WO2018110785A1 - 리징성 및 표면품질이 우수한 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조방법 - Google Patents

리징성 및 표면품질이 우수한 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조방법 Download PDF

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WO2018110785A1
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이계만
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Definitions

  • the present invention relates to a ferritic stainless steel having excellent ridging property and surface quality, and a method of manufacturing the same, and more particularly, by additionally performing cold rolling after hot rolling and before hot rolling annealing, the structure of the center of thickness is improved to improve the ridging property and It relates to a ferritic stainless steel with improved surface quality and a method of manufacturing the same.
  • stainless steel is classified according to its component system or metal structure. According to the metal structure, stainless steel is classified into austenitic, ferritic, martensitic and ideal systems. Among these stainless steels, ferritic stainless steel is used for various kitchen utensils, automobile exhaust system parts, building materials, home appliances, etc., because it has low added alloying elements and has excellent corrosion resistance. Required steel grade.
  • ferritic stainless steel has a problem in that a ridging defect, which is a surface defect of a corrugated shape parallel to the rolling direction, occurs during forming processing such as deep drawing. Leasing defects not only deteriorate the appearance of the product but also cause a problem in that if the ridging occurs badly, a polishing process is added after molding, which increases the manufacturing time and increases the manufacturing cost. For this reason, in order to expand the use of ferritic stainless steel, it is necessary to improve the leasing characteristics and to secure excellent surface quality.
  • a ridging defect which is a surface defect of a corrugated shape parallel to the rolling direction
  • the cause of leasing is primarily due to the development of columnar tablets in the casting structure. That is, when columnar tablets having a certain orientation remain undestructed in the rolling or annealing process, they are expressed as ridging defects due to the width and thickness deformation behavior different from the surrounding recrystallized structures during tensile processing. Various attempts have been made to remove the tissue causing the leasing to eliminate these leasing defects. The leaching was reduced by improving the equiaxed crystallization rate to reduce the fraction of columnar tablets, or by controlling process variables such as hot rolling temperature, hot rolling reduction rate, and annealing temperature control during the manufacturing process.
  • Patent Document 1 Korean Unexamined Patent Publication No. 10-2008-0061863 (2008.07.03.)
  • Patent Document 2 Korean Unexamined Patent Publication No. 10-2014-0080348 (2014.06.30.)
  • the present invention is to provide a ferritic stainless steel and its manufacturing method excellent in the leasing properties and surface quality of the final product by changing the central microstructure of the cross-section by further performing cold rolling before hot-anneal heat treatment of ferritic stainless steel.
  • Ferritic stainless steel having excellent ridging property and surface quality according to an embodiment of the present invention, in weight%, C: 0.005 to 0.1%, Si: 0.01 to 2.0%, Mn: 0.01 to 1.5%, P: 0.05% Or less, S: 0.005% or less, Cr: 10 to 30%, N: 0.005 to 0.1%, Al: 0.005 to 0.2%, remaining Fe and other unavoidable impurities, and ⁇ max represented by the following formula (1) is 20% or more and less than 50%.
  • C, N, Mn, Cr, Si, Al means the content (wt%) of each element.
  • the stainless steel may have a surface area of a microgroove of 2.0% or less.
  • the stainless steel may have a leaching height of 12 ⁇ m or less.
  • the stainless steel may have an r-bar value of 1.2 or more.
  • Ferritic stainless steel manufacturing method excellent in ridging property and surface quality according to an embodiment of the present invention, in weight%, C: 0.005 to 0.1%, Si: 0.01 to 2.0%, Mn: 0.01 to 1.5%, P: ?: 0.05% or less, S: 0.005% or less, Cr: 10 to 30%, N: 0.005 to 0.1%, Al: 0.005 to 0.2%, remaining Fe and other unavoidable impurities, and are represented by the following formula (1) preparing a slab with a max of at least 20% and less than 50%; Reheating the slab and hot rolling the slab; Winding the hot rolled hot rolled sheet; And cold rolling the hot rolled sheet before the hot-rolled annealing heat treatment.
  • C, N, Mn, Cr, Si, Al means the content (wt%) of each element.
  • the winding temperature in the step of winding the hot rolled plate may be 750 °C or more.
  • the cold rolling may be performed by asymmetrical cold rolling.
  • the cold rolling or the asymmetrical cold rolling may be carried out at a reduction ratio of 30% or more.
  • the asymmetric cold rolling is carried out under rolling conditions in which the speed ratio (V h / V l ) of the upper and lower rolling rolls is 1.25 or more, and the rolling shape factor (l / d) is 1.7 or more. Can be.
  • the leasing height of the stainless steel manufactured by performing hot rolling annealing, secondary cold rolling and cold annealing after the asymmetrical cold rolling may be 10 ⁇ m or less.
  • the step of hot-rolled annealing may further include.
  • the hot-anneal heat treatment may be performed within 60 minutes in the temperature range of 550 to 950 °C.
  • the average aspect ratio of the central portion of the thickness of the cross section of the hot-rolled annealing material after the hot-rolled annealing heat treatment may be 4.0 or less.
  • the ferritic stainless steel according to an embodiment of the present invention and a method of manufacturing the same can control the band aspect ratio of the central portion of the thickness of the steel sheet cross section through cold rolling before hot rolling annealing to suppress the occurrence of ridging defects on the surface of the product.
  • ferritic stainless steel according to an embodiment of the present invention and a method of manufacturing the same may exhibit excellent surface glossiness due to a low microgroove area ratio of the steel sheet surface.
  • the ferritic stainless steel and the manufacturing method according to an embodiment of the present invention has a high r value with excellent ridging property can reduce the ridging height during molding.
  • Comparative Example 3 is a microstructure photograph of a cross section parallel to the rolling direction of Comparative Example 3 according to an embodiment of the present invention.
  • Example 2 is a photograph taken with an optical microscope of the surface of Example 2 according to an embodiment of the present invention.
  • Comparative Example 4 is a photograph taken with an optical microscope of the surface of Comparative Example 4 according to an embodiment of the present invention.
  • Ferritic stainless steel having excellent ridging property and surface quality according to an embodiment of the present invention, in weight%, C: 0.005 to 0.1%, Si: 0.01 to 2.0%, Mn: 0.01 to 1.5%, P: 0.05% Or less, S: 0.005% or less, Cr: 10 to 30%, N: 0.005 to 0.1%, Al: 0.005 to 0.2%, remaining Fe and other unavoidable impurities, and ⁇ max represented by the following formula (1) is 20% or more and less than 50%.
  • C, N, Mn, Cr, Si, Al means the content (wt%) of each element.
  • Ferritic stainless steel having excellent ridging property and surface quality according to an embodiment of the present invention, in weight%, C: 0.005 to 0.1%, Si: 0.01 to 2.0%, Mn: 0.01 to 1.5%, P: 0.05% Or less, S: 0.005% or less, Cr: 10 to 30%, N: 0.005 to 0.1%, Al: 0.005 to 0.2%, remaining Fe and other unavoidable impurities, and ⁇ max satisfies 20% or more but less than 50% do.
