WO2019124729A1 - 열간가공성이 우수한 유틸리티 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조방법 - Google Patents

열간가공성이 우수한 유틸리티 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조방법 Download PDF

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박미남
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Definitions

  • the present invention relates to a method for producing a utility ferritic stainless steel, and more particularly, to a method for producing a ferritic stainless steel by controlling a ferrite factor and a delta-ferrite phase fraction through component control under a hot- To a method for manufacturing a utility ferritic stainless steel improved in slab hot workability.
  • Utility ferritic stainless steels are high-strength STS steels with a dual phase (ferrite base + tempered martensite) structure by controlling Ni content and Mn content in the Cr content of 11 to 12.5%, and are used for structural members requiring corrosion resistance / abrasion resistance and weldability It is a type of steel used in place of carbon steel in the field. Such utility ferritic stainless steels are widely used as structural materials requiring strength and corrosion resistance.
  • austenitic 304 steel excellent in corrosion resistance is used as a structural material, there is a problem in economical efficiency because it contains a large amount of expensive Ni and Cr.
  • ferritic stainless steel containing more than 16% of Cr, especially 430 steel the corrosion resistance is superior to that of carbon steel, but the workability is poor.
  • weldability is required due to problems such as deterioration of the welded portion due to ferrite structure coarsening of the weld heat affected portion
  • 409 steel containing less than about 11% Cr the corrosion resistance is similar to that of the existing 400 series STS, but due to low impact toughness and yield strength, there are many limitations in terms of structural materials.
  • Embodiments of the present invention can control the ⁇ -ferrite fraction in the slab structure by controlling the alloy component and the phase fraction condition to control the surface slab and edge cracks during the hot rolling under the high temperature heat treatment conditions of 1200 to 1250 ° C. And a method of manufacturing the ferritic stainless steel.
  • a method of manufacturing a utility ferritic stainless steel excellent in hot workability comprising: 0.005 to 0.020% of C, 0.005 to 0.020% of N, 0.5 to 0.8% of Si, 0.5 to 0.8% of Mn, 0.5 And the balance Fe and other unavoidable impurities, the steel comprising from 0.5 to 1.5% of Cr, from 11.0 to 12.5% of Cr, from 0.2 to 0.6% of Ni, up to 0.035% of P (excluding 0), S of up to 0.01% ; Heating the slab in a temperature range of 1200 to 1250 ⁇ ⁇ so that the fraction of the delta-ferrite phase in the internal structure of the slab is 80 to 95%; and heating the slab .
  • the heating time may be 3 hours or more.
  • it may further include not more than 0.2% of Cu and not more than 0.03% of Ti.
  • a utility ferritic stainless steel excellent in hot workability comprises 0.005 to 0.020% of C, 0.005 to 0.020% of N, 0.5 to 0.8% of Si, 0.5 to 1.5% of Mn, , Cr: 11.0 to 12.5%, Ni: 0.2 to 0.6%, P: not more than 0.035% (excluding 0), S: not more than 0.01% (excluding 0), the balance Fe and other unavoidable impurities, 1) may satisfy the range of 10.5 to 12.0.
  • Ferrite factor [Cr + 6Si] - [2Mn + 4Ni + 40 (C + N)
  • it may further include not more than 0.2% of Cu and not more than 0.03% of Ti.
  • the cross-sectional reduction rate in the temperature range of 900 to 1200 ° C may be 70% or more.
  • FIG. 1 is a graph showing a correlation between a? -F ferrite fraction and hot workability according to an embodiment of the present invention.
  • FIG. 2 is a photograph for explaining the change of microstructure during the heat treatment of the high-temperature slab according to the examples and the comparative examples of the present invention.
  • a method of manufacturing a utility ferritic stainless steel excellent in hot workability comprising: 0.005 to 0.020% of C, 0.005 to 0.020% of N, 0.5 to 0.8% of Si, 0.5 to 0.8% of Mn, 0.5 And the balance Fe and other unavoidable impurities, the steel comprising from 0.5 to 1.5% of Cr, from 11.0 to 12.5% of Cr, from 0.2 to 0.6% of Ni, up to 0.035% of P (excluding 0), S of up to 0.01% ; Heating the slab in a temperature range of 1200 to 1250 ⁇ ⁇ so that the fraction of the delta-ferrite phase in the internal structure of the slab is 80 to 95%; and heating the slab .
  • FIG. 1 is a graph showing the correlation between the ⁇ -ferrite fraction and the hot workability at 1000, 1100 and 1200 ° C.
  • the change in phase fraction of ⁇ -ferrite during hot rolling induces a difference in deformation resistance to processing between austenite and ⁇ -ferrite during material processing at high temperatures, resulting in the generation of line flaws and edge cracks.
  • the surface layer temperature of the material is in the range of 15 to 30% at 1000 to 1200 ° C due to the contact between the roll and the material during hot rolling, it is known that the hot workability is the lowest as shown in Fig.
  • the hot workability it is preferable to maintain the ⁇ -ferrite phase of 10% or less and to perform the hot forming, but it is essential to perform the heat treatment at a low temperature when the slab is heated.
  • the rolling load is increased during the heating of the slab, making it difficult to produce 5 ft wide material.
