WO2020060051A1 - 충격 인성이 우수한 페라이트계 스테인리스 열연 무소둔 강판 및 그 제조방법 - Google Patents

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WO2020060051A1
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hot
impact toughness
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공정현
민현웅
이문수
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite

Definitions

  • the present invention relates to a ferrite-based stainless hot-rolled steel material and a method for manufacturing the same, and more particularly, to a ferrite-based stainless hot-rolled annealing steel sheet having excellent impact characteristics of 6 mm or more and a method of manufacturing the same.
  • Ferritic stainless steels are inferior to austenitic stainless steels in terms of processability, impact toughness, and high temperature strength, but since they do not contain a large amount of Ni, they are inexpensive and have low thermal expansion, and in recent years, ferrite-based stainless steels are favored for use in automotive exhaust system component materials.
  • flanges for exhaust systems have recently been converted into ferritic stainless steel plates with improved corrosion resistance and durability due to micro-cracks and exhaust gas leakage problems.
  • STS409L material containing more than 11% Cr is used for flanges.
  • STS409L material is a steel grade with 11% Cr stabilized with C and N as Ti to prevent sensitization of welds and has excellent workability. It is mainly used at temperatures below 700 °C, and has some corrosion resistance even to condensate components generated in automobile exhaust systems. It is the most widely used steel grade because it has a.
  • 409L is a single-phase ferrite and has very poor low-temperature impact characteristics, so the defect rate due to brittle cracks is high during flange processing in winter.
  • the thick material having a thickness of 6.0 mm or more has a problem in that, during hot rolling, it is difficult to obtain fine grains due to a lack of rolling reduction, and brittleness is further increased due to formation of coarse grains and non-uniform grains, resulting in poor impact characteristics.
  • the embodiments of the present invention to solve the above problems, to provide a ferrite-based stainless steel hot-rolled annealing steel sheet with improved impact toughness by securing fine ferrite grains without hot-annealing through alloy element composition control.
  • Ferritic stainless hot-rolled annealing steel sheet having excellent impact toughness according to an embodiment of the present invention, by weight, C: greater than 0 and 0.03% or less, Si: 0.1 to 0.5%, Mn: 1.5% or less, P: 0.04% Or less, Cr: 10.5 to 14%, Ni: over 0 to 1.5%, Ti: 0.01 to 0.5%, Cu: over 0 1.0%, N: over 0 0.015%, Al: 0.1% or less, remaining Fe and others It contains unavoidable impurities, satisfies the following formula (1), and has an average grain size of 60 ⁇ m or less in a cross-sectional microstructure perpendicular to the rolling direction.
  • C, Mn, Ni, Cu, Si, Ti, Cr, P, Al, and N mean the content (% by weight) of each element.
  • the hot-rolled annealing steel sheet may have a thickness of 6.0 to 25.0 mm.
  • the Charpy impact energy of -20 ° C may be 150 J / cm 2 or more.
  • the average size of the crystal grains having an azimuthal difference between 15 to 180 ° between the grains of the microstructure may be 60 ⁇ m or less.
  • the average size of the crystal grains having an azimuth difference between 5 to 180 ° between the grains of the microstructure may be 30 ⁇ m or less.
  • the average size of the crystal grains having an azimuth difference between 2 to 180 ° between the grains of the microstructure may be 20 ⁇ m or less.
  • the fraction of grain boundaries having a difference in azimuth between the grains of the microstructure of 15 to 180 ° may be 55% or more.
  • the fraction of grain boundaries having a difference in azimuth between the grains of the microstructure of 5 to 15 ° may be 25% or less.
  • the fraction of grain boundaries having a difference in azimuth between 2 to 5 ° of the microstructure may be 16% or less.
  • a method of manufacturing a ferritic stainless steel hot-rolled annealing steel sheet having excellent impact toughness according to an embodiment of the present invention, in weight percent, C: greater than 0 and 0.03% or less, Si: 0.1 to 0.5%, Mn: 1.5% or less, P: 0.04% or less, Cr: 10.5 to 14%, Ni: 0 to 1.5% or less, Ti: 0.01 to 0.5%, Cu: 0 to 1.0% or less, N: 0 to 0.015% or less, Al: 0.1% or less, remaining Fe And heating the slab containing other inevitable impurities to 1,220 ° C. or less; Rough rolling the heated slab; Finishing rolling the rough rolling bar; And winding the hot rolled steel sheet; wherein, the rolling reduction in the final rolling mill of the rough rolling is 27% or more, and the coiling temperature is 800 ° C or less.
  • the slab may satisfy the following equation (1).
  • C, Mn, Ni, Cu, Si, Ti, Cr, P, Al, and N mean the content (% by weight) of each element.
  • the temperature of the rough rolling bar may be 1,020 to 970 ° C.
  • the finish rolling end temperature may be 920 ° C or less.
  • the thickness of the hot rolled steel sheet may be 6.0 to 25.0 mm.
  • the microstructure of the cross-section in the rolling right angle direction of the wound hot-rolled steel sheet may have an average size of crystal grains having a difference in orientation between 15 to 180 ° of grains of 60 ⁇ m or less.
  • the microstructure of the cross-section in the rolling right angle direction of the wound hot-rolled steel sheet may have a fraction of grain boundaries of 15 to 180 ° having a grain-to-grain orientation difference of 55% or more.
  • the microstructure grain size of a ferritic stainless hot-rolled steel sheet having a thickness of 6.0 mm or more can be refined to show a high Charpy impact energy value without hot-rolled annealing heat treatment.
  • FIG. 1 to 5 is a photograph showing a cross-sectional microstructure of N1 steel as a comparative example
  • FIG. 1 is an IPF (ND) EBSD picture
  • FIG. 2 is an ODF picture
  • FIG. 3 is a High Angle Grain of 15-180 ° azimuth between grains.
  • Boundary picture FIG. 4 shows a Low Angle Grain Boundary picture with an azimuth difference between grains of 5 to 15 °
  • FIG. 5 shows a Low Angle Grain Boundary picture with an azimuth difference between grains of 2 to 5 °.
  • FIG. 6 to 10 is a photograph showing a cross-sectional microstructure of N2 steel, which is an example of the invention
  • FIG. 6 is an IPF (ND) EBSD photograph
  • FIG. 7 is an ODF photograph
  • FIG. 8 is a High Angle Grain of 15-180 ° of azimuth between grains.
  • Boundary picture FIG. 9 shows a Low Angle Grain Boundary picture with a 5 ⁇ 15 ° azimuth difference between grains
  • FIG. 10 shows a Low Angle Grain Boundary picture with a 2 ⁇ 5 ° azimuth difference between grains.
  • FIG. 11 is a photograph showing a cross-sectional microstructure of N2 steel wound at 820 ° C.
  • 12 to 14 are graphs showing Charpy impact energy values by temperature according to the austenite phase fraction at the hot rolling reheating temperature.
  • Ferritic stainless hot-rolled annealing steel sheet having excellent impact toughness according to an embodiment of the present invention, by weight, C: greater than 0 and 0.03% or less, Si: 0.1 to 0.5%, Mn: 1.5% or less, P: 0.04% Or less, Cr: 10.5 to 14%, Ni: over 0 to 1.5%, Ti: 0.01 to 0.5%, Cu: over 0 1.0%, N: over 0 0.015%, Al: 0.1% or less, remaining Fe and others It contains unavoidable impurities, satisfies the following formula (1), and has an average grain size of 60 ⁇ m or less in a cross-sectional microstructure perpendicular to the rolling direction.
