WO2022119134A1 - 입계침식이 개선된 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조방법 - Google Patents

입계침식이 개선된 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조방법 Download PDF

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    • C21D2211/005—Ferrite

Definitions

  • the present invention relates to a ferritic stainless steel and a method for manufacturing the same, and more particularly, to a ferritic stainless steel with improved intergranular erosion and a method for manufacturing the same.
  • stainless steel is classified according to its chemical composition or metal structure. According to the metal structure, stainless steel is classified into austenitic (300 series), ferritic (400 series), martensitic, and ideal.
  • ferritic stainless steel is a steel with high price competitiveness compared to austenitic stainless steel because it contains less expensive alloying elements.
  • Ferritic stainless steel has good surface gloss, drawability and oxidation resistance, and is widely used in kitchenware, building exterior materials, home appliances, and electronic parts.
  • the ferritic stainless steel is subjected to an annealing process as a subsequent process in order to recrystallize the strain structure formed during hot rolling and decompose the austenite phase generated during hot rolling into a ferrite phase.
  • a method of continuous annealing by unwinding a coil in which stainless steel on ferrite is wound is adopted.
  • 430 ferritic stainless steel undergoes a batch annealing process in which the coil is annealed as it is, instead of the continuous annealing process due to the property of being easily broken when the coil is annealed.
  • the austenite phase is regenerated during annealing, which is re-transformed to martensite during cooling, thereby reducing the formability and corrosion resistance.
  • the heat treatment is performed directly under the temperature at which the austenite phase changes to the ferrite phase. Since the austenite phase transformation temperature is usually as low as 800 to 850 °C, the phase annealing process takes a long time (35 to 50 hours) to perform complete annealing.
  • the phase annealing process not only consumes a lot of energy, but also increases the production cost, thereby lowering productivity.
  • the upper annealing process takes a long time, there is a problem such as a delay in delivery due to an increase in manufacturing time.
  • Patent Document 1 Korean Patent Publication No. 10-2019-0072279A (published date: June 25, 2019)
  • An object of the present invention is to provide a stainless steel with improved intergranular erosion and a method for manufacturing the same, in which the phase annealing process is omitted and continuous annealing is possible in order to solve the above-described problems.
  • Ferritic stainless steel with improved intergranular erosion according to an embodiment of the present invention, by weight, C: 0.005 to 0.1%, Si: 0.01 to 1.0%, Mn: 0.01 to 1.5%, Cr: 13 to 18% , N: 0.005 to 0.1%, Al: 0.005 to 0.2%, Ni: 0.005 to 0.1%, Mo: 0.003% or less, P: 0.05% or less, S: 0.005% or less the remaining Fe and impurities,
  • Ac1 defined by the following formula (1) satisfies 900 or more and 990 or less.
  • C, N, Si, Mn, Cr, Ni, Al, Mn, and Mo mean the content (wt%) of each element
  • the stainless steel may include, by weight%, Mn: 0.4 to 1.0%, Al: 0.1 to 0.15%.
  • C 0.005 to 0.1%, Si: 0.01 to 1.0%, Mn: 0.01 to 1.5%, Cr: 13 to 18%, N: 0.005 to 0.1%, Al: 0.005 to 0.2%, Ni: 0.005 to 0.1%, Mo: 0.003% or less, P: 0.05% or less, S: 0.005% or less remaining Fe and impurities;
  • Ac1 defined by the following formula (1) is 900 or more and 990 or less, manufacturing a slab; reheating the slab; finishing rolling after rough rolling of the reheated slab; winding the hot rolled material; Continuous annealing of the wound hot-rolled material in a temperature range of T (A) defined by the following formula (2); and pickling the continuously annealed steel.
  • C, N, Si, Mn, Cr, Ni, Al, Mn, and Mo mean the content (wt%) of each element
  • the slab may include, by weight, Mn: 0.4 to 1.0%, Al: 0.1 to 0.15%.
  • the reheating may be performed at 1,000 to 1,200 °C.
  • the finishing rolling may be performed at 800 to (Ac1-10) °C.
  • the winding may be performed at 750 to (Ac1-10) °C.
  • the continuous annealing may be performed for 3 to 10 minutes.
  • continuous annealing is possible by controlling alloy components, so that it is possible to provide a ferritic stainless steel with improved intergranular erosion and a method for manufacturing the same.
  • 1A, 1B, and 1C are photographs taken with an optical microscope to observe the degree of intergranular erosion after pickling of the continuous annealed material of a hot-rolled sheet.
  • FIG. 1A is a photograph in which intergranular erosion is connected along the grain boundary and has a wide width.
  • Fig. 1b is a photograph in which intergranular erosion is not connected along the grain boundary and is generated as a line.
  • 1C is a photograph showing intergranular erosion as a line in some grain boundary traces.
  • Ferritic stainless steel with improved intergranular erosion according to an embodiment of the present invention, by weight, C: 0.005 to 0.1%, Si: 0.01 to 1.0%, Mn: 0.01 to 1.5%, Cr: 13 to 18% , N: 0.005 to 0.1%, Al: 0.005 to 0.2%, Ni: 0.005 to 0.1%, Mo: 0.003% or less, P: 0.05% or less, S: 0.005% or less the remaining Fe and impurities,
  • Ac1 defined by the following formula (1) satisfies 900 or more and 990 or less.
  • C, N, Si, Mn, Cr, Ni, Al, Mn, and Mo mean the content (wt%) of each element
  • the ferritic stainless steel with improved intergranular erosion according to an embodiment of the present invention is, by weight, C: 0.005 to 0.1%, Si: 0.01 to 1.0%, Mn: 0.01 to 1.5%, Cr: 13 to 18%, N: 0.005 to 0.1%, Al: 0.005 to 0.2%, Ni: 0.005 to 0.1%, Mo: 0.003% or less, P: 0.05% or less, S: 0.005% or less.
  • C 0.005 to 0.1%
  • Si 0.01 to 1.0%
  • Mn 0.01 to 1.5%
  • Cr 13 to 18%
  • N 0.005 to 0.1%
  • Al 0.005 to 0.2%
  • Mo 0.003% or less
  • P 0.05% or less
  • S 0.005% or less
  • the remaining Fe and impurities are included.
  • the content of carbon (C) is 0.005 to 0.1%.
  • C is an interstitial solid solution strengthening element that improves the strength of ferritic stainless steel.
  • the content of C is less than 0.005%, sufficient strength cannot be obtained by reducing the amount of carbide produced.
  • the content is excessive, the temperature at which the ferrite phase is transformed into the austenite phase is lowered, and the upper limit of the continuous annealing temperature is lowered. Therefore, it is preferable to control the content of C to be 0.005% to 0.1%.
