WO2019117432A1 - 충격 인성이 우수한 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조방법 - Google Patents

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Definitions

  • the present invention relates to a ferritic stainless steel excellent in impact toughness and a method for producing the ferritic stainless steel and, more particularly, to a ferritic stainless steel hot-rolled steel sheet containing Ti and excellent in impact properties with a thickness of 6 mm or more and a manufacturing method thereof.
  • Ferritic stainless steels have lower processability, impact toughness and high temperature strength than austenitic stainless steels. However, since ferritic stainless steels do not contain a large amount of Ni, they are inexpensive and have a small thermal expansion. Particularly, the flange for exhaust system has recently been converted into a ferritic stainless steel plate having improved corrosion resistance and durability due to problems of micro cracks and exhaust gas leakage.
  • STS409L material is stabilized with 11% Cr and N as Ti. It is a steel grade with excellent workability and workability. It is mainly used at temperatures below 700 °C and it has some corrosion resistance Which is the most commonly used steel.
  • Embodiments of the present invention solve the above problems and provide a ferritic stainless steel having improved impact toughness by securing a restoration structure not a completely recrystallized structure by controlling the annealing temperature of a ferritic stainless steel hot- And to provide a manufacturing method thereof.
  • the ferritic stainless steel excellent in impact toughness is a ferritic stainless steel having a composition of C: more than 0%, Si: not more than 0.8%, Mn: not more than 0.5%, Cr: 10 to 14% : 0.01 to 0.45%, N: more than 0 and not more than 0.015%, the balance Fe and other unavoidable impurities, and the average orientation misorientation between the grains of the microstructure is 0.6 to 1.1 °.
  • the stainless steel may have a thickness of 6.0 to 25.0 mm.
  • the stainless steel may further contain 0.3% or less of Ni, 0.5% or less of Cu, and 0.1% or less of Al.
  • the stainless steel may satisfy the following formula (1).
  • Ti, C and N mean the content (weight%) of each element.
  • the stainless steel may satisfy the yield strength of 305 MPa or more, the tensile strength of 420 MPa or more, the elongation of 35 to 40%, and the following formula (2)
  • a ferritic stainless steel producing method excellent in impact toughness is characterized in that it comprises C: not less than 0.01%, Si: not more than 0.8%, Mn: not more than 0.5%, Cr: 10 to 14% , Ti: 0.01 to 0.45%, N: 0 to 0.015%, and the balance Fe and other unavoidable impurities to 1,220 ⁇ ⁇ or lower; Subjecting the heated slab to rough rolling; Finishing the rough rolling bar; And a step of subjecting the hot-rolled steel sheet to annealing; and the sum of the rolling reduction at the rear end of the rough-rolling is 54% or more, and the thickness of the hot-rolled steel sheet is 6.0 to 25.0 mm.
  • the slab further includes not more than 0.3% of Ni, not more than 0.5% of Cu, and not more than 0.1% of Al, and satisfies the following formula (1).
  • Ti, C and N mean the content (weight%) of each element.
  • the temperature of the rough rolling bar may be 1,020 to 970 ⁇ .
  • the finishing rolling finishing temperature may be 960 ⁇ or lower.
  • the hot-rolled annealing is performed at 850 to 980 ° C, and the average orientation difference (misorientation) between microstructures of the hot-rolled annealed steel sheet may be 0.6 to 1.1 °.
  • a high Charpy impact energy value can be exhibited by controlling the microstructure of the ferritic stainless steel hot-rolled steel sheet having a thickness of 6.0 mm or more with the recovery structure.
  • FIG. 1 is a photograph showing the microstructure of a hot-rolled steel sheet according to an annealing temperature in the embodiment of the present invention.
  • FIG. 6 is a graph showing the Charpy impact energy value by temperature according to the annealing temperature in the embodiment of the present invention.
  • the ferritic stainless steel excellent in impact toughness is a ferritic stainless steel having a composition of C: more than 0%, Si: not more than 0.8%, Mn: not more than 0.5%, Cr: 10 to 14% : 0.01 to 0.45%, N: more than 0 and not more than 0.015%, the balance Fe and other unavoidable impurities, and the average orientation misorientation between the grains of the microstructure is 0.6 to 1.1 °.
  • the present invention by controlling the hot rolling and hot-rolling and annealing processes of the hot-rolled steel sheet with a thickness of 6.0 mm or more, it is possible to secure the microstructure of the recovery stage rather than the completely recrystallized microstructure, And the rearranged dislocations suppress the propagation of the impact, thereby improving the impact toughness of the Ti-containing ferritic stainless steel hot-rolled steel plate.
  • 'ferritic stainless steel' means a hot rolled steel sheet having a thickness of 6.0 mm or more.
  • the ferritic stainless steel excellent in impact toughness is a ferritic stainless steel having a composition of C: more than 0%, Si: not more than 0.8%, Mn: not more than 0.5%, Cr: 10 to 14% : 0.01 to 0.45%, N: more than 0 to 0.015%, the balance Fe and other unavoidable impurities, the microstructure misorientation between the crystal grains is 0.6 to 1.1 ⁇ and the thickness is 6.0 to 25.0 mm.
  • the target steel to improve the impact toughness is a ferritic stainless steel plate of 10 to 14% by weight of Cr and 0.01 to 0.45% by weight of Ti, for example, STS409L steel grade and the like.
  • the content of C and N is more than 0 and 0.01% or less.
  • C and N which are interstitially present as Ti (C, N) carbonitride forming elements, are present in a solid state without formation of Ti (C, N) carbonitride when the content is increased and thus the elongation and low- And Cr 23 C 6 carbide is generated when the steel is used for a long time at a temperature of 600 ° C or lower after welding, so that the content of the Cr 23 C 6 carbide is preferably controlled to 0.01% or less.
  • the content of Si is 0.8% or less.
  • Si is an element to be added as a deoxidizing element and is an element for forming a ferrite phase.
  • the stability of the ferrite phase is enhanced. If the content of Si is more than 0.8%, the increase of the rigid Si inclusions and surface defects may occur, and it is preferable to control the Si content to 0.8% or less.
  • the content of Mn is 0.5% or less.