  • the inventors of the present invention have studied the microstructure of ferritic stainless steels in order to improve the hot workability. As a result, it has been found that by controlling the temperature of the slab when heating the slab before hot rolling, the fraction of delta-ferrite And the like. In particular, in the case of utility ferritic stainless steels, it was found that the delta-ferrite fraction varies depending on the heating conditions, and a larger amount of delta-ferrite structure is formed at higher temperatures, The temperature range of the heating step was derived.
  • a utility ferritic stainless steel excellent in hot workability comprises 0.005 to 0.020% of C, 0.005 to 0.020% of N, 0.5 to 0.8% of Si, 0.5 to 1.5% of Mn, Cr: 11.0 to 12.5%, Ni: 0.2 to 0.6%, P: 0.035% or less (excluding 0), S: 0.01% or less (excluding 0), the balance Fe and other unavoidable impurities.
  • the content of C and N is 0.005 to 0.020%.
  • the upper limit is set to 0.02% % Or less. If the sum of the two elements exceeds 0.04%, the ductility of the material sharply decreases, and the toughness of the martensite formed in the welded portion sharply decreases.
  • the content of Si is 0.5 to 0.8%.
  • Silicon (Si) is usually added to the deoxidation material to reduce inclusions in the steel, and it is preferable to add at least 0.5% to prevent excessive production of the delta ferrite which can lower the strength when high strength is required.
  • the content is excessive, there is a problem that the toughness of the welded portion is lowered, so that the upper limit can be limited to 0.8%.
  • the content of Mn is 0.5 to 1.5%.
  • Manganese (Mn) is an austenite-forming element and is effective in improving toughness by controlling ferrite grain growth. Therefore, it is preferable to add 0.5% or more to improve workability of the toughness and the material. However, when the content thereof is excessive, the workability and toughness of the steel rapidly deteriorate, so that the upper limit can be limited to 1.5%.
  • the content of Cr is 11.0 to 12.5%.
  • Chromium (Cr) is the element that is the largest element among the elements improving the corrosion resistance of stainless steel and is the basic element. It is preferable to add Cr by more than 11% in order to exhibit corrosion resistance. However, when the content is excessive, a large amount of austenite forming elements such as Ni, Mn, and Cu must be added, so that it is difficult to ensure toughness of the welded portion and to secure workability of the material. can do.
  • the content of Ni is 0.2 to 0.6%.
  • Nickel (Ni) is an austenite-forming element and contributes to improvement in toughness of the base material. Further, it is preferably added at 0.2% or more, since it is an element which improves the toughness of the welded portion by refining the crystal grains of ferrite due to the austenite residues during welding and refining the martensitic transformation grains during cooling. However, if the content is excessive, the effect is saturated and the cost is increased, and the upper limit can be limited to 0.6%.
  • the content of P is 0.035% or less.
  • Phosphorus (P) is an impurity inevitably contained, and it is preferable to control the content as low as possible. Theoretically, it is advantageous to control the phosphorus content to 0 wt%, but it is inevitably contained in the manufacturing process. Therefore, it is important to manage the upper limit, and in the present invention, the upper limit is controlled to 0.035%.
  • the content of S is 0.01% or less.
  • S Sulfur
  • S is an impurity impurity inevitably contained, and it is preferable to control its content as low as possible.
  • the phosphorus content it is advantageous to control the phosphorus content to 0 wt%, but it is inevitably contained in the manufacturing process. Therefore, it is important to manage the upper limit, and in the present invention, the upper limit is managed at 0.01%.
  • the utility ferritic stainless steel excellent in hot workability according to an embodiment of the present invention may further contain not more than 0.2% of Cu and not more than 0.03% of Ti.
  • the content of Cu is 0.2% or less.
  • Copper (Cu) is an austenite-forming element similar to Ni and contributes to the improvement of the base material toughness. Also, there is an effect of improving the ductility when adding a certain amount of Cu. However, the content should be limited to 0.2% or less in consideration of cost.
  • the content of Ti is 0.03% or less.
  • Titanium (Ti) is an element that fixes carbon and nitrogen, and forms precipitates to lower the content of solid solution C and solid solution N, thereby improving the corrosion resistance of steel.
  • the content is excessive, surface defects may occur due to coarse Ti inclusions, and the manufacturing cost may increase, so that the upper limit may be limited to 0.03%.
  • the remainder of the present invention is iron (Fe).
  • impurities which are not intended from the raw material or the surrounding environment may be inevitably incorporated, so that it can not be excluded. These impurities are not specifically mentioned in this specification, as they are known to any person skilled in the art of manufacturing.
  • a ferrite-based stainless steel having excellent hot workability satisfying the above-described alloy composition may satisfy the ferrite factor expressed by the following formula (1) in the range of 10.5 to 12.0.
  • Ferrite factor [Cr + 6Si] - [2Mn + 4Ni + 40 (C + N)
  • the ferrite factor when the ferrite factor is more than 12, it is possible to cause a problem of hot workability dislocation caused by crystal grain coarsening due to the formation of a single-phase structure of ⁇ -ferrite during the heat treatment.
  • the ferrite factor is less than 10.5, Ferrite fraction falls within the range of 15 to 30% due to the decrease in the temperature of the material in the middle, and the hot workability is poor.
  • the ferrite factor preferably satisfies the range of 10.5 to 12.
  • the delta-ferrite phase fraction may be 80 to 95% before and during hot rolling of the utility ferritic stainless steels having excellent hot workability satisfying the above-described alloy composition.