  • the content of silicon (Si) is 0.01 to 1.0%.
  • Si is an alloying element that is essential for deoxidation of molten steel during steel making, and at the same time improves strength and corrosion resistance, and at the same time stabilizes the ferrite phase, it can be added in an amount of 0.01% or more in the present invention.
  • the upper limit is to be limited to 1.0%.
  • the content of manganese (Mn) is 0.01 to 1.5%.
  • Mn is an effective element to form a uniform scale on the surface layer of ferritic stainless steel during heat treatment and to improve corrosion resistance.
  • the lower limit of the content of Mn is preferably 0.01%, more preferably 0.4%.
  • the upper limit of the content of Mn is preferably 1.5%, more preferably 1.0%.
  • the content of chromium (Cr) is 13 to 18%.
  • Cr is an alloying element added to improve the corrosion resistance of stainless steel.
  • the content is excessive, a sticking defect occurs due to the formation of dense oxide scale during hot rolling, and there is a problem in that the manufacturing cost increases. Therefore, it is preferable to control the content of Cr to 13 to 18%.
  • the content of nitrogen (N) is 0.005 to 0.1%.
  • N Nitrogen (N), like carbon, is an interstitial solid solution strengthening element and improves the strength of ferritic stainless steel.
  • the content of N is preferably controlled to 0.005 to 0.1%.
  • the content of aluminum (Al) is 0.005 to 0.2%.
  • Al is a ferrite phase stabilizing element and serves to lower the oxygen content in molten steel as a strong deoxidizer.
  • the Al content is preferably controlled to 0.005 to 0.2%.
  • a more preferable lower limit of the content of Al is 0.1%, and a more preferable upper limit is 0.15%.
  • the content of phosphorus (P) is 0.05% or less.
  • P is an impurity unavoidably contained in steel, and since it is an element that causes intergranular corrosion during pickling or inhibits hot workability, it is desirable to control its content as low as possible. Therefore, it is preferable to control the content of P to 0.05% or less.
  • the content of sulfur (S) is 0.005% or less.
  • S is an impurity unavoidably contained in steel, and is an element that segregates at grain boundaries and is a major cause of inhibiting hot workability. Therefore, it is preferable to control the content of S to 0.005% or less.
  • Ni nickel
  • Ni is added in an amount of 0.005% or more to have the effect of improving corrosion resistance, whereas when a large amount is added, austenite stabilization is increased, and as an expensive element, the manufacturing cost is increased. Accordingly, the content of Ni may be limited to 0.005 to 0.1%.
  • the content of molybdenum (Mo) is 0.003% or less.
  • Mo is an effective element for improving the corrosion resistance of stainless steel.
  • Mo is an expensive element, it causes an increase in raw material cost, and reduces workability when added in a large amount. Therefore, the content of Mo may be limited to 0.003% or less.
  • the remaining component of the present invention is iron (Fe).
  • Fe iron
  • Ac1 defined by the following formula (1) may satisfy 900 or more and 990 or less.
  • C, N, Si, Mn, Cr, Ni, Al, Mn, and Mo mean the content (wt%) of each element
  • Ac1 is the austenite transformation temperature calculated by the alloy composition.
  • the ferrite phase is transformed into an austenite phase.
  • alloys such as Ti and Nb to increase the austenite transformation temperature, continuous annealing in which heat treatment is performed at high temperature for a short time was possible.
  • Ti has a problem of causing an increase in the manufacturing cost of stainless steel and a defect in a sleeve of a cold-rolled product.
  • Nb has a problem of lowering appearance and toughness due to inclusions, and increasing the manufacturing cost like Ti.
  • the strength can be improved by controlling Ac1 to 990 or less to form carbides and nitrides.
  • Ferritic stainless steel according to an embodiment of the present invention is manufactured by the following method.
  • C 0.005 to 0.1%
  • Si 0.01 to 1.0%
  • Mn 0.01 to 1.5%
  • Cr 13 to 18%
  • N 0.005 to 0.1%
  • Al 0.005 to 0.2%
  • Ni 0.005 to 0.1%
  • Mo 0.003% or less
  • P 0.05% or less
  • S 0.005% or less
  • Including the remaining Fe and impurities, Ac1 defined by the following formula (1) is 900 or more and 990 or less, to prepare a slab, and the slab After reheating, rough rolling the reheated slab, finishing rolling is performed, winding the hot-rolled material, and continuously in the temperature range of T (A) defined by the following formula (2) for the wound hot-rolled material Annealing, and pickling the continuously annealed steel.
  • C, N, Si, Mn, Cr, Ni, Al, Mn, and Mo mean the content (wt%) of each element
  • annealing is contrasted with continuous annealing and phase annealing.
  • annealing is performed for austenite series by continuous annealing, and for ferritic and martensite series by phase annealing, which is due to the material properties of stainless steel for each type of steel.
  • phase annealing is performed at a low temperature (about 750 ⁇ 850°C). Heat treatment for a long time (about 50 hours) in atmospheric gas (hydrogen or nitrogen + hydrogen mixed gas)
  • phase annealing is performed in a wound state, there is a difference in material for each part due to the annealing temperature deviation for each part of the hot-rolled coil. do.
  • the austenite phase (martensite phase upon cooling) formed after rolling is re-dissolved into the ferrite phase, and annealing is performed to remove stress formed during hot rolling to facilitate cold rolling.
  • ferritic stainless steel when the annealing temperature rises above the austenite transformation temperature during annealing, the austenite phase is regenerated during annealing. As the regenerated austenite phase is re-transformed into martensite upon cooling, the formability and corrosion resistance of the steel are reduced. Therefore, ferritic stainless steel is produced through a phase annealing process performed at a low temperature.
  • the phase annealing has lower productivity and lower energy efficiency than continuous annealing.
  • the upper annealing material has a quality deviation due to the difference in the annealing temperature for each part, so the quality is inferior to that of the continuous annealing material. Therefore, in the manufacturing process of ferritic stainless steel, it is necessary to improve the phase annealing process.
  • the present invention it is possible to provide a method of manufacturing a ferritic stainless steel capable of continuous annealing of a hot-rolled sheet. At this time, the continuous annealing is performed at T(A) of 870 to (Ac1-10)°C.
  • the reheating may be performed at 1000 to 1200 °C.
  • the lower limit of the slab reheating temperature is 1000 °C.
  • the upper limit of the slab reheating temperature is 1200 °C.
  • the finishing rolling may be performed at 800 to (Ac1-10) °C.
  • the winding may be performed at 750 to (Ac1-10) °C.
  • the coiling temperature is preferably 750° C. or higher for plate shape and surface quality.
  • the coiling temperature exceeds (Ac1-10) °C, it may correspond to an austenite phase region, and thus a martensitic phase may be generated during the cooling process.