  • % means% by weight.
  • the content of C is at least 0.005% and at most 0.1%.
  • C is an element that greatly affects the strength of the steel, and if the content is excessive, the strength of the steel is excessively increased and the ductility is lowered, so it is limited to 0.1% or less. However, if the content is low, the strength required for the steel is not satisfied, so add 0.005% or more.
  • the content of Si is 0.01% or more and 2.0% or less.
  • Si is an element added for deoxidation and ferrite stabilization of molten steel during steelmaking.
  • Si is added at least 0.01%. However, if the content is excessive, hardening of the material causes the ductility of the steel to be lowered to 2.0% or less.
  • the content of Mn is 0.01% or more and 1.5% or less.
  • Mn is an effective element for improving corrosion resistance, and in the present invention, Mn is added in an amount of at least 0.01%, more preferably at least 0.2%. However, if the content is excessive, the weldability decreases due to the rapid increase of Mn-based fume during welding, and the ductility of the steel decreases due to excessive MnS precipitate formation, which is limited to 1.5% or less, and more preferably 1.0% or less. do.
  • the content of P is from 0 to 0.05%.
  • P is an unavoidable impurity contained in steel and is an element that causes grain boundary corrosion or impairs hot workability during pickling. Therefore, it is preferable to control the content as low as possible.
  • the upper limit of the P content is managed at 0.05%.
  • the content of S is from 0 to 0.005%.
  • S is an inevitable impurity contained in steel, and is an element that is the main cause of segregation at grain boundaries and impairs hot workability. Therefore, it is preferable to control the content as low as possible.
  • the upper limit of the S content is managed to 0.005%.
  • the content of Cr is 10% or more and 30% or less.
  • Cr is an element effective for improving the corrosion resistance of steel, and is added in the present invention by 10% or more. However, if the content is excessive, there is a problem that the manufacturing cost is lowered, limited to 30% or less.
  • the content of N is 0.005% or more and 0.03% or less.
  • N is an element that forms nitride and is present in an invasive form, excessively contained N causes a decrease in impact toughness and moldability, and is limited to 0.03% or less.
  • the content of Al is at least 0.005% and at most 0.2%.
  • Al is a strong deoxidizer, and thus serves to lower the oxygen content in molten steel, so it is added in the present invention at least 0.005%.
  • the content is excessive, the sleeve defect of the cold rolled strip occurs due to an increase in non-metallic inclusions, and the weldability is deteriorated, and the weldability is limited to 0.2% or less, more preferably 0.15% or less.
  • ⁇ max is a well known index of austenite stability that corresponds to the maximum amount of austenite at high temperatures.
  • ⁇ max is calculated by the following equation (1).
  • the ⁇ max value satisfies 20% or more and less than 50%.
  • ⁇ max is less than 20%, sufficient deformation of the ferrite phase due to the austenite phase cannot be accumulated during hot rolling, and the refining improvement cannot be obtained because the recrystallization of the ferrite band is not promoted.
  • the content of austenite-forming elements such as C, N, Mn, and Ni can be controlled high to increase ⁇ max .
  • ⁇ max needs to be less than 50% because they cause hardening of steel materials or an increase in cost. There is.
  • the ferritic stainless steel according to an embodiment of the present invention may have a leaching height of 12 ⁇ m or less, and an r-bar value of 1.2 or more.
  • the microgroove area ratio of the steel surface may be 2.0% or less.
  • the microgroove area ratio of the surface has a correlation with glossiness, and the lower the microgroove area ratio, the higher the glossiness.
  • the ferritic stainless steel according to the present invention may exhibit a beautiful surface by satisfying the microgroove area ratio of the steel surface of 2.0% or less.
  • the deformation state during the rolling deformation of the plate can be represented by two factors, shear deformation and plane deformation.
  • shear deformation of the surface layer of the plate acts, and the shear strain decreases due to the symmetry which is an essential characteristic toward the center layer, so that the shear strain is always zero in the center layer of the plate.
  • plane deformation always acts on the center layer of the plate.
  • asymmetrical rolling may be applied to effect shear deformation at the center of the thickness of the plate.
  • Method for producing a ferritic stainless steel according to an embodiment of the present invention in weight%, C: 0.005 to 0.1%, Si: 0.01 to 2.0%, Mn: 0.01 to 1.5%, P: 0.05% or less, S: 0.005 To prepare a slab containing less than%, Cr: 10 to 30%, N: 0.005 to 0.1%, Al: 0.005 to 0.2%, remaining Fe and other unavoidable impurities, the ⁇ max satisfies 20% or more and less than 50% step; Reheating the slab and hot rolling the slab; Winding the hot rolled hot rolled sheet; And cold rolling the hot rolled sheet before the hot-rolled annealing heat treatment.
  • strain energy for promoting recrystallization can be accumulated.
  • the manufactured slabs Prior to the cold rolling, the manufactured slabs are reheated and hot rolled.
  • the hot rolled hot rolled sheet is black coiled in a winding machine, and the winding temperature may be 750 ° C. or higher to phase-change austenite to ferrite phase during winding after hot rolling.
  • the cold rolling in the step of cold rolling before the hot rolled annealing heat-treated hot rolled plate, the cold rolling may be carried out by asymmetrical cold rolling.
  • asymmetric rolling may be applied to cause shear deformation at the center of the thickness of the plate.
  • Appropriate shear deformation at the center of the thickness acts to recrystallize and change the microstructure, lowering the leasing height, which is critical for the surface quality of the final cold rolled product.
  • Asymmetrical cold rolling can be carried out under a rolling condition of 30% or more of rolling reduction, the speed ratio (V h / V l ) of the upper and lower rolling rolls of 1.25 or more, and the rolling shape factor (l / d) of 1.7 or more.
  • the upper and lower rolling roll speed ratio (V h / V l ) must be 1.25 or more. Below 1.25, shear strain may not be imparted to the center of thickness.
  • V h means the speed of a fast roll
  • V l means the speed of a slow roll.
  • Rolled shape factor (l / d) also requires 1.7 or more to cause shear deformation to the center of thickness. Below that, shear strain may not be imparted to the center of thickness.
  • the rolling shape factor related to the size and rolling reduction of the rolling roll is a measure of imparting shear deformation during rolling, and is defined by the following equation (2).
  • r is the rolling roll radius
  • h 0 is the initial of the sheet Thickness
  • h means the final thickness of a board
  • the upper and lower rolling speed ratio, rolling reduction and rolling shape factor (l / d) is adjusted to improve the ridging property and surface quality.
  • Hot-anneal heat treatment may be performed within 60 minutes at a temperature range of 550 to 950 °C.
  • Hot-annealed heat treatment is a process performed to further improve the ductility of the hot rolled hot rolled sheet, thereby inducing precipitation and recrystallization of carbonitride.
  • it is necessary to carry out at annealing temperature of 550 degreeC or more.
  • the annealing temperature exceeds 950 ° C. or when the annealing time exceeds 60 minutes, the grains may coarsen and deteriorate the formability or the ridging characteristic.
