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WO2020060050A1 - 가공성과 고온강도가 우수한 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조방법 - Google Patents

가공성과 고온강도가 우수한 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조방법 Download PDF

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WO2020060050A1
WO2020060050A1 PCT/KR2019/010717 KR2019010717W WO2020060050A1 WO 2020060050 A1 WO2020060050 A1 WO 2020060050A1 KR 2019010717 W KR2019010717 W KR 2019010717W WO 2020060050 A1 WO2020060050 A1 WO 2020060050A1
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WO
WIPO (PCT)
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stainless steel
temperature strength
high temperature
ferritic stainless
precipitate
Prior art date
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Ceased
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PCT/KR2019/010717
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English (en)
French (fr)
Inventor
박지언
정일찬
박미남
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Posco Holdings Inc
Original Assignee
Posco Co Ltd
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Publication date
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Priority to JP2021515629A priority patent/JP7271658B2/ja
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    • Y02P10/00—Technologies related to metal processing
    • Y02P10/20—Recycling

Definitions

  • the present invention relates to a ferritic stainless steel having excellent processability and high temperature strength, and more particularly, to a ferritic stainless steel and a method for manufacturing the ferritic stainless steel capable of improving the workability and high temperature strength through control of the composition and composition of the precipitate.
  • Ferritic stainless steel is a steel with high price competitiveness compared to austenitic stainless steel because it has excellent corrosion resistance even with a small amount of expensive alloy elements added. Ferritic stainless steel is used for exhaust-manifold, collector cone, etc. with exhaust gas temperature of 800 °C or higher. Automotive exhaust system Exhaust Manifold is an environment that is directly exposed to high-temperature exhaust gas of 800 °C or higher and requires very high safety in a long-term operation environment. For this reason, many studies have been conducted on alloy compositions and methods for improving the high temperature properties.
  • the embodiments of the present invention aim to improve the processability and high temperature strength by optimizing the steel composition and manufacturing process to control the composition and distribution of the precipitates of the final material.
  • Ferritic stainless steel excellent in workability and high temperature strength according to an embodiment of the present invention, by weight, C: 0.0005 to 0.02%, N: 0.005 to 0.02%, Si: 0.01 to 1.0%, Mn: 0.01 to 1.2 %, P: 0.001 to 0.05%, Cr: 10.0 to 25.0%, Mo: 1.5 to 3.0%, Nb: 0.3 to 0.7%, W: 0.5 to 2.0%, including the remaining Fe and unavoidable impurities, average diameter 0.5 ⁇ m
  • the number of precipitates below is 10 5 pieces / mm 2 or less.
  • the precipitate includes a Laves phase
  • the Laves phase precipitate includes a Mo Laves phase precipitate, a Nb Laves phase precipitate, and a W Laves phase precipitate. can do.
  • the weight ratio of W to the total weight of the precipitate may be less than 20%.
  • the stainless steel may have an elongation at 25 ° C of 27% or higher, and a tensile strength of 900 ° C of 45 MPa or higher.
  • a method of manufacturing a ferritic stainless steel having excellent processability and high temperature strength according to an embodiment of the present invention, in weight percent, C: 0.0005 to 0.02%, N: 0.005 to 0.02%, Si: 0.01 to 1.0%, Mn: 0.01 To 1.2%, P: 0.001 to 0.05%, Cr: 10.0 to 25.0%, Mo: 1.5 to 3.0%, Nb: 0.3 to 0.7%, W: 0.5 to 2.0%, reheating the slab containing the remaining Fe and unavoidable impurities Rough rolling; Finishing rolling the rough rolling bar; And winding up the hot-rolled hot-rolled steel sheet; and the holding time (seconds) before the start of the finish rolling satisfies the following formula (1).
  • RHT means reheating temperature (°C).
  • the reheating temperature may be 1,100 to 1,300 ° C.
  • the rough rolling, the total rolling reduction of the last two passes may be 50% or more.
  • the coiling temperature may be 500 to 700 ° C.
  • the ferritic stainless steel according to an embodiment of the present invention can provide a ferritic stainless steel excellent in workability and high temperature strength by reducing precipitates and increasing solid solution W.
  • ferritic stainless steel according to an embodiment of the present invention may exhibit a normal temperature elongation of 27% or higher and a high temperature strength of 900 ° C or higher of 45 MPa.
  • 1 is a SEM photograph showing the distribution of precipitates of ferritic stainless steel according to an embodiment of the present invention.
  • Ferritic stainless steel excellent in workability and high temperature strength according to an embodiment of the present invention, by weight, C: 0.0005 to 0.02%, N: 0.005 to 0.02%, Si: 0.01 to 1.0%, Mn: 0.01 to 1.2 %, P: 0.001 to 0.05%, Cr: 10.0 to 25.0%, Mo: 1.5 to 3.0%, Nb: 0.3 to 0.7%, W: 0.5 to 2.0%, including the remaining Fe and unavoidable impurities, average diameter 0.5 ⁇ m
  • the number of precipitates below is 10 5 pieces / mm 2 or less.
  • the present invention is a ferritic stainless steel with improved processability and high temperature strength through control of precipitates with the addition of Mo, Nb, and W with respect to securing high temperature strength for securing processability for manufacturing as a vehicle exhaust system component and safety in a high temperature operating environment. I want to provide a river.