  • the heated slab is considered to have a reduced temperature due to contact with the roll during hot rolling, it can exhibit a relatively high cross-sectional reduction of 70% or more. Therefore, the problems of linear scratches and edge cracks occurring in the production process of a product can be solved.
  • a method for producing a utility ferritic stainless steel excellent in hot workability is characterized by containing 0.005 to 0.020% of C, 0.005 to 0.020% of N, 0.5 to 0.8% of Si, 0.5 to 0.8% of Mn, (Excluding 0), S: not more than 0.01% (excluding 0), the balance Fe, and other unavoidable impurities are contained in the slabs in a proportion of 0.1 to 1.5%, Cr: 11.0 to 12.5%, Ni: 0.2 to 0.6% Producing; Heating the slab in a temperature range of 1200 to 1250 ⁇ ⁇ so that the fraction of the delta-ferrite phase in the internal structure of the slab is 80 to 95%; and heating the slab .
  • the molten steel having the above composition may be cast into a slab in a continuous casting machine, and then the cooled slab may be heated and then hot rolled to produce a hot rolled product.
  • the produced slab is subjected to a heating process before hot rolling.
  • the heating temperature of the slab is controlled to control the content of delta-ferrite phase in the internal structure of the slab to be 80 to 95% in the heating process.
  • FIG. 2 is a photograph for explaining the change of microstructure during the heat treatment of the high-temperature slab according to the examples and the comparative examples of the present invention.
  • the ⁇ -ferrite measured in the present invention means the ⁇ -ferrite content present at the time of heating the slab before hot rolling.
  • the specimen heat-treated at 1250 ° C. was quenched and quantitated by observing microstructure at room temperature as shown in Fig.
  • phase fraction of the initial slab state greatly affects the hot workability of the material, and the result is shown in FIG.
  • FIG. 3 is a graph showing a reduction ratio of area (%) measured at various hot rolling temperatures of 900 to 1200 ° C measured by a high-temperature Glyburide tensile test after maintaining the temperature at 1250 ° C. for 3 hours using various alloy components .
  • the measured cross-sectional shrinkage ratio means that the higher the value, the better the hot-workability.
  • the fraction of the delta-ferrite phase in the internal structure of the slab increases with the heating temperature of the slab, and the fraction of the delta-ferrite phase is controlled to be 80 to 95%
  • the heating temperature of the slab is set to 1200 to 1250 ° C. To accomplish this, the slab is charged into the furnace and then the inside of the furnace is maintained at 1200 to 1250 DEG C for 3 hours or more.
  • the produced slabs were heat-treated at a temperature of 1250 ° C for 3 hours and then hot-rolled, and the resulting ⁇ -ferrite fraction, austenite fraction, Area), line flaws and edge cracks are shown in Table 2.
  • the phase fraction of austenite and? -Ferrite constituting the microstructure of the slab is changed by heating before the hot rolling according to the change of the alloy component.
  • the examples in Table 2 show that the ⁇ -ferrite phase is higher than the austenite phase, while the comparative examples show that the austenite phase is higher than the ⁇ -ferrite phase.
  • the ferrite fraction of about 80% or more in the initial heat treatment condition at 1250 ° C is compared with the comparative examples in the examples, and the ferrite fraction of about 98% And the decrease rate of the section decreases to about 70% as the temperature decreases. That is, since the cross-sectional reduction rate was relatively high at a low temperature as compared with the comparative example, the line defect and the edge crack were not generated.
  • Comparative Examples 1 and 2 the content of Si was 0.31% and 0.44%, respectively, which was less than 0.5% and the ferrite factor was lowered. And a high reduction rate of about 98% at high temperature during hot working. However, as the temperature decreases, the reduction rate of the section decreases to about 55%. In other words, the line and the edge cracks occurred due to the low cross sectional reduction rate at relatively low temperature.
  • the utility ferritic stainless steel produced according to one embodiment of the present invention is characterized in that when the slab is heated in the temperature range of 1200 to 1250 ⁇ so as to satisfy the range of 80 to 95% It is possible to produce ash while minimizing the occurrence of linear and edge cracks.
  • the ferritic stainless steel according to the present invention has improved durability and can be utilized as a material for a bus structure material.

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Abstract

열간가공성이 우수한 유틸리티 페라이트계 스테인리스강의 제조 방법이 개시된다. 본 발명의 일 실시예에 따른 페라이트계 스테인리스강의 제조 방법에 따르면, 중량%로, C: 0.005 내지 0.020%, N: 0.005 내지 0.020%, Si: 0.5 내지 0.8%, Mn: 0.5 내지 1.5%, Cr: 11.0 내지 12.5%, Ni: 0.2 내지 0.6%, P: 0.035%이하(0은 제외), S: 0.01%이하(0은 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 제조하는 단계; 상기 슬라브를 가열한 후 열간압연 하는 단계;를 포함하고, 상기 슬라브의 가열은 슬라브의 내부조직 중 델타-페라이트(δ-ferrite)상의 분율이 80 내지 95%가 되도록 1200 내지 1250℃의 온도 범위에서 수행된다.

Description

열간가공성이 우수한 유틸리티 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조방법
본 발명은 유틸리티 페라이트계 스테인리스강의 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 열간압연 전, 1200℃ 이상의 고온의 열연가열온도 조건하에서 성분제어를 통한 페라이트 팩트(Ferrite factor) 및 δ-페라이트 상분율 제어를 통해서 슬라브 열간가공성이 향상된 유틸리티 페라이트계 스테인리스강의 제조방법에 관한 것이다.
