KR101830526B1 - 표면품질이 우수한 초내식 듀플렉스 스테인리스강 및 그 제조방법 - Google Patents

표면품질이 우수한 초내식 듀플렉스 스테인리스강 및 그 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 쌍롤식 박판 제조 공정을 이용하여 금속간 화합물 석출을 억제함으로써 크랙 및 파단의 발생을 방지할 수 있는 초내식 듀플렉스 스테인리스강의 제조방법 및 이에 따라 제조된 초내식 듀플렉스 스테인리스강에 관한 것이다.

Description

표면품질이 우수한 초내식 듀플렉스 스테인리스강 및 그 제조방법{DUPLEX STAINLESS STEEL HAVING SUPPER CORROSION RESISTANCE AND EXCELLENT SURFACE PROPERTY AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}
본 발명은 표면품질이 우수한 초내식 듀플렉스 스테인리스강 및 그 제조방법에 관한 것이다.
스테인리스강은 크롬(Cr)을 18%이상 함유하여 내부식성이 우수한 강재를 뜻하며, 화학 성분이나 금속학적 조직에 따라 오스테나이트계, 페라이트계, 석출강화계, 마르텐사이트계, 듀플렉스계로 분류된다.
그 중 듀플렉스계의 스테인리스강은 금속학적으로 조직이 오스테나이트와 페라이트 2개의 상이 대략적으로 50:50의 부피 분율로 구성되어 있는 강이다. 듀플렉스계의 스테인리스강은 일반적으로 오스테나이트계에 비해 2배 이상의 우수항 항복강도를 보유하는 특성을 갖고 있다.
한편, 스테인리스강의 등급은 내식성에 의해 결정될 수 있다. 내식성 강화 원소, 예를 들면 크롬, 몰리브덴, 텅스텐, 질소 등의 원소 함량이 증가할수록 스테인리스강의 내식성이 향상되며, 그에 따라 상위 등급으로 분류된다.
스테인리스강의 성분 농도에 따른 내식성, 특히 염소 분위기에서의 공식 저항성은 내공식 당량지수(= %Cr + 3.3*(Mo + 0.5*W) + 30*N)로 수치화할 수 있다. 스테인리스강의 내공식 당량지수가 30~40 사이인 경우 일반 등급, 40~50인 경우 슈퍼 등급, 50 이상인 경우를 초내식 등급으로 구분하고 있다. 대표적인 초내식 스테인리스강으로는 내공식 당량지수가 52인 오스테나이트계 UNS S32050 (22Cr-20Ni-6Mo-0.2N) 합금이 있다. 그러나 UNS S32050은 낮은 강도 특성으로 인해, 응력 부식 균열에는 취약하다는 단점이 있다.
이러한 단점을 보완하기 위하여, 특허문헌 1에서는 내공식 당량지수가 51(27Cr-7Ni-3.3W-2.5Mo)이며, UNS S32050 대비 항복강도가 200MPa 이상 높아 응력 부식 균열이 우수한 초내식 듀플렉스강을 개시하고 있다.
한편, 고합금 초내식 스테인리스강을 제조하는 과정에 있어서 가장 큰 어려움은 고온 조업시 금속간 화합물이 석출함에 의해 표면의 크랙 및 파단이 발생하는 것이다. 금속간 화합물은 내식성을 강화하는 합금원소인 크롬, 몰리브덴, 텅스텐 등을 다량 함유하는 상으로서, 스테인리스강의 합금 함량이 증가할수록 금속간 화합물 석출이 용이한 문제점이 있다. 이러한 금속간 화합물은 면적분율 측정시 1%의 상분율이 석출할 경우 충격인성이 양호한 상태 대비 50% 감소하기 때문에, 소재의 크랙과 파단을 야기한다.
이러한 문제점을 해결하기 위하여 특허문헌 1에서는 두께 200mm의 슬라브를 생산한 직후 냉각 방법을 제시하고 있으며, 특허문헌 2에서는 란타늄(Ra), 세륨(Ce), 바륨(Ba)과 같은 희토류 원소를 첨가하는 방법을 개시하고 있다.