  • the continuous annealing may be performed for 3 to 10 minutes.
  • the annealing time is preferably limited to 3 to 10 minutes in consideration of the inferior mechanical properties as the grain size becomes coarse.
  • an important characteristic of stainless steel is surface gloss, and various manufacturing methods are employed to improve this characteristic.
  • various manufacturing methods are employed to improve this characteristic.
  • the surface before cold rolling remains intact even after cold rolling. Therefore, it is important to control the surface shape before cold rolling.
  • the grain boundary erosion shape on the surface of stainless steel causes the grain boundaries to fold during cold rolling, which can cause surface defects called gold dust defects in the final product.
  • the continuous annealing temperature is controlled in relation to the austenite phase transformation temperature (Ac1), surface intergranular erosion does not occur after pickling. does not
  • a slab was prepared by a continuous casting process, and reheated at 1,000 to 1,200 °C.
  • the reheated slab was subjected to rough rolling, and then hot rolled to a finishing rolling temperature of 800° C. by a finishing mill, and then wound up at 750° C.
  • the wound steel was continuously annealed for 10 minutes.
  • the scale of the continuously annealed hot-rolled sheet was removed with a shot blaster, and after primary pickling in a sulfuric acid solution, it was pickled in a mixed acid (nitric acid + hydrofluoric acid) solution.
  • Table 2 shows the degree of occurrence of intergranular erosion according to the continuous annealing temperature change after the pickling.
  • the degree of occurrence of intergranular erosion is, as shown in Fig. 1a, when intergranular erosion is connected along the grain boundary and occurs with a wide width (granular erosion is strong), as shown in Fig. 1b when it is not connected along the grain boundary and occurs as a line (intergranular erosion is normal), As shown in 1c, it was classified as a case where some grain boundary traces appeared as lines (weak grain boundary erosion).
  • the strength of intergranular erosion is indicated by 'O', normal intergranular erosion is indicated by '-', and weak intergranular erosion is indicated by 'X'.
  • the value of Ac1-10 of Inventive Steel B is 930 and the value of Ac1-10 of Inventive Steel C is 971.
  • the invention steel B was continuously annealed within a temperature range of 870 to 930°C.
  • the invention steel C was continuously annealed within a temperature range of 870 to 971 °C.
  • Examples 1 to 7 satisfied the alloy composition, the value of Ac1, and the continuous annealing temperature suggested by the present invention, so that intergranular erosion was weakly generated.
  • Comparative Examples 1 and 2 were continuously annealed at 810°C and 840°C, which are less than 870°C, respectively, and intergranular erosion occurred to a moderate degree.
  • Comparative Example 3 intergranular erosion occurred slightly, but the Ac1 value was as low as 880, which is less than 900, and the austenite phase transformation temperature was low. Therefore, in Comparative Example 3, the temperature range during the process is limited, and recrystallization is difficult to sufficiently occur during continuous annealing.
  • Comparative Examples 4 to 7 were continuously annealed at a temperature exceeding the Ac1-10 value, and intergranular erosion was strongly generated.
  • Comparative Examples 8 and 9 the invention steel B was continuously annealed at a temperature of less than 870°C, and intergranular erosion occurred to a moderate degree.
  • Comparative Examples 10 and 11 the invention steel B was continuously annealed at 960°C and 990°C, respectively.
  • the continuous annealing temperature exceeded the Ac1-10 value of 930, and intergranular erosion occurred strongly.
  • Comparative Examples 12 and 13 the invention steel B was continuously annealed at a temperature of less than 870°C, and intergranular erosion occurred to a moderate degree.
  • Comparative Example 14 invention steel C was continuously annealed at 990°C. In Comparative Example 14, the continuous annealing temperature exceeded 971, which is an Ac1-10 value, and intergranular erosion occurred to a moderate degree.
  • ferritic stainless steel according to the present invention can be continuously annealed, intergranular erosion is improved, and thus phase annealing can be omitted, thus reducing production costs and thus having industrial applicability.

Abstract

본 명세서에서는 입계침식이 개선된 페라이트계 스테인리스강에 대하여 개시한다. 개시되는 입계침식이 개선된 페라이트계 스테인리스강의 일 실시예에 따르면, 중량%로, C: 0.005 내지 0.1%, Si: 0.01 내지 1.0%, Mn: 0.01 내지 1.5%, Cr: 13 내지 18%, N: 0.005 내지 0.1%, Al: 0.005 내지 0.2%, Ni: 0.005 내지 0.1%, Mo: 0.003% 이하, P: 0.05% 이하, S: 0.005% 이하 나머지 Fe 및 불순물을 포함하고, 하기 식(1)로 정의되는 Ac1이 900이상 990이하를 만족한다. 식(1): Ac1 = 36Cr+90Si+76Mo+760Al+350-(800C+1300N+150Ni+50Mn) (여기서, C, N, Si, Mn, Cr, Ni, Al, Mn 및 Mo는 각 원소의 함량(중량%)을 의미한다)

Description

입계침식이 개선된 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조방법
본 발명은 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조 방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 입계침식이 개선된 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
일반적으로 스테인리스강은 화학성분이나 금속조직에 따라 분류된다. 금속조직에 따를 경우, 스테인리스강은 오스테나이트계(300계), 페라이트계(400계), 마르텐사이트계, 이상계로 분류된다.
이 중 페라이트계 스테인리스강은 고가의 합금원소가 적게 첨가되어, 오스테나이트계 스테인리스강에 비하여 가격 경쟁력이 높은 강재이다. 페라이트계 스테인리스강은 표면광택, 드로잉성 및 내산화성이 양호하여 주방용품, 건축 외장재, 가전제품, 전자부품 등에 널리 사용되고 있다.
한편, 페라이트계 스테인리스 강편을 재가열 후 열간 압연시 페라이트와 오스테나이트 2상으로 형성된다. 상기 열간 압연 후 권취를 행한 다음, 냉각하게 되면, 상기 오스테나이트는 마르텐사이트 상으로 변태되는데, 이 마르텐사이트는 경도가 매우 높고 변형이 잘 일어나지 않는다.
따라서, 페라이트계 스테인리스강은 열간 압연할 때 형성된 변형 조직을 재결정시키고, 열간 압연할 때 생성된 오스테나이트상을 페라이트상으로 분해시키고자 후속 공정으로 소둔공정을 행한다.
소둔공정을 행함에 있어서, 일반적으로 페라이트 상의 스테인리스강이 권취된 코일을 풀어서 연속 소둔(Continous Annealing)하는 방식을 채택한다. 그러나, 430 페라이트계 스테인리스강은 코일을 풀림(unwind)처리시 쉽게 깨지는 성질로 인하여 연속 소둔공정 대신 코일 그대로 소둔을 행하는 상소둔(Batch annealing) 공정을 거치게 된다.