  • the minimum of annealing time does not need to be specifically determined, In order to acquire sufficient effect, it is preferable to carry out 30 second or more.
  • the average aspect ratio of the central portion of the thickness in the cross section parallel to the rolling direction may be 4.0 or less.
  • An aspect ratio means the ratio (rolling direction particle diameter / sheet thickness direction particle diameter) of a rolling direction ferrite particle diameter and a plate thickness direction ferrite particle diameter. If the average aspect ratio exceeds 4.0, the cold workability may be lowered by the ferrite structure that extends in the rolling direction. In addition, if the band structure elongated in the rolling direction at the center of the thickness remains on the hot-rolled annealing plate, unevenness occurs on the surface due to deformation irregularities caused by the band structure during cold rolling, thereby lowering the surface glossiness. It is limited.
  • the manufacturing method of the ferritic stainless steel excellent in ridging property and surface quality according to the present invention is controlled as described above, conditions not particularly limited may be performed according to a conventional ferritic stainless steel manufacturing method.
  • the hot rolled annealing plate may be manufactured by cold rolling and cold rolling annealing heat treatment.
  • the slab was manufactured by continuously casting molten steel having the composition shown in Table 1 below, and the slab was reheated to perform primary cold rolling before hot rolling annealing after hot rolling annealing the initial thickness of 3-7 mm.
  • the primary cold rolling was rolled at a reduction ratio of 20 to 50% by normal cold rolling or asymmetric cold rolling.
  • the second cold rolling was carried out at a reduction ratio of 50 to 85%, and a specimen was prepared by cold-rolled annealing and pickling.
  • Example 1 Normal rolling 43 Continuous annealing 50/60 1.76 10.4 Example 2 43 75 1.24 10.0
  • Example 3 46 70 1.27 11.1 Comparative Example 1 21 85 1.17 12.9 Comparative Example 2 26 78 1.12 12.3 Comparative Example 3 - 83 0.95 14.6 Comparative Example 4 - 73 0.88 13.5 Comparative Example 5 - 67 0.84 13.0 Comparative Example 6 - Annealing 73 0.90 17.6 Comparative Example 7 - 67 0.86 16.5
  • Example 4 Asymmetrical rolling 43 Continuous annealing 50/60 1.55 8.4 Example 5 43 75 1.21 8.0
  • Example 6 46 70 1.24 9.1 Comparative Example 8 21 85 1.12 11.8 Comparative Example 9 26 78 1.05 11.5
  • Comparative examples 3 to 7 subjected to the normal rolling showed that the r-bar value was 1 or less and the ridging height was 14 ⁇ m or more.
  • Comparative Examples 1 and 2 in which the first cold rolling was performed before hot-anneal annealing after hot rolling, the rolling reduction was performed at less than 30%, and the r-bar value was 1.2 or less, indicating that the moldability was deteriorated. .
  • Examples 1 to 3 when performing the first cold rolling before hot-rolled annealing heat treatment at a reduction ratio of 30% or more, an r-bar value of 1.2 or more can be obtained.
  • the ridging height of 12 micrometers or less which is the grade which does not reduce was able to be achieved.
  • Examples 4 to 6 are the same as in Examples 1 to 3 except that the first cold rolling is performed by asymmetrical rolling rather than symmetrical rolling, and the remaining conditions are the same. The rest of the conditions are the same except that the rolling is performed by asymmetrical rolling rather than symmetrical rolling.
  • the leasing height was reduced by more than 20% when the primary cold rolling was performed by asymmetrical rolling.
  • Examples 4-6 could achieve a ridging height of 10 ⁇ m or less. Through this, it was found that the ridging property can be improved by sufficiently minimizing the band structure according to the shear deformation during asymmetrical rolling rather than symmetrical rolling.
  • the average aspect ratio of the hot-rolled annealed material prepared by the conventional manufacturing method that does not perform cold rolling before hot-rolled annealing and the hot-rolled annealed material prepared according to the present invention are shown in Table 3 below.
  • the microgroove area ratio of the cold rolled annealing material subjected to cold rolling and cold annealing heat treatment is also shown in Table 3 below.
  • the average aspect ratio was obtained by capturing the cross-sectional microstructure of the hot-rolled annealing material parallel to the rolling direction using an optical microscope, and then measuring the grain size in the rolling direction and the sheet thickness direction in the band structure to show the average aspect ratio of the five grains.
  • 1 shows a microstructure photograph of a cross section parallel to the rolling direction of Comparative Example 3.
  • FIG. After measuring the length in the longitudinal direction and the thickness direction of the band structure elongated in the rolling direction from the microstructure photograph of the cross section as shown in FIG. 1, the average aspect ratio was calculated.
  • the microgroove area ratio was evaluated by measuring the area ratio of the surface of the cold rolled annealing material by using an optical microscope to maximize the light source and prolonging the exposure time by 50 times, and then measuring the area ratio with an image analyzer. Representative measurement results are shown in FIGS. 2 and 3.
  • FIG. 2 shows the surface of Example 2
  • FIG. 3 shows the surface of Comparative Example 4.
  • FIG. In the drawing, the area of the microgroove represents a portion expressed in dark color. It can be seen that the microgroove area ratio of Example 2 according to the present invention shown in FIG. 2 is significantly reduced compared to Comparative Example 4 of FIG. 3.
  • Example 2 Normal rolling 43 Continuous annealing 75 2.5 1.6
  • Example 3 46 70 2.8 1.8 Remarks example 1 21 85 6.5 2.2 Comparative Example 3 - 83 17.0 3.3 Comparative Example 4 - 73 18.0 4.1
  • Example 5 Asymmetrical rolling 43 75 2.1 1.2
  • Example 6 46 70 2.4 1.4
  • the average aspect ratio of the hot rolled annealing material was very low, below 3.
  • the cold rolled steel sheet excellent in the surface quality was obtained by satisfying an average aspect ratio of 4.0 or less and satisfy
  • Ferritic stainless steel according to embodiments of the present invention is excellent in the surface quality and gloss of the steel sheet can be used in various kitchen appliances, automotive exhaust system parts, building materials, home appliances.

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Abstract

열연소둔 열처리 전에 냉간압연을 추가로 실시함으로써 단면의 중심부 미세조직을 변화시켜 최종 제품의 리징 특성 및 표면품질이 우수한 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조방법이 개시된다. 본 발명에 따른 오스테나이트계 스테인리스강은, 중량%로, C: 0.005 내지 0.1%, Si: 0.01 내지 2.0%, Mn: 0.01 내지 1.5%, P: 0.05% 이하, S: 0.005% 이하, Cr: 10 내지 30%, N: 0.005 내지 0.1%, Al: 0.005 내지 0.2%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, γmax가 20% 이상 50% 미만이며, 표면의 미세홈 면적율이 2.0% 이하이다.

Description

리징성 및 표면품질이 우수한 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조방법
본 발명은 리징성 및 표면품질이 우수한 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 열간압연 후 열연소둔 열처리 전에 냉간압연을 추가로 실시함으로써 두께 중심부의 조직을 개선하여 리징성 및 표면품질을 향상시킨 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조방법에 관한 것이다.