그러나, 특허문헌 1과 같이 슬라브를 생산하는 과정에서 냉각 방법을 제어하는 경우, 슬라브가 형상을 갖추기는 하지만 금속간 화합물이 다량 석출되기 때문에, 표면에 크랙이 발생하는 것을 막을 수는 없다. 즉, 냉각방법을 제어하여 슬라브 파단은 방지할 수 있으나, 표면부의 크랙은 막을 수 없다. 표면에 크랙이 있는 경우, 후속으로 이어지는 압연 공정에서 파단을 야기하기 때문에 슬라브에서 크랙을 모두 제거해야 한다. 이를 위해서는 크랙이 관찰되는 표면부터 크랙이 미관찰되는 지점이 나타날 때까지 슬라브를 연마하는 방법을 적용한다. 그러나 크랙의 깊이가 불확실한 슬라브를 연마하는 것은 경제적으로 손실이 큰 방법이다.
또한, 특허문헌 2와 같이 희토류 원소를 첨가할 경우 금속간 화합물의 생성이 어느 정도 억제된다는 장점이 있으나, 희토류 원소의 강한 산소 친화력으로 인해 산소와 반응하여 희토류계 산화물을 형성함으로써, 연속주조등의 공정에서 용강이 공급될 때 용강 공급수단인 노즐을 막히게 하여 조업이 어려워진다는 단점이 있다. 또한 희토류 원소를 일정치 이상 투입할 경우, 고체에 용해되고 남은 초과분량은 개재물을 형성하기 때문에 그 효과가 제한적이다.
따라서, 파단 및 크랙이 발생하지 않는 표면품질이 우수한 초내식 듀플렉스 스테인리스강 및 그 제조방법에 대한 개발이 요구되고 있는 실정이다.
한국 공개특허공보 제10-2015-0074691호 한국 공개특허공보 제10-2003-0077239호
본 발명의 일 측면은 파단 및 크랙이 발생하지 않는 표면품질이 우수한 초내식 듀플렉스 스테인리스강 및 그 제조방법을 제공하기 위함이다.
한편, 본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정하지 않는다. 본 발명의 과제는 본 명세서의 내용 전반으로부터 이해될 수 있을 것이며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 본 발명의 부가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일 측면은 중량%로, C: 0.05% 이하(0%는 제외), Si: 1.0% 이하(0%는 제외), Mn: 2.0% 이하(0%는 제외), Cu: 2.0% 이하(0%는 제외), Cr: 24.5~32.5%, Mo: 2.0~4.0%, W: 2.5~4.5%, Ni: 6.0~10.0%, N: 0.25~0.45%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
미세조직은 면적분율로 35~70%의 오스테나이트, 30~65%의 페라이트 및 5%이하의 금속간 화합물을 포함하는 표면품질이 우수한 초내식 듀플렉스 스테인리스강에 관한 것이다.
또한, 본 발명의 다른 일 측면은 반대 방향으로 회전하는 한쌍의 주조롤 사이로 용강을 주입하여 1000℃ 이상의 스트립을 얻는 단계;
상기 스트립을 열간 압연하여 열연재을 얻는 단계;
상기 열연재를 1000~700℃의 온도범위에서의 냉각속도가 9℃/s 이상이 되도록 냉각하는 단계; 및
상기 냉각된 열연재를 권취하는 단계;를 포함하는 표면품질이 우수한 초내식 듀플렉스 스테인리스강의 제조방법에 관한 것이다.
덧붙여 상기한 과제의 해결수단은, 본 발명의 특징을 모두 열거한 것은 아니다. 본 발명의 다양한 특징과 그에 따른 장점과 효과는 아래의 구체적인 실시형태를 참조하여 보다 상세하게 이해될 수 있다.
본 발명에 의하면, 파단 및 크랙이 발생하지 않는 표면품질이 우수한 초내식 듀플렉스 스테인리스강 및 그 제조방법을 제공할 수 있는 효과가 있다.
도 1은 쌍롤식 박판 제조 공정을 나타낸 모식도이다.