유틸리티 페라이트계 스테인리스강은, 11 내지 12.5%의 Cr 함량에 Ni, Mn 함량 등을 조절하여 Dual phase(페라이트 기지 + Tempered 마르텐사이트) 조직을 가지는 고강도 STS강으로, 내식/내마모성 및 용접성이 요구되는 구조재 분야에 탄소강을 대체하여 사용되는 강종이다. 이러한 유틸리티 페라이트계 스테인리스강은 강도와 내식성을 요하는 구조재로 널리 사용되고 있다.
내식성이 우수한 오스테나이트계 304강을 구조재로 사용하는 경우도 있으나, 고가의 Ni 및 Cr이 다량 포함되어 경제성의 문제가 있다. 또한 16% 이상의 Cr을 함유한 페라이트계 스테인리스강 특히 430강의 경우, 내식성은 탄소강에 비해 우수하나 가공성이 열위하고 특히 용접 열영향부의 페라이트 조직 조대화에 의한 용접부 인성 저하등의 문제로 용접성이 요구되는 구조재로의 사용에는 제약이 따른다. 그리고 약 11% 이하의 비교적 낮은 Cr을 함유하는 409강의 경우, 내식성은 기존 400계 STS와 유사하나, 낮은 충격인성 및 항복강도에 기인하여 구조용 소재로 적요하기에는 많은 제약이 있다.
이러한 유틸리티 페라이트강을 제조함에 있어 열간압연 시 슬라브 내부 편석을 제거하고 원활한 열간압연 작업을 위해 압연하중을 낮추는 목적으로 고온에서 슬라브 가열을 실시하는 것이 바람직하다. 하지만 페라이트 단상 영역 이상의 온도인 1300℃ 이상의 고온에서 슬라브 가열시 입계산화 및 결정립 성장에 따른 충격인성 저하와 같은 물성 저하 및 표면 선상흠 결함과 같은 품질 문제를 야기시킨다. 이에 슬라브 가열 시 가열시 오스테아니트 + δ-페라이트 2상의 조직을 형성시킬수 있는 온도에서 가열하는 것이 중요하다. 이는 페라이트 단상 대비 국부적으로 형성형되어 있는 오스테나이트상에 기인하여 열처리 시 결정립 조대화를 억제할 수 있기 때문이다. 하지만 이러한 2상조직 내의 δ-페라이트의 분율은 가열온도에 의존하여 변화할 뿐만 아니라 초기 가열된 슬라브가 열간압연 중 롤과 소재의 접촉에 의해 온도가 감소할 시 연속적으로 상분율이 변화하게 된다.
본 발명의 실시예들은 합금성분 및 상분율 조건을 제어하여 슬라브 조직 내의 δ-페라이트 분율을 제어함에 따라 광폭의 슬라브를 1200~1250℃의 고온 열처리조건 하에서 열간압연 진행 시, 표면 선상흠 및 에지크랙이 발생되는 것을 방지할 수 있는 열간가공성이 우수한 유틸리티 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조방법을 제공하고자 한다.
본 발명의 일 실시예에 따른 열간가공성이 우수한 유틸리티 페라이트계 스테인리스강의 제조 방법에 따르면, 중량%로, C: 0.005 내지 0.020%, N: 0.005 내지 0.020%, Si: 0.5 내지 0.8%, Mn: 0.5 내지 1.5%, Cr: 11.0 내지 12.5%, Ni: 0.2 내지 0.6%, P: 0.035%이하(0은 제외), S: 0.01%이하(0은 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 제조하는 단계; 상기 슬라브를 가열한 후 열간압연 하는 단계;를 포함하고, 상기 슬라브의 가열은 슬라브의 내부조직 중 델타-페라이트(δ-ferrite)상의 분율이 80 내지 95%가 되도록 1200 내지 1250℃의 온도 범위에서 수행된다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 가열시간은 3시간 이상일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, Cu: 0.2% 이하 및 Ti: 0.03% 이하를 더 포함할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따른 열간가공성이 우수한 유틸리티 페라이트계 스테인리스강은, 중량%로, C: 0.005 내지 0.020%, N: 0.005 내지 0.020%, Si: 0.5 내지 0.8%, Mn: 0.5 내지 1.5%, Cr: 11.0 내지 12.5%, Ni: 0.2 내지 0.6%, P: 0.035%이하(0은 제외), S: 0.01%이하(0은 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 식 (1)로 표현되는 페라이트 팩트(Ferrite factor)가 10.5 내지 12.0의 범위를 만족할 수 있다.
식(1): Ferrite factor = [Cr + 6Si]-[2Mn + 4Ni + 40(C + N)]
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, Cu: 0.2% 이하 및 Ti: 0.03% 이하를 더 포함할 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 900 내지 1200℃의 온도 범위에서 단면감소율이 70% 이상일 수 있다.
본 발명의 실시예에 따르면, 페라이트 팩트(Ferrite factor) 및 δ-페라이트 상분율을 제어하여 열간압연시 슬라브의 열간가공성을 향상시킬 수 있는 효과가 있다.
이에 따라, 열간압연 시 슬라브의 표면 선상 및 에지크랙이 발생하는 것을 방지할 수 있고, 열간압연 후 소둔 산세한 코일의 표면 및 에지 품질을 개선할 수 있는 효과가 있다.