  • Ferritic stainless steel excellent in workability and high temperature strength according to an embodiment of the present invention, by weight, C: 0.0005 to 0.02%, N: 0.005 to 0.02%, Si: 0.01 to 1.0%, Mn: 0.01 to 1.2 %, P: 0.001 to 0.05%, Cr: 10.0 to 25.0%, Mo: 1.5 to 3.0%, Nb: 0.3 to 0.7%, W: 0.5 to 2.0%, including the remaining Fe and unavoidable impurities, average diameter 0.5 ⁇ m
  • C 0.0005 to 0.02%
  • N 0.005 to 0.02%
  • Si 0.01 to 1.0%
  • Mn 0.01 to 1.2 %
  • P 0.001 to 0.05%
  • Cr 10.0 to 25.0%
  • Mo 1.5 to 3.0%
  • Nb 0.3 to 0.7%
  • W 0.5 to 2.0%, including the remaining Fe and unavoidable impurities, average diameter 0.5 ⁇ m
  • the following is a distribution of precipitates of 10 5 particles / mm 2 or less.
  • the unit is weight%.
  • the content of C is 0.0005 to 0.02%.
  • C is an element that greatly affects the strength, and if its content is less than 0.0005%, the strength is lowered and the refining price for making a high-purity product becomes expensive, and when it exceeds 0.02%, the impurity of the material increases to increase the elongation and work hardening index (n Value) is lowered and DBTT is higher, the impact characteristics are lowered.
  • the content of N is 0.005 to 0.02%.
  • N is an element that promotes recrystallization by depositing austenite during hot rolling, and if the content is less than 0.005%, crystallization of TiN is reduced and the equiaxed crystal rate of the slab is lowered. On the other hand, when it exceeds 0.02%, the impurities of the material increase, the elongation rate and the work hardening index (n value) are lowered, and the DBTT is higher, thus impact characteristics are lowered.
  • the content of Si is 0.01 to 1.0%.
  • Si is an element added for deoxidation and ferrite stabilization of molten steel during steelmaking, and if its content is less than 0.01%, there is a problem that the refining price increases, and if it exceeds 1.0%, the impurities in the material increase, and elongation and work hardening index ( n value) is lowered and Si-based inclusions increase, resulting in poor processability.
  • the content of Mn is 0.01 to 1.2%.
  • Mn is an effective element for improving corrosion resistance, and if its content is less than 0.01%, there is a problem that the refining price increases, and when it exceeds 1.2%, impurities in the material increase, so that the elongation decreases.
  • the content of P is 0.001 to 0.05%.
  • P is an inevitably contained impurity in steel, it is an element that causes grain boundary corrosion or inhibits hot workability during pickling, so it is desirable to control its content as low as possible. However, if it is controlled to less than 0.001%, the refining price increases, and if it exceeds 0.05%, the elongation and the work hardening index are lowered due to the increase in impurities.
  • the content of Cr is 10.0 to 25.0%.
  • Cr is an element effective for improving corrosion resistance and oxidation resistance of steel, and is added at least 10% in the present invention. However, if the content is excessive, the elongation is lowered and there is a problem that a hot-rolled sticking defect occurs, so it is limited to 25.0% or less.
  • the content of Mo is 1.5 to 3.0%.
  • Mo serves to increase the corrosion resistance of ferritic stainless steel and to improve high temperature strength. If the Mo content is less than 1.5%, the amount employed in the material is small, which increases the probability of high temperature strength and thermal fatigue property deterioration and abnormal oxidation, and if it exceeds 3.0%, the shock property falls and increases the risk of breakage during processing and increases the cost. have.
  • the content of Nb is 0.3 to 0.7%.
  • Nb combines with solid solution C to precipitate NbC, thereby lowering the solid solution C content to increase corrosion resistance and increase the high temperature strength. If the Nb content is less than 0.3%, there is a problem in that high-temperature strength is reduced due to a small amount employed in the material, and when it exceeds 0.7%, the elongation and impact characteristics are lowered due to excessive increase in Nb-based precipitates and solid solution.
  • the content of W is 0.5 to 2.0%.
  • W increases the corrosion resistance of the ferritic stainless steel and improves high temperature strength. Therefore, it is preferable to add 0.5% or more, and if it is less than 0.5%, there is a problem in that the amount of solid solution in the material is small and the high temperature strength is lowered. On the other hand, if it exceeds 2.0%, there is a problem that excessive precipitates are generated and cracks are frequently formed during processing.
  • the Laves phase precipitates may be [Fe, Cr] 2 [Mo, Nb, W]. That is, the Labes-phase precipitates may include Mo-Laves-phase precipitates, Nb-Labes-phase precipitates, and W-Labes-phase precipitates.
  • the number of precipitates having an average diameter of 0.5 ⁇ m or less may be 10 5 pieces / mm 2 or less.
  • the weight ratio of W to the total weight of the precipitate may be less than 20%. That is, the ratio of the weight of W in [Fe, Cr] 2 [W] to the total weight of the Labes phase precipitates that can be expressed as [Fe, Cr] 2 [Mo, Nb, W] may be less than 20%, and W It is possible to improve the high temperature strength by sufficiently securing a high capacity in the matrix structure.