상소둔 시 소둔 온도가 오스테나이트 변태온도 이상으로 올라가게 되면, 소둔 중 오스테나이트상이 재생성되고, 이는 냉각시 마르텐사이트로 재변태됨에 따라 성형성 및 내식성을 저하시킨다.
따라서, 상소둔 공정은 오스테나이트상에서 페라이트상으로 상변태하는 온도 직하에서 열처리를 실시한다. 통상적으로 오스테나이트상 변태 온도는 800~850℃로 낮은 온도이기 때문에, 상소둔 공정은 완전 소둔을 행하는데에 장시간(35~50시간)이 소요된다.
상소둔 공정은 에너지 소모가 클 뿐만 아니라, 생산 비용을 상승시켜 생산성을 저하시킨다. 또한, 상소둔 공정은 장시간을 요하므로, 제조 시간이 증대되어 납기 지연 등의 문제점이 있다.
한편, 430 페라이트계 스테인리스강은 상소둔 대신 연속 소둔한 다음 통상의 산세방법으로 산세할 경우, 열간 압연 이후 냉각되는 도중에 석출된 Cr탄화물 형성에 의한 입계 Cr 결핍부에 기인하여 입계침식이 발생된다. 입계침식이 발생된 강재는 이후 냉간 가공시 표면결함을 유발하고 내식성이 열위해지는 문제가 있다.
(선행기술문헌)
(특허문헌 1) 한국 공개특허공보 제10-2019-0072279A호 (공개일자:2019년06월25일)
본 발명의 목적은 상술한 바와 같은 문제점을 해결하기 위해, 상소둔 공정을 생략하고 연속 소둔이 가능한, 입계침식이 개선된 스테인리스강 및 그 제조 방법을 제공하고자 한다.
본 발명의 일 실시예에 따른 입계침식이 개선된 페라이트계 스테인리스강은, 중량%로, C: 0.005 내지 0.1%, Si: 0.01 내지 1.0%, Mn: 0.01 내지 1.5%, Cr: 13 내지 18%, N: 0.005 내지 0.1%, Al: 0.005 내지 0.2%, Ni: 0.005 내지 0.1%, Mo: 0.003% 이하, P: 0.05% 이하, S: 0.005% 이하 나머지 Fe 및 불순물을 포함하고,
하기 식(1)로 정의되는 Ac1이 900 이상 990 이하를 만족한다.
식(1): Ac1 = 36Cr+90Si+76Mo+760Al+350-(800C+1300N+150Ni+50Mn)
(여기서, C, N, Si, Mn, Cr, Ni, Al, Mn 및 Mo는 각 원소의 함량(중량%)을 의미한다)
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 스테인리스강은 중량%로, Mn: 0.4 내지 1.0%, Al: 0.1 내지 0.15%를 포함할 수 있다.
본 발명의 또 다른 실시예에 의하면, 입계침식이 개선된 페라이트계 스테인리스강 제조방법은 중량%로, C: 0.005 내지 0.1%, Si: 0.01 내지 1.0%, Mn: 0.01 내지 1.5%, Cr: 13 내지 18%, N: 0.005 내지 0.1%, Al: 0.005 내지 0.2%, Ni: 0.005 내지 0.1%, Mo: 0.003% 이하, P: 0.05% 이하, S: 0.005% 이하 나머지 Fe 및 불순물을 포함하고, 하기 식(1)로 정의되는 Ac1이 900 이상 990 이하인, 슬라브를 제조하는 단계; 상기 슬라브를 재가열하는 단계; 상기 재가열된 슬라브를 조압연 후 사상압연하는 단계; 상기 열간 압연재를 권취하는 단계; 상기 권취된 열간 압연재를 하기 식(2)으로 정의되는 T(A)의 온도범위에서 연속 소둔하는 단계; 및 상기 연속 소둔된 강재를 산세하는 단계를 포함한다.
식(1): Ac1 = 36Cr+90Si+76Mo+760Al+350-(800C+1300N+150Ni+50Mn)
(여기서, C, N, Si, Mn, Cr, Ni, Al, Mn 및 Mo는 각 원소의 함량(중량%)을 의미한다)
식(2): 870℃≤ T(A) ≤(Ac1-10)℃
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 슬라브는 중량%로, Mn: 0.4 내지 1.0%, Al: 0.1 내지 0.15%를 포함할 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 재가열은 1,000 내지 1,200℃에서 수행될 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 사상압연은 800 내지 (Ac1-10)℃에서 수행될 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 권취는 750 내지 (Ac1-10)℃에서 수행될 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 연속 소둔은 3 내지 10분 동안 수행될 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따르면, 합금 성분 제어를 통해 연속 소둔이 가능해, 입계침식이 개선된 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조 방법을 제공할 수 있다.
도 1a, 도 1b 및 도 1c는 열연판 연속 소둔재의 산세 후, 입계침식 발생 정도를 관찰하기 위해 광학현미경으로 표면을 촬영한 사진이다.
도 1a는 입계침식이 입계를 따라 연결되어 넓은 폭으로 발생한 사진이다.
도 1b는 입계침식이 입계를 따라 연결되어 있지 않으며 선으로 발생한 사진이다.
도 1c는 입계침식이 일부 입계 흔적에 선으로 보이는 사진이다.
본 발명의 일 실시예에 따른 입계침식이 개선된 페라이트계 스테인리스강은, 중량%로, C: 0.005 내지 0.1%, Si: 0.01 내지 1.0%, Mn: 0.01 내지 1.5%, Cr: 13 내지 18%, N: 0.005 내지 0.1%, Al: 0.005 내지 0.2%, Ni: 0.005 내지 0.1%, Mo: 0.003% 이하, P: 0.05% 이하, S: 0.005% 이하 나머지 Fe 및 불순물을 포함하고,
하기 식(1)로 정의되는 Ac1이 900 이상 990 이하를 만족한다.
식(1): Ac1 = 36Cr+90Si+76Mo+760Al+350-(800C+1300N+150Ni+50Mn)
(여기서, C, N, Si, Mn, Cr, Ni, Al, Mn 및 Mo는 각 원소의 함량(중량%)을 의미한다)
이하에서는 본 발명의 바람직한 실시형태들을 설명한다. 그러나, 본 발명의 실시형태는 여러 가지 다른 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 기술사상이 이하에서 설명하는 실시형태로 한정되는 것은 아니다. 또한, 본 발명의 실시형태는 당해 기술분야에서 평균적인 지식을 가진 자에게 본 발명을 더욱 완전하게 설명하기 위해서 제공되는 것이다.