  • C, Mn, Ni, Cu, Si, Ti, Cr, P, Al, and N mean the content (% by weight) of each element.
  • austenite phase transformation and recrystallization are induced by controlling a fraction of austenite phase rather than a single ferrite phase at a hot-rolled reheating temperature of 1,220 ° C. or less, Through this, it is intended to secure the final fine ferrite grains.
  • the ferrite-based stainless steel hot-rolled annealing steel sheet according to the present invention can control the average grain size of the microstructure of the cross-section perpendicular to the rolling direction of the hot-rolled steel sheet in which hot rolling is finished, even though hot rolling annealing is not performed.
  • 'ferrite-based stainless steel sheet' means a hot-rolled annealing steel sheet having a thickness of 6.0 mm or more.
  • Ferritic stainless hot-rolled annealing steel sheet having excellent impact toughness according to an embodiment of the present invention, by weight, C: greater than 0 and 0.03% or less, Si: 0.1 to 0.5%, Mn: 1.5% or less, P: 0.04% Or less, Cr: 10.5 to 14%, Ni: over 0 to 1.5%, Ti: 0.01 to 0.5%, Cu: over 0 1.0%, N: over 0 0.015%, Al: 0.1% or less, remaining Fe and others Contains unavoidable impurities.
  • the unit is weight%.
  • the content of C is more than 0 and less than 0.03%, and the content of N is more than 0 and less than 0.015%.
  • the Ti (C, N) carbonitride forming element C and N existing in an intrusive form, when the content is high, exist as a solid state without forming Ti (C, N) carbonitride and lower the elongation and low-temperature impact characteristics of the material.
  • the content of the Cr 23 C 6 carbide is generated and intergranular corrosion occurs, so it is desirable to control the content to 0.03% or 0.015%, respectively.
  • the content of Si is 0.1 to 0.5%.
  • Si is a deoxidizing element and is added in an amount of 0.1% or more for deoxidation, and as it is a ferrite phase forming element, the stability of the ferrite phase increases as the content increases.
  • the Si content is more than 0.5%, it is preferable to control the content to 0.5% or less since an increase in steel-making Si inclusions and surface defects may occur.
  • the content of Mn is 1.5% or less.
  • Mn is an austenite phase stabilizing element, but is added to secure a certain level of austenite phase fraction at the hot rolling reheating temperature, but if the content is high, it forms a precipitate such as MnS to lower the pitting resistance, so it is controlled to be less than 1.5%. desirable.
  • the content of P is 0.04% or less.
  • P is contained as an impurity in ferrochrome, a raw material of stainless steel, it is determined by the purity and amount of ferrochrome. However, since P is a harmful element, it is preferable to have a low content, but since low P ferrochrome is expensive, it is set to 0.04% or less, which is a range that does not significantly degrade material or corrosion resistance. More preferably, it can be limited to 0.03% or less.
  • the content of Cr is 10.5 to 14%.
  • the target steel type to improve impact toughness is a ferritic stainless steel sheet containing 10.5 to 14% Cr, so the content of Cr is limited to 10.5 to 14%.
  • the content of Ni is more than 0 and 1.5% or less.
  • Ni is an austenite phase stabilizing element, and is effective in suppressing the growth of the formula, and is also effective in improving the toughness of the hot rolled steel sheet when added in small amounts. It is added to ensure a certain level of austenite phase fraction at the hot-rolled reheating temperature related to equation (1), which will be described later. However, the addition of a large amount may cause material hardening and toughness deterioration due to solid solution strengthening, and since it is an expensive element, it may be limited to 1.5% or less in consideration of the content relationship with Mn and Cu.
  • the content of Ti is 0.01 to 0.5%.
  • Ti is an effective element that fixes C and N to prevent intergranular corrosion.
  • the Ti content is lowered, intergranular corrosion occurs in a welded portion or the like, resulting in a problem of deterioration in corrosion resistance, so it is preferable to control Ti to at least 0.01% or more.
  • the amount of Ti added is too high, the steel inclusions increase to cause many surface defects such as scab, and the nozzle clogging phenomenon occurs during playing, so the content is limited to 0.5% or less, 0.35% It is more preferable to limit to the following.
  • the content of Cu is more than 0 and 1.0% or less.
  • Cu is an austenite phase stabilizing element and is added to secure a certain level of austenite phase fraction at the hot rolling reheating temperature related to Formula (1), which will be described later.
  • a certain amount is added, it plays a role of improving corrosion resistance, but since excessive addition decreases toughness by precipitation hardening, it is preferable to limit it to 1.0% or less in consideration of the content relationship with Mn and Ni.
  • 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 excessive addition causes the lowering of ductility and toughness at room temperature, so the upper limit is set to 0.1% and need not be contained.
  • the thickness of the ferritic stainless steel sheet to improve impact toughness in the present invention is 6.0 to 25.0 mm.
  • the thickness of the ferritic stainless steel hot rolled annealing steel sheet according to the present invention for solving this is 6.0 mm or more.
  • the upper limit may be 25.0 mm in consideration of the thickness of the rough-rolled bar after rough-rolling. Preferably, it may be 12.0 mm or less to be suitable for manufacturing use.
  • a ferritic stainless hot-rolled annealing steel sheet having excellent impact toughness according to an embodiment of the present invention satisfies the following formula (1).
  • C, Mn, Ni, Cu, Si, Ti, Cr, P, Al, and N mean the content (% by weight) of each element.
  • the austenite phase fraction can be controlled to 30% or more at the reheating temperature for hot rolling.
  • the reheating temperature is around 1,200 ° C, and the austenite phase fraction is more preferably 40% or more.
  • the final ferrite microstructure may be divided into a complete crystal grain and a sub-crystal grain in which recrystallization is performed according to a misorientation between crystal grains.
  • a subcrystalline grain is a semi-crystalline grain that is formed to reduce an unstable energy that increases as dislocations are generated and to achieve a thermodynamic equilibrium, also called a contour.
  • a thermodynamic equilibrium also called a contour.
  • atoms move to non-uniform deformations and non-equilibrium positions, resulting in dislocations, lamination defects, etc.
  • the presence of these defects increases the free energy of the system, so it recovers spontaneously without defects.
  • the dislocations of the blades can undergo dislocation sliding even at a relatively low temperature, a small-diameter boundary with a small angle of the arranged disparity boundaries can be formed, and an area enclosed by the small-diameter boundary is called a sub-crystal.
  • a crystal grain having a misorientation between 15 to 180 ° may be referred to as a complete grain in which recrystallization is performed, and a grain having a 2 to 15 ° grain may be referred to as a sub-crystalline grain.
  • the crystal grains having a difference in azimuth between 2 to 5 ° and 5 to 15 ° are further classified.
  • the reason for classifying the sub-crystalline grains by using the difference in orientation between the grains is to see the effect of the sub-crystalline grains on the impact toughness.
  • the ratio of 2 to 15 ° of Low Angle Grain Boundary (LAGB) accounts for about 70%, but it can be seen that the impact toughness is inferior to that of the invention.
  • the ratio of high angle grain boundary (HAGB) is high and the grain size thereof should be fine, like the N2 steel of the invention example.
  • a fine ferrite crystal grain can be secured without performing a hot rolling annealing process through austenite phase transformation and recrystallization.
  • the average grain size of the microstructure of the cross-section perpendicular to the rolling direction of the ferritic stainless hot-rolled annealing steel sheet according to an embodiment of the present invention satisfies 60 ⁇ m or less.