도 1은 본 발명의 실시예에 따른 δ-페라이트 분율과 열간가공성과의 상관관계를 나타내는 그래프이다.
도 2는 본 발명의 실시예 및 비교예에 따른 고온 슬라브 열처리 시 미세조직의 변화를 설명하기 위한 사진이다.
도 3은 본 발명의 실시예 및 비교예에 따른 슬라브 냉각 시 열간가공성의 변화를 나타내는 그래프이다.
본 발명의 일 실시예에 따른 열간가공성이 우수한 유틸리티 페라이트계 스테인리스강의 제조 방법에 따르면, 중량%로, C: 0.005 내지 0.020%, N: 0.005 내지 0.020%, Si: 0.5 내지 0.8%, Mn: 0.5 내지 1.5%, Cr: 11.0 내지 12.5%, Ni: 0.2 내지 0.6%, P: 0.035%이하(0은 제외), S: 0.01%이하(0은 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 제조하는 단계; 상기 슬라브를 가열한 후 열간압연 하는 단계;를 포함하고, 상기 슬라브의 가열은 슬라브의 내부조직 중 델타-페라이트(δ-ferrite)상의 분율이 80 내지 95%가 되도록 1200 내지 1250℃의 온도 범위에서 수행된다.
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.
명세서 전체에서, 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.
이하에서는 본 발명에 따른 실시예를 첨부된 도면을 참조하여 상세히 설명한다. 우선 페라이트계 스테인리스강에 대해 설명한 후, 페라이트 스테인리스강의 제조방법에 대해 설명한다.
도 1은 1000, 1100, 1200℃에서 δ-페라이트 분율과 열간가공성과의 상관관계를 나타내는 그래프이다.
열간압연 시의 δ-페라이트의 상분율 변화는 고온에서의 소재 가공시 오스테나이트와 δ-페라이트 조직간의 가공에 대한 변형저항성 차이를 유발하며 그 결과, 선상흠 및 에지크랙의 발생을 초래한다. 특히 열간압연 중 롤과 소재의 접촉에 의하여 소재 표층온도가 1000~1200℃에서 δ-페라이트의 분율이 15 내지 30%의 범위에 해당할 경우, 도 1과 같이 열간가공성이 가장 열위하다고 알려져 있다.
이러한 열간가공성을 개선하는 방법으로 10% 이하의 δ-페라이트상을 유지하며 열간성형을 진행하는 것이 바람직하나, 슬라브 가열 시 저온에서의 열처리가 필수적이다. 하지만 저온의 열처리 조건에서는 슬라브 가열 시 압연하중 증가를 초래하여 5ft의 광폭재 생산이 곤란하다.
이에 슬라브 온도를 높여 광폭의 슬라브 생산이 가능함과 동시에 적절한 상분율 형성을 통해 우수한 열간가공성의 확보가 가능한 유틸리티 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조방법의 도출이 요구된다.
본 발명자들은 페라이트계 스테인리스강에 있어서 열간가공성을 향상시키기 위해 미세조직을 연구한 결과, 슬라브의 열간압연 전 가열시 슬라브의 온도를 조정하여 조직 내 형성되는 델타-페라이트(δ- ferrite)의 분율을 제어할 수 있다는 것을 발견하였다. 특히 유틸리티 페라이트계 스테인리스강의 경우, 가열조건에 따라 델타-페라이트의 분율이 변하는데, 고온일수록 다량의 델타-페라이트(δ-ferrite) 조직이 많이 형성되는 것을 발견하였고, 이에 따라 합금성분, 상분율 및 가열단계의 온도 범위를 도출하였다.
본 발명의 일 측면에 따른 열간가공성이 우수한 유틸리티 페라이트계 스테인리스강은, 중량%로, C: 0.005 내지 0.020%, N: 0.005 내지 0.020%, Si: 0.5 내지 0.8%, Mn: 0.5 내지 1.5%, Cr: 11.0 내지 12.5%, Ni: 0.2 내지 0.6%, P: 0.035%이하(0은 제외), S: 0.01%이하(0은 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함한다.
이하, 본 발명의 실시예에서의 함금성분 함량의 수치 한정 이유에 대하여 설명한다. 이하에서는 특별한 언급이 없는 한 단위는 중량%이다.
C 와 N의 함량은 0.005 내지 0.020%이다.
탄소(C)와 질소(N)의 함량이 낮을수록 용접부 충격특성이 향상되고, 연성을 확보할 수 있으므로 통상의 제조가 가능하도록 상한을 0.02%로 설정하며, 두 원소의 합인 C+N이 0.04% 이하가 되도록 설정한다. 두 원소의 합이 0.04%를 초과하는 경우 소재의 연성이 급격히 저하되고, 용접부에 형성되는 마르텐사이트의 인성이 급격히 저하되는 문제가 있다.
Si의 함량은 0.5 내지 0.8%이다.
실리콘(Si)은 통상 강 중의 개재물 저감을 위하여 탈산재로 투입되며, 고강도를 요하는 경우 강도를 낮출수 있는 델타 페라이트의 과다한 생성을 방지하므로 0.5%이상 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 과다할 경우, 특히 용접부 인성을 저하시키는 문제가 있는 바, 그 상한을 0.8%로 한정할 수 있다.