일반적으로 스테인리스강은 성분계나 금속조직에 따라 분류된다. 금속조직에 따를 경우, 스테인리스강은 오스테나이트계, 페라이트계, 마르텐사이트계, 이상계로 분류된다. 이러한 스테인리스강 중 페라이트계 스테인리스강은 고가의 합금원소가 적게 첨가되면서도 내식성이 우수하여 각종 주방용품, 자동차 배기계 부품, 건축자재, 가전제품 등에 주로 사용되고 있으며, 외장용으로 사용되는 경우 고품질의 표면 광택도가 요구되는 강종이다.
그러나, 페라이트계 스테인리스강은 딥드로잉(deep drawing)과 같은 성형 가공 시 압연방향과 평행한 주름 모양의 표면 결함인 리징(ridging) 결함이 발생하는 문제점을 가지고 있다. 리징 결함은 제품의 외관을 나쁘게 할 뿐만 아니라 리징이 심하게 발생할 경우 성형 후에 연마공정이 추가되어 제조시간이 증가되고 제조단가가 높아지는 문제가 발생한다. 이 때문에 페라이트계 스테인리스강의 용도 확대를 위해서는 리징 특성 개선과 함께 우수한 표면품질 확보가 필요하다.
리징의 발생원인은 근원적으로 주조조직 내 주상정의 발달에 기인한다. 즉, 일정 방위를 갖는 주상정이 압연 또는 소둔공정에서 파괴되지 않고 잔류하는 경우 인장 가공 시 주변의 재결정 조직과 상이한 폭 및 두께 방향 변형거동으로 인해 리징 결함으로 표출된다. 이러한 리징 결함을 해소하기 위해 리징을 유발하는 조직을 제거하기 위한 다양한 시도가 이루어져 왔다. 주로 등축정율을 향상시켜 주상정의 분율을 줄임으로써 리징성을 개선하거나, 제조공정 중 열간압연 온도, 열간압연 압하율, 소둔온도 제어 등 공정 변수 조절을 통해 리징을 저감하였다.
그러나, 열간압연 후 고온에서 권취한 열연판을 열연소둔 전에 대칭압연 또는 비대칭압연한 다음 연속하여 소둔열처리하여 집합조직을 개선하고자 하는 시도는 거의 없는 실정이다.
(특허문헌 1) 한국 공개특허공보 제10-2008-0061863호 (2008.07.03.)
(특허문헌 2) 한국 공개특허공보 제10-2014-0080348호 (2014.06.30.)
본 발명은 페라이트계 스테인리스강의 열연소둔 열처리 전에 냉간압연을 추가로 실시함으로써 단면의 중심부 미세조직을 변화시켜 최종 제품의 리징 특성 및 표면품질이 우수한 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조방법을 제공하고자 한다.
본 발명의 일 실시예에 따른 리징성 및 표면품질이 우수한 페라이트계 스테인리스강은, 중량%로, C: 0.005 내지 0.1%, Si: 0.01 내지 2.0%, Mn: 0.01 내지 1.5%, P: 0.05% 이하, S: 0.005% 이하, Cr: 10 내지 30%, N: 0.005 내지 0.1%, Al: 0.005 내지 0.2%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 식 (1)로 표현되는 γmax가 20% 이상 50% 미만이다.
(1) 420×C+470×N+10×Mn+180-11.5×Cr-11.5×Si-52.0×Al
여기서, C, N, Mn, Cr, Si, Al은 각 원소의 함량(중량%)을 의미한다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 스테인리스강은 표면의 미세홈 면적율이 2.0% 이하일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 스테인리스강은 리징 높이가 12㎛ 이하일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 스테인리스강은 r-bar 값이 1.2 이상일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따른 리징성 및 표면품질이 우수한 페라이트계 스테인리스강 제조방법은, 중량%로, C: 0.005 내지 0.1%, Si: 0.01 내지 2.0%, Mn: 0.01 내지 1.5%, P: 0.05% 이하, S: 0.005% 이하, Cr: 10 내지 30%, N: 0.005 내지 0.1%, Al: 0.005 내지 0.2%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 식 (1)로 표현되는 γmax가 20% 이상 50% 미만을 만족하는 슬라브를 제조하는 단계; 상기 슬라브를 재가열하여 열간압연하는 단계; 상기 열간압연된 열연판을 권취하는 단계; 및 상기 권취된 열연판을 열연소둔 열처리하기 전에, 냉간압연하는 단계;를 포함한다.
(1) 420×C+470×N+10×Mn+180-11.5×Cr-11.5×Si-52.0×Al
여기서, C, N, Mn, Cr, Si, Al은 각 원소의 함량(중량%)을 의미한다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 열연판을 권취하는 단계에서의 권취온도는 750℃ 이상일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 냉간압연하는 단계는 비대칭 냉간압연으로 실시할 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 냉간압연 또는 상기 비대칭 냉간압연은 30% 이상의 압하율로 실시할 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 비대칭 냉간압연은 상하 압연롤의 속도 비(Vh/Vl)가 1.25 이상이며, 압연 형상인자(l/d)가 1.7 이상인 압연조건으로 실시할 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 비대칭 냉간압연 후 열연소둔, 2차 냉간압연 및 냉연소둔을 실시하여 제조된 스테인리스강의 리징 높이가 10㎛ 이하일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 냉간압연하는 단계 후, 열연소둔 열처리하는 단계;를 더 포함할 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 열연소둔 열처리는 550 내지 950℃의 온도범위에서 60분 이내로 실시할 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 열연소둔 열처리 후 열연소둔재 단면의 두께 중심부 조직의 평균 종횡비가 4.0 이하일 수 있다.
본 발명의 실시예에 따른 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조방법은 열연소둔 열처리 전 냉간압연을 통해 강판 단면의 두께 중심부 조직의 밴드조직 종횡비를 낮게 제어하여 제품 표면의 리징 결함 발생을 억제할 수 있다.
또한, 본 발명의 실시예에 따른 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조방법은 강판 표면의 미세홈 면적율이 낮아 우수한 표면 광택도를 나타낼 수 있다.
또한, 본 발명의 실시예에 따른 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조방법은 우수한 리징성과 함께 높은 r값을 가져 성형 시 리징 높이를 감소시킬 수 있다.
도 1은 본 발명의 실시예에 따른 비교예 3의 압연방향에 평행한 단면의 미세조직 사진이다.
도 2는 본 발명의 실시예에 따른 실시예 2의 표면을 광학현미경으로 촬영한 사진이다.
도 3은 본 발명의 실시예에 따른 비교예 4의 표면을 광학현미경으로 촬영한 사진이다.
본 발명의 일 실시예에 따른 리징성 및 표면품질이 우수한 페라이트계 스테인리스강은, 중량%로, C: 0.005 내지 0.1%, Si: 0.01 내지 2.0%, Mn: 0.01 내지 1.5%, P: 0.05% 이하, S: 0.005% 이하, Cr: 10 내지 30%, N: 0.005 내지 0.1%, Al: 0.005 내지 0.2%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 식 (1)로 표현되는 γmax가 20% 이상 50% 미만이다.
