중 Ni, Si, Mn, Cu 등의 합금 성분의 함량을 조절하여 오스테나이트계 스테인리스강 대비 원가를 절감할 수 있으며, 페라이트 및 오스테나이트의 상분율을 제어하여 열연 소둔재의 연신율을 35% 이상, 냉연 소둔재의 연신율을 40% 이상으로 확보하면서, 동시에 내식성을 개선하기 위하여 Mo, W, 희토류 원소 등을 첨가하여 STS 304강 수준 이상의 내식성을 확보함으로써, 가공성 및 내식성을 동시에 향상시킬 수 있다.
또한, 본 발명의 실시예들은 열간 압연 후 권취 냉각시 냉각 조건을 제어하여 열적 마르텐사이트의 형성을 억제하고 페라이트 및 오스테나이트의 상분율을 제어하여 연신율을 확보하여 가공성을 향상시킬 수 있다.
도 1은 본 발명의 실시예 및 비교예에 따른 듀플렉스 스테인리스 냉연 소둔재의 공식 전위 예측값 및 냉연 연신율의 상관 관계를 설명하기 위한 그래프이다.
도 2는 열적 마르텐사이트를 포함하는 비교강 11에 따른 열연 소둔재의 미세 조직을 나타내는 사진이다.
도 3은 본 발명의 실시예 및 비교예에 따른 듀플렉스 스테인리스 열연 소둔재의 응력-변형 곡선을 나타내는 그래프이다.
도 4는 본 발명의 실시예 및 비교예에 따른 듀플렉스 스테인리스 열연 소둔재의 열적 마르텐사이트 분율 및 열연 연신율의 상관 관계를 설명하기 위한 그래프이다.
도 5는 듀플렉스 스테인리스강의 권취 온도 및 권취 후 냉각 속도에 따른 열연 소둔재 내에 열적 마르텐사이트의 생성 여부를 설명하기 위한 그래프이다.
본 발명의 일 실시예에 따른 내식성 및 가공성이 향상된 린 듀플렉스 스테인리스강은, 중량%로, 탄소(C) 0.08% 이하(0 제외), 실리콘(Si) 0.7 내지 1.1%, 망간(Mn) 2.4 내지 3.5%, 크롬(Cr) 17.9 내지 20.7%, 니켈(Ni) 0.05 내지 1.15%, 질소(N) 0.18 내지 0.3%, 구리(Cu) 0.4 내지 2.8%, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 하기 식 (1)에 따라 예측된 공식 전위는 360 내지 440mV이다.
공식 전위 = -623.2 + 47.4Creq …… 식 (1)
(Creq = Cr + 1.37Mo + 0.75W + 1.5Si + 2Nb + 3Ti + 5V + 5.5Al)
이하에서는 본 발명의 실시 예를 첨부 도면을 참조하여 상세히 설명한다. 이하의 실시 예는 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 본 발명의 사상을 충분히 전달하기 위해 제시하는 것이다. 본 발명은 여기서 제시한 실시 예만으로 한정되지 않고 다른 형태로 구체화될 수도 있다. 도면은 본 발명을 명확히 하기 위해 설명과 관계 없는 부분의 도시를 생략하고, 이해를 돕기 위해 구성요소의 크기를 다소 과장하여 표현할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따른 내식성 및 가공성이 향상된 린 듀플렉스 스테인리스강은, 중량%로, 탄소(C) 0.08% 이하(0 제외), 실리콘(Si) 0.7 내지 1.1%, 망간(Mn) 2.4 내지 3.5%, 크롬(Cr) 17.9 내지 20.7%, 니켈(Ni) 0.05 내지 1.15%, 질소(N) 0.18 내지 0.3%, 구리(Cu) 0.4 내지 2.8%, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함한다.
C의 함량은 0.08% 이하(0 제외)이다.
C는 오스테나이트 형성 원소로 고용강화에 의한 재료 강도 증가에 유효한 원소이다. 하지만, 과다 첨가 시 페라이트-오스테나이트 상 경계에서 내식성에 유효한 Cr과 같은 탄화물 형성 원소와 쉽게 결합하여 결정립계 주위의 Cr 함량을 낮추어 내부식 저항성을 감소시키기 때문에 내식성을 극대화하기 위해서는, C의 함량은 0% 초과 내지 0.08% 이하로 제한함이 바람직하다.
Si의 함량은 0.7 내지 1.1%이다.
Si는 탈산효과를 위하여 일부 첨가되며, 페라이트 형성 원소로 소둔 열처리 시 페라이트에 농화되는 원소이다. 따라서, 적정한 페라이트 상분율 확보를 위하여 Si를 0.7% 이상 첨가하여 한다. 그러나, Si의 1.1% 초과 첨가시, 페라이트 상의 경도를 급격히 증가시켜서 듀플렉스 스테인리스강의 연신율을 저하시키며, 충분한 연신율 확보를 위한 오스테나이트 상 확보가 어려운 문제점이 있으며, 또한, 과다할 경우 제강 시 슬래그 유동성을 저하시키고, 산소와 결합하여 개재물을 형성하여 내식성을 저하시키는 문제점이 있다. 따라서, Si의 함량은 0.7% 이상 내지 1.1% 이하로 제한함이 바람직하다.