  • the W-weight ratio to the total weight of the Labes-like precipitate is preferably less than 20%.
  • the ferritic stainless steel according to an embodiment of the present invention may satisfy an elongation at 25 ° C. of 27% or higher and a tensile strength of 900 ° C. of 45 MPa or higher.
  • the ferritic stainless steel having excellent processability and high temperature strength of the present invention requires control of the size and distribution of fine precipitates in order to secure processability and high temperature strength, and also requires control of a component system as well as control of a hot rolling process.
  • It can be made of a hot rolled annealing material through a hot rolling and annealing process, for example, by weight, C: 0.0005 to 0.02%, N: 0.005 to 0.02%, Si: 0.01 to 1.0%, Mn: 0.01 to 1.2 %, P: 0.001 to 0.05%, Cr: 10.0 to 25.0%, Mo: 1.5 to 3.0%, Nb: 0.3 to 0.7%, W: 0.5 to 2.0%, slab containing the remaining Fe and unavoidable impurities is reheated to It can be rolled, finish-rolled a rough-rolled bar, wind-rolled the hot-rolled steel sheet, and heat-treated by annealing the wound hot-rolled coil.
  • the hot-rolling reheating temperature of the slab should be controlled to 1,100 ° C or higher, and if the reheating temperature is too high, crystal grains may become coarse, which is limited to 1,300 ° C or lower.
  • the total rolling reduction of the last two passes of the rough rolling may be 50% or more in order to impart strain energy.
  • the rough rolling is usually composed of 3 to 4 rolling mills, and the last 2 passes in the present invention may mean the last rolling mill and the last 2nd rolling mill.
  • the potential can be smoothly generated by dropping the sum of the reduction rates of the last two passes to 50% or more.
  • the time (in seconds) that the rough rolled rough rolling bar is maintained before the start of finish rolling may satisfy Equation (1) below.
  • RHT means reheating temperature (°C).
  • Sufficient recrystallization time is given by setting the time from rough rolling to finishing rolling to 8,000 / (RHT-1,000) seconds or more, and it is limited to 120 seconds or less to prevent grain coarsening. This is to prevent the coarsening of the precipitates by further imparting a deformed structure during the finish rolling and to be employed in an annealing process thereafter.
  • the coiling temperature of the hot-rolled hot rolled steel sheet may be 500 to 700 °C.
  • the coiling temperature should be controlled to 700 ° C or less, and it is preferable to control it to 500 ° C or more for shape and surface quality.
  • a 20 mm bar sample was prepared with an alloy component meter shown in Table 1 below by utilizing a stainless steel lab scale melting and ingot production facility. Subsequently, after the hot rolling to 6 mm according to the reheating temperature, rolling reduction, retention time according to formula (1), and the coiling temperature shown in Table 2, hot rolling annealing was performed at 1,100 ° C, cold rolling to 2.0 mm, and annealing at 1,100 ° C. To produce the final product.
  • 1 is a SEM photograph showing the distribution of precipitates of ferritic stainless steel according to an embodiment of the present invention.
  • 2 is a SEM photograph showing the distribution of precipitates of ferritic stainless steel according to a comparative example.
  • Comparative Examples 1 to 4 are for steel types A to D that deviate from the alloy component composition of the present invention, specifically, steel types having insufficient contents of Mo, Nb, and W related to high temperature strength. As shown in Table 2, it can be seen that even when manufactured by the manufacturing method according to the present invention, the precipitate diameter, number, and W weight ratio are satisfactory, but the high-temperature strength at 900 ° C does not reach the target value due to insufficient high capacity.
  • Comparative Examples 5 to 7 are for steel types E to G satisfying the alloy component composition of the present invention, and exhibited a problem that a large amount of precipitates or W was not sufficiently employed when the manufacturing method conditions were not satisfied even if the alloy composition was satisfied.
  • Examples 1 to 3 is a case that satisfies all of the alloy composition and manufacturing method conditions of the present invention, it was found that the present invention satisfies both the precipitate distribution and the steel material properties to be achieved.
  • the ferritic stainless steel according to the present invention is excellent in processability and high temperature strength, and thus can provide high durability and safety in a long-time operation environment directly exposed to high temperature exhaust gas of 700 ° C or higher.

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Abstract

성분계 조성 및 석출물 분포 제어를 통해 가공성 및 고온강도가 향상된 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조방법이 개시된다. 본 발명의 일 실시예에 따른 가공성과 고온강도가 우수한 페라이트계 스테인리스강은, 중량%로, C: 0.0005 내지 0.02%, N: 0.005 내지 0.02%, Si: 0.01 내지 1.0%, Mn: 0.01 내지 1.2%, P: 0.001 내지 0.05%, Cr: 10.0 내지 25.0%, Mo: 1.5 내지 3.0%, Nb: 0.3 내지 0.7%, W: 0.5 내지 2.0%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 평균 직경 0.5㎛ 이하인 석출물 개수가 105개/㎟ 이하이다.

Description

가공성과 고온강도가 우수한 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조방법
본 발명은 가공성과 고온강도가 우수한 페라이트계 스테인리스강에 대한 것으로, 보다 상세하게는 성분계 조성 및 석출물 분포 제어를 통해 가공성 및 고온강도를 향상시킬 수 있는 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조방법에 관한 것이다.