도 2는 연속주조 공정으로 제조한 종래예의 표면 크랙을 촬영한 사진이다.
도 3은 연속주조 공정으로 제조한 종래예의 표면크랙 부분의 미세조직을 촬영한 사진이다.
도 4는 비교예 1의 미세조직을 촬영한 사진이다.
도 5는 발명예 1의 미세조직을 촬영한 사진이다.
도 6은 발명예 2의 미세조직을 촬영한 사진이다.
도 7은 발명예 3의 미세조직을 촬영한 사진이다.
도 8은 발명예 4의 미세조직을 촬영한 사진이다.
이하, 본 발명의 바람직한 실시 형태들을 설명한다. 그러나, 본 발명의 실시형태는 여러 가지 다른 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 범위가 이하 설명하는 실시 형태로 한정되는 것은 아니다. 또한, 본 발명의 실시형태는 당해 기술분야에서 평균적인 지식을 가진 자에게 본 발명을 더욱 완전하게 설명하기 위해서 제공되는 것이다.
본 발명자들은 고합금 초내식 스테인리스강을 제조하는 과정에 있어서 파단 및 크랙이 발생하는 문제점이 있음을 인지하고, 이를 해결하기 위하여 깊이 연구하였다.
그 결과, 쌍롤식 박판 제조 공정을 이용하고 제조방법을 정밀하게 제어함으로써 금속간 화합물을 억제할 수 있고, 이에 따라 파단 및 크랙이 발생하는 문제점을 해결하여 표면품질이 우수한 초내식 스테인리스강을 얻을 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
표면품질이 우수한 초내식 듀플렉스 스테인리스강
이하, 본 발명의 일 측면에 따른 표면품질이 우수한 초내식 듀플렉스 스테인리스강에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 표면품질이 우수한 초내식 듀플렉스 스테인리스강은 중량%로, C: 0.05% 이하(0%는 제외), Si: 1.0% 이하(0%는 제외), Mn: 2.0% 이하(0%는 제외), Cu: 2.0% 이하(0%는 제외), Cr: 24.5~32.5%, Mo: 2.0~4.0%, W: 2.5~4.5%, Ni: 6.0~10.0%, N: 0.25~0.45%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직은 면적분율로 35~70%의 오스테나이트, 30~65%의 페라이트 및 5%이하의 금속간 화합물을 포함한다.
먼저, 본 발명의 합금조성에 대하여 상세히 설명한다. 이하 각 원소 함량의 단위는 특별한 언급이 없는 한 중량%이다.
C: 0.05% 이하(0%는 제외)
탄소(C)는 고용강화에 의한 재료 강도 증가에 유효한 원소이다. C 함량이 0.05% 초과인 경우에는 오스테나이트-페라이트상 경계에서 내식성에 유효한 Cr과 같은 탄화물 형성 원소와 쉽게 결합하여 결정립계 주위의 Cr 함량을 낮추어 부식 저항성을 감소시킬 수 있다. 따라서, C 함량은 0.05% 이하(0%는 제외)인 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.01~0.05%, 보다 더 바람직하게는 0.03~0.04%일 수 있다.
Si: 1.0% 이하(0%는 제외)
Si은 페라이트 안정화 원소로 작용하는 원소이지만, 과다할 경우 금속간화합물 석출을 조장한다. 따라서, 따라서, Si 함량은 1.0% 이하(0%는 제외)인 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.01~1.0%, 보다 더 바람직하게는 0.3~0.7%일 수 있다.
Mn: 2.0% 이하(0%는 제외)
Mn은 오스테나이트 안정화 원소로 작용하며, 값비싼 Ni 을 대체하여 듀플렉스 스테인리스강의 상분율을 확보하기 위한 용도로 첨가된다. 그러나, Mn 함량이 과도하면 MnS 등의 개재물을 형성하여 내식성을 저하시키기 때문에 Mn 함량은 2.0% 이하(0%는 제외)인 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.01~2.0%, 보다 더 바람직하게는 0.8~1.4% 일 수 있다.