  • the Cr content is 10 to 14%.
  • the target steel to improve the impact toughness is a ferritic stainless steel plate containing 10 to 14% Cr, so that the content of Cr is limited to 10 to 14%.
  • the content of Ti is 0.01 to 0.45%.
  • Ti is an effective element for preventing the generation of intergranular corrosion by fixing C and N. If the Ti content is lowered, grain boundary corrosion occurs in the welded portion and the corrosion resistance is lowered. Therefore, it is preferable to control Ti to a minimum of 0.01% or more. However, if the addition amount of Ti is too high, the inclusion of the rigid inclusions increases and surface defects such as scab are generated a lot, and the clogging occurs at the time of playing. Therefore, the content is restricted to 0.45% or less, Or less.
  • ferritic stainless steel excellent in impact toughness according to an embodiment of the present invention may further contain 0.3% or less of Ni, 0.5% or less of Cu, and 0.1% or less of Al.
  • the content of Ni is 0.3% or less.
  • Ni is an effective element for inhibiting the progress of the formulation, and when added in a small amount of 0.01% or more, it is effective in improving the toughness of the hot-rolled steel sheet.
  • the addition of a large amount may cause a hardening of the material and a decrease in the toughness due to strengthening of the solid solution, and the cost of the alloy is increased, so that it is preferable to limit it to 0.3% or less.
  • the content of Cu is 0.5% or less.
  • the content of Al is 0.1% or less.
  • Al is useful as a deoxidizing element and its effect can be expressed at 0.005% or more.
  • the upper limit is set to 0.1%, and it may not be contained.
  • the thickness of the ferritic stainless steel to improve impact toughness is 6.0 to 25.0 mm.
  • the thickness of the ferritic stainless steel according to the present invention is set to 6.0 mm or more.
  • the upper limit may be 25.0 mm in consideration of the thickness of the rough rolling bar after rough rolling.
  • it may be 12.0 mm or less, which is suitable for manufacturing use.
  • the microstructure of the ferritic stainless steel excellent in impact toughness may be a recovery structure having an average orientation difference between grains of 0.6 to 1.1 degrees.
  • the present inventors have found that some recrystallized recovered tissues exhibit excellent impact properties, compared to uncured tissues or fully recrystallized tissues.
  • the recovery structure can be distinguished from the smoothed structure and the completely recrystallized structure, but can be distinguished from the grain boundary structure by the misorientation between the grain boundaries between the grain boundaries.
  • misorientation between the grain boundaries between the grain boundaries Generally, it is known that as the deformation amount of the metal material increases, the distortion of the crystal orientation becomes worse and the average misorientation value of the deformed specimen increases.
  • the average orientation difference between grains in the smoothed structure is 1.2 degrees or more and the average orientation difference between crystal grains in the completely recrystallized structure is 0.5 degrees or less. That is, the average orientation difference between the grains decreases gradually from the microstructure to the completely recrystallized structure, which means that the grain boundary energy of the grain boundaries is lowered and thus the recrystallization is performed.
  • the uncured structure has high strength and low elongation due to the residual stress in the interior, and the impact characteristics are poor.
  • the completely recrystallized structure has low strength due to stress relief and can not suppress the propagation of impact due to dislocation of dislocation.
  • the ferritic stainless steel according to the present invention can improve the impact toughness by restricting the propagation of the impact by relocating the dislocations generated through the low-temperature hot rolling process to be described later to the recovered grain boundaries.
  • the ferritic stainless steel excellent in impact toughness according to the present invention can satisfy the following formula (2).
  • the ferritic stainless steel according to the present invention may exhibit a Charpy impact energy at 20 ° C of at least 15 J / cm 2 and a Charpy impact energy at 40 ° C of at least 50 J / cm 2 .
  • a ferritic stainless steel producing method excellent in impact toughness is characterized in that it comprises C: not less than 0.01%, Si: not more than 0.8%, Mn: not more than 0.5%, Cr: 10 to 14% , Ti: 0.01 to 0.45%, N: 0 to 0.015%, and the balance Fe and other unavoidable impurities to 1,220 ⁇ ⁇ or lower; Subjecting the heated slab to rough rolling; Finishing the rough rolling bar; And a step of subjecting the hot-rolled steel sheet to annealing; and the sum of the rolling reduction at the rear end of the rough-rolling is 54% or more, and the thickness of the hot-rolled steel sheet is 6.0 to 25.0 mm.
  • the slab containing the alloy element of the above composition may be heated to 1,220 ⁇ or lower prior to hot rolling, and then the heated slab may be rough-rolled. At this time, the sum of rolling reduction at the rear end of the rough rolling can be controlled to be 54% or more.
  • the rolling reduction becomes lower, so that the amount of dislocation decreases as the material receives less stress. Therefore, as the thickness of the hot-rolled steel sheet becomes thicker, the temperature is lowered to a temperature as low as possible before the hot-rolling, and the load distribution of the rough rolling at the time of hot rolling is moved to the rear end.
  • the slab heating temperature is preferably 1,220 ° C. or less for generating potential through low-temperature hot rolling. If the slab temperature is too low, roughing can not be performed, so the heating temperature lower limit may be 1,150 ° C. or more.
  • the rough rolling end in the present invention may mean the last rolling mill and the second to the last rolling mill.
  • a rough rolling step consisting of five or more rolling mills can also mean the last rolling mill and the second to last rolling mill.
  • the rolling reduction rates of the two downstream rolling mills may be 27% or more, respectively.
  • the rough rolling bar produced through the rough rolling process may be subjected to finish rolling to a thickness of 6.0 to 25.0 mm and then heat-annealed.
  • the rough rolling bar before rough rolling after rough rolling may have a temperature of 1,020 to 970 ⁇ , and finish rolling finish temperature may be 960 ⁇ or less. More preferably, the finishing rolling finishing temperature may be 920 ⁇ ⁇ or lower.
  • a slab heated to 1,220 DEG C or lower can be controlled to the temperature range and a low temperature hot rolling process can be performed to generate a large amount of potential.