  • the average size of the complete grains having an azimuth difference between the grains of 15 to 180 ° may be 60 ⁇ m or less, and the grains of the 5 to 180 ° azimuth difference including sub-grains having an azimuth difference of 5 to 15 ° have an average size It may be 30 ⁇ m or less.
  • crystal grains of 2 to 180 ° azimuth including up to sub-crystalline grains having an azimuth difference between 2 and 5 ° may have an average size of 20 ⁇ m or less.
  • the sub-crystal grains affect the fine grain-in-bar impact toughness
  • the complete grains of recrystallized azimuth 15 to 180 ° have a greater effect on the impact toughness. This is predicted because the impact energy is absorbed at the grain boundary, and the grain boundary of the complete grain can absorb more impact energy than the sub grain.
  • the ratio of 2 to 15 ° of Low Angle Grain Boundary (LAGB) accounts for about 70%, but it can be seen that the impact toughness is inferior to that of the inventive example.
  • the ratio of high angle grain boundary (HAGB) is high and the grain size thereof should be fine as in the N2 steel of the invention example. That is, in order to secure excellent impact toughness, a grain boundary fraction having an azimuth difference of 15 to 180 ° should be equal to or greater than a certain fraction.
  • a fraction of a grain boundary having a direction difference between grains of 15 to 180 ° may be 55% or more compared to the entire grain boundary.
  • the fraction of the grain boundary having an azimuth difference between the grains of 5 to 15 ° is 25% or less compared to the total grain boundaries, and the fraction of a grain boundary having a 2 to 5 ° azimuth difference between the grains is preferably 16% or less.
  • the ferritic stainless steel hot rolled annealing steel sheet having excellent impact toughness of the present invention may exhibit a Charpy impact energy of 150 J / cm 2 or more.
  • a method of manufacturing a ferritic stainless steel hot-rolled annealing steel sheet having excellent impact toughness according to an embodiment of the present invention, in weight percent, C: greater than 0 and 0.03% or less, Si: 0.1 to 0.5%, Mn: 1.5% or less, P: 0.04% or less, Cr: 10.5 to 14%, Ni: 0 to 1.5% or less, Ti: 0.01 to 0.5%, Cu: 0 to 1.0% or less, N: 0 to 0.015% or less, Al: 0.1% or less, remaining Fe And heating the slab containing other inevitable impurities to 1,220 ° C. or less; Rough rolling the heated slab; Finishing rolling the rough rolling bar; And winding the hot rolled steel sheet.
  • alloy composition of the slab can satisfy the following equation (1) for the reasons described above.
  • the heated slab After heating the slab containing the alloy element of the composition to 1,220 ° C or less prior to hot rolling, the heated slab can be rough rolled.
  • the slab heating temperature is preferably 1,220 ° C. or less for generating electric potential through low temperature hot rolling, and when the slab temperature is too low, rough rolling is impossible, so the lower heating temperature limit may be 1,150 ° C. or higher.
  • the rolling reduction in the last rolling mill of the rough rolling can be controlled to 27% or more.
  • the reduction rate is lowered, so that the amount of dislocation is reduced as the stress applied to the material is low. Therefore, as the thickness of the hot rolled steel sheet becomes thicker, the heating furnace temperature before hot rolling is made as low as possible, and during hot rolling, the load distribution of the rough rolling is moved to the rear end to perform a pressure drop at the rear end having a lower temperature than the front end.
  • the reduction ratio in the final rolling mill of the rough rolling to 27% or more, it is possible to smoothly generate dislocations of the hot-rolled steel sheet.
  • the temperature of the rough-rolled bar manufactured through the rough-rolling process may be 1,020 to 970 ° C, and finish-rolled to a thickness of 6.0 to 25.0 mm, and then wound without hot rolling annealing heat treatment.
  • the finish rolling end temperature may be 960 ° C or less. More preferably, the finish rolling end temperature may be 920 ° C or less.
  • the coiling temperature may be 800 ° C or less.
  • the coiling temperature may be in the austenite phase region, and thus it is preferable to wind it at 800 ° C or less because a martensite phase may be generated in the cooling process.
  • the microstructure of a rolled perpendicular cross-section of the wound hot-rolled annealed steel sheet may have an average size of grains having a misorientation between 15 and 180 ° of 60 ⁇ m or less, and a grain boundary fraction of the corresponding variance of 55% or more. You can.
  • N1 to N3 steel-type hot rolled steel sheets were wound at 750 ° C., and the ⁇ index value of Formula (1) and the corresponding austenite phase ( ⁇ ) fraction were shown.
  • microstructure of the 1/4 thickness point of the TD section of the N1 steel controlled by the austenite phase ( ⁇ ) fraction was controlled to 3%, and the N2 steel controlled by 33% was observed and shown in Table 3 below and FIGS. 1 to 10.
  • FIG. 1 to 5 is a photograph showing a cross-sectional microstructure of N1 steel as a comparative example
  • FIG. 1 is an IPF (ND) EBSD picture
  • FIG. 2 is an ODF picture
  • FIG. 3 is a High Angle Grain of 15-180 ° azimuth between grains.
  • Boundary picture Figure 4 shows a Low Angle Grain Boundary picture with an orientation difference between 5 and 15 ° between grains
  • Figure 5 shows a Low Angle Grain Boundary picture with an orientation difference between 2 and 5 ° between grains.
  • Figures 6 to 10 are examples of invention A photograph showing the cross-sectional microstructure of the N2 steel
  • FIG. 6 is an IPF (ND) EBSD photograph
  • FIG. 7 is an ODF photograph
  • FIG. 8 is a High Angle Grain Boundary photograph with a grain-to-grain azimuth of 15 to 180 °
  • FIG. 10 shows Low Angle Grain Boundary photographs with azimuth difference between grains 2 to 5 °.
  • the size of the ferrite crystal grains observed by the High Angle Grain Boundary method with a 15-180 ° azimuth difference between the grains was observed to be approximately 150 ⁇ m.
  • the cross-section of the N2 steel, which is an example of the invention was found to have a fine average grain size of 54 ⁇ m with a high angle grain boundary of 15 to 180 ° as shown in FIG. 8.
  • Table 4 shows the case where the N2 steel is wound at 820 ° C above the Ac1 temperature.
  • FIG. 11 is a photograph showing a cross-sectional microstructure of N2 steel wound at 820 ° C.
  • the Ac1 temperature of the N2 steel is about 777 ° C.
  • the coiling temperature of the N2 steel was 750 ° C below the Ac1 temperature, a martensitic phase could not be found in FIG. 6, but referring to FIG. 11, when the coiling temperature was 820 ° C above the Ac1 temperature, ferrite fine grains were reversed. It can be seen that the metamorphic martensite phase was formed. As will be described later, the impact absorption energy at 0 ° C was also very poor at 16J / cm 2 .
  • 12 to 14 are graphs showing Charpy impact energy of N1 to N3 steels at -20 ° C, 0 ° C, and 20 ° C, respectively.
  • the N1 steel controlled with an austenite phase fraction of 3% at 1,200 ° C is mostly 10J / cm 2 at -20 ° C and 0 ° C. It showed the following impact energy values, and did not exceed 25 J / cm 2 even at a temperature of + 20 ° C.
  • the shock absorbing energy values of 0 ° C of N2 and N3 steels which controlled the phase fraction of austenite at 33% and 43% at a reheating temperature of 1,200 ° C, were measured to be 200 J / cm 2 or more, and N3 steels were all temperatures At 350J / cm 2, a high shock absorption energy value was obtained.
  • the hot-rolled annealing steel sheet according to the present invention can be applied as a product for automobile flanges by improving the impact toughness of a ferrite-based hot rolled material.