페라이트계 스테인리스강은 고가의 합금원소가 적게 첨가되면서도 내식성이 뛰어나서, 오스테나이트계 스테인리스강에 비하여 가격 경쟁력이 높은 강재이다. 페라이트계 스테인리스강은 배가스 온도 800℃ 이상의 배기계 부품 등(exhaust-manifold, collector cone)에 사용된다. 자동차 배기계 Exhaust Manifold는 800℃ 이상의 고온의 배기가스에 직접 노출되는 환경으로 장시간의 가동환경에서 매우 높은 안전성이 요구된다. 그렇기 때문에 기존에 고온 특성을 개선하는 합금 성분 및 제조방법에 대한 많은 연구들이 행해져 왔다.
그동안 고온 특성을 향상시키는 원소인 Mo, Nb 등의 합금의 영향에 대한 연구는 많이 진행되었지만, 실질적으로 고온에서 소재 내부에 발생하는 결정립과 석출물들이 고온 물성에 미치는 영향에 대한 파악은 미진한 상태이다. 이러한 결정립과 석출물들에 대한 합금 성분 및 제조조건의 최적화가 이뤄져야 점차 고성능화 되어 가는 자동차 배기계 Exhaust Manifold용 소재로 적용이 가능할 것이다.
본 발명의 실시예들은, 강 조성과 제조공정을 최적화하여 최종 소재의 석출물 조성 및 분포를 제어함으로써 가공성과 고온강도를 개선하는 것을 목적으로 한다.
본 발명의 일 실시예에 따른 가공성과 고온강도가 우수한 페라이트계 스테인리스강은, 중량%로, C: 0.0005 내지 0.02%, N: 0.005 내지 0.02%, Si: 0.01 내지 1.0%, Mn: 0.01 내지 1.2%, P: 0.001 내지 0.05%, Cr: 10.0 내지 25.0%, Mo: 1.5 내지 3.0%, Nb: 0.3 내지 0.7%, W: 0.5 내지 2.0%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 평균 직경 0.5㎛ 이하인 석출물 개수가 105개/㎟ 이하이다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 석출물은 라베스상(Laves Phase)을 포함하고, 상기 라베스상 석출물은 Mo 라베스상 석출물, Nb 라베스상 석출물 및 W 라베스상 석출물을 포함할 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 석출물 총 중량 대비 W의 중량비는 20% 미만일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 스테인리스강은 25℃ 연신율이 27% 이상이고, 900℃ 인장강도가 45MPa 이상일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따른 가공성과 고온강도가 우수한 페라이트계 스테인리스강 제조방법은, 중량%로, C: 0.0005 내지 0.02%, N: 0.005 내지 0.02%, Si: 0.01 내지 1.0%, Mn: 0.01 내지 1.2%, P: 0.001 내지 0.05%, Cr: 10.0 내지 25.0%, Mo: 1.5 내지 3.0%, Nb: 0.3 내지 0.7%, W: 0.5 내지 2.0%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 재가열하여 조압연하는 단계; 조압연 바를 마무리압연하는 단계; 및 마무리압연된 열연 강판을 권취하는 단계;를 포함하고, 상기 조압연 바를 마무리압연 개시 전 유지 시간(초)이 하기 식 (1)을 만족한다.
(1) 8,000/(RHT - 1,000) ≤ 유지 시간 ≤ 120
여기서, RHT는 재가열 온도(℃)를 의미한다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 재가열 온도는 1,100 내지 1,300℃일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 조압연은, 마지막 2패스의 총 압하율이 50% 이상일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 권취 온도는 500 내지 700℃일 수 있다.
본 발명의 실시예에 따른 페라이트계 스테인리스강은 석출물을 저감하고 고용 W을 높여 가공성과 고온강도가 우수한 페라이트계 스테인리스강을 제공할 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따른 페라이트계 스테인리스강은 상온 연신율 27% 이상 및 900℃ 고온강도 45MPa 이상을 나타낼 수 있다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 페라이트계 스테인리스강의 석출물 분포를 나타내는 SEM 사진이다.
도 2는 비교예에 따른 페라이트계 스테인리스강의 석출물 분포를 나타내는 SEM 사진이다.
본 발명의 일 실시예에 따른 가공성과 고온강도가 우수한 페라이트계 스테인리스강은, 중량%로, C: 0.0005 내지 0.02%, N: 0.005 내지 0.02%, Si: 0.01 내지 1.0%, Mn: 0.01 내지 1.2%, P: 0.001 내지 0.05%, Cr: 10.0 내지 25.0%, Mo: 1.5 내지 3.0%, Nb: 0.3 내지 0.7%, W: 0.5 내지 2.0%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 평균 직경 0.5㎛ 이하인 석출물 개수가 105개/㎟ 이하이다.
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.
본 발명은 자동차 배기계용 부품으로의 제조를 위한 가공성 및 고온 가동 환경에서의 안전성 확보를 위한 고온강도 확보에 대하여, Mo, Nb, W 첨가와 함께 석출물 제어를 통해 가공성과 고온강도가 향상된 페라이트계 스테인리스강을 제공하고자 한다.