  • the hot-rolled steel sheet can be annealed at a temperature of 850 to 980 ⁇ . If the annealing temperature is lower than 850 ⁇ , the annealing time for dislocation rearrangement takes a long time, resulting in poor productivity. If the annealing temperature exceeds 980 ⁇ , recrystallization may be performed beyond dislocation rearrangement.
  • the regularly rearranged dislocations can suppress the propagation of cracks caused by the impact.
  • the reheating temperature and the finish rolling temperature are too low beyond the above-mentioned hot rolling temperature range schedule, the frictional pressure between the material and the rolling roll during hot rolling becomes high, and the material surface may be torn or scratched by the rolling roll . Therefore, in order to form the recovered structure, the hot-rolled steel sheet must be manufactured according to the temperature distribution of the load distribution and the low-temperature hot rolling at the rear stage of the rough rolling, and the hot-rolled annealing process should be performed at 850 to 980 ° C.
  • the ferritic stainless steel hot-rolled steel sheet subjected to the low-temperature hot rolling process and the hot-rolling annealing process as described above may have a recovery structure with an average grain boundary misorientation between microstructures of 0.6 to 1.1 °.
  • the slabs of the composition shown in Table 1 below were heated to 1,200 ° C, and then hot rolled to a thickness of 10.0 mm such that the finish rolling finish temperature became 940 ° C at a total of 55% after rough rolling. At this time, the temperature of the plate of the rough rolling bar before finishing rolling was set to about 1,000 ⁇ .
  • a ferrous stainless steel sheet of 11Cr-0.2 Ti ferritic stainless steel sheet was prepared by smoothing (A) 10.0 mm thick hot-rolled steel sheets respectively, 930 ° C hot rolled annealing (B: B-1 and B-2) and 1,020 ° C hot rolled annealing (C). Two types of B-1 and B-2 were prepared for the 930 ° C hot rolled annealed steel sheet to confirm reproducibility.
  • FIG. 1 is a photograph showing the microstructure of a hot-rolled steel sheet according to an annealing temperature in the embodiment of the present invention.
  • A is a very dull hot-rolled black coil, which shows a typical hot-rolled structure.
  • C is a hot rolled annealed at 1,020 ° C, and most of the recrystallized structure has a low hot rolling reduction ratio. band structures were also observed.
  • the microstructure annealed at 930 deg. C which is the hot-rolled annealing temperature range of the present invention, was a non-recrystallized recovery phase structure and some fine grains were observed.
  • the Kernel Average Misorientation method is a technique capable of analyzing the average orientation difference (misorientation) between grains according to the average deformation amount of the material through EBSD (Electron Back Scattered Diffracion).
  • FIGS. 2 to 5 are graphs showing the average orientation difference between crystal grains of the hot-rolled steel sheet according to the annealing temperature according to the embodiment of the present invention, in accordance with the Kernel Average Misorientation method.
  • the Charpy impact test was carried out at the respective temperatures using the above-described unblended material (A), 930 ° C hot rolled annealed material (B: B-1, B-2) and 1,020 ° C hot rolled material (C) are shown in Table 3 below.
  • the Charpy impact energy values of the examples B-1 and B-2 of the present invention are higher than those of the comparative examples 1 (A) and 2 (C). Particularly, it was confirmed that the Charpy impact energy values of the inventive examples (B-1, B-2) were significantly increased from 20 ° C and 40 ° C, which are normal temperatures.
  • FIG. 6 is a graph showing the Charpy impact energy value by temperature according to the annealing temperature in the embodiment of the present invention.
  • the Charpy impact energy values of the inventive examples (B-1 and B-2) are higher than those of the comparative examples 1 (A) and 2 (C) As shown in FIG. That is, it shows improved impact toughness in the microstructure of the recovery phase than the recrystallized microstructure at the same 10.0 mm thickness, because the regularly rearranged dislocations due to relocation of the hot- It was confirmed that it suppressed propagation.
  • Table 4 shows the tensile test results of the above-described unbonded material (A), 930 ⁇ ⁇ hot rolled annealed material (B: B-1, B-2) and 1,020 ⁇ ⁇ hot rolled annealed material (C).
  • the yield strength and the tensile strength of the present invention (B-1, B-2) exhibited lower yield strength and tensile strength value as the stress was relaxed as compared with Comparative Example 1 (A) which is improved by about 3 to 4%.
  • Comparative Example 2 (C) exhibited lower yield strength and tensile strength values due to disappearance of the dislocations generated in hot rolling and stress relief, and the elongation was also as high as 41%.
  • the ferritic stainless steel according to the present invention has improved toughness and brittleness of the hot-rolled steel sheet having a thickness of 6.0 mm or more, and can prevent cracking during the winter season.

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Abstract

두께 6mm 이상인 충격 특성이 우수한 페라이트계 스테인리스 열연 소둔 강판 및 그 제조방법이 개시된다. 본 발명의 일 실시예에 따른 충격 인성이 우수한 페라이트계 스테인리스강은, 중량%로, C: 0 초과 0.01% 이하, Si: 0.8% 이하, Mn: 0.5% 이하, Cr: 10 내지 14%, Ti: 0.01 내지 0.45%, N: 0 초과 0.015% 이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직의 결정립간 평균 방위차(misorientation)가 0.6 내지 1.1°이다.

Description

충격 인성이 우수한 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조방법
본 발명은 충격 인성이 우수한 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 Ti를 함유하고 두께 6mm 이상인 충격 특성이 우수한 페라이트계 스테인리스 열연 소둔 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
페라이트계 스테인리스강은 오스테나이트계 스테인리스강에 비해 가공성, 충격 인성 및 고온강도는 열위하지만, 다량의 Ni을 함유하고 있지 않기 때문에 저렴하고 열팽창이 작아 근래에는 자동차 배기계 부품 재료 등에 사용이 선호되고 있다. 특히, 배기계용 플랜지는 최근 미세 크랙 및 배기가스 누출 문제로 내식성, 내구성이 향상된 페라이트계 스테인리스 후판으로 전환되고 있는 추세이다.
STS409L 소재는 11% Cr에 C, N을 Ti으로 안정화하여 용접부의 예민화 방지와 가공성이 우수한 강종으로 700℃ 이하의 온도에 주로 사용되고 있으며, 자동차 배기계에서 발생하는 응축수 성분에 대하여서도 다소의 부식저항성을 가지고 있기 때문에 가장 많이 사용되고 있는 강종이다.