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Abstract

두께 6mm 이상인 충격 특성이 우수한 페라이트계 스테인리스 열연 무소둔 강판 및 그 제조방법이 개시된다. 본 발명의 일 실시예에 따른 충격 인성이 우수한 페라이트계 스테인리스 열연 무소둔 강판은, 중량%로, C: 0 초과 0.03% 이하, Si: 0.1 내지 0.5%, Mn: 1.5% 이하, P: 0.04% 이하, Cr: 10.5 내지 14%, Ni: 0 초과 1.5% 이하, Ti: 0.01 내지 0.5%, Cu: 0 초과 1.0% 이하, N: 0 초과 0.015% 이하, Al: 0.1% 이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 식 (1)을 만족하며, 압연 직각 방향 단면 미세조직의 평균 결정립 크기가 60㎛ 이하이다. (1) 1500 ≤ (1001.5*C + 950.6*Mn + 1350.5*Ni + 395.6*Cu - 0.7*Si - 1.0*Ti - 0.1*Cr - 1.0*P - 1.0*Al + 1020.5*N) ≤ 2200

Description

충격 인성이 우수한 페라이트계 스테인리스 열연 무소둔 강판 및 그 제조방법
본 발명은 페라이트계 스테인리스 열연 후물재와 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 두께 6mm 이상인 충격 특성이 우수한 페라이트계 스테인리스 열연 무소둔 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.
배기계용 플랜지는 그동안 탄소강이 사용되어 왔으나, 탄소강은 부식이 빠르게 발생하여 외면에 붉은 녹이 심하게 발생하고 소재의 안정성이 급격히 감소하는 문제를 야기시킨다. 이와 같은 문제를 해결하기 위해 Cr이 11% 이상 함유된 STS409L 소재가 플랜지용으로 적용되고 있다. 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. 하지만, 409L은 페라이트 단상으로서 저온 충격 특성이 매우 열위하여 겨울철 플랜지 가공 시 취성 크랙에 의한 불량율이 높은 편이다.
또한, 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.
두께 6.0mm 이상의 후물재는 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, 합금원소 조성 제어를 통해 열연 소둔 없이도 미세한 페라이트 결정립을 확보함으로써 충격 인성이 향상된 페라이트계 스테인리스 열연 무소둔 강판을 제공하고자 한다.
본 발명의 일 실시예에 따른 충격 인성이 우수한 페라이트계 스테인리스 열연 무소둔 강판은, 중량%로, C: 0 초과 0.03% 이하, Si: 0.1 내지 0.5%, Mn: 1.5% 이하, P: 0.04% 이하, Cr: 10.5 내지 14%, Ni: 0 초과 1.5% 이하, Ti: 0.01 내지 0.5%, Cu: 0 초과 1.0% 이하, N: 0 초과 0.015% 이하, Al: 0.1% 이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 식 (1)을 만족하며, 압연 직각 방향 단면 미세조직의 평균 결정립 크기가 60㎛ 이하이다.
(1) 1500 ≤ (1001.5*C + 950.6*Mn + 1350.5*Ni + 395.6*Cu - 0.7*Si - 1.0*Ti - 0.1*Cr - 1.0*P - 1.0*Al + 1020.5*N) ≤ 2200
여기서, C, Mn, Ni, Cu, Si, Ti, Cr, P, Al 및 N은 각 원소의 함량(중량%)를 의미한다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 열연 무소둔 강판은 두께가 6.0 내지 25.0mm일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, -20℃ 샤르피 충격에너지가 150J/㎠ 이상일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 미세조직의 결정립간 방위차가 15 내지 180°인 결정립들의 평균 크기가 60㎛ 이하일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 미세조직의 결정립간 방위차가 5 내지 180°인 결정립들의 평균 크기가 30㎛ 이하일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 미세조직의 결정립간 방위차가 2 내지 180°인 결정립들의 평균 크기가 20㎛ 이하일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 미세조직의 결정립간 방위차가 15 내지 180°인 결정립계의 분율이 55% 이상일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 미세조직의 결정립간 방위차가 5 내지 15°인 결정립계의 분율이 25% 이하일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 미세조직의 결정립간 방위차가 2 내지 5°인 결정립계의 분율이 16% 이하일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따른 충격 인성이 우수한 페라이트계 스테인리스 열연 무소둔 강판 제조방법은, 중량%로, C: 0 초과 0.03% 이하, Si: 0.1 내지 0.5%, Mn: 1.5% 이하, P: 0.04% 이하, Cr: 10.5 내지 14%, Ni: 0 초과 1.5% 이하, Ti: 0.01 내지 0.5%, Cu: 0 초과 1.0% 이하, N: 0 초과 0.015% 이하, Al: 0.1% 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 권취하는 단계;를 포함하고, 상기 조압연의 마지막 압연밀에서의 압하율은 27% 이상이며, 상기 권취 온도는 800℃ 이하이다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 슬라브는 하기 식 (1)을 만족할 수 있다.
(1) 1500 ≤ (1001.5*C + 950.6*Mn + 1350.5*Ni + 395.6*Cu - 0.7*Si - 1.0*Ti - 0.1*Cr - 1.0*P - 1.0*Al + 1020.5*N) ≤ 2200
여기서, C, Mn, Ni, Cu, Si, Ti, Cr, P, Al 및 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 920℃ 이하일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 열연 강판의 두께는 6.0 내지 25.0mm일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 권취된 열연 강판의 압연 직각 방향 단면 미세조직은, 결정립간 방위차가 15 내지 180°인 결정립들의 평균 크기가 60㎛ 이하일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 권취된 열연 강판의 압연 직각 방향 단면 미세조직은, 결정립간 방위차가 15 내지 180°인 결정립계의 분율이 55% 이상일 수 있다.
본 발명의 실시예에 따르면, 두께 6.0mm 이상의 페라이트계 스테인리스 열연 강판의 미세조직 결정립 크기를 미세화하여 열연 소둔 열처리 없이도 높은 샤르피 충격에너지 값을 나타낼 수 있다.
도 1 내지 5는 비교예인 N1강의 단면 미세조직을 나타내는 사진으로, 도 1은 IPF(ND) EBSD 사진을, 도 2는 ODF 사진을, 도 3은 결정립간 방위차 15~180°의 High Angle Grain Boundary 사진을, 도 4는 결정립간 방위차 5~15°의 Low Angle Grain Boundary 사진을, 도 5는 결정립간 방위차 2~5°의 Low Angle Grain Boundary 사진을 나타낸다.
도 6 내지 10은 발명예인 N2강의 단면 미세조직을 나타내는 사진으로, 도 6은 IPF(ND) EBSD 사진을, 도 7은 ODF 사진을, 도 8은 결정립간 방위차 15~180°의 High Angle Grain Boundary 사진을, 도 9는 결정립간 방위차 5~15°의 Low Angle Grain Boundary 사진을, 도 10는 결정립간 방위차 2~5°의 Low Angle Grain Boundary 사진을 나타낸다.
도 11은 820℃에서 권취된 N2강의 단면 미세조직을 나타내는 사진이다.
도 12 내지 14는 열연 재가열 온도에서의 오스테나이트상 분율에 따른 온도별 샤르피 충격에너지값을 나타낸 그래프이다.