Mn의 함량이 0.5 내지 1.5%이다.
망간(Mn)은 오스테나이트 형성 원소로, 페라이트 입도 성장을 제어하므로 인성 향상에 효과적이다. 따라서 인성 및 소재의 가공성 향상을 위해 0.5% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 과다할 경우, 강재의 가공성 및 인성이 급격히 저하되는 바, 그 상한을 1.5%로 한정할 수 있다.
Cr의 함량은 11.0 내지 12.5%이다.
크롬(Cr)은 스테인리스강의 내식성 향상 원소 중 가장 많이 함유되어 기본이 되는 원소로, 내식성의 발현을 위해서는 11% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 과다할 경우, 오스테나이트 형성원소인 Ni, Mn, Cu등을 다량 첨가해야 하므로, 용접부의 인성 확보 및 소재의 가공성 확보가 어려워지는 문제가 있는 바, 그 상한을 12.5%로 한정할 수 있다.
Ni의 함량은 0.2 내지 0.6%이다.
니켈(Ni)는 오스테나이트 형성 원소로서, 모재의 인성 향상에 기여한다. 또한, 용접 시 오스테나이트 잔류에 의한 페라이트 결정립 미세화 및 냉각 시 마르텐사이트 변태 결정립 미세화에 의하여 용접부 인성을 향상시키는 원소이므로, 0.2% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 과다할 경우, 효과는 포화되며, 비용상승을 초래하는 바, 그 상한을 0.6%로 한정할 수 있다.
P의 함량은 0.035% 이하이다.
인(P)은 불가피하게 함유되는 불순물로, 그 함량을 가능한 낮게 관리하는 것이 바람직하다. 이론상 인의 함량은 0중량%로 제어하는 것이 유리하나, 제조 공정상 필연적으로 함유될 수 밖에 없다. 따라서 그 상한을 관리하는 것이 중요하며, 본 발명에서는 그 상한을 0.035%로 관리한다.
S의 함량은 0.01% 이하이다.
황(S)은 불가피하게 함유되는 불순물 불순물로, 그 함량을 가능한 낮게 관리하는 것이 바람직하다. 이론상 인의 함량은 0중량%로 제어하는 것이 유리하나, 제조 공정상 필연적으로 함유될 수 밖에 없다. 따라서 그 상한을 관리하는 것이 중요하며, 본 발명에서는 그 상한을 0.01%로 관리한다.
또한 본 발명의 일 실시예에 따른 열간가공성이 우수한 유틸리티 페라이트계 스테인리스강은, Cu: 0.2% 이하 및 Ti: 0.03% 이하를 더 포함할 수 있다.
Cu의 함량은 0.2% 이하이다.
구리(Cu)은 Ni과 유사한 오스테나이트 형성원소로, 모재 인성 향상에 기여한다. 또한 일정량의 Cu 첨가시 연성을 개선시키는 효과가 있다. 다만, 비용 측면을 고려하여 그 함량을 0.2% 이하로 한정한다.
Ti의 함량은 0.03% 이하이다.
티타늄(Ti)은 탄소 및 질소를 고정하는 원소로서, 석출물을 형성하여 고용 C 및 고용 N의 함량을 낮추어 강의 내식성을 향상시킨다. 다만, 그 함량이 과다할 경우, 조대한 Ti 개재물에 의해 표면 결함이 발생할 우려가 있으며, 제조원가가 상승하는 문제가 있는 바, 그 상한을 0.03%로 한정할 수 있다.
본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
본 발명의 일 실시예에 따르면, 전술한 합금조성을 만족하는 열간가공성이 우수한 유틸리티 페라이트계 스테인리스강은 하기 식 (1)로 표현되는 페라이트 팩터(Ferrite factor)가 10.5 내지 12.0의 범위를 만족할 수 있다.
식(1): Ferrite factor = [Cr + 6Si]-[2Mn + 4Ni + 40(C + N)]
상기 식에서 Cr, Si는 페라이트 형성 원소로서 고온에서 오스테나이트의 형성을 억제하고, Mn, Ni, C, N은 오스테나이트 형성원소로 고온에서 오스테나이트의 형성을 조장한다. 즉, 페라이트 팩터가 클수록 고온에서 오스테나이트의 형성이 어려워지는 것을 의미한다.
예를 들어, 페라이트 팩터가 12를 초과하는 경우, 열처리 시 δ-페라이트 단상 조직의 형성으로 결정립 조대화에 기인한 열간가공성 열위 문제를 유발시킬 수 있고, 페라이트 팩터가 10.5 에 미달하는 경우, 열간압연 중 소재 온도 저하에 의해 δ-페라이트 분율이 15 내지 30%의 범위에 해당하게 되어 열간가공성이 열위해지는 문제가 있어, 페라이트 팩터(Ferrite factor)는 10.5 내지 12의 범위를 만족하는 것이 바람직하다.
본 발명의 일 실시예에 따르면, 전술한 합금조성을 만족하는 열간가공성이 우수한 유틸리티 페라이트계 스테인리스강의 열간압연 전, 가열시 델타-페라이트(δ-ferrite)상 분율은 80 내지 95%일 수 있다.
이에 따라, 가열된 슬라브가 열간압연 중 롤과의 접촉에 의해 온도가 감소하는 것을 고려하더라도, 70% 이상의 상대적으로 높은 단면감소율을 나타낼 수 있다. 따라서, 제품의 생산과정에서 발생하는 선상흠 및 에지크랙의 문제를 해결할 수 있다.