Cu: 2.0% 이하(0%는 제외)
Cu는 Mn과 마찬가지로 오스테나이트 안정화 원소이며, 황산 분위기에서의 내식성을 향상시킨다. 그러나, 염소 분위기에서의 공식저항성을 감소시키고 열간가공성을 저하시키기 때문에 Cu 함량은 2.0% 이하(0%는 제외)인 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.01~2.0%, 보다 더 바람직하게는 0.8~1.4% 일 수 있다.
Cr : 24.5~32.5%, Mo : 2.0~4.0% 및 W: 2.5~4.5%
크롬(Cr), 몰리브덴(Mo) 및 텅스텐(W)은 페라이트상 안정화 원소로 듀플렉스 스테인리스강의 페라이트상 확보에 주된 역할을 할 뿐만 아니라 고내식성 확보를 위한 필수 기본 원소들이다. 하지만, 함량을 증가시키면 내식성이 증가하나 오스테나이트-페라이트상 분율의 유지를 위하여 오스테나이트상 안정화 원소들의 함량을 함께 증가시키는 경우 원가 상승 및 열간가공성 저하라는 단점이 발생하기 때문에 각 원소에 대하여 다음과 같이 함량 범위를 한정한다.
크롬(Cr)은 듀플렉스 스테인리스강의 내식성 향상 원소 중 가장 많이 함유되어 기본이 되는 원소이면서도 상대적으로 열간가공성 열화에 비교적 적은 영향을 미친다. 그래서, Mo 및 W 함량을 고려하여 부식 저항성 확보 및 판재 생산을 위한 석출물의 제어가 가능하도록 그 함량 범위를 24.5~32.5%로 제한한다.
몰리브덴(Mo) 및 텅스텐(W)는 Cr 보다 더욱 강력한 내식성 향상 원소들이다. Mo 보다 2배 무거운 W은 원자비로 계산 시 내식성 향상에 Mo과 동일한 효과를 보인다고 알려져 있으나, 단독으로 함유하고 있는 것보다 Mo와 복합적으로 함유하고 있을 때 상승효과를 보이므로, 내식성 향상 효과를 극대화 시키기 위해서는 복합 첨가가 필수적이다. 내공식당량지수를 고려하여 Mo 함량을 2.0~4.0%로, W 함량을 2.5~4.5%로 제한한다.
Ni : 6.0~10.0% 및 N: 0.25~0.45%
니켈(Ni) 및 질소(N)는 오스테나이트상 안정화 원소로 듀플렉스 스테인리스강의 오스테나이트상 확보에 주된 역할을 하며, 합금 성분에 따라 내식성을 향상시키거나 가공성 및 내식성을 열화시킬 수 있기 때문에, 내해수 부식 저항성 확보를 기본으로 한 Cr, Mo, W 첨가량을 고려하여 페라이트상 부피 분율이 30~65% 되게 각 원소에 대하여 다음과 같이 함량 범위를 한정한다.
니켈(Ni)은 오스테나이트상 안정화 원소 중 가장 강력한 원소로 듀플렉스 스테인리스강의 상분율 균형을 위한 주된 역할뿐만 아니라 전면 부식성 향상의 장점이 있다. Ni 함량의 증가는 원료 가격의 상승과 직결되므로 최소화할 필요가 있다. 그래서 내공식당량지수 50 이상을 만족하는 범위 내에서 Ni 함량의 범위를 6.0~10.0%로 제한한다.
질소(N)은 염소 분위기에서의 내식성 향상뿐만 아니라 듀플렉스 스테인리스강의 장점인 고강도화를 꾀할 수 있는 유용한 원소이다. 그러나 N 함량이 너무 높으면 열간가공성을 감소시켜 실수율을 저하시킨다. 따라서 N 함량은 내공식당량지수 확보를 위한 Cr, Mo 및 W 함량을 고려하여 0.25~0.45%로 제한하는 것이 바람직하다.
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.
이때, 하기 관계식 1로 정의되는 내공식당량지수가 50 이상일 수 있다.