본 발명의 일 실시예에 따른 가공성과 고온강도가 우수한 페라이트계 스테인리스강은, 중량%로, C: 0.0005 내지 0.02%, N: 0.005 내지 0.02%, Si: 0.01 내지 1.0%, Mn: 0.01 내지 1.2%, P: 0.001 내지 0.05%, Cr: 10.0 내지 25.0%, Mo: 1.5 내지 3.0%, Nb: 0.3 내지 0.7%, W: 0.5 내지 2.0%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 평균 직경 0.5㎛ 이하인 석출물 분포가 105개/㎟ 이하이다.
이하, 본 발명의 실시예에서의 합금성분 원소 함량의 수치한정 이유에 대하여 설명한다. 이하에서는 특별한 언급이 없는 한 단위는 중량%이다.
C의 함량은 0.0005 내지 0.02%이다.
C는 강도에 크게 영향을 미치는 원소로써, 그 함량이 0.0005% 미만이면 강도 저하 및 고순도 제품을 만들기 위한 정련 가격이 비싸지고, 0.02%를 초과하면 소재의 불순물이 증가하여 연신율과 가공경화지수(n값)가 낮아지고 DBTT가 높아져 충격 특성이 저하된다.
N의 함량은 0.005 내지 0.02%이다.
N은 열간압연 시 오스테나이트를 석출시켜 재결정을 촉진시키는 역할을 하는 원소로, 그 함량이 0.005% 미만이면 TiN 정출이 적어져 슬라브의 등축정율이 낮아진다. 반면, 0.02%를 초과하면 소재의 불순물이 증가하여 연신율과 가공경화지수(n값)가 낮아지고 DBTT가 높아져 충격 특성이 저하된다.
Si의 함량은 0.01 내지 1.0%이다.
Si은 제강 시 용강의 탈산과 페라이트 안정화를 위해 첨가되는 원소로, 그 함량이 0.01% 미만이면 정련 가격이 증가하는 문제가 있고, 1.0%를 초과하면 소재의 불순물이 증가하여 연신율과 가공경화지수(n값)가 낮아지고 Si계 개재물이 증가하여 가공성이 나빠진다.
Mn의 함량은 0.01 내지 1.2%이다.
Mn은 내식성 개선에 유효한 원소로, 그 함량이 0.01% 미만이면 정련 가격이 증가하는 문제가 있고, 1.2%를 초과하면 소재의 불순물이 증가하여 연신율이 낮아진다.
P의 함량은 0.001 내지 0.05%이다.
P는 강 중 불가피하게 함유되는 불순물로써, 산세시 입계 부식을 일으키거나 열간가공성을 저해하는 주요 원인이 되는 원소이므로, 그 함량을 가능한 낮게 제어하는 것이 바람직하다. 그러나 0.001% 미만으로 제어하는 경우 정련 가격이 증가하며, 0.05%를 초과하면 불순물 증가로 인해 연신율 및 가공경화지수가 낮아진다.
Cr의 함량은 10.0 내지 25.0%이다.
Cr은 강의 내식성 및 내산화성 향상에 효과적인 원소로, 본 발명에서는 10% 이상 첨가한다. 다만, 그 함량이 과다할 경우 연신율이 낮아지고 열연 스티킹(sticking) 결함이 발생하는 문제가 있어 25.0% 이하로 제한한다.
Mo의 함량은 1.5 내지 3.0%이다.
Mo는 페라이트계 스테인리스강의 내식성을 증가시킴과 동시에 고온강도를 향상시키는 역할을 한다. Mo 함량이 1.5% 미만이면 소재 내 고용되는 양이 적어 고온강도 및 열피로 특성 열화와 이상 산화 발생 확률이 높아지며, 3.0%를 초과하면 충격 특성이 떨어져 가공시 파단 발생 위험이 커지고 비용 증가의 문제가 있다.
Nb의 함량은 0.3 내지 0.7%이다.
Nb는 고용 C와 결합하여 NbC를 석출하여 고용 C 함량을 낮추어 내식성을 증가시키며, 고온강도가 증가되는 효과가 있다. Nb 함량이 0.3% 미만이면 소재 내 고용되는 양이 적어 고온강도가 저하되는 문제가 있고, 0.7%를 초과하면 Nb계 석출물과 고용량이 과도하게 늘어나 연신율과 충격 특성이 낮아진다.
W의 함량은 0.5 내지 2.0%이다.
W는 페라이트계 스테인리스강의 내식성을 증대함과 동시에 고온 강도를 향상시킨다. 따라서, 0.5% 이상 첨가하는 것이 바람직하며, 0.5% 미만이면 소재 내 고용되는 양이 적어 고온강도가 저하되는 문제가 있다. 반면, 2.0%를 초과하면 과도한 석출물이 생성되어 가공시 크랙이 다발하는 문제가 있다.