그러나, 페라이트계 스테인리스강은 오스테나이트계 스테인리스강에 비해 그 두께가 두꺼워질수록 가공성 및 충격 인성이 열위해져, 열간 압연 이후 목표 두께로 냉간 압연하는 도중 취성 크랙이 발생하거나 크랙이 전파하여 판의 파단이 발생한다. 두께 6.0mm 이상의 STS409L 후판를 이용하여 플랜지 등의 제품 가공 시, 가해지는 충격에 의해 크랙이 발생하는 등 충격 특성이 열위한 단점이 있다. 이러한 낮은 충격 특성에 기인하여 두께 6.0mm 이상의 STS409L 강종은 제조 및 제품 가공이 매우 어려운 강종이다.
또한, 열간 압연 시, 압하량의 부족으로 미세한 결정립을 얻기 힘들고 조대한 결정립 및 불균일한 결정립의 형성에 의해 취성이 더욱 심화되어 충격 특성이 열위해지는 문제가 있다.
본 발명의 실시예들은 상기와 같은 문제점을 해결하여, 두께 6.0mm 이상의 페라이트계 스테인리스 열연 후판의 소둔 온도를 제어함으로써 완전 재결정조직이 아닌 회복조직을 확보하여, 충격 인성이 향상된 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조방법을 제공하고자 한다.
본 발명의 일 실시예에 따른 충격 인성이 우수한 페라이트계 스테인리스강은, 중량%로, C: 0 초과 0.01% 이하, Si: 0.8% 이하, Mn: 0.5% 이하, Cr: 10 내지 14%, Ti: 0.01 내지 0.45%, N: 0 초과 0.015% 이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직의 결정립간 평균 방위차(misorientation)가 0.6 내지 1.1°이다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 스테인리스강은 두께가 6.0 내지 25.0mm일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 스테인리스강은 Ni: 0.3% 이하, Cu: 0.5% 이하, Al: 0.1% 이하를 더 포함할 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 스테인리스강은 하기 식 (1)을 만족할 수 있다.
(1) Ti/(C+N) ≥ 3
여기서, Ti, C, N은 각 원소의 함량(중량%)를 의미한다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 스테인리스강은 항복강도 305MPa 이상, 인장강도 420MPa 이상, 연신율 35 내지 40% 및 하기 식 (2)를 만족할 수 있다
(2) 20℃ 샤르피 충격에너지 × 40℃ 샤르피 충격에너지 ≥ 750 J/cm2
본 발명의 일 실시예에 따른 충격 인성이 우수한 페라이트계 스테인리스강 제조방법은, 중량%로, C: 0 초과 0.01% 이하, Si: 0.8% 이하, Mn: 0.5% 이하, Cr: 10 내지 14%, Ti: 0.01 내지 0.45%, N: 0 초과 0.015% 이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 1,220℃ 이하로 가열하는 단계; 가열된 상기 슬라브를 조압연하는 단계; 조압연 바(bar)를 마무리압연하는 단계; 및 열연 강판을 소둔 열처리하는 단계;를 포함하고, 상기 조압연 후단의 압하율 합이 54% 이상이며, 상기 열연 강판의 두께는 6.0 내지 25.0mm이다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 슬라브는 Ni: 0.3% 이하, Cu: 0.5% 이하, Al: 0.1% 이하를 더 포함하고, 하기 식 (1)을 만족할 수 있다.
(1) Ti/(C+N) ≥ 3
여기서, Ti, C, N은 각 원소의 함량(중량%)를 의미한다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 조압연 바의 온도는 1,020 내지 970℃일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 마무리압연 종료 온도는 960℃ 이하일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 열연 소둔은 850 내지 980℃에서 수행되며, 상기 열연 소둔 강판의 미세조직의 결정립간 평균 방위차(misorientation)가 0.6 내지 1.1°일 수 있다.
본 발명의 실시예에 따르면, 두께 6.0mm 이상의 페라이트계 스테인리스 열연 후판의 미세조직을 회복조직으로 제어함으로써 높은 샤르피 충격에너지 값을 나타낼 수 있다.
또한, 우수한 충격 인성과 동시에 항복강도 305MPa 이상, 인장강도 440MPa 이상을 갖는 페라이트계 스테인리스강을 제공할 수 있다.
도 1은 본 발명의 실시예의 소둔 온도에 따른 열연 소둔 강판의 미세조직을 나타내는 사진이다.
도 2 내지 도 5는 본 발명의 실시예의 소둔 온도에 따른 열연 소둔 강판의 결정립간 평균 방위차를 Kernel Average Misorientation법에 따라 분석하여 나타낸 그래프이다.
도 6는 본 발명의 실시예의 소둔 온도에 따른 온도별 샤르피 충격에너지 값을 나타내는 그래프이다.
본 발명의 일 실시예에 따른 충격 인성이 우수한 페라이트계 스테인리스강은, 중량%로, C: 0 초과 0.01% 이하, Si: 0.8% 이하, Mn: 0.5% 이하, Cr: 10 내지 14%, Ti: 0.01 내지 0.45%, N: 0 초과 0.015% 이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직의 결정립간 평균 방위차(misorientation)가 0.6 내지 1.1°이다.
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.
또한 어떤 부분이 어떤 구성요소를 "포함"한다고 할 때, 이는 특별히 반대되는 기재가 없는 한 다른 구성요소를 제외하는 것이 아니라 다른 구성요소를 더 포함할 수 있는 것을 의미한다.
단수의 표현은 문맥상 명백하게 예외가 있지 않는 한, 복수의 표현을 포함한다.