관계식 1: 내공식당량지수 = Cr+3.3*(Mo+0.5*W)+30*N
(상기 관계식 1에서 각 원소 기호는 각 원소 함량을 중량%로 나타낸 값이다.)
스테인리스강의 성분 농도에 따른 내식성, 특히 염소 분위기에서의 공식 저항성은 상기 내공식당량지수로 수치화할 수 있으며, 내공식당량지수가 50 이상인 경우를 초내식 등급으로 구분하고 있기 때문이다.
이하, 본 발명의 일 측면에 따른 표면품질이 우수한 초내식 듀플렉스 스테인리스강의 미세조직에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 스테인리스강의 미세조직은 면적분율로 35~70%의 오스테나이트, 30~65%의 페라이트 및 5% 이하의 금속간 화합물을 포함한다.
오스테나이트 및 페라이트 분율의 수치범위는 일반적인 듀플렉스 스테인리스강의 범위에 해당하는 것이며, 본 발명의 미세조직의 특징은 금속간 화합물이 5% 이하인 것에 있다.
본 발명에서 금속간 화합물이란 내식성을 강화하는 합금원소인 크롬, 몰리브덴, 텅스텐 등을 다량 함유하는 상을 의미한다. 상기 금속간 화합물은 면적분율 측정시 1%의 상분율이 석출할 경우 충격인성이 양호한 상태 대비 50% 감소하기 때문에 소재의 크랙과 파단을 야기할 수 있다. 따라서, 상기 금속간 화합물이 5% 이하로 제어하는 것이 바람직하다. 한편, 금속간 화합물이 적을수록 크랙 및 파단을 억제하는데 유리하기 때문에 특별히 그 하한을 한정하지 않으며 0%를 포함한다.
한편, 본 발명의 스테인리스강은 굽힘반복횟수가 3회 이상일 수 있다. 상술한 바와 같이 금속간 화합물이 5%이하로 억제됨으로써 굽힘반복횟수를 3회 이상으로 확보할 수 있으며, 실제 조업 조건을 고려하였을 때 반복 굽힘 3회 미만인 경우에는 크랙 및 파단이 발생할 확률이 높다.
표면품질이 우수한 초내식 듀플렉스 스테인리스강의 제조방법
이하, 본 발명의 또 다른 일 측면인 표면품질이 우수한 초내식 듀플렉스 스테인리스강의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 또 다른 일 측면인 표면품질이 우수한 초내식 듀플렉스 스테인리스강의 제조방법은 반대 방향으로 회전하는 한쌍의 주조롤 사이로 용강을 주입하여 1000℃ 이상의 스트립을 얻는 단계; 상기 스트립을 열간 압연하여 열연재을 얻는 단계; 상기 열연재를 1000~700℃의 온도범위에서의 냉각속도가 9℃/s 이상이 되도록 냉각하는 단계; 및 상기 냉각된 열연재를 권취하는 단계;를 포함한다.
금속간 화합물은 소재의 합금 농도에 따라 편차가 있으나, 대략 700~1000℃에서 석출된다. 일반적으로 스테인리스강은 연속주조에 의한 슬라브 제조 또는 잉곳 제조 방법으로 생산되는데, 냉각 과정중에 700~1000℃ 구간에 머무르는 시간이 충분히 길기 때문에 금속간 화합물 석출을 막을 수 없다. 결과적으로 금속간 화합물이 석출할 경우 슬라브와 잉곳의 크랙을 유발한다.
금속간 화합물이 석출된 경우, 1100℃ 이상의 온도에서 숙열처리를 통해 제거할 수 있으나 슬라브와 잉곳의 두께가 200mm 이상인 점을 고려하면 1100도 까지 도달하기 위한 시간과 숙열처리 시간이 길게 소요되고, 숙열처리 후 냉각 과정에서 다시 700~1000℃ 구간에 머무르는 시간이 길기 때문에 금속간 화합물의 석출을 막기 어렵다. 또한 스트립을 생산하기 위해서는 슬라브재 또는 잉곳재를 활용하여 고온에서 압연하게 되는데, 공정이 진행되는 온도 구간과 금속간 화합물이 석출하는 온도 구간이 유사하기 때문에 조업 중 판파단 발생 위험이 있다. 이에 더해, 슬라브, 잉곳 또는 스트립의 사이즈가 거대할 경우 폭 방향으로 온도편차가 발생하는데, 1100℃ 이상의 온도에서 폭 중앙부는 충분히 숙열되고 온도가 일정하게 유지되어 금속간 화합물이 석출하지 않을지라도, 에지부의 온도는 상대적으로 저온인 1000℃ 이하로 저하됨에 따라 금속간 화합물 석출하여 크랙이 발생한다.