상술한 본 발명의 성분계 조성에 의할 때, 라베스상(Laves Phase)을 포함한 석출물들이 석출되며, 라베스상 석출물은 [Fe,Cr]2[Mo,Nb,W]일 수 있다. 즉, 라베스상 석출물은 Mo 라베스상 석출물, Nb 라베스상 석출물 및 W 라베스상 석출물을 포함할 수 있다. 이러한 석출물들을 제어함으로써 자동차 배기계용 부품으로의 제조를 위한 가공성 및 고온강도를 확보할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따른 페라이트계 스테인리스강은 평균 직경 0.5㎛ 이하인 석출물 개수가 105개/㎟ 이하일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 석출물 총 중량 대비 W의 중량비는 20% 미만일 수 있다. 즉, [Fe,Cr]2[Mo,Nb,W]로 표현될 수 있는 라베스상 석출물 총 중량 대비 [Fe,Cr]2[W] 중 W 중량의 비율이 20% 미만일 수 있으며, W의 기지조직 내 고용량을 충분히 확보하여 고온강도를 향상시킬 수 있다. W를 포함하는 라베스상 석출물이 과다하게 석출되는 경우에는 고용 W 감소로 고온강도가 저하되고 취성 파괴 위험이 증가하게 되므로, 라베스상 석출물 총 중량 대비 W 중량비는 20% 미만인 것이 바람직하다.
이에 따라, 본 발명의 일 실시예에 따른 페라이트계 스테인리스강은 25℃ 상온 연신율 27% 이상 및 900℃ 인장강도 45MPa 이상을 만족할 수 있다.
다음으로, 본 발명의 일 실시예에 따른 가공성과 고온강도가 우수한 페라이트계 스테인리스강의 제조방법에 대하여 설명한다.
본 발명의 가공성과 고온강도가 우수한 페라이트계 스테인리스강은 가공성 및 고온강도를 확보하기 위해 미세한 석출물들의 크기 및 분포를 제어해야 하는바 성분계 제어뿐만 아니라 열연 공정의 제어도 요구된다.
열간 압연 및 소둔 공정을 거쳐 열연 소둔재로 제조될 수 있으며, 예를 들어, 중량%로, C: 0.0005 내지 0.02%, N: 0.005 내지 0.02%, Si: 0.01 내지 1.0%, Mn: 0.01 내지 1.2%, P: 0.001 내지 0.05%, Cr: 10.0 내지 25.0%, Mo: 1.5 내지 3.0%, Nb: 0.3 내지 0.7%, W: 0.5 내지 2.0%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 재가열하여 조압연하고, 조압연 바(bar)를 마무리압연하고, 마무리압연된 열연 강판을 권취하고, 권취된 열연 코일을 소둔 열처리할 수 있다.
먼저, 슬라브 주조 중에 생성된 조대한 석출물들을 재분해하기 위해 슬라브의 열연 재가열 온도를 1,100℃ 이상으로 제어하여야 하며, 재가열 온도가 너무 높은 경우 결정립이 조대화될 수 있어 1,300℃ 이하로 제한한다.
이어서, 조압연 공정에서는 변형에너지를 부여하기 위해 조압연 마지막 2패스의 총 압하율을 50% 이상으로 할 수 있다. 조압연은 통상적으로 3개 내지 4개의 압연밀로 구성되는데, 본 발명에서의 마지막 2패스는 마지막 압연밀 및 마지막에서 두 번째 압연밀을 의미할 수 있다. 마지막 2패스의 압하율 합을 50% 이상으로 강압하함으로써 전위 생성을 원활하게 할 수 있다.
조압연된 조압연 바(bar)가 마무리압연 개시 전까지 유지되는 시간(초)은 아래 식 (1)을 만족할 수 있다.
(1) 8,000/(RHT - 1,000) ≤ 유지 시간 ≤ 120
여기서, RHT는 재가열 온도(℃)를 의미한다
조압연 후 마무리압연까지 유지되는 시간을 8,000/(RHT - 1,000) 초 이상으로 하여 충분한 재결정 시간을 부여하고, 120초 이하로 제한하여 결정립의 조대화를 방지한다. 이는 마무리압연 시 변형 조직을 더욱 부여하여 석출물들의 조대화를 방지하고 이후 소둔 공정에서 고용될 수 있도록 하는 것이다.
또한, 마무리압연된 열연 강판의 권취 온도는 500 내지 700℃일 수 있다. 열간 압연 중에 석출된 석출물들의 조대화를 방지하고 라베스상 석출물 중의 W 중량비가 높아지지 않도록 권취 온도를 700℃ 이하로 제어하여야 하며, 형상 및 표면품질을 위해 500℃ 이상으로 제어하는 것이 바람직하다.
이하 본 발명의 바람직한 실시예를 통해 보다 상세히 설명하기로 한다.
실시예
스테인리스강 lab scale 용해 및 Ingot 생산 설비를 활용하여 아래 표 1에 기재된 합금 성분계로 20mm 바 샘플을 제조하였다. 이후 표 2에 기재된 재가열 온도, 압하율, 식 (1)에 따른 유지 시간, 권취 온도에 따라 6mm로 열간 압연 후, 1,100℃에서 열연 소둔을 실시하였으며, 2.0mm로 냉간 압연 후 1,100℃에서 소둔 처리하여 최종 제품을 생산하였다.