본 출원에서 사용하는 용어는 단지 특정한 예시를 설명하기 위하여 사용되는 것이다. 때문에 가령 단수의 표현은 문맥상 명백하게 단수여야만 하는 것이 아닌 한, 복수의 표현을 포함한다. 덧붙여, 본 출원에서 사용되는 "포함하다" 또는 "구비하다" 등의 용어는 명세서 상에 기재된 특징, 단계, 기능, 구성요소 또는 이들을 조합한 것이 존재함을 명확히 지칭하기 위하여 사용되는 것이지, 다른 특징들이나 단계, 기능, 구성요소 또는 이들을 조합한 것의 존재를 예비적으로 배제하고자 사용되는 것이 아님에 유의해야 한다.
한편, 다르게 정의되지 않는 한, 본 명세서에서 사용되는 모든 용어들은 본 발명이 속하는 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자에 의해 일반적으로 이해되는 것과 동일한 의미를 가진 것으로 보아야 한다. 따라서, 본 명세서에서 명확하게 정의하지 않는 한, 특정 용어가 과도하게 이상적이거나 형식적인 의미로 해석되어서는 안 된다. 가령, 본 명세서에서 단수의 표현은 문맥상 명백하게 예외가 있지 않는 한, 복수의 표현을 포함한다.
또한, 본 명세서의 "약", "실질적으로" 등은 언급한 의미에 고유한 제조 및 물질 허용오차가 제시될 때 그 수치에서 또는 그 수치에 근접한 의미로 사용되고, 본 발명의 이해를 돕기 위해 정확하거나 절대적인 수치가 언급된 개시 내용을 비양심적인 침해자가 부당하게 이용하는 것을 방지하기 위해 사용된다.
본 발명의 일 실시예에 따른 입계침식이 개선된 페라이트계 스테인리스강은 중량%로, C: 0.005 내지 0.1%, Si: 0.01 내지 1.0%, Mn: 0.01 내지 1.5%, Cr: 13 내지 18%, N: 0.005 내지 0.1%, Al: 0.005 내지 0.2%, Ni: 0.005 내지 0.1%, Mo: 0.003% 이하, P: 0.05% 이하, S: 0.005% 이하 나머지 Fe 및 불순물을 포함한다.
이하, 각 합금원소의 성분범위를 한정한 이유를 이하에서 서술한다.
탄소(C)의 함량은 0.005 내지 0.1%이다.
C는 침입형 고용강화 원소로서 페라이트계 스테인리스강의 강도를 향상시킨다. C의 함량이 0.005% 미만일 경우, 탄화물(carbide) 생성량을 저하시켜 충분한 강도를 얻을 수 없다. 다만 그 함량이 과도할 경우, 페라이트상에서 오스테나이트상으로 변태하는 온도가 낮아져, 연속 소둔 온도의 상한이 낮아지게 된다. 따라서, C의 함량은 0.005% 내지 0.1%로 제어하는 것이 바람직하다.
규소(Si)의 함량은 0.01 내지 1.0%이다.
Si는 제강 시 용강의 탈산을 위해 필수적으로 첨가되는 합금원소이며 강도와 내식성을 향상시키는 동시에, 페라이트 상을 안정하는 원소로 본 발명에서 0.01% 이상 첨가할 수 있다. 다만, 그 함량이 과다할 경우, 연성 및 성형성이 저하되는 문제가 있으므로, 그 상한을 1.0%로 한정하고자 한다.
망간(Mn)의 함량은 0.01 내지 1.5%이다.
Mn은 열처리 시 페라이트계 스테인리스강의 표층부에 균일한 스케일을 형성하고, 내식성 개선에 유효한 원소이다. 다만, 그 함량이 과다할 경우, 용접시 망간계 퓸(fume)이 발생하며 MnS상 석출의 원인이 되어 연신율을 저하시킨다. 따라서, Mn의 함량의 하한은 바람직하게는 0.01%이고, 더 바람직하게는 0.4%이다. Mn의 함량의 상한은 바람직하게는 1.5%이고, 더 바람직하게는 1.0%이다.
크롬(Cr)의 함량은 13 내지 18%이다.
Cr은 스테인리스강의 강의 내식성을 향상시키기 위해 첨가하는 합금원소이다. 다만 그 함량이 과다할 경우, 열연 시 치밀한 산화 스케일 생성으로 스티킹(Sticking) 결함이 발생하며, 제조원가가 상승하는 문제가 있다. 따라서, Cr의 함량은 13 내지 18%로 제어하는 것이 바람직하다.
질소(N)의 함량은 0.005 내지 0.1%이다.
질소(N)는 탄소와 마찬가지로 침입형 고용강화 원소로서 페라이트계 스테인리스 강의 강도를 향상시킨다. 다만, 그 함량이 과다할 경우, 강의 충격인성 및 성형성을 저하시키며, 오스테나이트상에서 페라이트상으로 변태하는 온도가 낮아져, 본 발명의 연속 소둔의 온도 상한을 낮춘다. 따라서, N의 함량은 0.005 내지 0.1%로 제어하는 것이 바람직하다.
알루미늄(Al)의 함량은 0.005 내지 0.2%이다.
Al은 페라이트상 안정화 원소로, 강력한 탈산제로써 용강 중 산소의 함량을 낮추는 역할을 한다. 다만, 그 함량이 과다할 경우, 상온 연성을 저하시키며, 비금속 개재물 증가로 인해 냉연 냉연 스트립의 슬리버 결함이 발생함과 동시에 용접성을 열화 시키는 문제가 있다. 따라서, Al의 함량은 0.005 내지 0.2%로 제어하는 것이 바람직하다. Al의 함량의 더 바람직한 하한은 0.1%이며, 더 바람직한 상한은 0.15%이다.
인(P)의 함량은 0.05% 이하이다.
P은 강 중 불가피하게 함유되는 불순물로, 산세 시 입계 부식을 일으키거나 열간가공성을 저해하는 주요 원인이 되는 원소이므로, 그 함량을 가능한 낮게 제어하는 것이 바람직하다. 따라서, P의 함량은 0.05% 이하로 제어하는 것이 바람직하다.
황(S)의 함량은 0.005% 이하이다.
S은 강 중 불가피하게 함유되는 불순물로, 결정립계에 편석되어 열간가공성을 저해하는 주요 원인이 되는 원소이므로, 그 함량을 가능한 낮게 제어하는 것이 바람직하다. 따라서, S의 함량은 0.005% 이하로 제어하는 것이 바람직하다.
니켈(Ni)의 함량은 0.005 내지 0.1%이다.
Ni은 0.005%이상이 첨가되어 내식성을 향상시키는 효과를 갖는 반면, 다량 첨가하게 되면 오스테나이트 안정화도가 증가하고 고가의 원소로서, 제조 원가를 상승시킨다. 따라서, Ni의 함량은 0.005 내지 0.1%로 한정할 수 있다.