따라서 본 발명자들은 금속간 화합물에 의한 크랙과 판파단이 없이 양호한 스트립을 생산하기 위해서는, 금속간 화합물의 석출량을 임계치 이하로 제한하기 위해 냉각 효과를 극대화할 필요성이 있고, 이를 위해서는 쌍롤식 박판 제조 공정을 활용하는 것이 바람직함을 인지하고 본 발명을 완성하게 된 것이다.
이하, 본 발명의 제조방법을 각 단계별로 상세히 설명한다.
스트립을 얻는 단계
반대 방향으로 회전하는 한쌍의 주조롤 사이로 용강을 주입하여 1000℃ 이상의 스트립을 얻는다.
예를 들어, 도 1과 같이 래들(1)에 수용된 용강이 노즐을 따라 턴디쉬(2)로 유입되며, 턴디쉬(2)로 유입된 용강은 주조롤(5) 양 끝단부에 설치된 에지댐(6)의 사이, 즉, 주조롤(5)의 사이로 용강 주입노즐(3)을 통해 공급되어 응고가 개시된다. 쌍롤 사이의 용탕부에는 산화를 방지하기 위해 메니스커스 쉴드(7)로 용탕면을 보호하고 적절한 가스를 주입하여 분위기를 적절히 조절하게 된다. 양 롤이 만나는 롤 닙을 빠져나오면서 스트립이 제조된다.
일반적인 연속주조 방법을 이용하는 경우에는 슬라브의 두께가 200mm 이상으로 두껍기 때문에 전 두께범위의 온도제어가 용이하지 않다. 연속주조 방법에서는 냉각을 제어하여 극표층부는 금속간화합물이 석출되지 않았을지라도, 극표층부 직하부에는 금속간화합물이 다량 석출됨에 따라 크랙이 발생한다. 이에 더 이상의 후공정 진행이 불가능하여, 연속주조 방법으로는 고합금 초내식성 듀플렉스 스테인리스강을 제조하는데 한계가 있다.
반면에 쌍롤식 박판 제조 공정을 이용하는 경우에는 두께가 얇은 스트립을 생산할 수 있어 전 두께 범위의 온도 제어가 용이하고, 냉각 공정에서도 전 두께 범위에서 냉각속도를 균일하게 하면서 700~1000℃ 구간을 빠르게 냉각할 수 있다.
이때, 스트립의 두께가 5mm 이하가 되도록 제어하는 것이 바람직하다.
용강이 주조롤 사이를 통과하여 스트립을 형성한 직후의 온도는 스트립의 두께와 연관이 있으며, 제조된 스트립의 두께가 두꺼울수록 주조롤 직하에서의 온도가 낮아진다. 스트립의 두께가 5mm 초과인 경우에는 스트립의 온도가 1000℃ 미만으로 하락할 수 있어 금속간 화합물이 석출될 수 있다.
또한, 스트립의 두께가 5mm 이하로 함으로써 전 두께 범위의 온도 제어가 용이하고, 냉각 공정에서도 전 두께 범위에서 냉각속도를 균일하게 하면서 700~1000℃ 구간을 빠르게 냉각할 수 있다.
이때, 상기 용강은 상술한 스테인리스강의 합금조성을 가질 수 있다.
열연재를 얻는 단계
상기 스트립을 열간 압연하여 열연재를 얻는다. 열간 압연은 통상적인 조건에 따라서 행하면 되므로 특별히 한정할 필요는 없다. 예를 들어, 20~40%의 압하율로 3초 이내에 행할 수 있다.