강종 C N Si Mn P Cr Mo Nb W 구분
A 0.0088 0.0114 0.3 0.4 0.02 18 1.1 0.52 1.2 비교예
B 0.0104 0.0083 0.2 0.5 0.03 17.8 2.0 0.65 0.3 비교예
C 0.0089 0.0091 0.3 0.4 0.02 18.4 1.9 0.21 0.4 비교예
D 0.0123 0.0102 0.4 0.3 0.03 18.6 2.5 0.14 0.3 비교예
E 0.0092 0.0090 0.2 0.4 0.02 22.4 1.7 0.53 1.7 실시예
F 0.0096 0.0110 0.3 0.4 0.02 18.2 2.1 0.56 1.1 실시예
G 0.0134 0.0097 0.3 0.5 0.02 16.4 2.3 0.55 0.7 실시예
강종 재가열 온도(℃) 조압연마지막 2패스총 압하율(%) 식 (1)유지 시간(초) 권취 온도(℃) 구분
A 1,220 64 80 600 비교예 1
B 1,220 45 150 600 비교예 2
C 1,220 64 80 600 비교예 3
D 1,220 64 80 600 비교예 4
E 1,220 45 150 600 비교예 5
F 1,220 45 150 600 비교예 6
G 1,220 64 80 800 비교예 7
E 1,220 64 80 600 실시예 1
F 1,220 64 80 600 실시예 2
G 1,220 64 80 600 실시예 3
위와 같이 제조된 최종 냉연 강판에 대하여, 상온에서 인장하여 연신율을 평가하고, 고온 인장강도를 평가하였다. 고온 인장강도는 JIS G 0567 방법에 의거하여 900℃에서 테스트를 진행하여 평가하였다.
구분 강종 직경 0.5㎛ 이하 석출물 개수(103 개/㎟) 라베스상 석출물총 중량 대비W 중량비(%) 연신율(%) 900℃인장강도(MPa)
비교예 1 A 72 18 28 38
비교예 2 B 155 4 25 43
비교예 3 C 45 3 27 37
비교예 4 D 34 5 28 41
비교예 5 E 340 11 24 46
비교예 6 F 230 19 25 47
비교예 7 G 55 49 29 41
실시예 1 E 51 15 28 52
실시예 2 F 67 12 29 50
실시예 3 G 34 8 30 47
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 페라이트계 스테인리스강의 석출물 분포를 나타내는 SEM 사진이다. 도 2는 비교예에 따른 페라이트계 스테인리스강의 석출물 분포를 나타내는 SEM 사진이다.
도 1 및 도 2에 나타난 바와 같이, 본 발명에 따라 제조된 실시예에서는 직경 0.5㎛ 이하의 석출물들이 적게 분포되어 있음을 알 수 있으며, 비교예는 상대적으로 석출물이 조대하고 다량 석출되었음을 확인할 수 있다.
비교예 1 내지 4는 본 발명의 합금성분 조성을 벗어난 강종 A~D에 대한 것으로, 구체적으로는 고온강도와 관련되는 Mo, Nb, W의 함량이 부족한 강종이다. 이들을 표 2에 나타난 바와 같이 본 발명에 따른 제조방법으로 제조하여도, 석출물 직경, 개수 및 W 중량비는 만족하지만 고용량 부족에 의해 900℃ 고온강도는 목표치에 미달하는 것을 알 수 있다.
비교예 5 내지 7은 본 발명의 합금성분 조성을 만족하는 강종 E~G에 대한 것으로, 합금 조성을 만족하더라도 제조방법 조건을 충족하지 못할 경우 석출물이 다량 석출되거나 W가 충분히 고용되지 못하는 문제점을 나타내었다.
실시예 1 내지 3은 본 발명의 합금 조성 및 제조방법 조건을 모두 충족하는 경우로, 본 발명이 달성하고자 하는 석출물 분포 및 강재 물성을 모두 만족하는 것을 알 수 있었다.
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 가공성 및 고온강도가 우수하여 700℃ 이상의 고온의 배기가스에 직접 노출되는 장시간의 가동 환경에서 높은 내구성과 안전성을 제공할 수 있다.

Claims (8)

  1. 중량%로, C: 0.0005 내지 0.02%, N: 0.005 내지 0.02%, Si: 0.01 내지 1.0%, Mn: 0.01 내지 1.2%, P: 0.001 내지 0.05%, Cr: 10.0 내지 25.0%, Mo: 1.5 내지 3.0%, Nb: 0.3 내지 0.7%, W: 0.5 내지 2.0%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
    평균 직경 0.5㎛ 이하인 석출물 개수가 105개/㎟ 이하인 가공성과 고온강도가 우수한 페라이트계 스테인리스강.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 석출물은 라베스상(Laves Phase)을 포함하고,
    상기 라베스상 석출물은 Mo 라베스상 석출물, Nb 라베스상 석출물 및 W 라베스상 석출물을 포함하는 가공성과 고온강도가 우수한 페라이트계 스테인리스강.
  3. 제1항에 있어서,
    상기 석출물 총 중량 대비 W의 중량비는 20% 미만인 가공성과 고온강도가 우수한 페라이트계 스테인리스강.
  4. 제1항에 있어서,
    상기 스테인리스강은,
    25℃ 연신율이 27% 이상이고, 900℃ 인장강도가 45MPa 이상인 가공성과 고온강도가 우수한 페라이트계 스테인리스강.