(1) 420×C+470×N+10×Mn+180-11.5×Cr-11.5×Si-52.0×Al
여기서, C, N, Mn, Cr, Si, Al은 각 원소의 함량(중량%)을 의미한다.
이하에서는 본 발명의 실시예를 첨부 도면을 참조하여 상세히 설명한다. 이하의 실시예는 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 본 발명의 사상을 충분히 전달하기 위해 제시하는 것이다. 본 발명은 여기서 제시한 실시예만으로 한정되지 않고 다른 형태로 구체화될 수도 있다. 도면은 본 발명을 명확히 하기 위해 설명과 관계없는 부분의 도시를 생략하고, 이해를 돕기 위해 구성요소의 크기를 다소 과장하여 표현할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따른 리징성 및 표면품질이 우수한 페라이트계 스테인리스강은, 중량%로, C: 0.005 내지 0.1%, Si: 0.01 내지 2.0%, Mn: 0.01 내지 1.5%, P: 0.05% 이하, S: 0.005% 이하, Cr: 10 내지 30%, N: 0.005 내지 0.1%, Al: 0.005 내지 0.2%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, γmax가 20% 이상 50% 미만을 만족한다.
본 발명에 따른 페라이트계 스테인리스강에 포함되는 각 성분의 역할 및 그 함량에 대하여 설명하면 다음과 같다. 하기 성분에 대한 %는 중량%를 의미한다.
C의 함량은 0.005% 이상 0.1% 이하이다.
C는 강재의 강도에 크게 영향을 미치는 원소로써, 그 함량이 과다할 경우 강재의 강도가 지나치게 상승하여 연성이 저하되는 바 0.1% 이하로 제한한다. 다만, 그 함량이 낮을 경우, 강재에 필요한 강도가 충족되지 못하는 바 0.005% 이상 첨가한다.
Si의 함량은 0.01% 이상 2.0% 이하이다.
Si은 제강 시 용강의 탈산과 페라이트 안정화를 위해 첨가되는 원소로, 본 발명에서는 0.01% 이상 첨가한다. 다만, 그 함량이 과다할 경우 재질의 경화를 일으켜 강의 연성이 저하되는 바 2.0% 이하로 제한한다.
Mn의 함량은 0.01% 이상 1.5% 이하이다.
Mn은 내식성 개선에 유효한 원소로, 본 발명에서는 0.01% 이상 첨가하고 보다 바람직하게는 0.2% 이상 첨가한다. 다만, 그 함량이 과다할 경우 용접 시 Mn계 퓸 발생이 급증하여 용접성이 저하되며, 과도한 MnS 석출물 형성으로 인해 강의 연성이 저하되는 바 1.5% 이하로 한정하며, 보다 바람직하게는 1.0% 이하로 한정한다.
P의 함량은 0 이상 0.05% 이하이다.
P는 강 중 불가피하게 함유되는 불순물로써, 산세 시 입계 부식을 일으키거나 열간가공성을 저해하는 주요 원인이 되는 원소이므로, 그 함량을 가능한 한 낮게 제어하는 것이 바람직하다. 본 발명에서는 상기 P 함량의 상한을 0.05%로 관리한다.
S의 함량은 0 이상 0.005% 이하이다.
S은 강 중 불가피하게 함유되는 불순물로써, 결정립계에 편석되어 열간가공성을 저해하는 주요 원인이 되는 원소이므로, 그 함량을 가능한 한 낮게 제어하는 것이 바람직하다. 본 발명에서는 상기 S 함량의 상한을 0.005%로 관리한다.
Cr의 함량은 10% 이상 30% 이하이다.
Cr은 강의 내식성 향상에 효과적인 원소로, 본 발명에서는 10% 이상 첨가한다. 다만, 그 함량이 과다할 경우 제조 비용이 급증하는 문제가 있는 바, 30% 이하로 한정한다.
N의 함량은 0.005% 이상 0.03% 이하이다.
N는 질화물을 형성시키는 원소로서 침입형으로 존재하게 되므로 과도하게 함유되면 충격인성 및 성형성의 저하를 초래하는 바, 0.03% 이하로 한정한다.
Al의 함량은 0.005% 이상 0.2% 이하이다.
Al은 강력한 탈산제로써, 용강 중 산소의 함량을 낮추는 역할을 하므로 본 발명에서는 0.005% 이상 첨가한다. 다만, 그 함량이 과다할 경우 비금속 개재물 증가로 인해 냉연 스트립의 슬리브 결함이 발생함과 동시에, 용접성을 열화시키는 바, 0.2% 이하로 한정하고, 보다 바람직하게는 0.15% 이하로 한정한다.
γmax는 고온에서의 최대 오스테나이트 양에 대응하는 잘 알려진 오스테나이트 안정도의 지수이다. γmax는 하기 식 (1)에 의해 계산된다. 본 발명에서는 γmax 값이 20% 이상 50% 미만을 만족한다.
(1) 420×C+470×N+10×Mn+180-11.5×Cr-11.5×Si-52.0×Al
γmax가 20% 미만이면 열간압연 동안 오스테나이트상에 의한 페라이트상의 충분한 변형의 축적이 이루어지지 않고, 페라이트 밴드의 재결정이 촉진되지 않기 때문에 리징성 개선을 얻을 수 없다. 한편, γmax를 높이기 위해 C, N, Mn 및 Ni 등의 오스테나이트 형성 원소의 함유량을 높게 제어할 수 있으나, 이들은 강재의 경질화나 비용의 상승을 초래하기 때문에 γmax는 50% 미만으로 할 필요가 있다.
상기와 같은 성분계 및 γmax 범위를 만족하는 페라이트계 스테인리스강의 경우 열연소둔 열처리 전 재결정을 위한 변형에너지 축적이 충분하여 리징성 및 성형성에 유리한 집합조직이 형성될 수 있다.
예를 들어, 본 발명의 일 실시예에 따른 페라이트계 스테인리스강은 리징 높이가 12㎛ 이하일 수 있으며, r-bar 값이 1.2 이상일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따른 페라이트계 스테인리스강은 강 표면의 미세홈 면적율이 2.0% 이하일 수 있다. 표면의 미세홈 면적율은 광택도와 상관성이 있으며, 미세홈 면적율이 낮을수록 광택도가 높아진다. 본 발명에 따른 페라이트계 스테인리스강은 강 표면의 미세홈 면적율이 2.0% 이하를 만족하여 미려한 표면을 나타낼 수 있다.
다음으로, 리징성 및 표면품질이 우수한 페라이트계 스테인리스강의 제조방법에 대하여 설명한다.