페라이트계 스테인리스 열연 후판의 인성을 개선하는 방법에 대하여 다양한 방법이 검토되어 왔다. 우선 열연 권취 온도를 하향하거나, 수냉 등의 급냉 처리를 하여 소재의 취성 특성을 악화시키는 라베스 상(Laves Phase)을 억제하는 방법이 있다. 그러나, 이는 실제 생산 적용에 어려운 부분이 있거나 코일 권취 시 낮은 온도로 인하여 판의 표면에 긁힘 흔적이 남는 등 불량 코일을 야기시키거나, 급격한 냉각 속도로 인해 판의 변형이 불균일해져 부분적으로 균열이 발생되는 문제점이 제기되어 실제 생산 적용에 어려운 부분이 있다. 또한, 6.0mm 두께 이상의 페라이트계 스테인리스강의 열간 압연시, 6.0mm 이하 두께의 강판에 비해 압하량 부족으로 미세한 결정립 크기를 얻기 힘들고, 조대한 결정립 및 불균일한 결정립의 형성에 따른 취성 증가의 문제점도 제기되어 왔다.
본 발명에서는, 두께 6.0mm 이상 열연 후판의 열간 압연 및 열연 소둔 공정을 제어함으로써 완전 재결정된 미세조직이 아닌 회복(recovery) 단계의 미세조직을 확보하여, 회복된 결정립계에 무질서하게 배열된 전위를 특정 온도에서의 소둔을 통해 재배치시키고, 재배치된 전위가 충격의 전파를 억제함으로써 Ti 함유 페라이트계 스테인리스 열연 후판의 충격 인성을 향상시키고자 한다.
본 명세서에서 '페라이트계 스테인리스강'은 두께 6.0mm 이상의 열연 소둔 강판을 의미한다.
본 발명의 일 실시예에 따른 충격 인성이 우수한 페라이트계 스테인리스강은, 중량%로, C: 0 초과 0.01% 이하, Si: 0.8% 이하, Mn: 0.5% 이하, Cr: 10 내지 14%, Ti: 0.01 내지 0.45%, N: 0 초과 0.015% 이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직의 결정립간 방위차(misorientation)가 0.6 내지 1.1°이며, 두께가 6.0 내지 25.0mm이다.
본 발명에서 충격 인성을 향상시키고자 하는 대상 강종은 10 내지 14중량% Cr 및 0.01 내지 0.45중량% Ti의 페라이트계 스테인리스 후판으로, 예를 들어 STS409L 강종 등이 해당될 수 있다.
이하, 본 발명의 실시예에서의 합금성분 원소 함량의 수치한정 이유에 대하여 설명한다. 이하에서는 특별한 언급이 없는 한 단위는 중량%이다.
C, N의 함량은 0 초과 0.01% 이하이다.
Ti(C, N) 탄질화물 형성원소로 침입형으로 존재하는 C 및 N은, 함량이 높아지면 Ti(C, N) 탄질화물 형성하지 않고 고용 상태로 존재하여 소재의 연신율 및 저온 충격 특성을 저하시키고, 용접 후 600℃ 이하에서 장시간 사용하는 경우 Cr23C6 탄화물이 생성되어 입계부식이 발생되기 때문에 그 함량은 각각 0.01% 이하로 제어하는 것이 바람직하다.
Si의 함량은 0.8% 이하이다.
Si은 탈산원소로 첨가되는 원소이며 페라이트상 형성원소로 함량 증가시 페라이트상의 안정성이 높아진다. Si의 함량이 0.8% 초과인 경우, 제강성 Si 개재물의 증가 및 표면결함 등이 발생할 수 있어 0.8% 이하로 제어하는 것이 바람직하다.
Mn의 함량은 0.5% 이하이다.
Mn은 함량이 높아지면 MnS 등의 석출물을 형성하여 내공식성을 저하시키므로 0.5% 이하로 제어하는 것이 바람직하다.
Cr의 함량은 10 내지 14%이다.
Cr은 스테인리스강의 내식성을 확보하기 위한 필수 원소이다. Cr의 함량이 낮으면 응축수 분위기에서 내식성이 저하되고, 함량이 높아지면 강도가 높아져 연신율, 충격 특성이 저하된다. 본 발명에서 충격 인성을 향상시키고자 하는 대상 강종은 10 내지 14% Cr을 포함하는 페라이트계 스테인리스 후판이므로, Cr의 함량은 10 내지 14%로 제한한다.
Ti의 함량은 0.01 내지 0.45%이다.
Ti은 C, N을 고정하여 입계부식 발생을 방지하는 유효한 원소이다. Ti 함량이 낮아지면 용접부 등에 입계부식이 발생하여 내식성이 저하하는 문제점이 발생하기 때문에, Ti은 최소 0.01% 이상으로 제어하는 것이 바람직하다. 그러나, Ti의 첨가량이 너무 높아지면, 제강성 개재물이 증가하여 스캡(scab)과 같은 표면결함이 많이 발생하고, 연주시 노즐 막힘 현상이 발생하기 때문에 그 함량을 0.45% 이하로 제한하며, 0.35% 이하로 제한하는 것이 더욱 바람직하다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 하기 식 (1)을 만족할 수 있다.
(1) Ti/(C+N) ≥ 3
Ti첨가 페라이트계 스테인리스강에서는 C+N의 함량이 증가할수록 모재에 고용되는 C, N의 함량도 증가되어 소재의 취성을 더욱 유발하게 되므로 Ti/(C+N)의 비율이 최소 3 이상이 되도록 제어한다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따른 충격 인성이 우수한 페라이트계 스테인리스강은 Ni: 0.3% 이하, Cu: 0.5% 이하, Al: 0.1% 이하를 더 포함할 수 있다.
Ni의 함량은 0.3% 이하이다.
Ni은 공식의 진전 억제에 효과적인 원소이며, 0.01% 이상 소량 첨가시 열연 강판의 인성 향상에도 효과적이다. 그러나, 다량의 첨가는 오히려 고용 강화에 의한 재질 경화 및 인성 저하를 초래할 우려가 있고, 합금 비용이 증가하는 문제가 있으므로 0.3% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
Cu는 의 함량은 0.5% 이하이다.
Cu는 일정량 첨가되면 내식성을 향상시키는 역할을 하나, 과도한 첨가는 Cu 석출물을 생성시켜 인성을 저하시키므로 0.5% 이하로 제한함이 바람직하다.
Al의 함량은 0.1% 이하이다.