  5. 중량%로, C: 0.0005 내지 0.02%, N: 0.005 내지 0.02%, Si: 0.01 내지 1.0%, Mn: 0.01 내지 1.2%, P: 0.001 내지 0.05%, Cr: 10.0 내지 25.0%, Mo: 1.5 내지 3.0%, Nb: 0.3 내지 0.7%, W: 0.5 내지 2.0%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 재가열하여 조압연하는 단계;
    조압연 바를 마무리압연하는 단계; 및
    마무리압연된 열연 강판을 권취하는 단계;를 포함하고,
    상기 조압연 바를 마무리압연 개시 전 유지 시간(초)이 하기 식 (1)을 만족하는 가공성과 고온강도가 우수한 페라이트계 스테인리스강 제조방법.
    (1) 8,000/(RHT - 1,000) ≤ 유지 시간 ≤ 120
    (여기서, RHT는 재가열 온도(℃)를 의미한다)
  6. 제5항에 있어서,
    상기 재가열 온도는 1,100 내지 1,300℃인 가공성과 고온강도가 우수한 페라이트계 스테인리스강 제조방법.
  7. 제5항에 있어서,
    상기 조압연은,
    마지막 2패스의 총 압하율이 50% 이상인 가공성과 고온강도가 우수한 페라이트계 스테인리스강 제조방법.
  8. 제5항에 있어서,
    상기 권취 온도는 500 내지 700℃인 가공성과 고온강도가 우수한 페라이트계 스테인리스강 제조방법.
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* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20220088157A (ko) * 2020-12-18 2022-06-27 주식회사 포스코 내열성이 우수한 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조방법
JP7791437B2 (ja) * 2022-03-30 2025-12-24 日本製鉄株式会社 フェライト系ステンレス鋼板

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH09279316A (ja) * 1996-04-09 1997-10-28 Nippon Steel Corp 熱延スケール疵が極めて少なく、かつ高温特性に優れたフェライト系ステンレス鋼およびそ製造方法
JP2009120893A (ja) * 2007-11-13 2009-06-04 Nisshin Steel Co Ltd 自動車排ガス経路部材用フェライト系ステンレス鋼材
JP2015187290A (ja) * 2014-03-26 2015-10-29 新日鐵住金ステンレス株式会社 フランジ用フェライト系ステンレス鋼板とその製造方法およびフランジ部品
WO2017135240A1 (ja) * 2016-02-02 2017-08-10 日新製鋼株式会社 Ｎｂ含有フェライト系ステンレス熱延鋼板及びその製造方法、並びにＮｂ含有フェライト系ステンレス冷延鋼板及びその製造方法
KR20180074079A (ko) * 2016-12-23 2018-07-03 주식회사 포스코 고온 강도 및 내산화 특성이 우수한 페라이트계 스테인리스강 및 이의 제조 방법

Family Cites Families (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3958672B2 (ja) 2002-05-20 2007-08-15 新日鐵住金ステンレス株式会社 耐酸化性に優れた耐熱フェライト系ステンレス鋼
JP4519505B2 (ja) * 2004-04-07 2010-08-04 新日鐵住金ステンレス株式会社 成形性に優れるフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
JP5793459B2 (ja) * 2012-03-30 2015-10-14 新日鐵住金ステンレス株式会社 加工性に優れた耐熱フェライト系ステンレス冷延鋼板、冷延素材用フェライト系ステンレス熱延鋼板及びそれらの製造方法
JP6639073B2 (ja) 2014-02-10 2020-02-05 日鉄日新製鋼株式会社 ターボハウジングおよびその製造方法
JP6425959B2 (ja) * 2014-10-14 2018-11-21 山陽特殊製鋼株式会社 耐高温酸化性、高温クリープ強度および高温引張強度に優れたフェライト系ステンレス鋼
KR101697093B1 (ko) * 2015-09-22 2017-01-18 주식회사 포스코 페라이트계 스테인리스강 및 이의 제조 방법
KR101903182B1 (ko) * 2016-12-23 2018-10-01 주식회사 포스코 강도 및 내산성이 우수한 페라이트계 스테인리스강 및 이의 제조 방법
KR102020513B1 (ko) * 2017-12-11 2019-09-10 주식회사 포스코 고온 내산화성이 우수한 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조방법

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH09279316A (ja) * 1996-04-09 1997-10-28 Nippon Steel Corp 熱延スケール疵が極めて少なく、かつ高温特性に優れたフェライト系ステンレス鋼およびそ製造方法
JP2009120893A (ja) * 2007-11-13 2009-06-04 Nisshin Steel Co Ltd 自動車排ガス経路部材用フェライト系ステンレス鋼材
JP2015187290A (ja) * 2014-03-26 2015-10-29 新日鐵住金ステンレス株式会社 フランジ用フェライト系ステンレス鋼板とその製造方法およびフランジ部品
WO2017135240A1 (ja) * 2016-02-02 2017-08-10 日新製鋼株式会社 Ｎｂ含有フェライト系ステンレス熱延鋼板及びその製造方法、並びにＮｂ含有フェライト系ステンレス冷延鋼板及びその製造方法
KR20180074079A (ko) * 2016-12-23 2018-07-03 주식회사 포스코 고온 강도 및 내산화 특성이 우수한 페라이트계 스테인리스강 및 이의 제조 방법

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