Mn의 함량은 2.4 내지 3.5%이다.
Mn은 탈산제 및 질소 고용도를 증가시키는 원소이며, 오스테나이트 형성 원소로, 고가의 Ni 대체의 용도로 사용되어 그 함량이 3.5%를 초과하여 첨가하는 경우, STS 304강 수준의 내식성 확보가 어려워진다. 이는 Mn이 많이 첨가되는 경우, 질소의 고용도에는 효과가 있으나 강 중의 S와 결합하여 MnS를 형성하고 내식성을 저하시키기 때문이다. 또한, Mn의 함량이 2% 미만인 경우, 오스테나이트 형성 원소인 Ni, Cu, N 등을 조절하여도 적정한 오스테나이트 상분율의 확보가 어렵고, 첨가되는 N의 고용도가 낮아서 상압에서 질소의 충분한 고용을 얻을 수 없다. 따라서, Mn의 함량은 2.4% 이상 내지 3.5% 이하로 제한함이 바람직하다.
Cr의 함량은 17.9 내지 20.7%이다.
Cr은 Si와 함께 페라이트 안정화 원소로 듀플렉스 스테인리스강의 페라이트 상 확보에 주된 역할을 할 뿐만 아니라, 내식성 확보를 위한 필수 원소이다. Cr의 함량을 증가시키면 내식성이 증가하나 상분율 유지를 위하여 고가의 Ni이나 기타 오스테나이트 형성 원소의 함량을 증가시켜야 하므로 원가 상승의 문제점이 있다. 이에 따라, 듀플렉스 스테인리스강의 상분율을 유지하면서 STS 304강 수준 이상의 내식성을 확보하기 위해서 Cr의 함량은 17.9% 이상 내지 20.7% 이하로 제한함이 바람직하다.
Ni의 함량은 0.05 내지 1.15%이다.
Ni은 Mn, Cu 및 N와 함께 오스테나이트 안정화 원소로, 듀플렉스 스테인리스강의 오스테나이트상의 확보에 주된 역할을 한다. 원가절감을 위하여 가격이 비싼 Ni 함량을 최대한 감소시키는 대신에 다른 오스테나이트상 형성 원소인 Mn과 N을 증가시켜서 Ni의 저감에 의한 상분율 균형을 충분히 유지할 수 있다. 그러나, 냉간 가공 시 발생하는 소성 유기 마르텐사이트 형성을 억제하기 위하여 충분한 오스테나이트의 안정도 확보를 위하여 0.05% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, Ni를 과도하게 첨가하면, 오스테나이트 분율이 증가하여 적절한 오스테나이트 분율의 확보가 어렵고, 특히 고가인 Ni로 인한 제품의 제조 비용 증가로 STS 304강 대비 경쟁력 확보가 어렵다. 따라서, Ni의 함량은 0.18% 이상 내지 1.15% 이하로 제한함이 바람직하다.
N의 함량은 0.18 내지 0.3%이다.
N는 듀플렉스 스테인리스강에서 Ni와 함께 오스테나이트 상의 안정화에 크게 기여하는 원소로, 소둔 열처리 시 오스테나이트 상에 농화가 발생하는 원소 중의 하나이다. 따라서, N 함량 증가는 부수적으로 내식성 증가 및 고강도화를 꾀할 수 있다. 그러나, 첨가된 Mn의 함량에 따라 N의 고용도가 변화한다. 본 발명의 Mn 범위에서 N 함량이 0.3% 이상을 초과하면, 질소 고용도 초과에 의한 주조 시 블로우 홀(blow hole), 핀 홀(pin hole) 등의 발생에 의한 표면 결함 유발로 강의 안정된 제조가 어렵게 된다. 한편, STS 304강 수준의 내식성 확보를 위하여 N를 0.2% 이상을 첨가시키며, N 함량이 너무 낮으면 적정한 상분율 확보가 어려운 문제점이 있다. 따라서, N의 함량은 0.18% 이상 내지 0.30% 이하로 제한함이 바람직하다.
Cu의 함량은 0.4 내지 2.8%이다.
Cu는 오스테나이트 형성 원소로 상분율 균형 그리고 Ni 대용으로 첨가하는 원소다. Cu는 Ni와 동일한 효과를 발휘하는 원소로, 내식성을 향상시키는 페라이트 형성원소가 첨가된 경우, 충분한 연성 즉 냉간 가공시 소성 유기 마르텐사이트 또는 기계적 쌍정을 발생시키기 위하여, 본 발명의 Ni 범위에서 최소한 0.4% 이상의 첨가가 필요하다. 그리고 Cu를 다량을 첨가하는 경우, 열간에서 취성을 초래하는 원소이므로, 고용량을 고려하여 2.8% 이하로 첨가 할 수 있다. 따라서, Cu의 함량은 0.4% 이상 내지 2.8% 이하로 제한함이 바람직하다.