몰리브덴(Mo)의 함량은 0.003% 이하이다.
Mo은 스테인리스강의 내부식성을 향상시키는데 효과적인 원소이다. 하지만, Mo은 고가의 원소로 원료비 상승을 초래하고, 다량 첨가 시 가공성을 저하시킨다. 따라서, Mo의 함량은 0.003% 이하로 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.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따른 페라이트계 스테인리스강은 하기 식(1)로 정의되는 Ac1이 900 이상 990 이하를 만족할 수 있다.
식(1): Ac1 = 36Cr+90Si+76Mo+760Al+350-(800C+1300N+150Ni+50Mn)
(여기서, C, N, Si, Mn, Cr, Ni, Al, Mn 및 Mo는 각 원소의 함량(중량%)을 의미한다)
Ac1은 합금 조성에 의해 계산된 오스테나이트 변태온도로, Ac1 이상의 온도로 열처리하면 페라이트상이 오스테나이트상으로 변태된다. 종래에는 Ti, Nb 등의 합금을 첨가하여 오스테나이트 변태온도를 높여, 고온에서 단시간 열처리하는 연속 소둔이 가능했다.
그러나, Ti는 스테인리스강의 제조 단가 증가 및 냉연제품의 슬리브(sliver) 결함의 원인이 되는 문제가 있다. 또한, Nb는 개재물에 의한 외관 불량 및 인성이 저하되며, Ti와 마찬가지로 제조 단가를 상승시키는 문제가 있다.
본 발명은 C, N 등의 오스테나이트 형성 원소의 햠량을 조절하여, Ac1을 900 이상으로 도출함으로써, 연속 소둔 시, 재결정이 충분히 일어나는 소둔 온도를 확보할 수 있다. 또한, 본 발명은 Ac1을 990 이하로 제어하여, 탄화물 및 질화물을 형성함으로써 강도를 향상시킬 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따른 페라이트계 스테인리스강은 다음과 같은 방법으로 제조된다.
중량%로, C: 0.005 내지 0.1%, Si: 0.01 내지 1.0%, Mn: 0.01 내지 1.5%, Cr: 13 내지 18%, N: 0.005 내지 0.1%, Al: 0.005 내지 0.2%, Ni: 0.005 내지 0.1%, Mo: 0.003% 이하, P: 0.05% 이하, S: 0.005% 이하 나머지 Fe 및 불순물을 포함하고, 하기 식(1)로 정의되는 Ac1이 900 이상 990 이하인, 슬라브를 제조하고, 상기 슬라브를 재가열하고, 상기 재가열된 슬라브를 조압연 후 사상압연을 진행하고, 상기 열간 압연재를 권취하고, 상기 권취된 열간 압연재를 하기 식(2)으로 정의되는 T(A)의 온도범위에서 연속 소둔하고, 상기 연속 소둔된 강재를 산세한다.
식(1): Ac1 = 36Cr+90Si+76Mo+760Al+350-(800C+1300N+150Ni+50Mn)
(여기서, C, N, Si, Mn, Cr, Ni, Al, Mn 및 Mo는 각 원소의 함량(중량%)을 의미한다)
식(2): 870℃≤ T(A) ≤(Ac1-10)℃
각 합금원소의 성분범위를 한정한 이유는 상술한 바와 같다.
스테인레스강의 제조공정 중 소둔공정은 연속 소둔과 상소둔으로 대비된다. 일반적으로 오스테나이트 계열은 연속 소둔에 의해, 페라이트계 및 마르텐사이트계열은 상소둔에 의해 소둔공정을 행하고 있는데, 이는 강종별 스테인레스강의 재질특성에 기인한 것이다.
스테인레스 강종별 열연코일의 소둔공정을 비교해보면, 연속 소둔은 고온(약 900~1150℃의 대기분위기에서 단시간(약 3분) 열처리한다. 이와 달리, 상소둔은 저온(약 750~850℃)의 분위기가스(수소 또는 질소+수소 혼합가스)내에서 장시간(약 50시간) 열처리한다. 또한 상소둔은 권취상태에서 행하여지므로, 열연코일의 부위별 소둔온도 편차로 인해, 부위별로 재질의 차이가 발생한다.
한편, 페라이트계 스테인레스강은 압연 후에 형성된 오스테나이트상(냉각시 마르텐사이트상)을 페라이트상으로 재고용시키고, 냉각 압연이 용이하도록 열간 압연시 형성된 응력을 제거하기 위해 소둔을 행해주고 있다.
페라이트계 스테인리스강은 소둔 시 소둔 온도가 오스테나이트 변태온도 이상으로 올라가게 되면, 소둔 중 오스테나이트상이 재생성된다. 재생성된 오스테나이트상은 냉각시 마르텐사이트로 재변태됨에 따라, 강재의 성형성 및 내식성을 저하시킨다. 따라서, 페라이트 스테인리스강은 저온에서 진행되는 상소둔 공정을 거쳐 생산되고 있다.
상기한 바와 같이, 상소둔은 연속 소둔에 비하여 생산성이 저감되고 에너지 효율이 낮다. 또한, 상소둔재는 부위별 소둔 온도 차이로 인해 품질편차가 있어, 연속 소둔재에 비하여 품질이 열위하다. 따라서, 페라이트계 스테인리스강의 제조공정에 있어서, 상소둔 공정을 개선할 필요가 있다.
본 발명의 일 실시예에 따르면, 열연판 연속 소둔이 가능한 페라이트계 스테인리스강의 제조방법을 제공할 수 있다. 이때, 연속 소둔은 T(A)는 870 내지 (Ac1-10)℃에서 진행된다.
소둔의 온도가 870℃ 미만인 경우에는 재결정이 충분히 일어나지 않으며, 소둔의 온도가 Ac1 값 이상인 경우에는 오스테나이트상이 형성된다. 따라서, 연속 소둔 온도를 870 내지 (Ac1-10)℃로 관리할 필요가 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 재가열은 1000 내지 1200℃에서 수행될 수 있다.
재가열 온도가 낮은 경우에는 열간 압연의 압연 하중이 증가하고, 열간 압연 시 강편에 흠집을 발생시킬 수 있다. 또한, 재가열 온도가 낮은 경우에는 슬라브 주조 중에 생성된 조대한 석출물들을 재분해 할 수 없다. 따라서, 본 발명에서는 슬라브 재가열 온도의 하한을 1000℃로 한다.
재가열 온도가 높으면 강편이 연질화해 형상이 변화할 가능성이 있고, 내부 결정립의 조대화를 방지할 수 없게 된다. 따라서 본 발명에서는 슬라브 재가열 온도의 상한을 1200℃로 한다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 사상압연은 800 내지 (Ac1-10)℃에서 수행될 수 있다.