페라이트계 스테인리스강의 리징성 및 표면품질을 향상시키기 위해서는 성형성에 유리한 집합조직 형성을 촉진시키고 리징을 유발하는 밴드조직을 제거하여야 한다. 상기 집합조직 형성 및 밴드조직 제거를 위해서는 열연판의 소둔 열처리 시 재결정을 촉진시키는 것이 중요하며, 이를 위해 소둔 열처리 전에 변형에너지를 충분히 축적시키는 것이 필요하다. 열연판에 변형에너지를 축적시키기 위해 열간압연 마무리온도를 낮추는 시도가 이루어져 왔으나, 변형에너지 축적에는 불충분하였다. 이에 따라 본 발명에서는 변형에너지 축적에 따른 재결정 촉진을 위해 열연소둔 열처리 전에 냉간압연을 실시하여 성형성에 유리한 집합조직을 형성하였다.
일반적으로 판재의 압연 변형 시 변형 상태는 전단변형과 평면변형의 두 가지 인자로 나타낼 수 있다. 종래의 대칭압연으로는 판재의 표면층은 전단변형이 작용하며, 중앙층으로 갈수록 본질적 특성인 대칭성 때문에 전단변형률이 감소하여 판재의 중앙층에서는 전단변형률이 항상 0이다. 즉 판재의 중앙층에는 항상 평면변형이 작용한다. 본 발명에서는 비대칭압연을 적용하여 판재의 두께 중심부에 전단변형을 작용시킬 수 있다. 비대칭압연을 적용할 때 많은 압연 변수가 존재하는데 이 변수들을 최적화하여야 모든 두께층에서 적절한 전단변형률이 작용해 재결정을 활성화시켜 미세조직을 변화시킴으로써 최종 냉연 제품의 표면 품질에 중요한 리징 높이를 낮출 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따른 페라이트계 스테인리스강의 제조방법은, 중량%로, C: 0.005 내지 0.1%, Si: 0.01 내지 2.0%, Mn: 0.01 내지 1.5%, P: 0.05% 이하, S: 0.005% 이하, Cr: 10 내지 30%, N: 0.005 내지 0.1%, Al: 0.005 내지 0.2%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, γmax가 20% 이상 50% 미만을 만족하는 슬라브를 제조하는 단계; 상기 슬라브를 재가열하여 열간압연하는 단계; 상기 열간압연된 열연판을 권취하는 단계; 및 상기 권취된 열연판을 열연소둔 열처리하기 전에, 냉간압연하는 단계;를 포함한다.
열간압연된 열연판을 열연소둔 열처리하기 전에 추가적으로 냉간압연을 실시함으로써, 재결정 촉진을 위한 변형에너지를 축적할 수 있다.
상기 냉간압연에 앞서, 제조된 슬라브는 재가열되어 열간압연된다. 열간압연된 열연판은 권취기에서 고온 권취(black coil)되는데, 열간압연 후 권취하는 동안 오스테나이트상에서 페라이트상으로 상변태시키기 위해 권취온도는 750℃ 이상일 수 있다.
한편, 본 발명의 일 실시예에 따른 페라이트 스테인리스강 제조방법은, 권취된 열연판을 열연소둔 열처리하기 전에 냉간압연하는 단계에 있어서, 상기 냉간압연은 비대칭 냉간압연으로 실시할 수 있다.
상술한 바와 같이, 본 발명에서는 비대칭압연을 적용하여 판재의 두께 중심부에 전단변형을 일으킬 수 있다. 두께 중심부에 적절한 전단변형이 작용하여 재결정을 활성화시켜 미세조직을 변화시킴으로써 최종 냉연 제품의 표면 품질에 중요한 리징 높이를 낮출 수 있다.
비대칭 냉간압연은 압하율 30% 이상, 상하 압연롤의 속도 비(Vh/Vl)가 1.25 이상 및 압연 형상인자(l/d)가 1.7 이상인 압연조건으로 실시할 수 있다.
비대칭 냉간압연에서 두께 중심부까지 전단변형을 일으키기 위해서는 상하 압연롤 속도비(Vh/Vl)가 1.25 이상이어야 한다. 1.25 미만에서는 두께 중심부까지 전단변형이 부여되지 않을 수 있다. 여기서, Vh는 빠른 롤의 속도를 의미하고, Vl은 느린 롤의 속도를 의미한다.
압연 형상인자(l/d) 또한 두께 중심부까지 전단변형을 일으키기 위해 1.7 이상이 요구된다. 그 미만에서는 두께 중심부까지 전단변형이 부여되지 않을 수 있다. 압연롤의 크기 및 압하율과 관련된 압연 형상인자는 압연 시 전단변형을 부과하는 척도로서, 하기 식 (2)로 정의된다.
(2)
Figure PCTKR2017007099-appb-I000001
여기서, l은 압연롤 바이트 내의 롤과 판재의 접촉호를 투영한 길이, d는 판재의 평균 두께(d=(h0+h)/2), r은 압연롤 반지름, h0는 판재의 초기 두께, h는 판재의 최종 두께를 의미한다.
본 발명은 열연소둔 열처리 전에 냉간압연하는데 있어서 비대칭압연 시의 압연 변수들과 리징성, 성형성 및 표면품질과의 상관성을 조사한 결과로, 상하 압연롤 속도비, 압하율 그리고 압연 형상인자(l/d)를 조절하여 리징성 및 표면품질을 개선하는데 그 특징이 있다.
상기 냉간압연 또는 비대칭 냉간압연을 실시한 열연판에, 이어서 열연소둔 열처리를 실시할 수 있다. 열연소둔 열처리는 550 내지 950℃의 온도범위에서 60분 이내로 실시할 수 있다. 열연소둔 열처리는 열간압연된 열연판의 연성을 보다 향상시키기 위해 실시되는 공정으로, 이를 통해 탄질화물의 석출과 재결정을 유도할 수 있다. 이를 위해서는 소둔 온도 550℃ 이상에서 실시할 필요가 있다. 다만, 소둔 온도가 950℃를 초과하거나 소둔 시간이 60분을 초과할 경우, 결정립이 조대화되어 성형성이나 리징 특성을 저하시킬 우려가 있다. 한편, 소둔 시간의 하한은 특별히 정할 필요는 없으나, 충분한 효과를 얻기 위해서는 30초 이상 실시하는 것이 바람직하다.
상기 열처리한 열연소둔판은 압연방향과 평행한 방향의 단면의 두께 중심부 조직의 평균 종횡비가 4.0 이하일 수 있다. 종횡비란, 압연 방향 페라이트 입경과 판 두께 방향 페라이트 입경의 비(압연 방향 입경/판 두께 방향 입경)를 말한다. 평균 종횡비가 4.0을 초과하는 경우 압연 방향으로 전신(展伸)한 페라이트 조직에 의해 냉간가공성이 저하될 수 있다. 또한, 두께 중심부에 압연 방향으로 길게 늘어난 밴드조직이 열연소둔판에 잔존하면 냉간압연 시 밴드조직에 기인한 변형불균일에 의해 표면에 요철이 발생하여 표면 광택도를 저하시키므로, 평균 종횡비를 4.0 이하로 한정한다.