본 발명의 일 실시예에 따른 내식성 및 가공성이 향상된 린 듀플렉스 스테인리스강은, 몰리브덴(Mo) 1.0% 이하 및 텅스텐(W) 1.0% 이하로 이루어진 그룹에서 선택되는 어느 하나 이상을 더 포함할 수 있다.
Mo, W은 페라이트 형성 원소로 내식성을 향상 시키는 원소로, 대부분 페라이트 상에 분배된다. 특히, W는 Mo을 대체하여 첨가하는 원소이다. 뿐만 아니라, 상기 합금 원소들은 열처리 시 600 내지 1,000℃에서 금속간 화합물의 형성을 조장하여 내식성 및 기계적 성질의 열화를 초래하는 원소이다.
Mo의 경우, 내식성의 개선 효과를 나타내기 위하여서는 0% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 1.0%를 초과하는 경우, 금속간 화합물의 형성으로 인하여 내식성 및 특히 연신율의 급격한 저하를 초래하는 문제점이 있다.
따라서, Mo의 함량은 0% 초과 내지 1.0% 이하로 제한함이 바람직하다.
W의 경우, 내식성의 개선 효과를 나타내기 위하여서는 0% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 1.0%를 초과하는 경우, 금속간 화합물의 형성으로 인하여 내식성 및 특히 연신율의 급격한 저하를 초래하는 문제점이 있다.
따라서, W의 함량은 0% 초과 내지 1.0% 이하로 제한함이 바람직하다.
본 발명의 일 실시예에 따른 내식성 및 가공성이 향상된 린 듀플렉스 스테인리스강은, 열연 및 냉연 소재의 연신율 및 내식성을 확보하기 위하여, 몰리브덴(Mo) 및 텅스텐(W)의 총합은 0.15 내지 1.0% 일 수 있다.
일반적으로 내식성을 향상시키는 원소인 Mo, W등을 첨가하는 경우, 이들 원소의 대부분이 페라이트 형성 원소로, 내식성은 증가하나, 오스테나이트의 안정성을 크게 증가 시켜서 소재의 연신율의 급격한 감소를 초래한다. 내식성에 가장 크게 영향을 주는 합금원소인 Mo, W와 연신율의 상관성을 조사한 결과, 내식성과 연신율의 범위를 만족하는 범위는 몰리브덴(Mo) 및 텅스텐(W)의 총합이 0.15 내지 1.0%인 범위이다.
본 발명의 일 실시예에 따른 내식성 및 가공성이 향상된 린 듀플렉스 스테인리스강은, 티타늄(Ti) 0.05% 이하, 나이오븀(Nb) 0.09% 이하, 바나듐(V) 0.095% 이하 및 주석(Sn) 0.19% 이하로 이루어진 그룹에서 선택되는 어느 하나 이상을 더 포함할 수 있다.
Ti, Nb, V은 탈산제 역할을 하면서, 제강 및 연주시 산소와 결합하여 개재물을 형성하고, 열간 압연 후 권취 냉각시, 또는 열연, 냉연 소둔시 C, N 과 반응하여 탄화물 또는 탄질화물을 형성한다. 이러한 석출물들은 Cr 탄화물 생성을 억제하여, 냉각시 열적 마르텐사이트이 형성을 억제하여 열연 상태의 연신율 향상에 기여한다.
따라서, Ti의 함량은 0% 초과 내지 0.05% 이하, Nb의 함량은 0% 초과 내지 0.09% 이하, V의 함량은 0% 초과 내지 0.095% 이하로 제한함이 바람직하다.
본 발명의 일 실시예에 따른 내식성 및 가공성이 향상된 린 듀플렉스 스테인리스강은, 주석(Sn) 0.19% 이하 및 안티모니(Sb) 0.1% 이하로 이루어진 그룹에서 선택되는 어느 하나 이상을 더 포함할 수 있다.
Sn은 소둔시 표면에 농화되어 합금의 내식성을 향상시키는 원소로 알려져 있다. Sn 첨가의 효과를 나타내기 위해서는 0% 초과의 첨가가 필요하고, 페라이트 상 형성 원소임과 동시에 열간 압연시 취성을 초래하는 원소로, 0.19% 초과로 첨가하는 경우 열간 압연시 취성을 초래하며, 0.19% 초과로 첨가하더라도 페라이트 상 형성의 효과상 차이가 없다. 따라서, Sn의 함량은 0% 초과 내지 0.19% 이하로 제한함이 바람직하다.