사상압연의 온도가 800℃ 미만인 경우에는 압연 시 강재에 흠집이 발생할 수 있고, 균일하지 못한 조직이 형성됨으로써 인성 및 강도가 저하된다. 사상압연의 온도가 (Ac1-10)℃를 초과하는 경우에는 오스테나이트 결정립이 조대화되어 변태 후 페라이트 결정립 미세화가 충분히 이루어지지 않는다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 권취는 750 내지 (Ac1-10)℃에서 수행 될 수 있다.
권취 온도는 판형상 및 표면 품질을 위해 750℃ 이상이 바람직하다. 권취 온도가 (Ac1-10)℃를 초과하는 경우에는 오스테나이트상 영역에 해당할 수 있어 냉각 과정에서 마르텐사이트상이 생성될 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 연속 소둔은 3 내지 10분 동안 수행될 수 있다.
소둔시간이 너무 짧으면 재결정이 충분히 되지 않고, 소둔시간이 너무 길면 결정립 크기가 조대해짐에 따라 기계적 성질이 열위해지는 점을 고려하여, 소둔시간은 3 내지 10분으로 제한하는 것이 바람직하다.
한편, 스테인리스강의 중요한 특성은 표면 광택이며, 이 특성의 향상을 위해 다양한 제조방법이 채용되고 있다. 특히 고 광택 제품의 경우에는 냉간 압연 후 소둔산세를 하지 않는 공정이 수행되므로, 냉간 압연 후에도 냉간 압연 전의 표면이 그대로 남아 있게 된다. 따라서, 냉간 압연 전의 표면 형상 제어는 중요하다.
예를 들면, 열연 소둔판의 스케일 제거 시, 과도한 산세로 인한 입계침식 혹은 스케일 잔여물 등은 열연 산세 후 표면을 매우 거칠게 만들어 냉간 압연 후에도 여전히 표면 품질을 저하시킨다.
스테인리스강 표면의 입계침식 형상은 냉간 압연 시 입계 사이가 접히게 되어, 최종 제품에서 골드더스트(Gold dust) 결함으로 불리는 표면 결함을 발생시킬 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따르면, 본 발명의 제어 조건에 따라 제조된 페라이트계 스테인리스강은 연속 소둔 온도를 오스테나이트상 변태온도(Ac1)와 관련하여 제어함에 따라, 산세 후에 표면 입계침식이 발생하지 않는다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 다만, 하기의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.
{실시예}
하기 표 1에 나타낸 다양한 합금 성분 범위에 대하여, 연주 공정(Continuous Casting)으로 슬라브를 제조하고, 1,000 내지 1,200℃에서 재가열하였다. 상기 재가열된 슬라브를 조압연을 거쳐 사상압연기에 의해 800℃의 사상압연 온도로 열간 압연 후, 750℃에서 권취하였다.
구분 합금성분 (중량%) Ac1 비고
C Si Mn Cr Ni Al N
강 A 0.06 0.20 0.80 16.29 0.1 0.08 0.023 880 비교강
강 B 0.04 0.20 0.50 16.25 0.1 0.10 0.013 940 발명강
강 C 0.03 0.32 0.40 16.20 0.1 0.12 0.010 981 발명강
상기 권취된 강재를 표 2의 소둔 온도 조건에 따라, 10분 동안 연속 소둔하였다. 다음으로, 연속 소둔한 열연판을 숏블라스터로 스케일을 제거하고, 황산용액에서 1차 산세한 후, 혼산(질산+불산) 용액에서 산세하였다.
하기 표 2는 상기 산세한 후 연속 소둔온도 변화에 따른 입계침식 발생 정도를 나타내었다.
입계침식 발생 정도는 도 1a와 같이 입계를 따라 연결되어 넓은 폭으로 입계침식이 발생한 경우(입계침식 강함), 도 1b와 같이 입계를 따라 연결되어 있지 않으며 선으로 발생한 경우(입계침식 보통), 도 1c와 같이 일부 입계 흔적에 선으로 보이는 경우(입계침식 미약)로 구분하였다.
입계침식 강함은 'O'로 표시하였고, 입계침식 보통은 '-'로 표시하였으며, 입계침식 미약은 'X'로 표시하였다.
구분 강종 연속 소둔 입계침식 정도
소둔 온도(℃) Ac1-10
실시예 1 강 B 870 930 X
실시예 2 강 B 900 930 X
실시예 3 강 B 930 930 X
실시예 4 강 C 870 971 X
실시예 5 강 C 900 971 X
실시예 6 강 C 930 971 X
실시예 7 강 C 960 971 X
비교예 1 강 A 810 870 -
비교예 2 강 A 840 870 -
비교예 3 강 A 870 870 X
비교예 4 강 A 900 870 O
비교예 5 강 A 930 870 O
비교예 6 강 A 960 870 O
비교예 7 강 A 990 870 O
비교예 8 강 B 810 930 -
비교예 9 강 B 840 930 -
비교예 10 강 B 960 930 O
비교예 11 강 B 990 930 O
비교예 12 강 C 810 971 -
비교예 13 강 C 840 971 -
비교예 14 강 C 990 971 -
표 2를 참조하면, 발명강 B의 Ac1-10의 값은 930이고 발명강 C의 Ac1-10의 값은 971이다. 실시예 1 내지 3은 발명강 B를 870 내지 930℃의 온도 범위 내에서 연속 소둔하였다. 실시예 4 내지 7은 발명강 C를 870 내지 971℃의 온도 범위 내에서 연속 소둔하였다. 실시예 1 내지 7은 본 발명이 제시하는 합금조성, Ac1의 값 및 연속 소둔 온도를 만족하여 입계침식이 미약하게 발생하였다.
이에 비해, 비교예 1 및 2는 각각 870℃ 미만인 810℃, 840℃에서 연속 소둔을 하여, 입계침식이 보통 정도로 발생하였다.
비교예 3은 입계침식이 미약하게 발생하였으나, Ac1값이 900 미만인 880으로 낮아, 오스테나이트상 변태 온도가 낮다. 따라서, 비교예 3은 공정 시 온도 범위가 한정되며, 연속 소둔 시 재결정이 충분히 일어나기 어렵다.
비교예 4 내지 7은 Ac1-10값을 초과하는 온도에서 연속 소둔 하여, 입계침식이 강하게 발생하였다.
비교예 8 및 9는 발명강 B를 870℃ 미만의 온도에서 연속 소둔 하여, 입계침식이 보통 정도로 발생했다.
비교예 10 및 11은 발명강 B를 각각 960℃ 및 990℃에서 연속 소둔하였다. 비교예 10 및 11은 연속 소둔 온도가 Ac1-10 값인 930을 초과하여, 입계침식이 강하게 발생했다.