Al은 탈산 원소로서 유용하고 그 효과는 0.005% 이상에서 발현될 수 있다. 그러나 과도한 첨가는 상온 연성 저하 및 인성의 저하를 초래하기 때문에 그 상한을 0.1%로 하며, 함유하지 않아도 된다.
본 발명에서 충격 인성을 향상시키고자 하는 페라이트계 스테인리스강의 두께는 6.0 내지 25.0mm이다.
상술한 바와 같이, 열연 소둔 후판에서는 압하량 부족으로 인해 취성 문제가 있으며, 이를 해결하기 위한 본 발명에 따른 페라이트계 스테인리스강의 두께는 6.0mm 이상으로 한다. 다만, 조압연을 거친 조압연 바(bar)의 두께를 고려하여 상한은 25.0mm일 수 있다. 바람직하게는, 제조 용도에 적합하도록 12.0mm 이하일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따른 충격 인성이 우수한 페라이트계 스테인리스강의 미세조직은, 결정립간 평균 방위차가 0.6 내지 1.1°인 회복(recovery) 조직일 수 있다.
본 발명자들은 미소둔 조직 또는 완전재결정 조직에 비하여, 일부 재결정된 회복 조직이 우수한 충격 특성을 나타냄을 발견하였다. 회복 조직은 미소둔 조직, 완전재결정 조직과의 구분이 모호할 수 있으나, 입계 구조(grain boundary structure)에서 입계를 사이에 둔 결정립간 방위차(misorientation)를 통해 구분할 수 있다. 일반적으로 금속재료의 변형 시, 변형량이 증가할수록 결정 방위의 뒤틀림이 심해져 변형된 시편의 결정립간 평균 방위차(misorientation) 값이 증가하는 것으로 알려져 있다.
미소둔 조직의 결정립간 평균 방위차는 1.2° 이상이며, 완전재결정 조직의 결정립간 평균 방위차는 0.5° 이하로 나타난다. 즉, 미소둔 조직으로부터 완전재결정 조직으로 되기까지 결정립간 평균 방위차는 점점 감소하며, 이는 입계의 에너지(grain-boundary energy)가 낮아지는 방향으로 배열됨으로써 재결정이 이루어지는 것을 의미한다.
미소둔 조직은 내부에 잔류하는 응력에 의한 높은 강도 및 낮은 연신율을 가져 충격 특성이 열위하며, 완전재결정 조직은 응력 제거에 의한 낮은 강도를 가지고 전위의 소멸로 인해 충격의 전파를 억제할 수 없다. 본 발명에 따른 페라이트계 스테인리스강은 후술할 저온 열연 공정을 통해 생성시킨 전위를 회복된 결정립계에 재배치시킴으로써, 충격의 전파를 억제하여 충격 인성을 향상시킬 수 있다.
이에 따른 본 발명의 충격 인성이 우수한 페라이트계 스테인리스강은 하기 식 (2)를 만족할 수 있다.
(2) 20℃ 샤르피 충격에너지 × 40℃ 샤르피 충격에너지 ≥ 750 J/cm2
일 예로, 본 발명에 따른 페라이트계 스테인리스강은 20℃ 샤르피 충격에너지가 15 J/cm2 이상을 나타낼 수 있고, 40℃ 샤르피 충격에너지가 50 J/cm2 이상을 나타낼 수 있다.
다음으로, 본 발명의 일 실시예에 따른 충격 인성이 우수한 페라이트계 스테인리스강의 제조방법에 대하여 설명한다.
본 발명의 일 실시예에 따른 충격 인성이 우수한 페라이트계 스테인리스강 제조방법은, 중량%로, C: 0 초과 0.01% 이하, Si: 0.8% 이하, Mn: 0.5% 이하, Cr: 10 내지 14%, Ti: 0.01 내지 0.45%, N: 0 초과 0.015% 이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 1,220℃ 이하로 가열하는 단계; 가열된 상기 슬라브를 조압연하는 단계; 조압연 바(bar)를 마무리압연하는 단계; 및 열연 강판을 소둔 열처리하는 단계;를 포함하고, 상기 조압연 후단의 압하율 합이 54% 이상이며, 상기 열연 강판의 두께는 6.0 내지 25.0mm이다.
합금원소 함량의 수치 한정 이유 및 열연 강판의 두께에 대한 설명은 상술한 바와 같다.
상기 조성의 합금원소를 포함하는 슬라브를 열간 압연에 앞서 1,220℃ 이하로 가열한 후, 가열된 슬라브를 조압연할 수 있다. 이때, 조압연 후단의 압하율 합을 54% 이상으로 제어할 수 있다.
일반적으로, 열연 강판의 두께가 두꺼워지면 압하율이 낮아지므로, 소재가 받는 응력이 낮음에 따라 전위(dislocation)의 생성량도 감소한다. 따라서, 열연 강판의 두께가 두꺼워질수록 열간 압연 전 가열로 온도를 가능한 낮은 온도로 하여, 열간 압연 시 조압연의 부하 배분을 후단으로 이동시켜 전단보다 온도가 낮은 후단에서 강압하를 실시한다.
슬라브 가열 온도는 저온 열간 압연을 통한 전위 생성을 위해 1,220℃ 이하가 바람직하며, 슬라브 온도가 지나치게 낮을 경우 조압연이 불가능하므로 가열 온도 하한은 1,150℃ 이상일 수 있다.
조압연은 통상적으로 3개 내지 4개의 압연밀로 구성되므로, 본 발명에서의 조압연 후단은 마지막 압연밀 및 마지막에서 두 번째 압연밀을 의미할 수 있다. 5개 이상의 압연밀로 구성되는 조압연 단계에서도 마지막 압연밀 및 마지막에서 두 번째 압연밀을 의미할 수 있다. 예를 들어, 상기 2개의 후단 압연밀의 압하율은 각각 27% 이상일 수 있다. 상기 조압연 후단의 압하율 합을 54% 이상으로 강압하함으로써 열연 강판의 전위 생성을 원활하게 할 수 있다.
조압연 공정을 통해 제조된 조압연 바(bar)는 6.0 내지 25.0mm 두께로 마무리압연된 후, 열연 소둔 열처리할 수 있다.