Sb은 소둔시 표면에 농화되어 합금의 내식성을 향상시키는 원소로 알려져 있다. Sb 첨가의 효과를 나타내기 위해서는 최소한 0% 초과의 첨가가 필요하고, 0.1% 초과로 첨가하는 경우 열간 압연시 취성을 초래한다. 따라서, Sb 의 함량은 0% 초과 내지 0.1% 이하로 제한함이 바람직하다.
도 1은 본 발명의 실시예 및 비교예에 따른 듀플렉스 스테인리스 냉연 소둔재의 공식 전위 예측값 및 냉연 연신율의 상관 관계를 설명하기 위한 그래프이다.
도 1을 참조하면, 본 발명의 일 실시예에 따른 내식성 및 가공성이 향상된 린 듀플렉스 스테인리스강은, 하기 식 (1)에 따라 예측된 공식 전위는 360 내지 440mV이다.
공식 전위 = -623.2 + 47.4Creq …… 식 (1)
(Creq = Cr + 1.37Mo + 0.75W + 1.5Si + 2Nb + 3Ti + 5V + 5.5Al)
상기 식 (1)에 따라 예측된 공식 전위 값이 440mV를 초과하는 경우, 냉연 연신율이 40% 미만을 나타낸다.
여기서, Creq = Cr + 1.37Mo + 0.75W + 1.5Si + 2Nb + 3Ti + 5V + 5.5Al로 이루어진다. 소재의 공식 전위는 Mo, W 등 내식성 향상 원소를 첨가하는 경우, 증가하나, 이들 원소를 첨가하는 경우, 연신율의 감소가 발생한다.
즉, 합금 원소 첨가에 의한 내식성의 향상은 가공성 악화를 초래한다. 공식 전위와 연신율의 상관성을 조사한 결과, 상기 식 (1)에 따라 예측된 공식 전위는 360 내지 440mV인 경우, 냉연 소둔재의 연신율을 40% 이상으로 확보가 가능하다.
따라서, 상기 스테인리스강의 공식 전위는 360mV 이상을 가질 수 있으며, 이에 따라, 본 발명의 일 실시예에 따른 린 듀플렉스 스테인리스강은 STS 304강 수준 이상의 내식성을 확보할 수 있다.
예를 들어, 상기 스테인리스강은, 부피 분율로, 오스테나이트 상 40 내지 75% 및 잔부의 페라이트 상을 포함한다.
오스테나이트 상이 40% 미만인 경우, 소둔 중 오스테나이트 상에 오스테나이트 형성 원소의 과도한 농화 현상이 발생한다. 이에 의해, 오스테나이트가 충분히 안정되어 변형 중에 생기는 변형 유기 마르텐사이트 변태량의 억제가 가능하며, 합금원소의 지나친 고용으로 인한 오스테나이트 강도 지나친 상승으로 소재의 인장강도 역시 충분한 확보가 가능하다. 하지만, 연성이 저하하는 현상이 발생하여 원하는 연신율 및 강도를 충분히 얻을 수가 없다. 따라서, 고연성의 관점에서 보면 오스테나이트 분율이 40% 이상이 바람직하다.
또한, 오스테나이트 분율이 75% 초과인 경우, 열간 압연 시 표면 균열 등이 발생하여 열간 가공성의 저하를 초래하고, 2상 조직강으로서의 특성을 상실한다. 그리고, 페라이트 상 형성 원소의 집적에 따른 페라이트 상의 급격한 강화로 인하여, 항복 강도가 증가하여 페라이트 상의 파괴에 의하여 스테인리스강의 연성이 급격히 감소한다. 따라서, 오스테나이트 분율은 75% 이하가 바람직하다.
따라서, 듀플렉스 스테인리스 열연 소둔재 또는 냉연 소둔재에서 적절한 연신율, 즉 오스테나이트의 소성 유기 마르텐사이트 형성에 의한 연신율을 확보하기 위한 바람직한 오스테나이트 상분율은 40 내지 75%이며, 이에 스테인리스강의 잔부는 페라이트 상을 포함하며, 즉, 페라이트 상은 25 내지 60%일 수 있다.
예를 들어, 상기 스테인리스강은, 열적 마르텐사이트 분율이 10% 이하일 수 있다.
도 2는 열적 마르텐사이트를 포함하는 비교강 11에 따른 열연 소둔재의 미세 조직을 나타내는 사진이다. 도 3은 본 발명의 실시예 및 비교예에 따른 듀플렉스 스테인리스 열연 소둔재의 응력-변형 곡선을 나타내는 그래프이다. 도 4는 본 발명의 실시예 및 비교예에 따른 듀플렉스 스테인리스 열연 소둔재의 열적 마르텐사이트 분율 및 열연 연신율의 상관 관계를 설명하기 위한 그래프이다.
도 2를 참조하면, 열적 마르텐사이트를 포함하는 비교예에 따른 듀플렉스 스테인리스강의 미세 조직을 나타낸다.