비교예 12 및 13은 발명강 B를 870℃ 미만의 온도에서 연속 소둔 하여, 입계침식이 보통 정도로 발생했다.
비교예 14는 발명강 C를 각 990℃에서 연속 소둔하였다. 비교예 14는 연속 소둔 온도가 Ac1-10 값인 971을 초과하여, 입계침식이 보통 정도로 발생했다.
개시된 실시예에 따르면, 연속 소둔의 온도가 870℃ 미만에서는 입계침식이 보통 정도로 발생하였고, 연속 소둔의 온도가 높을수록 입계침식은 미약하게 발생했다. 그러나, 연속 소둔의 온도가 (Ac1-10)℃을 초과하는 경우에는 입계침식이 강하게 발생했다.
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 연속 소둔이 가능하여 입계침식이 개선되며, 이에 따라 상소둔이 생략 가능하므로 생산 비용이 절감되어 산업상 이용가능성이 있다.

Claims (8)

  1. 중량%로, C: 0.005 내지 0.1%, Si: 0.01 내지 1.0%, Mn: 0.01 내지 1.5%, Cr: 13 내지 18%, N: 0.005 내지 0.1%, Al: 0.005 내지 0.2%, Ni: 0.005 내지 0.1%, Mo: 0.003% 이하, P: 0.05% 이하, S: 0.005% 이하 나머지 Fe 및 불순물을 포함하고,
    하기 식(1)로 정의되는 Ac1이 900 이상 990 이하인, 입계침식이 개선된 페라이트계 스테인리스강.
    식(1): Ac1 = 36Cr+90Si+76Mo+760Al+350-(800C+1300N+150Ni+50Mn)
    (여기서, C, N, Si, Mn, Cr, Ni, Al, Mn 및 Mo는 각 원소의 함량(중량%)을 의미한다)
  2. 청구항 1에 있어서,
    상기 페라이트계 스테인리스강은 중량%로, Mn: 0.4 내지 1.0%, Al: 0.1 내지 0.15%를 포함하는, 입계침식이 개선된 페라이트계 스테인리스강.
  3. 중량%로, C: 0.005 내지 0.1%, Si: 0.01 내지 1.0%, Mn: 0.01 내지 1.5%, Cr: 13 내지 18%, N: 0.005 내지 0.1%, Al: 0.005 내지 0.2%, Ni: 0.005 내지 0.1%, Mo: 0.003% 이하, P: 0.05% 이하, S: 0.005% 이하 나머지 Fe 및 불순물을 포함하고,
    하기 식(1)로 정의되는 Ac1이 900 이상 990 이하인, 슬라브를 제조하는 단계;
    상기 슬라브를 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 슬라브를 조압연 후 사상압연하는 단계;
    상기 열간 압연재를 권취하는 단계;
    상기 권취된 열간 압연재를 하기 식(2)으로 정의되는 T(A)의 온도범위에서 연속 소둔하는 단계; 및
    상기 연속 소둔된 강재를 산세하는 단계를 포함하는, 입계침식이 개선된 페라이트계 스테인리스강 제조 방법.
    식(1): Ac1 = 36Cr+90Si+76Mo+760Al+350-(800C+1300N+150Ni+50Mn)
    (여기서, C, N, Si, Mn, Cr, Ni, Al, Mn 및 Mo는 각 원소의 함량(중량%)을 의미한다)
    식(2): 870℃≤ T(A) ≤(Ac1-10)℃
  4. 청구항 3에 있어서,
    상기 슬라브는 중량%로, Mn: 0.4 내지 1.0%, Al: 0.1 내지 0.15%를 포함하는, 입계침식이 개선된 페라이트계 스테인리스강 제조 방법.
  5. 청구항 3에 있어서,
    상기 재가열은 1,000 내지 1,200℃에서 수행되는, 입계침식이 개선된 페라이트계 스테인리스강 제조 방법.
  6. 청구항 3에 있어서,
    상기 사상압연은 800 내지 (Ac1-10)℃에서 수행되는, 입계침식이 개선된 페라이트계 스테인리스강 제조 방법.
  7. 청구항 3에 있어서,
    상기 권취는 750 내지 (Ac1-10)℃에서 수행되는, 입계침식이 개선된 페라이트계 스테인리스강 제조 방법.
  8. 청구항 3에 있어서,
    상기 연속 소둔은 3 내지 10분 동안 수행되는, 입계침식이 개선된 페라이트계 스테인리스강 제조 방법.
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Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH09111354A (ja) * 1995-10-13 1997-04-28 Sumitomo Metal Ind Ltd フェライト系ステンレス鋼板の製造方法
JP2001288543A (ja) * 2000-04-04 2001-10-19 Nippon Steel Corp 表面特性及び耐食性に優れたフェライト系ステンレス鋼及びその製造方法
JP2008214649A (ja) * 2007-02-28 2008-09-18 Jfe Steel Kk フェライト系ステンレス鋼板及びその製造方法
KR20090067870A (ko) * 2007-12-21 2009-06-25 주식회사 포스코 면 거침이 개선되는 페라이트계 스테인리스강의 제조방법
JP2018154857A (ja) * 2017-03-15 2018-10-04 日新製鋼株式会社 フェライト系ステンレス鋼熱延鋼帯および鋼帯の製造方法
KR20190072279A (ko) 2017-12-15 2019-06-25 주식회사 포스코 내식성이 우수한 페라이트계 스테인리스강 및 그 산세성 개선방법

Family Cites Families (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR100480356B1 (ko) * 2000-12-13 2005-04-06 주식회사 포스코 리징성이 우수한 페라이트계 스테인레스강의 제조방법

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH09111354A (ja) * 1995-10-13 1997-04-28 Sumitomo Metal Ind Ltd フェライト系ステンレス鋼板の製造方法
JP2001288543A (ja) * 2000-04-04 2001-10-19 Nippon Steel Corp 表面特性及び耐食性に優れたフェライト系ステンレス鋼及びその製造方法
JP2008214649A (ja) * 2007-02-28 2008-09-18 Jfe Steel Kk フェライト系ステンレス鋼板及びその製造方法
KR20090067870A (ko) * 2007-12-21 2009-06-25 주식회사 포스코 면 거침이 개선되는 페라이트계 스테인리스강의 제조방법
JP2018154857A (ja) * 2017-03-15 2018-10-04 日新製鋼株式会社 フェライト系ステンレス鋼熱延鋼帯および鋼帯の製造方法
KR20190072279A (ko) 2017-12-15 2019-06-25 주식회사 포스코 내식성이 우수한 페라이트계 스테인리스강 및 그 산세성 개선방법

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