본 발명에 따른 리징성 및 표면품질이 우수한 페라이트계 스테인리스강의 제조방법을 상술한 바와 같이 제어한 경우 외에 특별히 한정하지 않은 조건은 통상의 페라이트계 스테인리스강 제조방법에 준하여 수행할 수 있다. 또한, 상기 열연소둔판을 냉간압연 및 냉연소둔 열처리하여 냉연강판으로도 제조할 수 있음은 물론이다.
이하 바람직한 실시예를 통해 본 발명을 보다 상세히 설명하기로 한다.
실시예
하기 표 1의 조성을 가지는 용강을 연속주조하여 슬라브를 제조하고, 슬라브를 재가열하여 열간압연 후 초기 두께 3~7mm의 열연판을 열연소둔 열처리 전에 1차 냉간압연을 실시하였다.
C Si Mn P S Cr Ni Al N
함량(중량%) 0.049 0.18 0.58 0.02 0.002 16.18 0.25 0.094 0.028
1차 냉간압연은 통상의 냉간압연 또는 비대칭 냉간압연으로 20~50%의 압하율로 압연하였다. 1차 냉간압연된 열연판을 열연소둔 열처리 및 산세한 다음 50~85%의 압하율로 2차 냉간압연을 실시하고, 냉연소둔 열처리 및 산세를 거쳐 시편을 제작하였다.
상기 시편의 압연방향에 대하여 0°, 45°, 90°방향의 인장시편을 가공하여 15% 인장시험 후 r값(Lankford value)을 측정하였다. 방향별로 측정된 r값(r0, r45, r90)으로부터 r-bar 값(r-bar=(r0+r90+2*r45)/4)을 계산하였다. 또한, 리징 높이는 상기 시편을 가공하여 15% 인장시험 후 표면 조도를 측정하였다. 하기 표 2에 본 실시예에 사용된 페라이트계 스테인리스강의 압연조건 변화에 따른 r-bar 및 리징 높이(Wt) 측정 결과를 나타내었다.
구분 1차 냉간압연(Black Coil) 열연소둔 2차 냉간압연압하율(%)(1회/2회) r-bar Wt(㎛)
종류 압하율(%)
실시예 1 통상압연 43 연속소둔 50/60 1.76 10.4
실시예 2 43 75 1.24 10.0
실시예 3 46 70 1.27 11.1
비교예 1 21 85 1.17 12.9
비교예 2 26 78 1.12 12.3
비교예 3 - 83 0.95 14.6
비교예 4 - 73 0.88 13.5
비교예 5 - 67 0.84 13.0
비교예 6 - 상소둔 73 0.90 17.6
비교예 7 - 67 0.86 16.5
실시예 4 비대칭압연 43 연속소둔 50/60 1.55 8.4
실시예 5 43 75 1.21 8.0
실시예 6 46 70 1.24 9.1
비교예 8 21 85 1.12 11.8
비교예 9 26 78 1.05 11.5
통상압연을 실시한 비교예 3 내지 7 은 r-bar 값이 1 이하이고 리징 높이는 14㎛ 이상으로 높게 나타났다. 열간압연 이후 열연소둔 열처리에 앞서 1차 냉간압연을 수행한 비교예 1 및 2의 경우에는 압하율이 30% 미만으로 수행되어 r-bar 값이 1.2 이하로 나타나 성형성이 불리함을 알 수 있었다. 실시예 1 내지 3에서와 같이, 열연소둔 열처리 전에 1차 냉간압연을 수행하되 압하율 30% 이상으로 수행하는 경우 1.2 이상의 r-bar 값을 얻을 수 있으며, 육안으로 관찰이 어려워 가공품의 외관 특성을 저하시키지 않는 정도인 12㎛ 이하의 리징 높이를 달성할 수 있었다.
실시예 4 내지 6은 실시예 1 내지 3에서 1차 냉간압연을 대칭압연이 아닌 비대칭압연으로 실시한 것을 제외하고는 나머지 조건은 동일하며, 비교예 8 및 9 또한 비교예 1 및 2에서 1차 냉간압연을 대칭압연이 아닌 비대칭압연으로 실시한 것을 제외하고는 나머지 조건은 동일하다.
대칭압연과 비교하여 비대칭압연으로 1차 냉간압연을 실시한 경우 리징 높이가 약 20% 이상 감소함을 알 수 있었다. 특히, 실시예 4 내지 6은 10㎛ 이하의 리징 높이를 달성할 수 있었다. 이를 통해 대칭압연이 아닌 비대칭압연 시 전단변형에 따라 밴드조직을 충분히 미세화할 수 있어 리징성이 개선됨을 알 수 있었다.
열간압연 이후 열연소둔 열처리에 앞서 1차 냉간압연을 실시한 비교예 8 및 9의 경우에는 비대칭압연으로 실시하였어도 압하율이 30% 미만으로 실시되어 r-bar 값이 1.2 이하로 나타나 성형성이 불리함을 알 수 있었다.
즉, 실시예 4 내지 6에서와 같이, 열연소둔 열처리 전에 비대칭 냉간 압연을 수행하되 총압하율 30% 이상으로 수행하는 경우 1.2 이상의 r-bar 값을 얻을 수 있으며, 육안으로 관찰이 어려워 가공품의 외관 특성을 저하시키지 않는 정도인 12㎛ 이하의 리징 높이를 달성할 수 있음을 알 수 있었다.
한편, 열연소둔 전 냉간압연을 실시하지 않는 종래의 제조방법으로 제조한 열연소둔재와 본 발명에 따라 제조한 열연소둔재의 평균 종횡비를 하기 표 3에 나타내었다. 이어서 냉간압연 및 냉연소둔 열처리를 거친 냉연소둔재의 미세홈 면적율 또한 하기 표 3에 나타내었다.
평균 종횡비는 압연방향에 평행한 열연소둔재의 단면 미세조직을 광학현미경을 사용하여 촬영한 후, 밴드조직의 압연 방향 입경과 판 두께 방향 입경을 측정하여 5개의 결정립의 평균 종횡비를 나타내었다. 도 1은 비교예 3의 압연방향에 평행한 단면의 미세조직 사진을 나타낸다. 도 1과 같이 단면의 미세조직 사진으로부터 압연방향으로 길게 늘어난 밴드조직의 길이 방향과 두께 방향의 길이를 측정한 후 평균 종횡비를 계산하였다.
미세홈 면적율은 냉연소둔재의 표면을 광학현미경을 사용하여 광원을 최대로 하고 노출시간을 길게 하여 50배로 촬영한 다음, Image Analyzer로 면적율을 측정하여 평가하였다. 대표적인 측정결과를 도 2 및 3에 나타내었다.
도 2는 실시예 2의 표면을, 도 3은 비교예 4의 표면을 나타낸다. 도면에서 미세홈의 면적은 짙은 색상으로 표현된 부분을 나타낸다. 도 2에 나타난 본 발명에 따른 실시예 2의 미세홈 면적율이 도 3의 비교예 4에 비하여 상당히 감소한 것을 알 수 있었다.