도 2는 비교강 11에 따라 제조된 열연 소둔재의 미세조직이다. 도 2에서 진한 갈색은 페라이트 상(1), 회색은 오스테나이트 상(2), 그리고 침상형태로 존재하는 비교적 연한 갈색은 냉각시 형성된 열적 마르텐사이트(3)이다.
열적 마르텐사이트가 다량으로 존재하는 비교강 11 및 열적 마르텐사이트가 거의 없는 발명강 3의 응력-변위 곡선을 도 3에 나타내었다. 이러한 스테인리스강의 응력-변형 곡선을 나타내는 도 3을 참조하면, 본 발명의 실시예에 따른 발명강3의 경우, 열연 소둔재의 변형율은 비교강11의 경우보다 증가함을 알 수 있다. 즉, 열적 마르텐사이트가 존재하는 경우, 정상적으로 권취되어 열적 마르텐사이트가 거의 없는 경우 보다 비교적으로 변형율, 즉, 연신율이 30% 이하로 급격히 감소함을 알 수 있다.
도 4를 참조하면, 상기 열적 마르텐사이트의 분율 및 열연 연신율의 상관 관계에서와 같이 열적 마르텐사이트 분율이 10%를 초과하는 경우, 열연 연신율이 35% 미만임을 알 수 있다.
즉, 본 발명의 일 실시예에 따른 린 듀플렉스 스테인리스강은 35% 이상의 열연 연신율을 가지며, 40% 이상의 냉연 연신율을 가질 수 있다.
열연 소둔재의 연신율과 냉연 소둔재의 연신율 차이를 조사한 결과, 열연 소둔재의 연신율이 35% 이상이면, 이들이 냉연재로 사용되는 경우, 통상이 린 듀플렉스 보다 우수한 40% 이상의 연신율 확보가 가능함을 알 수 있었다.
본 발명의 일 실시예에 따른 내식성 및 가공성이 향상된 린 듀플렉스 스테인리스강의 제조 방법에 따르면, 상기 조성을 포함하는 린 듀플렉스 스테인리스강 슬라브를 제조한 후, 열간 압연, 열연 소둔, 권취 및 냉각하여 린 듀플렉스 스테인리스강을 제조할 수 있다.
이때, 열연 소둔재의 권취 온도 및 권취 후 냉각 속도는 하기 식(3)을 만족한다.
A ≤ 690 + 25*logB …… 식 (3)
여기서, A는 권취 온도(℃)이며, B는 권취 후 냉각 속도(℃/sec)이다.
열간 압연 또는 주조 후, 권취 온도에 따른, 소재의 열적 마르텐사이트 형성 및 열연 소둔재의 연신율의 상관 관계를 조사한 결과, 권취 온도가 열연 소둔재의 연신율에 매우 큰 영향을 줌을 확인하였다. 또한, 열연 소둔재의 연신율이 35% 이상의 경우, 냉간 압연 후 냉연 소둔재의 연신율이 40% 이상을 확보 할 수 있음을 확인하였다.
종래의 방법에 따라, 듀플렉스 스테인리스강을 권취 후 서냉 또는 600 내지 900℃ 사이의 온도 범위에서 열처리하는 경우, 듀플렉스 스테인리스강에 존재하는 페라이트 상과 오스테나이트 상의 경계에서 Cr 질화물 또는 Mo, W가 함유된 시그마상의 석출물이 형성되는데, 이들은 오스테나이트 상으로 성장한다.
이러한 석출물들이 형성되는 경우, 석출물들의 주위 오스테나이트 상에 고용된 C, N, 그리고 Cr 등 합금원소가 석출물들로 석출되는 바, 석출물들 주위의 오스테나이트 상은 합금 원소의 고갈이 발생하여, 냉각시 열적 마르텐사이트를 형성한다.
이렇게 형성된 열적 마르텐사이트가 존재하는 경우, 오스테나이트의 안정도가 급격히 감소하여, 소성 유기 마르텐사이트가 변형의 초기에 형성되어 소재 연신율의 급격한 감소를 초래한다.
도 5는 듀플렉스 스테인리스강의 권취 온도 및 권취 후 냉각 속도에 따른 열연 소둔재 내에 열적 마르텐사이트의 생성 여부를 설명하기 위한 그래프이다.
도 5를 참조하면, 권취 온도 및 권취 후 냉각 속도에 따른 열연 소둔재 내에 열적 마르텐사이트가 형성되는 경향을 알 수 있다. 즉, 도 5에서 ×로 표시된 권취 온도 및 냉각 속도 조건에서는 모두 열적 마르텐 사이트가 10%를 초과하여 관찰되며, ○로 표시된 권취 온도 및 냉각 속도 조건에서는 열적 마르텐사이트가 형성되지 않거나, 10% 이하로 형성된다.