다음으로, 본 발명의 다른 일 측면에 따른 열간가공성이 우수한 유틸리티 페라이트계 스테인리스강의 제조방법에 대하여 설명한다.
본 발명의 일 실시예에 따른 열간가공성이 우수한 유틸리티 페라이트계 스테인리스강의 제조방법은, 중량%로, C: 0.005 내지 0.020%, N: 0.005 내지 0.020%, Si: 0.5 내지 0.8%, Mn: 0.5 내지 1.5%, Cr: 11.0 내지 12.5%, Ni: 0.2 내지 0.6%, P: 0.035%이하(0은 제외), S: 0.01%이하(0은 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 제조하는 단계; 상기 슬라브를 가열한 후 열간압연 하는 단계;를 포함하고, 상기 슬라브의 가열은 슬라브의 내부조직 중 델타-페라이트(δ-ferrite)상의 분율이 80 내지 95%가 되도록 1200 내지 1250℃의 온도 범위에서 수행될 수 있다.
합금원소 함량의 수치 한정 이유에 대한 설명은 상술한 바와 같다.
상기의 조성을 포함하는 용강을 연속주조기에서 슬라브로 주조한 다음, 냉각된 슬라브를 가열시킨 후, 열간압연하여 열연제품을 생산할 수 있다.
상기 생산된 슬라브는 열간압연 하기 전에 가열과정을 거치게 된다.
본 발명은 가열과정에서 슬라브의 내부조직 중 델타-페라이트(δ-ferrite)상의 분율이 80 내지 95%가 되도록 제어하기 위하여 슬라브의 가열온도를 조정한다.
도 2는 본 발명의 실시예 및 비교예에 따른 고온 슬라브 열처리 시 미세조직의 변화를 설명하기 위한 사진이다.
본 발명에서 측정된 δ-페라이트는, 열간압연전 슬라브 가열시 존재하는 δ-페라이트 함량을 의미하며, 이러한 상태에서의 δ-페라이트 함량을 유추하기 위하여 다양한 합금성분에 대한 1250℃ 조건으로 열처리된 시편을 급랭하여 도 2과 같이 상온에서의 미세조직 관찰을 통하여 정량화 하였다.
도 2를 참조하면, 실시예 1 및 2의 경우, 페라이트 기지 조직의 입계를 따라 템퍼드-마르텐사이트 조직이 분포하고 있음을 확인할 수 있다. 이에 비해, 비교예들의 경우에는 페라이트에 비해 마르텐사이트의 분율이 더 많은 것을 확인할 수 있는 바, 합금성분 변화에 따라 미세조직을 구성하고 있는 오스테나이트와 δ-페라이트의 상분율이 변화하는 것을 알 수 있다.
이러한 초기 슬라브 상태의 상분율 차이는 소재의 열간가공성에 크게 영향을 미치며 그 결과를 도 3에 나타내었다.
도 3은 다양한 합금성분을 활용하여 1250℃의 온도조건에서 3시간 유지한 후, 다양한 열간압연 온도인 900 내지 1200℃에서 고온 글리블 인장시험을 통해 측정한 단면수축율(Reduction of Area, %)을 나타내는 결과이다. 측정된 단면수축율은 그 값이 높을수록 열간가공성이 우수함을 의미한다.
전술한 바와 같이, 슬라브의 내부조직 중 델타-페라이트(δ-ferrite)상의 분율은 슬라브의 가열온도가 높을수록 증가하는바, 델타-페라이트(δ-ferrite)상의 분율을 80 내지 95%가 되도록 제어하기 위하여 슬라브의 가열온도는 1200 내지 1250℃가 되도록 한다. 이를 위해, 슬라브를 가열로의 내부에 장입한 다음 가열로의 내부를 1200~1250℃에서 3시간 이상 유지시켜서 달성한다.
이하, 본 발명의 바람직한 실시예를 통해 보다 상세히 설명하기로 한다.
실시예
구분 C N Si Mn Cr Ni P S
실시예 1 0.017 0.017 0.79 1.21 12.4 0.44 0.02 ＞0.001
실시예 2 0.012 0.010 0.6 1.0 11.8 0.4 0.018 0.001
비교예 1 0.011 0.013 0.31 1.4 11.3 0.41 0.018 ＞0.001
비교예 2 0.019 0.013 0.44 0.6 11.0 0.42 0.02 ＞0.001
비교예 3 0.016 0.014 0.5 0.56 11.3 0.4 0.018 ＞0.001
비교예 4 0.021 0.018 0.6 1.079 11.48 0.44 0.026 0.008
상기 표 1과 같이 각 성분의 함량을 변경하면서 생산된 슬라브에 대하여 1250℃의 온도에서 3시간 열처리를 실시한 후, 열간압연을 진행하였고 그에 따른 δ-페라이트 분율, 오스테나이트 분율, 단면감소율(Reduction of Area), 선상흠 및 에지크랙 발생 유무에 대한 측정 결과를 표 2에 나타내었다.