구분 1차 냉간압연(Black Coil) 열연소둔 2차 냉간압연압하율(%)(1회/2회) 평균종횡비 미세홈면적율(%)
종류 압하율(%)
실시예 2 통상압연 43 연속소둔 75 2.5 1.6
실시예 3 46 70 2.8 1.8
비고예 1 21 85 6.5 2.2
비교예 3 - 83 17.0 3.3
비교예 4 - 73 18.0 4.1
실시예 5 비대칭압연 43 75 2.1 1.2
실시예 6 46 70 2.4 1.4
1차 냉간압연을 압하율 30% 미만의 통상압연으로 실시한 비교예 1은 평균 종횡비가 6 이상으로 높았으며, 종래의 제조방법으로 제조된 비교예 3 및 4는 평균 종횡비가 1차 냉간압연을 실시한 상기 비교예 1과 대비하여 3배 가까이 치솟았다. 반면에, 열간압연 이후 열연소둔 열처리에 앞서 1차 냉간압연을 압하율 30% 이상의 통상압연으로 실시한 실시예 2, 3과 1차 냉간압연을 압하율 30% 이상의 비대칭압연으로 실시한 실시예 5, 6의 경우에는 열연소둔재의 평균 종횡비가 3 이하로 매우 낮게 나타났다.
또한, 1차 냉간압연을 통상압연으로 실시한 비교예 1, 3, 4는 냉연소둔재의 미세홈 면적율이 2.2% 이상으로 높은 반면에, 열간압연 이후 열연소둔 열처리에 앞서 1차 냉간압연을 수행한 실시예 2, 3과 1차 냉간압연을 비대칭압연으로 실시한 실시예 5, 6의 경우에는 미세홈 면적율이 1.8% 이하로 낮게 나타났다.
즉 실시예 2, 3, 5, 6의 결과에서 보는 바와 같이, 열연소둔재의 평균 종횡비가 낮을수록 냉연소둔재의 미세홈 면적율이 낮아지는 것을 알 수 있었다. 따라서 실시예와 같이 평균 종횡비가 4.0 이하이며, 미세홈 면적율이 2.0% 이하를 만족함으로써 표면품질이 우수한 냉연강판이 얻어졌다.
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 페라이트계 스테인리스강은 강판의 표면 품질 및 광택도가 우수하여 각종 주방용품, 자동차 배기계 부품, 건축자재, 가전제품 등에 사용될 수 있다.
[규칙 제26조에 의한 보정 10.07.2017]　

Claims (13)

  1. 중량%로, C: 0.005 내지 0.1%, Si: 0.01 내지 2.0%, Mn: 0.01 내지 1.5%, P: 0.05% 이하, S: 0.005% 이하, Cr: 10 내지 30%, N: 0.005 내지 0.1%, Al: 0.005 내지 0.2%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    하기 식 (1)로 표현되는 γmax가 20% 이상 50% 미만인 리징성 및 표면품질이 우수한 페라이트계 스테인리스강:
    (1) 420×C+470×N+10×Mn+180-11.5×Cr-11.5×Si-52.0×Al
    여기서, C, N, Mn, Cr, Si, Al은 각 원소의 함량(중량%)을 의미한다.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 스테인리스강은 표면의 미세홈 면적율이 2.0% 이하인 리징성 및 표면품질이 우수한 페라이트계 스테인리스강.
  3. 제1항에 있어서,
    상기 스테인리스강은 리징 높이가 12㎛ 이하인 리징성 및 표면품질이 우수한 페라이트계 스테인리스강.
  4. 제1항에 있어서,
    상기 스테인리스강은 r-bar 값이 1.2 이상인 리징성 및 표면품질이 우수한 페라이트계 스테인리스강.
  5. 중량%로, C: 0.005 내지 0.1%, Si: 0.01 내지 2.0%, Mn: 0.01 내지 1.5%, P: 0.05% 이하, S: 0.005% 이하, Cr: 10 내지 30%, N: 0.005 내지 0.1%, Al: 0.005 내지 0.2%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 식 (1)로 표현되는 γmax가 20% 이상 50% 미만을 만족하는 슬라브를 제조하는 단계;
    상기 슬라브를 재가열하여 열간압연하는 단계;
    상기 열간압연된 열연판을 권취하는 단계; 및
    상기 권취된 열연판을 열연소둔 열처리하기 전에, 냉간압연하는 단계;를 포함하는 리징성 및 표면품질이 우수한 페라이트계 스테인리스강의 제조방법:
    (1) 420×C+470×N+10×Mn+180-11.5×Cr-11.5×Si-52.0×Al
    여기서, C, N, Mn, Cr, Si, Al은 각 원소의 함량(중량%)을 의미한다.
  6. 제5항에 있어서,
    상기 열연판을 권취하는 단계에서의 권취온도는 750℃ 이상인 리징성 및 표면품질이 우수한 페라이트계 스테인리스강의 제조방법.
  7. 제5항에 있어서,
    상기 냉간압연하는 단계는 비대칭 냉간압연으로 실시하는 리징성 및 표면품질이 우수한 페라이트계 스테인리스강의 제조방법.
  8. 제5항 또는 제7항에 있어서,
    상기 냉간압연 또는 상기 비대칭 냉간압연은 30% 이상의 압하율로 실시하는 리징성 및 표면품질이 우수한 페라이트계 스테인리스강의 제조방법.
  9. 제7항에 있어서,
    상기 비대칭 냉간압연은 상하 압연롤의 속도 비(Vh/Vl)가 1.25 이상이며, 압연 형상인자(l/d)가 1.7 이상인 압연조건으로 실시하는 리징성 및 표면품질이 우수한 페라이트계 스테인리스강의 제조방법.
    여기서,
    Vh: 빠른 롤 속도
    Vl: 느린 롤 속도
    압연 형상인자:
    Figure PCTKR2017007099-appb-I000002
    l: 압연롤 바이트 내의 롤과 판재의 접촉호를 투영한 길이
    d: 판재의 평균 두께 d=(h0+h)/2
    r: 압연롤 반지름
    h0: 판재의 초기 두께
    h: 판재의 최종 두께
  10. 제9항에 있어서,
    상기 비대칭 냉간압연 후 열연소둔, 2차 냉간압연 및 냉연소둔을 실시하여 제조된 스테인리스강의 리징 높이가 10㎛ 이하인 리징성 및 표면품질이 우수한 페라이트계 스테인리스강의 제조방법.
  11. 제5항에 있어서,
    상기 냉간압연하는 단계 후, 열연소둔 열처리하는 단계;를 더 포함하는 리징성 및 표면품질이 우수한 페라이트계 스테인리스강의 제조방법.
  12. 제11항에 있어서,
    상기 열연소둔 열처리는 550 내지 950℃의 온도범위에서 60분 이내로 실시하는 리징성 및 표면품질이 우수한 페라이트계 스테인리스강의 제조방법.
  13. 제11항에 있어서,
    상기 열연소둔 열처리 후 열연소둔재 단면의 두께 중심부 조직의 평균 종횡비가 4.0 이하인 리징성 및 표면품질이 우수한 페라이트계 스테인리스강의 제조방법.
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