결과적으로, 소재의 권취 온도, 권취 후 냉각속도와 연신율의 상관 관계를 조사한 결과, 상기 식 (3)을 만족하도록, 권취 온도 및 냉각 속도 조건을 제어하여, 열적 마르텐사이트의 생성을 방지함으로써 열연 소둔재의 연신율을 35% 이상으로 확보할 수 있음을 알 수 있었다.
이하, 실시예들을 통하여 본 발명을 보다 상세하게 설명하고자 한다.
발명강 및 비교강
하기 표 1 및 표 2의 각 발명강들 및 비교강들에 따른 성분계를 포함하는 린 듀플렉스 스테인리스강 시편을 제조한 후, 열간 압연, 열연 소둔, 냉간 압연 및 냉연 소둔을 진행하여 시편들을 제조하였다.
(중량%) C Si Mn P Cr Ni Mo Ti
발명강1 0.037 0.720 2.530 0.000 20.000 0.780 0.100 0.000
발명강2 0.038 0.710 2.550 0.000 19.940 0.820 0.530 0.000
발명강3 0.039 0.710 2.850 0.000 19.930 0.800 0.510 0.001
비교강1 0.021 0.780 2.940 0.000 20.300 0.920 0.500 0.000
비교강2 0.019 0.800 2.850 0.000 20.300 0.920 0.490 0.060
비교강3 0.021 0.710 2.900 0.000 20.300 0.920 0.490 0.000
비교강4 0.026 1.150 2.800 0.000 19.950 0.920 0.580 0.000
비교강5 0.029 1.790 2.970 0.000 20.100 0.900 0.590 0.000
비교강6 0.033 1.820 2.940 0.000 20.000 0.910 0.630 0.000
비교강7 0.032 0.820 2.980 0.000 20.800 1.020 0.710 0.000
비교강8 0.032 0.830 3.050 0.000 20.400 1.030 0.710 0.000
비교강9 0.028 0.760 3.070 0.000 20.210 0.750 0.710 0.000
비교강10 0.029 1.050 2.970 0.000 20.340 1.000 0.700 0.000
비교강11 0.038 0.690 2.880 0.000 20.120 0.820 0.250 0.000
비교강12 0.082 0.950 3.060 0.000 20.000 0.104 1.210 0.000
비교강13 0.027 0.920 2.950 0.000 19.950 1.190 1.230 0.000
비교강14 0.084 0.940 3.100 0.000 15.090 0.100 1.200 0.000
(중량%) Nb Cu V N W Ca Sn Sb
발명강1 0.005 0.790 0.000 0.250 0.050 0.000 0.000 0.000
발명강2 0.000 0.800 0.000 0.240 0.300 0.000 0.000 0.000
발명강3 0.001 0.780 0.000 0.244 0.330 0.000 0.000 0.000
비교강1 0.000 0.500 0.000 0.223 0.490 0.000 0.200 0.000
비교강2 0.000 0.520 0.100 0.228 0.500 0.000 0.200 0.000
비교강3 0.097 0.810 0.000 0.251 0.500 0.004 0.200 0.000
비교강4 0.000 0.900 0.000 0.076 0.480 0.000 0.000 0.000
비교강5 0.000 0.910 0.000 0.075 0.480 0.000 0.000 0.000
비교강6 0.000 1.760 0.000 0.087 0.490 0.000 0.126 0.000
비교강7 0.000 1.730 0.000 0.190 0.200 0.000 0.000 0.050
비교강8 0.000 1.690 0.000 0.230 0.490 0.000 0.000 0.120
비교강9 0.000 1.840 0.000 0.233 0.710 0.000 0.000 0.000
비교강10 0.000 1.760 0.000 0.239 0.510 0.000 0.000 0.000
비교강11 0.000 0.810 0.000 0.220 0.000 0.000 0.000 0.000
비교강12 0.000 2.550 0.000 0.230 0.000 0.000 0.000 0.000
비교강13 0.000 1.400 0.000 0.167 0.000 0.000 0.000 0.000
비교강14 0.000 2.610 0.000 0.163 0.000 0.000 0.000 0.000
이후, 상기 발명강 및 비교강을 냉연 열처리 후, 얻어진 상분율 및 연신율, 그리고 상기 식 (1)에 따라 예측된 공식 전위 값을 하기 표 3에 나타내었다.
페라이트 분율 (%) 연신율 (%) 예측 공식 전위
발명강1 43.00 41.50 384.86
발명강2 46.00 46.90 417.63
발명강3 49.00 52.50 417.16
비교강1 48.35 31.80 444.48
비교강2 54.10 37.50 477.84
비교강3 45.52 33.90 448.40
비교강4 77.97 30.30 459.04
비교강5 77.90 26.50 512.30
비교강6 76.78 25.00 512.65
비교강7 52.79 34.40 474.35
비교강8 52.79 29.70 466.41
비교강9 45.03 27.90 460.25
비교강10 42.41 21.90 479.27
비교강11 41.00 39.00 395.89
비교강12 38.51 33.30 471.03
비교강13 48.63 33.80 467.83
비교강14 53.00 33.00 236.92
여기서, 연신율은 압연 방향에 수직한, 즉 폭방향으로 인장 시편을 채취 후, 6.6x10-3/s의 변형율 속도로 측정한 값을 기재하였다.