이때, 상기 열간 압연 전에 상기 스트립의 온도가 1000℃ 이상을 유지하도록 가열 또는 보열하는 단계를 추가로 포함할 수 있다. 스트립의 두께 제어만으로는 온도 제어가 불충분한 경우가 발생하거나, 스트립 생산 후 열간압연까지 온도가 1000℃ 미만으로 하락하는 경우가 발생할 수 있기 때문에 이를 방지하기 위함이다.
냉각 및 귄취 단계
상기 열연재를 1000~700℃의 온도범위에서의 냉각속도가 9℃/s 이상이 되도록 냉각한 후 권취한다. 이는 금속간 화합물이 1000~700℃에서 석출되기 때문에, 금속간 화합물 석출 구간을 회피함으로써 크랙 및 파단이 발생하기 않도록 하기 위함이다.
1000~700℃의 온도범위에서의 냉각속도가 9℃/s 미만인 경우에는 금속간 화합물이 과다하게 석출되어 크랙 및 파단이 발생할 수 있다.
이때, 냉각속도는 열연재의 두께, 냉각수 적용 여부, 냉각수를 적용할 경우 비수량 등에 의해 제어할 수 있다. 동일한 냉각수 분사조건일지라도 열연재의 두께가 두꺼우면 냉각 속도가 느려지고, 반대로 열연재의 두께가 얇으면 냉각속도가 증가한다.
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 성분조성을 갖는 용강을 도 1에 도시된 쌍롤식 박판 제조 공정을 이용하여, 하기 표 2의 조건으로 스테인리스강을 제조하였다. 다만, 종례예의 경우 연속주조 공정을 이용하여 스테인리스강을 제조하였다.
상기 제조된 스테인리스강의 페라이트, 금속간 화합물 분율, 반복굽힘 횟수 및 크랙 발생 여부를 측정하여 하기 표 2에 기재하였다.
하기 표 2에서 냉각구간의 시작 온도는 도 1의 A에서 측정하였고, 냉각구간의 종료 온도는 도 1의 B에서 측정한 값이다.
반복굽힘 횟수는 폭 20mm, 길이 120mm인 시편을 준비하여 곡률이 3.0mm인 시험기 사이에 끼우고, 좌, 우 90도 방향으로 굽혔을 때 몇 회까지를 견디는지를 측정하였으며, 동일한 조건으로 3번 실험을 하여 평균값을 기재하였다. 실제 조업 조건을 고려하였을 때, 반복 굽힘 3회 미만인 경우 크랙 및 파단의 발생할 확률이 높다.
미세조직은 #200, #400, #2000의 연마재를 사용하여 순차적으로 연마하고, 9㎛, 1㎛의 다이아몬드 입자로 연마함으로써 시편을 준비한 후 주사전자현미경의 후방산란전자 이미지로 측정한 사진을 분석하였다. 도 6에서 밝은 회색은 페라이트, 진한 회색은 오스테나이트이며, 흰 색으로 나타나는 상이 금속간화합물이다. 표2에서 페라이트와 금속간화합물을 제외한 상은 오스테나이트이다.
강종 C Si Mn Cr Ni Cu N Mo W 관계식 1
1 0.035 0.5 1.07 27.5 6.80 1.19 0.45 2.47 3.25 53
2 0.030 0.57 1.06 27.5 6.93 1.00 0.4 2.50 3.28 54
상기 표 1에서 각 원소 함량의 단위는 중량%이다. 관계식 1은 내공식당량지수를 나타내며, Cr+3.3*(Mo+0.5*W)+30*N 이다.
구분 강종 두께
(mm)		 냉각
속도
(℃/s)		 냉각구간(℃) 미세조직(면적%) 반복굽힘
횟수		 크랙
시작 종료 페라
이트		 금속간
화합물
종래예 1 200 0.08 - - - 30 - O
비교예1 1 4 8.4 1100 700 32% 5.5 1 O
발명예1 1 4 16 1100 650 39% 0.1 16.3 X
발명예2 1 3 15 1050 680 37% 2 5.3 X
발명예3 2 3 17 1100 620 45% 0.5 20 X
발명예4 2 3 19 1100 530 48% 0 37 X
종래예의 경우 일반 연속주조 공정을 이용하여 금속간 화합물이 다량 석출되어 도 2에 나타낸 바와 같이 표면에 대형 크랙이 발생하였다.