조압연 후 마무리압연 전의 조압연 바는 그 온도가 1,020 내지 970℃일 수 있으며, 마무리압연 종료 온도는 960℃ 이하일 수 있다. 보다 바람직하게는, 마무리압연 종료 온도는 920℃ 이하일 수 있다. 1,220℃ 이하로 가열된 슬라브를 상기 온도 범위로 제어하여 저온 열간 압연 공정을 수행함으로써 다량의 전위를 생성시킬 수 있다.
이어서, 상기 열연 강판을 850 내지 980℃에서 소둔 열처리할 수 있다. 소둔 온도가 850℃ 미만인 경우 전위 재배치를 위한 소둔 시간이 오래 소요되어 생산성이 떨어지며, 980℃ 초과의 경우 전위의 재배치를 넘어 재결정이 이루어질 수 있다.
소둔 열처리를 통해 상기 열간 압연 시 생성된 전위를 재배치시킴으로써 규칙적으로 재배열된 전위가 충격으로 인해 발생된 크랙의 전파를 억제시킬 수 있다. 그러나, 상술한 열간 압연 온도범위 스케쥴을 벗어나 재가열 온도 및 마무리압연 온도가 지나치게 낮은 경우에는, 열간 압연 시 소재와 압연롤 사이의 마찰압이 높아져 소재 표면이 압연롤에 뜯겨지거나 긁히는 결함이 발생할 수 있다. 따라서, 회복 조직 형성을 위해서는 조압연 후단의 부하 배분 및 저온 열연 공정의 온도범위에 따라 열연 강판을 제조하고, 850 내지 980℃ 범위에서 열연 소둔 열처리가 이루어져야 한다.
위와 같은 저온 열연 공정 및 열연 소둔 열처리를 거친 페라이트계 스테인리스 열연 소둔 강판은, 미세조직의 결정립간 평균 방위차(misorientation)가 0.6 내지 1.1°인 회복 조직을 가질 수 있다.
이하 본 발명의 바람직한 실시예를 통해 보다 상세히 설명하기로 한다.
실시예
아래 표 1에 나타난 조성의 슬라브를 1,200℃로 가열한 뒤 조압연 후단 압하율의 합을 55%로 하여 마무리압연 종료 온도가 940℃가 되도록 10.0mm 두께로 열간 압연하였다. 이때, 마무리압연 전의 조압연 바의 통판 온도는 약 1,000℃로 하였다.
10.0mm 두께의 열연 강판을 각각 미소둔(A), 930℃ 열연 소둔(B: B-1, B-2), 1,020℃ 열연 소둔(C)하여 11Cr-0.2Ti 페라이트계 스테인리스 강판을 제조하였다. 본 발명의 실시예 범위인 930℃ 열연 소둔 강판은 재현성 확인을 위해 B-1, B-2의 2가지를 제조하였다.
조성(중량%
C Si Mn Cr Ti Al Cu N
0.0045 0.55 0.3 11.2 0.23 0.03 0.01 0.0055
1. 미세 조직
도 1은 본 발명의 실시예의 소둔 온도에 따른 열연 소둔 강판의 미세조직을 나타내는 사진이다.
도 1은 각각 미소둔(A), 930℃ 열연 소둔(B: B-1, B-2), 1,020℃ 열연 소둔(C)하여 제조한 열연 소둔 강판의 미세조직을 보여주고 있다. A는 미소둔한 열연 블랙 코일(Black Coil)로, 전형적인 열간 압연 후의 조직을 나타내고 있고, C는 1,020℃에서 열연 소둔하여 재결정된 조직이 대부분이나 열간 압연 압하율이 낮기 때문에 일부 재결정되지 않은 밴드 조직(band structure)도 관찰되었다. B-1 및 B-2와 같이 본 발명의 열연 소둔 온도범위인 930℃에서 소둔 열처리된 미세조직은, 재결정되지 않은 회복 단계의 조직으로 일부 미세한 결정립들이 관찰되었다.
이어서, 소둔 온도에 따른 각 미세조직의 결정립간 평균 방위차를 Kernel Average Misorientation법에 따라 계산하여 아래 표 2에 나타내었다. Kernel Average Misorientation법은 EBSD(Electron Back Scattered Diffracrion)를 통해 소재의 평균 변형량에 따른 결정립간 평균 방위차(misorientation)의 분석이 가능한 기법이다.
결정립간 평균 방위차(°)
비교예 1 발명예 비교예 2
A B-1 B-2 C
1.44 0.86 0.88 0.41
도 2 내지 도 5는 본 발명의 실시예의 소둔 온도에 따른 열연 소둔 강판의 결정립간 평균 방위차를 Kernel Average Misorientation법에 따라 분석하여 나타낸 그래프이다.
도 2 내지 도 5 및 표 2에 나타난 바와 같이, 미소둔 열연 블랙 코일을 나타내는 비교예 1(A)의 결정립간 평균 방위차가 1.44°로 가장 높게 나타났으며, 완전 재결정된 비교예 2(C)의 결정립간 평균 방위차는 약 0.4° 수준으로 가장 작은 방위차를 나타내었다. 그리고 본 발명예에 해당하는 B-1 및 B-2 회복 조직의 평균 방위차는 약 0.87°를 나타냄으로써, 미소둔 열연 블랙 코일 A 및 완전 재결정된 C의 중간 정도 수준의 평균 방위차를 나타내었다.
2. 충격 인성 평가
상기의 미소둔재(A), 930℃ 열연 소둔재(B: B-1, B-2), 1,020℃ 열연 소둔재(C)를 ASTM E 23 규격으로 각 온도에서 샤르피 충격 시험을 실시하여 그 결과를 아래 표 3에 나타내었다.
구분 샤르피 충격 에너지 (J/cm2)
비교예 1 발명예 비교예 2
온도(℃) A B-1 B-2 C
-60 3.06 3.41 3.3 3.3
-20 4.14 4.37 4.73 3.89
0 6.54 7.15 7.63 4.98
20 11.33 17.03 16.23 6.3
40 19.88 55.66 51.29 10.95
60 58.44 218.48 220.21 20.44
80 247.53 280.36 274.56 70.98
100 338.81 323.37 300.38 308.75
140 326.58 312.35 312.35 295.38
본 발명예인 B-1 및 B-2는, 비교예 1(A) 및 비교예 2(C)와 비교할 때 샤르피 충격 에너지 값이 전반적으로 높게 나타나는 것을 알 수 있다. 특히, 상온인 20℃ 및 40℃ 이후부터 발명예(B-1, B-2)의 샤르피 충격 에너지 값이 확연히 높게 나타남을 확인할 수 있었다.