도 1은 본 발명의 실시예 및 비교예에 따른 듀플렉스 스테인리스 냉연 소둔재의 공식 전위 예측값 및 냉연 연신율의 상관 관계를 설명하기 위한 그래프이다. 도 1은 상기 표 3의 발명강 및 비교강의 연신율 및 예측 공식 전위를 그래프로 나타낸 것이다. 도 1을 참조하면, 예측된 공식전위가 증가함에 따라 연신율이 감소함을 나타내며, 냉연 소둔재의 폭 방향 연신율을 40% 이상 확보하기 위하여서는 예측된 공식전위의 값이 360 내지 440mmV의 값을 범위를 만족해야 함을 알 수 있다.
본 발명의 실시예들에 따르면, 듀플렉스 스테인리스강의 성분계 중 Ni, Si, Mn, Cu 등의 합금 성분의 함량을 조절하여 오스테나이트계 스테인리스강 대비 원가를 절감할 수 있으며, 페라이트 및 오스테나이트의 상분율을 제어하여 열연 소둔재의 연신율을 35% 이상, 냉연 소둔재의 연신율을 40% 이상으로 확보하면서, 동시에 내식성을 개선하기 위하여 Mo, W, 희토류 원소 등을 첨가하여 STS 304강 수준 이상의 내식성을 확보함으로써, 가공성 및 내식성을 동시에 향상시킬 수 있음을 알 수 있다. 또한, 열간 압연 후 권취 냉각시 냉각 조건을 제어하여 열적 마르텐사이트의 형성을 억제하여 연신율을 확보하여 가공성을 향상시킬 수 있음을 알 수 있다.
상술한 바에 있어서, 본 발명의 예시적인 실시예들을 설명하였지만, 본 발명은 이에 한정되지 않으며 해당 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 다음에 기재하는 특허청구범위의 개념과 범위를 벗어나지 않는 범위 내에서 다양한 변경 및 변형이 가능함을 이해할 수 있을 것이다.
본 발명의 실시예들에 따른 내식성 및 가공성이 향상된 린 듀플렉스 스테인리스강 및 이의 제조 방법은 담수 설비, 펄프, 제지, 화학설비 등 산업 설비용 강재 등에 적용 가능하다.

Claims (11)

  1. 중량%로, 탄소(C) 0.08% 이하(0 제외), 실리콘(Si) 0.7 내지 1.1%, 망간(Mn) 2.4 내지 3.5%, 크롬(Cr) 17.9 내지 20.7%, 니켈(Ni) 0.05 내지 1.15%, 질소(N) 0.18 내지 0.3%, 구리(Cu) 0.4 내지 2.8%, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 하기 식 (1)에 따라 예측된 공식 전위는 360 내지 440mV인 내식성 및 가공성이 향상된 린 듀플렉스 스테인리스강.
    공식 전위 = -623.2 + 47.4Creq …… 식 (1)
    (Creq = Cr + 1.37Mo + 0.75W + 1.5Si + 2Nb + 3Ti + 5V + 5.5Al)
  2. 제1항에 있어서,
    몰리브덴(Mo) 0 초과 내지 1.0% 이하 및 텅스텐(W) 0 초과 내지 1.0% 이하로 이루어진 그룹에서 선택되는 어느 하나 이상을 더 포함하며,
    몰리브덴(Mo) 및 텅스텐(W)의 총합은 0.15 내지 1.0%인 것을 특징으로 하는 내식성 및 가공성이 향상된 린 듀플렉스 스테인리스강.
  3. 제1항에 있어서,
    티타늄(Ti) 0.05% 이하, 나이오븀(Nb) 0.09% 이하, 바나듐(V) 0.095% 이하 및 주석(Sn) 0.19% 이하로 이루어진 그룹에서 선택되는 어느 하나 이상을 더 포함하는 것을 특징으로 하는 내식성 및 가공성이 향상된 린 듀플렉스 스테인리스강.
  4. 제1항에 있어서,
    주석(Sn) 0.19% 이하 및 안티모니(Sb) 0.1% 이하로 이루어진 그룹에서 선택되는 어느 하나 이상을 더 포함하는 것을 특징으로 하는 내식성 및 가공성이 향상된 린 듀플렉스 스테인리스강.
  5. 제1항에 있어서,
    상기 스테인리스강은, 오스테나이트 상 40 내지 75% 및 잔부의 페라이트 상을 포함하는 것을 특징으로 하는 내식성 및 가공성이 향상된 린 듀플렉스 스테인리스강.
  6. 제5항에 있어서,
    상기 스테인리스강은, 열적 마르텐사이트 분율이 10% 이하인 것을 특징으로 하는 내식성 및 가공성이 향상된 린 듀플렉스 스테인리스강.