도 3은 종래예의 크랙 발생 부분의 단면을 촬영한 사진이다. 금속간화합물 석출이 완료된 경우, 오스테나이트는 그대로인 반면 페라이트가 모두 금속간 화합물로 변태된다. 금속간 화합물은 취약하기 때문에 작은 충격에 의해서도 크랙이 발생하기 쉽다. 그 결과 크랙이 금속간 화합물을 따라 발생한 것을 확인할 수 있다.
비교예 1의 경우 냉각속도가 9℃/s 미만으로 도 4에서 확인할 수 있듯이 금속간 화합물이 다량 석출되어 표면에 크랙이 발생하였으며, 반복굽힘횟수도 3회 미만이었다.
반면에 본 발명에서 제시한 조건을 모두 만족하는 발명예 1 내지 4는 도 5 내지 8에서 확인할 수 있듯이 금속간 화합물을 5% 이하로 억제할 수 있었으며, 반복굽힘횟수가 3회 이상이고, 크랙이 발생하지 않은 것을 알 수 있다.
이상 실시예를 참조하여 설명하였지만, 해당 기술 분야의 숙련된 당업자는 하기의 특허 청구의 범위에 기재된 본 발명의 사상 및 영역으로부터 벗어나지 않는 범위 내에서 본 발명을 다양하게 수정 및 변경시킬 수 있음을 이해할 수 있을 것이다.
1: 래들 2: 턴디시 3: 침지노즐
4: 섬프 5: 주조롤 6: 에지댐
7: 메니스커스 실드 8: 인라인 열간압연 9: 냉각 장치
10: 권취기 A: 냉각대 진입 전 온도 측정기 위치
B: 냉각 후 권취 전 온도 측정기 위치

Claims (8)

  1. 삭제
  2. 삭제
  3. 삭제
  4. 반대 방향으로 회전하는 한쌍의 주조롤 사이로 용강을 주입하여 1000℃ 이상의 스트립을 얻는 단계;
    상기 스트립을 열간 압연하여 열연재을 얻는 단계;
    상기 열연재를 1000~700℃의 온도범위에서의 냉각속도가 9℃/s 이상이 되도록 냉각하는 단계; 및
    상기 냉각된 열연재를 권취하는 단계;를 포함하고, 상기 용강은 중량%로, C: 0.05% 이하(0%는 제외), Si: 1.0% 이하(0%는 제외), Mn: 2.0% 이하(0%는 제외), Cu: 2.0% 이하(0%는 제외), Cr: 24.5~32.5%, Mo: 2.0~4.0%, W: 2.5~4.5%, Ni: 6.0~10.0%, N: 0.25~0.45%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 표면품질이 우수한 초내식 듀플렉스 스테인리스강의 제조방법.
  5. 제4항에 있어서,
    상기 스트립을 얻는 단계는 스트립의 두께가 5mm 이하가 되도록 행하는
    표면품질이 우수한 초내식 듀플렉스 스테인리스강의 제조방법.
  6. 제4항에 있어서,
    상기 열간 압연 전에 상기 스트립의 온도가 1000℃ 이상을 유지하도록 가열 또는 보열하는 단계;를 추가로 포함하는 표면품질이 우수한 초내식 듀플렉스 스테인리스강의 제조방법.
  7. 삭제
  8. 제4항에 있어서,
    상기 용강은 하기 관계식 1로 정의되는 내공식당량지수가 50 이상인 표면품질이 우수한 초내식 듀플렉스 스테인리스강의 제조방법.
    관계식 1: 내공식당량지수 = Cr+3.3*(Mo+0.5*W)+30*N
    (상기 관계식 1에서 각 원소 기호는 각 원소 함량을 중량%로 나타낸 값이다.)
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