본 발명의 일 실시예에 따른 충격 인성이 우수한 페라이트계 스테인리스 열연 무소둔 강판은, 중량%로, C: 0 초과 0.03% 이하, Si: 0.1 내지 0.5%, Mn: 1.5% 이하, P: 0.04% 이하, Cr: 10.5 내지 14%, Ni: 0 초과 1.5% 이하, Ti: 0.01 내지 0.5%, Cu: 0 초과 1.0% 이하, N: 0 초과 0.015% 이하, Al: 0.1% 이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 식 (1)을 만족하며, 압연 직각 방향 단면 미세조직의 평균 결정립 크기가 60㎛ 이하이다.
(1) 1500 ≤ (1001.5*C + 950.6*Mn + 1350.5*Ni + 395.6*Cu - 0.7*Si - 1.0*Ti - 0.1*Cr - 1.0*P - 1.0*Al + 1020.5*N) ≤ 2200
여기서, C, Mn, Ni, Cu, Si, Ti, Cr, P, Al 및 N은 각 원소의 함량(중량%)를 의미한다.
이하에서는 본 발명의 실시예를 첨부 도면을 참조하여 상세히 설명한다. 이하의 실시예는 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 본 발명의 사상을 충분히 전달하기 위해 제시하는 것이다. 본 발명은 여기서 제시한 실시예만으로 한정되지 않고 다른 형태로 구체화될 수도 있다. 도면은 본 발명을 명확히 하기 위해 설명과 관계없는 부분의 도시를 생략하고, 이해를 돕기 위해 구성요소의 크기를 다소 과장하여 표현할 수 있다.
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 후판에 Ni, Mn 또는 Cu를 첨가함으로써 1,220℃ 이하의 열연 재가열 온도에서 페라이트 단상이 아닌 오스테나이트상 분율을 일정량 이상으로 제어하여 오스테나이트 상변태 및 재결정을 유도하고, 이를 통한 최종 미세한 페라이트 결정립을 확보하고자 한다. 본 발명에 따른 페라이트계 스테인리스 열연 무소둔 강판은 열연 소둔을 실시하지 않음에도 불구하고 열간 압연이 종료된 열연 강판의 압연 직각 방향 단면 미세조직의 평균 결정립 크기를 60㎛ 이하로 제어할 수 있다.
본 명세서에서 '페라이트계 스테인리스 강판'은 두께 6.0mm 이상의 열연 무소둔 강판을 의미한다.
본 발명의 일 실시예에 따른 충격 인성이 우수한 페라이트계 스테인리스 열연 무소둔 강판은, 중량%로, C: 0 초과 0.03% 이하, Si: 0.1 내지 0.5%, Mn: 1.5% 이하, P: 0.04% 이하, Cr: 10.5 내지 14%, Ni: 0 초과 1.5% 이하, Ti: 0.01 내지 0.5%, Cu: 0 초과 1.0% 이하, N: 0 초과 0.015% 이하, Al: 0.1% 이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함한다.
이하, 본 발명의 실시예에서의 합금성분 원소 함량의 수치한정 이유에 대하여 설명한다. 이하에서는 특별한 언급이 없는 한 단위는 중량%이다.
C의 함량은 0 초과 0.03% 이하이고, N의 함량은 0 초과 0.015% 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 0.03%, 0.015% 이하로 제어하는 것이 바람직하다.
Si의 함량은 0.1 내지 0.5%이다.
Si은 탈산 원소로 탈산을 위해 0.1% 이상 첨가되며, 페라이트상 형성원소이므로 함량 증가시 페라이트상의 안정성이 높아진다. Si의 함량이 0.5% 초과인 경우, 제강성 Si 개재물의 증가 및 표면결함 등이 발생할 수 있어 0.5% 이하로 제어하는 것이 바람직하다.
Mn의 함량은 1.5% 이하이다.
Mn은 오스테나이트상 안정화 원소로, 열연 재가열 온도에서 일정 수준의 오스테나이트상 분율을 확보하기 위해 첨가되지만, 함량이 높아지면 MnS 등의 석출물을 형성하여 내공식성을 저하시키므로 1.5% 이하로 제어하는 것이 바람직하다.
P의 함량은 0.04% 이하이다.
P는 스테인리스강의 원료인 페로크롬에 불순물로서 포함되기 때문에 페로크롬의 순도와 양으로 결정된다. 그러나, P는 유해한 원소이므로 함량이 낮은 것이 바람직하지만 저P의 페로크롬은 고가이기 때문에 재질이나 내식성을 크게 열화시키지 않는 범위인 0.04% 이하로 한다. 보다 바람직하게는 0.03% 이하로 제한할 수 있다.
Cr의 함량은 10.5 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 10.5 내지 14% Cr을 포함하는 페라이트계 스테인리스 강판이므로, Cr의 함량은 10.5 내지 14%로 제한한다.
Ni의 함량은 0 초과 1.5% 이하이다.
Ni은 오스테나이트상 안정화 원소로, 공식의 진전 억제에 효과적이며 소량 첨가시 열연 강판의 인성 향상에도 효과적이다. 후술할 식 (1) 관련 열연 재가열 온도에서 일정 수준의 오스테나이트상 분율을 확보하기 위해 첨가된다. 그러나, 다량의 첨가는 오히려 고용 강화에 의한 재질 경화 및 인성 저하를 초래할 우려가 있고, 고가의 원소이므로 Mn, Cu와의 함량 관계를 고려하여 1.5% 이하로 제한할 수 있다.
Ti의 함량은 0.01 내지 0.5%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 0.5% 이하로 제한하며, 0.35% 이하로 제한하는 것이 더욱 바람직하다.
Cu의 함량은 0 초과 1.0% 이하이다.
Cu는 오스테나이트상 안정화 원소로, 후술할 식 (1) 관련 열연 재가열 온도에서 일정 수준의 오스테나이트상 분율을 확보하기 위해 첨가된다. 일정량 첨가되면 내식성을 향상시키는 역할을 하나, 과도한 첨가는 석출 경화에 의해 인성을 저하시키므로 Mn, Ni과의 함량 관계를 고려하여 1.0% 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 스테인리스 강판의 두께는 6.0 내지 25.0mm이다.
상술한 바와 같이, 열연 후판에서는 압하량 부족으로 인해 취성 문제가 있으며, 이를 해결하기 위한 본 발명에 따른 페라이트계 스테인리스 열연 무소둔 강판의 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 스테인리스 열연 무소둔 강판은, 하기 식 (1)을 만족한다.
(1) 1500 ≤ (1001.5*C + 950.6*Mn + 1350.5*Ni + 395.6*Cu - 0.7*Si - 1.0*Ti - 0.1*Cr - 1.0*P - 1.0*Al + 1020.5*N) ≤ 2200
여기서, C, Mn, Ni, Cu, Si, Ti, Cr, P, Al 및 N은 각 원소의 함량(중량%)를 의미한다.
상술한 합금 조성의 범위 내에서 식 (1)을 추가적으로 만족함으로써, 열간 압연을 위한 재가열 온도에서 오스테나이트상 분율을 30% 이상으로 제어할 수 있다. 예를 들어, 재가열 온도는 1,200℃ 전후이며, 오스테나이트상 분율은 40% 이상이 더욱 바람직하다. 재가열 온도범위에서 30% 이상의 오스테나이트상 분율을 확보함으로써 오스테나이트 상변태 및 재결정을 유도하고, 이를 통해 미세한 결정립의 최종 페라이트상을 얻을 수 있다.
최종 페라이트상 미세조직은 결정립간 방위차(misorientation)에 따라 재결정이 이루어진 완전한 결정립과 아결정립으로 구분될 수 있다.