구분 Ferrite Factor δ-페라이트 분율(%) 오스테나이트 분율(%) 단면 감소율(%) 선상흠 유무 에지크랙 유무
실시예 1 11.6 91 9 ≥ 70 x X
실시예 2 10.9 82 18 ≥ 70 X X
비교예 1 7.8 5 95 ≥ 55 O O
비교예 2 9.5 5 95 ≥ 55 O O
비교예 3 10.4 35 65 ≥ 52 O O
비교예 4 9.6 15 85 ≥ 48 O O
도 2 및 표 2를 참조하면, 합금성분의 변화에 따라 열간압연 전 가열시, 슬라브의 미세조직을 구성하고 있는 오스테나이트와 δ-페라이트의 상분율이 변화하는 것을 확인할 수 있다. 구체적으로 표 2에서 실시예들은 δ-페라이트상이 오스테나이트상 보다 많은 반면, 비교예들은 오스테나이트상이 δ-페라이트상 보다 많음을 확인할 수 있다.
표 2 및 표 3을 참조하면, 실시예들의 경우 비교예들과 비교하여, 1250℃의 초기 열처리 조건에서 약 80% 이상의 페라이트 분율을 나타내며, 열간가공 시 고온의 상태에서는 기존과 유사한 98% 수준의 단면감소율을 나타내었고, 온도가 감소함에 따라 약 70%까지 단면감소율이 감소하는 것을 확인할 수 있다. 즉, 비교예 대비 저온에서 상대적으로 높은 단면감소율을 나타냄에 따라 선상흠 및 에지 크랙이 발생되지 않았다.
이에 비해, 비교예 1과 2의 경우, Si의 함량이 각각 0.31%와 0.44%로 0.5%에 미달하였고 페라이트 펙터가 낮게 도출됨에 따라, 1250℃의 초기 열처리 조건에서 약 5% 이하의 페라이트 분율을 나타내며, 열간가공 시 고온의 상태에서는 약 98%의 높은 단면감소율을 나타내었으나, 온도가 감소함에 따라 약 55%까지 단면감소율이 감소하는 것을 확인할 수 있다. 즉 상대적으로 저온에서 낮은 단면감소율을 나타냄에 따라 선상흠 및 에지 크랙이 발생하였다.
또한 비교에 3 의 경우, 본 발명의 성분범위를 모두 만족하였으나, 페라이트 펙터가 10.4로 10.5에 미달하여, 1250℃의 초기 열처리 조건에서 약 35%의 페라이트 분율을 나타내며, 열간가공 시 고온의 상태에서는 약 98%의 높은 단면감소율을 나타내었으나, 온도가 감소함에 따라 비교예 1과 2 대비 보다 열위한 약 52%까지 단면감소율이 감소하는 것을 확인할 수 있으며, 저온에서의 낮은 단면감소율 확보에 기인하여 선상흠 및 에지 크랙이 발생하였다.
본 발명의 일 실시예에 따라 제조된 유틸리티 페라이트계 스테인리스강은 δ-페라이트 함량이 80 내지 95%의 범위를 만족하도록 1200~1250℃의 온도범위에서 슬라브를 가열한 후 열간압연을 행할 경우, 광폭재를 생산할 수 있으면서도 선상흠 및 에지크랙 발생을 최소화할 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 발명에 따른 페라이트계 스테인리스강은 내구성이 향상되어 버스 구조재용 소재로 활용될 수 있다.

Claims (6)

  1. 중량%로, C: 0.005 내지 0.020%, N: 0.005 내지 0.020%, Si: 0.5 내지 0.8%, Mn: 0.5 내지 1.5%, Cr: 11.0 내지 12.5%, Ni: 0.2 내지 0.6%, P: 0.035%이하(0은 제외), S: 0.01%이하(0은 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 제조하는 단계;
    상기 슬라브를 가열한 후 열간압연 하는 단계;를 포함하고,
    상기 슬라브의 가열은 슬라브의 내부조직 중 델타-페라이트(δ-ferrite)상의 분율이 80 내지 95%가 되도록 1200 내지 1250℃의 온도 범위에서 수행되는 열간가공성이 우수한 유틸리티 페라이트계 스테인리스강의 제조 방법.
  2. 제1항에 있어서,
    가열시간은 3시간 이상인 열간가공성이 우수한 유틸리티 페라이트계 스테인리스강의 제조 방법.
  3. 제1항에 있어서,
    Cu: 0.2% 이하 및 Ti: 0.03% 이하를 더 포함하는 열간가공성이 우수한 유틸리티 페라이트계 스테인리스강의 제조 방법.
  4. 중량%로, C: 0.005 내지 0.020%, N: 0.005 내지 0.020%, Si: 0.5 내지 0.8%, Mn: 0.5 내지 1.5%, Cr: 11.0 내지 12.5%, Ni: 0.2 내지 0.6%, P: 0.035%이하(0은 제외), S: 0.01%이하(0은 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    하기 식 (1)로 표현되는 페라이트 팩트(Ferrite factor)가 10.5 내지 12.0의 범위를 만족하는 열간가공성이 우수한 유틸리티 페라이트계 스테인리스강.
    식(1): Ferrite factor = [Cr + 6Si]-[2Mn + 4Ni + 40(C + N)]
  5. 제4항에 있어서,
    Cu: 0.2% 이하 및 Ti: 0.03% 이하를 더 포함하는 열간가공성이 우수한 유틸리티 페라이트계 스테인리스강.
  6. 제4항에 있어서,
    900 내지 1200℃의 온도 범위에서 단면감소율이 70% 이상인 열간가공성이 우수한 유틸리티 페라이트계 스테인리스강.
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