  7. 제1항에 있어서,
    상기 스테인리스강의 공식 전위는 360mV 이상인 것을 특징으로 하는 내식성 및 가공성이 향상된 린 듀플렉스 스테인리스강.
  8. 제1항에 있어서,
    상기 스테인리스강은 35% 이상의 열연 연신율을 가지는 것을 특징으로 하는 내식성 및 가공성이 향상된 린 듀플렉스 스테인리스강.
  9. 제1항에 있어서,
    상기 스테인리스강은 40% 이상의 냉연 연신율을 가지는 것을 특징으로 하는 내식성 및 가공성이 향상된 린 듀플렉스 스테인리스강.
  10. 중량%로, 탄소(C) 0.08% 이하(0 제외), 실리콘(Si) 0.7 내지 1.1%, 망간(Mn) 2.4 내지 3.5%, 크롬(Cr) 17.9 내지 20.7%, 니켈(Ni) 0.05 내지 1.15%, 질소(N) 0.18 내지 0.3%, 구리(Cu) 0.4 내지 2.8%, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 린 듀플렉스 스테인리스강 슬라브를 제조한 후, 열간 압연, 열연 소둔, 권취, 냉각, 냉간 압연 및 냉연 소둔하는 린 듀플렉스 스테인리스강의 제조 방법에 있어서,
    상기 스테인리스강은 하기 식 (1)에 따라 예측된 공식 전위가 360 내지 440mV인 내식성 및 가공성이 향상된 린 듀플렉스 스테인리스강의 제조 방법.
    공식 전위 = -623.2 + 47.4Creq …… 식 (1)
    (Creq = Cr + 1.37Mo + 0.75W + 1.5Si + 2Nb + 3Ti + 5V + 5.5Al)
  11. 제10항에 있어서,
    열연 소둔재의 권취 온도 및 권취 후 냉각 속도는 하기 식(3)을 만족하는 내식성 및 가공성이 향상된 린 듀플렉스 스테인리스강의 제조 방법.
    A ≤ 690 + 25*logB …… 식 (3)
    (여기서, A는 권취 온도(℃)이며, B는 권취 후 냉각 속도(℃/sec)임)
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Families Citing this family (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR102326323B1 (ko) * 2019-12-19 2021-11-12 주식회사 포스코 내마모성과 복합내식성이 우수한 강판 및 그 제조방법
CN113969332B (zh) * 2021-10-22 2023-01-17 昆明理工大学 一种高Mn超低Ni双相不锈钢及其高耐蚀性焊接热影响区热加工方法

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US6096441A (en) 1997-06-30 2000-08-01 Usinor Austenoferritic stainless steel having a very low nickel content and a high tensile elongation
US20110097234A1 (en) * 2008-03-26 2011-04-28 Yuusuke Oikawa Lean duplex stainless steel excellent in corrosion resistance and toughness of weld heat affected zone
EP2410068A1 (en) * 2009-03-19 2012-01-25 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation Duplex stainless steel plate having excellent press moldability
KR20140069945A (ko) * 2012-11-30 2014-06-10 주식회사 포스코 고연성 린 듀플렉스 스테인리스강 및 그 제조방법
WO2015086903A1 (en) * 2013-12-13 2015-06-18 Outokumpu Oyj Method for producing high-strength duplex stainless steel
KR20150073381A (ko) * 2013-12-23 2015-07-01 주식회사 포스코 내응력부식성이 우수한 2상 스테인리스강

Family Cites Families (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5337473B2 (ja) * 2008-02-05 2013-11-06 新日鐵住金ステンレス株式会社 耐リジング性と加工性に優れたフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板およびその製造方法
FI126574B (fi) * 2011-09-07 2017-02-28 Outokumpu Oy Dupleksinen ruostumaton teräs
CN103987867B (zh) * 2011-11-30 2017-03-08 Posco公司 节约型双相不锈钢及其制备方法

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US6096441A (en) 1997-06-30 2000-08-01 Usinor Austenoferritic stainless steel having a very low nickel content and a high tensile elongation
US20110097234A1 (en) * 2008-03-26 2011-04-28 Yuusuke Oikawa Lean duplex stainless steel excellent in corrosion resistance and toughness of weld heat affected zone
EP2410068A1 (en) * 2009-03-19 2012-01-25 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation Duplex stainless steel plate having excellent press moldability
KR20140069945A (ko) * 2012-11-30 2014-06-10 주식회사 포스코 고연성 린 듀플렉스 스테인리스강 및 그 제조방법
WO2015086903A1 (en) * 2013-12-13 2015-06-18 Outokumpu Oyj Method for producing high-strength duplex stainless steel
KR20150073381A (ko) * 2013-12-23 2015-07-01 주식회사 포스코 내응력부식성이 우수한 2상 스테인리스강

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
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