아결정립이란 전위가 생성됨에 따라 증가되는 불안정 에너지를 감소시키고 열역학적 평형을 이루기 위해 형성되는 준결정립으로, 컨투어(contour)라 불리기도 한다. 열간 압연에 의해 불균일한 변형과 비평형 위치로 원자의 이동이 일어나게 되어 전위, 적층결함 등이 생성되는데, 이러한 결함의 존재는 계의 자유에너지를 증가시키므로 결함이 없는 상태로 자발적으로 회복하게 된다. 결함들 중 칼날 전위들은 비교적 낮은 온도에서도 전위 활주가 일어날 수 있으며, 배열된 불일치 경계들의 각도가 작은 소경각경계가 형성될 수 있고, 소경각경계로 둘러싸인 구역을 아결정립이라 부른다.
예를 들어, 결정립간 방위차(misorientation)가 15 내지 180°인 결정립을 재결정이 이루어진 완전한 결정립이라 칭할 수 있으며, 2 내지 15°인 결정립을 아결정립이라 칭할 수 있다. 본 발명에서는 아결정립 중에서도 결정립간 방위차가 2 내지 5°인 결정립과 5 내지 15°인 결정립으로 추가 구분하였다.
결정립간 방위차를 이용해 아결정립을 구분한 이유는, 아결정립이 충격인성에 미치는 영향을 보기 위함이다. 실제 도 1에서 비교예인 N1 강의 경우 2 내지 15°의 Low Angle Grain Boundary(LAGB)의 비율 합이 약 70%를 차지하나, 충격인성은 발명예와 비교해 열위한 것을 알 수 있다. 이를 통해 발명예의 N2 강과 같이 High Angle Grain Boundary(HAGB) 비율이 높고 이의 결정립 크기가 미세해야 함을 알 수 있다.
본 발명의 합금 조성 및 식 (1)을 만족하는 경우 오스테나이트 상변태 및 재결정을 통해 열연 소둔 공정의 수행 없이도 미세한 페라이트상 결정립을 확보할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따른 페라이트계 스테인리스 열연 무소둔 강판의 압연 직각 방향 단면 미세조직의 평균 결정립 크기는 60㎛ 이하를 만족한다.
구체적으로, 결정립간 방위차가 15 내지 180°인 완전한 결정립들의 평균 크기는 60㎛ 이하일 수 있으며, 결정립간 방위차가 5 내지 15°인 아결정립을 포함하는 5 내지 180° 방위차의 결정립들은 평균 크기가 30㎛ 이하일 수 있다. 또한, 결정립간 방위차가 2 내지 5°인 아결정립까지 포함하는 2 내지 180° 방위차의 결정립들은 평균 크기가 20㎛ 이하일 수 있다.
아결정립은 미세한 결정립인바 충격 인성에 영향을 미치긴 하나, 재결정된 방위차 15 내지 180°의 완전한 결정립이 충격 인성에 더욱 큰 영향을 미친다. 이는 충격 에너지를 결정립계(Grain boundary)에서 흡수하며, 아결정립에 비하여 완전한 결정립의 결정립계가 더욱 많은 충격 에너지를 흡수할 수 있기 때문으로 예측된다. 실제 아래 실시예의 표 1에서, 비교예인 N1강의 경우 2 내지 15°의 Low Angle Grain Boundary(LAGB)의 비율 합이 약 70%를 차지하나, 충격인성은 발명예와 비교해 열위한 것을 알 수 있다. 이를 통해 발명예의 N2강과 같이 High Angle Grain Boundary(HAGB) 비율이 높고 이의 결정립 크기가 미세해야 함을 알 수 있다. 즉, 우수한 충격 인성 확보를 위해서는 15 내지 180°의 방위차를 갖는 결정립계(Grain boundary) 분율이 일정 분율 이상이어야 한다.
본 발명에 따른 페라이트계 스테인리스 열연 무소둔 강판은, 결정립간 방위차가 15 내지 180°인 결정립계(Grain boundary)의 분율이 전체 결정립계 대비 55% 이상일 수 있다.
또한, 결정립간 방위차가 5 내지 15°인 결정립계(Grain boundary)의 분율이 전체 결정립계 대비 25% 이하인 것이 바람직하며, 결정립간 방위차가 2 내지 5°인 결정립계 분율은 16% 이하인 것이 바람직하다.
이에 따른 본 발명의 충격 인성이 우수한 페라이트계 스테인리스 열연 무소둔 강판은 -20℃ 샤르피 충격에너지가 150J/㎠ 이상을 나타낼 수 있다.
다음으로, 본 발명의 일 실시예에 따른 충격 인성이 우수한 페라이트계 스테인리스 열연 무소둔 강판의 제조방법에 대하여 설명한다.
본 발명의 일 실시예에 따른 충격 인성이 우수한 페라이트계 스테인리스 열연 무소둔 강판 제조방법은, 중량%로, C: 0 초과 0.03% 이하, Si: 0.1 내지 0.5%, Mn: 1.5% 이하, P: 0.04% 이하, Cr: 10.5 내지 14%, Ni: 0 초과 1.5% 이하, Ti: 0.01 내지 0.5%, Cu: 0 초과 1.0% 이하, N: 0 초과 0.015% 이하, Al: 0.1% 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 권취하는 단계;를 포함한다.
합금원소 함량의 수치 한정 이유 및 열연 강판의 두께에 대한 설명은 상술한 바와 같다.
또한, 슬라브의 합금 조성은 상술한 이유와 같이 아래 식 (1)을 만족할 수 있다.
(1) 1500 ≤ (1001.5*C + 950.6*Mn + 1350.5*Ni + 395.6*Cu - 0.7*Si - 1.0*Ti - 0.1*Cr - 1.0*P - 1.0*Al + 1020.5*N) ≤ 2200
상기 조성의 합금원소를 포함하는 슬라브를 열간 압연에 앞서 1,220℃ 이하로 가열한 후, 가열된 슬라브를 조압연할 수 있다. 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.
이때, 조압연 마지막 압연밀에서의 압하율을 27% 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. 이처럼 조압연 마지막 압연밀에서의 압하율을 27% 이상으로 강압하함으로써 열연 강판의 전위 생성을 원활하게 할 수 있다.
조압연 공정을 통해 제조된 조압연 바(bar)의 온도는 1,020 내지 970℃일 수 있으며, 6.0 내지 25.0mm 두께로 마무리압연된 후 열연 소둔 열처리 없이 권취될 수 있다. 마무리압연 종료 온도는 960℃ 이하일 수 있다. 보다 바람직하게는, 마무리압연 종료 온도는 920℃ 이하일 수 있다.
권취 온도는 800℃ 이하일 수 있다. 권취 온도가 800℃ 초과인 경우 오스테나이트상 영역에 해당할 수 있어 냉각 과정에서 마르텐사이트상이 생성될 수 있기 때문에 800℃ 이하에서 권취하는 것이 바람직하다.
권취된 열연 무소둔 강판의 압연 직각 방향 단면 미세조직은, 15 내지 180°의 결정립간 방위차(misorientation)를 갖는 결정립들의 평균 크기가 60㎛ 이하일 수 있으며, 해당 방위차의 결정립계 분율이 55% 이상일 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 마지막 압연밀 압하율을 30%로 하여, 마무리압연 전 조압연 바의 온도는 약 1,000℃, 그리고 마무리압연 종료 온도는 910℃가 되도록 10.0mm 두께로 열간 압연하였다.