도 6는 본 발명의 실시예의 소둔 온도에 따른 온도별 샤르피 충격에너지 값을 나타내는 그래프이다.
도 6 및 표 3을 참조하면, 비교예 1(A) 및 비교예 2(C)에 비하여 발명예(B-1, B-2)의 샤르피 충격 에너지 값이 낮은 온도에서도 높은 값을 나타냄으로써 왼쪽으로 이동(shift)된 것을 알 수 있다. 즉, 동일한 10.0mm 두께에서 재결정된 미세조직보다 회복 단계의 미세조직에서 향상된 충격 인성을 나타내고 있으며, 이는 열간 압연 시 생성된 전위를 재배치함으로 인해 규칙적으로 재배열된 전위가 충격으로 인해 발생된 크랙의 전파를 억제하는 것으로 확인되었다.
3. 인장 시험 평가
상기의 미소둔재(A), 930℃ 열연 소둔재(B: B-1, B-2), 1,020℃ 열연 소둔재(C)에 대하여 인장 시험 평가하여 아래 표 4에 시험 결과를 나타내었다.
구분 비교예 1 발명예 비교예 2
A B-1 B-2 C
항복강도(MPa) 347.1 309.2 307.8 300.6
인장강도(MPa) 464.7 446.1 444.8 414.5
연신율(%) 33.1 37.2 36.5 41.1
표 4를 참조하면, 본 발명예(B-1, B-2)의 항복강도 및 인장강도는 비교예 1(A)과 비교하여 응력이 완화되면서 낮은 항복강도 및 인장강도 값을 나타내고, 연신율은 약 3~4% 향상된 값을 나타내는 것을 알 수 있다. 반면, 비교예 2(C)에서는 열간 압연 시 생성된 전위의 소멸 및 응력 제거로 인해 더욱 낮은 항복강도 및 인장강도 값을 나타내고 있으며, 연신율도 41% 수준의 높은 값을 나타내었다.
상술한 바에 있어서, 본 발명의 예시적인 실시예들을 설명하였지만, 본 발명은 이에 한정되지 않으며 해당 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 다음에 기재하는 청구범위의 개념과 범위를 벗어나지 않는 범위 내에서 다양한 변경 및 변형이 가능함을 이해할 수 있을 것이다.
본 발명에 따른 페라이트계 스테인리스강은 두께 6.0mm 이상의 열연 후판의 인성 및 취성이 향상되어 동절기 크랙 등을 방지할 수 있다.

Claims (10)

  1. 중량%로, C: 0 초과 0.01% 이하, Si: 0.8% 이하, Mn: 0.5% 이하, Cr: 10 내지 14%, Ti: 0.01 내지 0.45%, N: 0 초과 0.015% 이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    미세조직의 결정립간 평균 방위차(misorientation)가 0.6 내지 1.1°인 충격 인성이 우수한 페라이트계 스테인리스강.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 스테인리스강은,
    두께가 6.0 내지 25.0mm인 충격 인성이 우수한 페라이트계 스테인리스강.
  3. 제1항에 있어서,
    Ni: 0.3% 이하, Cu: 0.5% 이하, Al: 0.1% 이하를 더 포함하는 충격 인성이 우수한 페라이트계 스테인리스강.
  4. 제1항에 있어서,
    상기 스테인리스강은,
    하기 식 (1)을 만족하는 충격 인성이 우수한 페라이트계 스테인리스강.
    (1) Ti/(C+N) ≥ 3
    (여기서, Ti, C, N은 각 원소의 함량(중량%)를 의미한다)
  5. 제1항에 있어서,
    상기 스테인리스강은,
    항복강도 305MPa 이상, 인장강도 420MPa 이상, 연신율 35 내지 40% 및 하기 식 (2)를 만족하는 충격 인성이 우수한 페라이트계 스테인리스강.
    (2) 20℃ 샤르피 충격에너지 × 40℃ 샤르피 충격에너지 ≥ 750 J/cm2
  6. 중량%로, C: 0 초과 0.01% 이하, Si: 0.8% 이하, Mn: 0.5% 이하, Cr: 10 내지 14%, Ti: 0.01 내지 0.45%, N: 0 초과 0.015% 이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 1,220℃ 이하로 가열하는 단계;
    가열된 상기 슬라브를 조압연하는 단계;
    조압연 바(bar)를 마무리압연하는 단계; 및
    열연 강판을 소둔 열처리하는 단계;를 포함하고,
    상기 조압연 후단의 압하율 합이 54% 이상이며,
    상기 열연 강판의 두께는 6.0 내지 25.0mm인 충격 인성이 우수한 페라이트계 스테인리스강 제조방법.
  7. 제6항에 있어서,
    상기 슬라브는,
    Ni: 0.3% 이하, Cu: 0.5% 이하, Al: 0.1% 이하를 더 포함하고,
    하기 식 (1)을 만족하는 충격 인성이 우수한 페라이트계 스테인리스강 제조방법.
    (1) Ti/(C+N) ≥ 3
    (여기서, Ti, C, N은 각 원소의 함량(중량%)를 의미한다)
  8. 제6항에 있어서,
    상기 조압연 바의 온도는 1,020 내지 970℃인 충격 인성이 우수한 페라이트계 스테인리스강 제조방법.
  9. 제6항에 있어서,
    상기 마무리압연 종료 온도는 960℃ 이하인 충격 인성이 우수한 페라이트계 스테인리스강 제조방법.
  10. 제6항에 있어서,
    상기 열연 소둔은 850 내지 980℃에서 수행되며,
    상기 열연 소둔 강판의 미세조직의 결정립간 평균 방위차(misorientation)가 0.6 내지 1.1°인 충격 인성이 우수한 페라이트계 스테인리스강 제조방법.
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