강종(중량%) C Si Mn P Cr Ni Ti Cu N Al
N1 0.006 0.52 0.15 0.024 11.1 0.8 0.19 0.05 0.0072 0.026
N2 0.011 0.24 0.48 0.024 11.2 0.78 0.18 0.09 0.0100 0.020
N3 0.007 0.23 0.50 0.023 11.0 0.79 0.17 0.19 0.0100 0.017
표 2에 기재된 것처럼, N1 내지 N3 강종 열연 강판을 750℃에서 권취하였고, 식 (1)의 γ지수 값과 그에 따른 오스테나이트상(γ) 분율을 나타내었다.
구분 Ac1(℃) 권취온도(℃) 식 (1)(γ지수) γ상 분율
N1 800 750 1,286 3%
N2 777 750 1,629 33%
N3 767 750 1,752 43%
1. 미세 조직
오스테나이트상(γ) 분율을 3%로 제어한 N1강과, 33%로 제어한 N2강의 TD 단면 1/4 두께 지점의 미세조직을 관찰하여 아래 표 3과 도 1 내지 10에 나타내었다.
구분 강종 결정립 평균 크기(㎛) 결정립계 분율(%)
15~180° 5~180° 2~180° 15~180° 5~15° 2~5°
비교예 N1 150.1 98.2 76.1 30.1 22.4 47.5
발명예 N2 54.2 16.5 13.2 60.0 24.1 15.9
도 1 내지 5는 비교예인 N1강의 단면 미세조직을 나타내는 사진으로, 도 1은 IPF(ND) EBSD 사진을, 도 2는 ODF 사진을, 도 3은 결정립간 방위차 15~180°의 High Angle Grain Boundary 사진을, 도 4는 결정립간 방위차 5~15°의 Low Angle Grain Boundary 사진을, 도 5는 결정립간 방위차 2~5°의 Low Angle Grain Boundary 사진을 나타낸다.도 6 내지 10은 발명예인 N2강의 단면 미세조직을 나타내는 사진으로, 도 6은 IPF(ND) EBSD 사진을, 도 7은 ODF 사진을, 도 8은 결정립간 방위차 15~180°의 High Angle Grain Boundary 사진을, 도 9는 결정립간 방위차 5~15°의 Low Angle Grain Boundary 사진을, 도 10는 결정립간 방위차 2~5°의 Low Angle Grain Boundary 사진을 나타낸다.
비교예인 N1강의 단면 미세조직을 관찰한 결과, 도 3에 나타난 바와 같이 결정립간 방위차 15~180°의 High Angle Grain Boundary법으로 관찰된 페라이트 결정립의 크기는 약 150㎛로 조대하게 관찰되었다. 반면, 발명예인 N2강의 단면은 도 8에 나타난 바와 같이 15~180°의 High Angle Grain Boundary 평균 결정립 크기는 54㎛로 미세하게 나타났다.
결정립간 방위차 5~15°를 포함한 5~180°의 평균 결정립 크기와, 2~5°까지 포함한 2~180°의 평균 결정립 크기 또한 비교예인 N1강보다 발명예인 N2강에서 미세하게 나타났다.
도 1의 N1강 EBSD 사진에서 15~180° HAGB, 5~15° LAGB, 2~5° LAGB를 각각 분리한 사진인 도 3 내지 5으로부터 각 결정립계 분율(Grain Boundary Fraction)을 관찰한 결과, 완전한 재결정립(15~180°)보다는 아결정립(5~15°, 2~5°)의 분율이 높게 나타났다. 반면, 도 6의 N2강 EBSD 사진에서 15~180° HAGB, 5~15° LAGB, 2~5° LAGB를 각각 분리한 사진인 도 8 내지 10으로부터 각 결정립계 분율을 관찰하였을 때에는, 완전한 재결정립(15~180°) 분율이 아결정립(5~15°, 2~5°)의 분율보다 높게 나타났다.
이는 아래 충격에너지 실험 결과와 함께, 완전한 결정립과 아결정립의 분율 분포가 충격에너지값에 어떠한 영향을 미치는지 알 수 있다.
한편, 아래 표 4는 N2강을 Ac1 온도 이상인 820℃에서 권취하였을 경우를 나타낸다.
구분 Ac1(℃) 권취온도(℃) 식 (1)(γ지수) γ상 분율
N2 777 820 1,629 33%
도 11은 820℃에서 권취된 N2강의 단면 미세조직을 나타내는 사진이다. 표 2 및 표 4에 나타난 바와 같이 N2강의 Ac1 온도는 약 777℃이다. N2강의 권취온도를 Ac1 온도 이하인 750℃로 하였을 경우인 도 6에서는 마르텐사이트상을 발견할 수 없었으나, 도 11을 참조하면, 권취온도를 Ac1 온도 이상인 820℃로 하였을 때 페라이트 미세 결정립과 함께 역변태 마르텐사이트상이 생성된 것을 알 수 있다. 후술하는 바와 같이 0℃ 충격흡수에너지도 16J/cm2으로 매우 열위하게 나타났다.
2. 충격인성 평가
N1~N3강을 ASTM E 23 규격으로 각 온도에서 샤르피 충격 시험을 실시하여 그 결과를 아래 표 4에 나타내었다.
샤르피 충격 에너지 (J/cm2)
온도 No. 비교예(N1) 발명예 1(N2) 발명예 2(N3)
-20℃ 1 6.38 202.93 384.90
2 6.75 178.34 384.90
3 6.38 196.59 395.31
0℃ 1 10.42 219.50 379.35
2 8.57 374.38 379.96
3 9.68 209.29 389.80
20℃ 1 22.97 361.90 363.15
2 24.93 203.56 361.28
3 24.93 368.78 363.78
도 12 내지 14는 각각 -20℃, 0℃, 20℃에서의 N1~N3강의 샤르피 충격에너지를 나타내는 그래프이다.
표 5 및 도 12 내지 14를 참조하면, 각 온도에서 충격흡수 에너지를 측정한 결과, 1,200℃에서 오스테나이트 상분율이 3%로 제어된 N1강은 -20℃ 및 0℃에서 대부분 10J/cm2 이하의 충격에너지값을 나타내었고, +20℃의 온도에서도 25J/cm2을 넘지 않았다. 그러나, 본 발명에 따라 1,200℃ 재가열 온도에서 오스테나이트 상분율을 33% 및 43%로 제어한 N2 및 N3강의 0℃ 충격흡수 에너지 값은 모두 200J/cm2 이상으로 측정되었으며, N3강은 모든 온도에서 350J/cm2 이상의 높은 충격흡수 에너지 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 열연 무소둔 강판은 페라이트계 열연 후물재의 충격인성을 개선하여 자동차 플랜지용 제품으로 적용 가능하다.

Claims (15)

  1. 중량%로, C: 0 초과 0.03% 이하, Si: 0.1 내지 0.5%, Mn: 1.5% 이하, P: 0.04% 이하, Cr: 10.5 내지 14%, Ni: 0 초과 1.5% 이하, Ti: 0.01 내지 0.5%, Cu: 0 초과 1.0% 이하, N: 0 초과 0.015% 이하, Al: 0.1% 이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    하기 식 (1)을 만족하며,
    압연 직각 방향 단면 미세조직의 평균 결정립 크기가 60㎛ 이하인 충격 인성이 우수한 페라이트계 스테인리스 열연 무소둔 강판.
    (1) 1500 ≤ (1001.5*C + 950.6*Mn + 1350.5*Ni + 395.6*Cu - 0.7*Si - 1.0*Ti - 0.1*Cr - 1.0*P - 1.0*Al + 1020.5*N) ≤ 2200
    (여기서, C, Mn, Ni, Cu, Si, Ti, Cr, P, Al 및 N은 각 원소의 함량(중량%)를 의미한다)
  2. 제1항에 있어서,
    상기 열연 무소둔 강판은,
    두께가 6.0 내지 25.0mm인 충격 인성이 우수한 페라이트계 스테인리스 열연 무소둔 강판.
  3. 제1항에 있어서,
    -20℃ 샤르피 충격에너지가 150J/㎠ 이상인 충격 인성이 우수한 페라이트계 스테인리스 열연 무소둔 강판.
  4. 제1항에 있어서,
    상기 미세조직의 결정립간 방위차가 15 내지 180°인 결정립들의 평균 크기가 60㎛ 이하인 충격 인성이 우수한 페라이트계 스테인리스 열연 무소둔 강판.
  5. 제1항에 있어서,
    상기 미세조직의 결정립간 방위차가 5 내지 180°인 결정립들의 평균 크기가 30㎛ 이하인 충격 인성이 우수한 페라이트계 스테인리스 열연 무소둔 강판.
  6. 제1항에 있어서,
    상기 미세조직의 결정립간 방위차가 2 내지 180°인 결정립들의 평균 크기가 20㎛ 이하인 충격 인성이 우수한 페라이트계 스테인리스 열연 무소둔 강판.
  7. 제1항에 있어서,
    상기 미세조직의 결정립간 방위차가 15 내지 180°인 결정립계의 분율이 55% 이상인 충격 인성이 우수한 페라이트계 스테인리스 열연 무소둔 강판.
  8. 제1항에 있어서,
    상기 미세조직의 결정립간 방위차가 5 내지 15°인 결정립계의 분율이 25% 이하인 충격 인성이 우수한 페라이트계 스테인리스 열연 무소둔 강판.
  9. 제1항에 있어서,
    상기 미세조직의 결정립간 방위차가 2 내지 5°인 결정립계의 분율이 16% 이하인 충격 인성이 우수한 페라이트계 스테인리스 열연 무소둔 강판.
  10. 중량%로, C: 0 초과 0.03% 이하, Si: 0.1 내지 0.5%, Mn: 1.5% 이하, P: 0.04% 이하, Cr: 10.5 내지 14%, Ni: 0 초과 1.5% 이하, Ti: 0.01 내지 0.5%, Cu: 0 초과 1.0% 이하, N: 0 초과 0.015% 이하, Al: 0.1% 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 권취하는 단계;를 포함하고,
    상기 조압연의 마지막 압연밀에서의 압하율은 27% 이상이며,
    상기 권취 온도는 800℃ 이하인 충격 인성이 우수한 페라이트계 스테인리스 열연 무소둔 강판 제조방법.
  11. 제10항에 있어서,
    상기 슬라브는 하기 식 (1)을 만족하는 충격 인성이 우수한 페라이트계 스테인리스 열연 무소둔 강판 제조방법.
    (1) 1500 ≤ (1001.5*C + 950.6*Mn + 1350.5*Ni + 395.6*Cu - 0.7*Si - 1.0*Ti - 0.1*Cr - 1.0*P - 1.0*Al + 1020.5*N) ≤ 2200
    (여기서, C, Mn, Ni, Cu, Si, Ti, Cr, P, Al 및 N은 각 원소의 함량(중량%)를 의미한다)
  12. 제10항에 있어서,
    상기 조압연 바의 온도는 1,020 내지 970℃이며,
    상기 마무리압연 종료 온도는 920℃ 이하인 충격 인성이 우수한 페라이트계 스테인리스 열연 무소둔 강판 제조방법.
  13. 제10항에 있어서,
    상기 열연 강판의 두께는 6.0 내지 25.0mm인 충격 인성이 우수한 페라이트계 스테인리스 열연 무소둔 강판 제조방법.
  14. 제10항에 있어서,
    상기 권취된 열연 강판의 압연 직각 방향 단면 미세조직은,
    결정립간 방위차가 15 내지 180°인 결정립들의 평균 크기가 60㎛ 이하인 충격 인성이 우수한 페라이트계 스테인리스 열연 무소둔 강판 제조방법.
  15. 제10항에 있어서,
    상기 권취된 열연 강판의 압연 직각 방향 단면 미세조직은,
    결정립간 방위차가 15 내지 180°인 결정립계의 분율이 55% 이상인 충격 인성이 우수한 페라이트계 스테인리스 열연 무소둔 강판 제조방법.
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Families Citing this family (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR102173277B1 (ko) * 2018-11-06 2020-11-03 주식회사 포스코 저온 충격인성이 우수한 열연 강판 및 그 제조방법
CN114318146A (zh) * 2021-12-24 2022-04-12 浦项(张家港)不锈钢股份有限公司 一种高韧性铁素体不锈钢及其制造方法和应用
CN115261744B (zh) * 2022-07-20 2023-10-27 山西太钢不锈钢股份有限公司 一种高韧性低铬铁素体不锈钢中厚板及其制造方法

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS6022097B2 (ja) * 1981-10-06 1985-05-31 リンダウエル・ドルニエ・グゼルシヤフト・ミツト・ベシユレンクテル・ハフツング 織機ヘルド等の分離装置
JPH08144021A (ja) * 1994-11-18 1996-06-04 Sumitomo Metal Ind Ltd フェライトステンレス鋼およびその冷延鋼板の製造方法
JPH1060543A (ja) * 1996-08-15 1998-03-03 Nippon Steel Corp 表面特性及び耐食性の優れたフェライト系ステンレス鋼薄板の製造方法
KR20160123371A (ko) * 2014-03-26 2016-10-25 닛폰 스틸 앤드 스미킨 스테인레스 스틸 코포레이션 페라이트계 스테인리스 압연 강판과 그 제조 방법 및 플랜지 부품
JP2016191150A (ja) * 2015-03-30 2016-11-10 新日鐵住金ステンレス株式会社 靭性に優れたステンレス鋼板およびその製造方法

Family Cites Families (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2738249B2 (ja) * 1992-03-24 1998-04-08 住友金属工業株式会社 フェライトステンレス鋼板の製造方法
JP5707671B2 (ja) * 2009-03-31 2015-04-30 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性と製造性に優れたＮｂ添加フェライト系ステンレス鋼板及びその製造方法
JP6022097B1 (ja) * 2016-03-30 2016-11-09 日新製鋼株式会社 Ｔｉ含有フェライト系ステンレス鋼板および製造方法
PL3591084T3 (pl) * 2017-02-28 2021-11-15 Nippon Steel Corporation Blacha cienka z nierdzewnej stali ferrytycznej, zwój otrzymywany na gorąco i element kołnierzowy do układu wydechowego pojazdu silnikowego

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS6022097B2 (ja) * 1981-10-06 1985-05-31 リンダウエル・ドルニエ・グゼルシヤフト・ミツト・ベシユレンクテル・ハフツング 織機ヘルド等の分離装置
JPH08144021A (ja) * 1994-11-18 1996-06-04 Sumitomo Metal Ind Ltd フェライトステンレス鋼およびその冷延鋼板の製造方法
JPH1060543A (ja) * 1996-08-15 1998-03-03 Nippon Steel Corp 表面特性及び耐食性の優れたフェライト系ステンレス鋼薄板の製造方法
KR20160123371A (ko) * 2014-03-26 2016-10-25 닛폰 스틸 앤드 스미킨 스테인레스 스틸 코포레이션 페라이트계 스테인리스 압연 강판과 그 제조 방법 및 플랜지 부품
JP2016191150A (ja) * 2015-03-30 2016-11-10 新日鐵住金ステンレス株式会社 靭性に優れたステンレス鋼板およびその製造方法

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* Cited by examiner, † Cited by third party
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