(57)【要約】  本発明は、圧下率及び熱処理温度を調節して機械的特性を向上させた、降伏強度及び衝撃靭性に優れたスーパー二相ステンレス鋼に係り、本発明の一実施例による、降伏強度及び衝撃靭性に優れたスーパー二相ステンレス鋼は、３０ｍｍ以上の厚さを持つ厚物スーパー二相ステンレス鋼に関するものであって、重量％で、Ｃｒ：２４〜２６％、Ｎｉ：６．０〜８．０％、Ｍｏ：３．５〜５．０％、Ｎ：０．２４〜０．３２％を含み、残りＦｅ及び不可避な不純物を含んで、微細組織がフェライト相、オーステナイト相及び２次オーステナイト相で構成され、結晶粒の大きさが２５μｍ以下であることを特徴とする。【選択図】図３
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
３０ｍｍ以上の厚さを持つ厚物スーパー二相ステンレス鋼に係り、
重量％で、Ｃｒ：２４〜２６％、Ｎｉ：６．０〜８．０％、Ｍｏ：３．５〜５．０％、Ｎ：０．２４〜０．３２％を含み、残りＦｅ及び不可避な不純物を含み、
微細組織がフェライト相、オーステナイト相及び２次オーステナイト相で構成され、結晶粒の大きさが２５μｍ以下であることを特徴とする降伏強度及び衝撃靭性に優れたスーパー二相ステンレス鋼。
【請求項２】
前記スーパー二相ステンレス鋼は、
降伏強度が５５０ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項１に記載の降伏強度及び衝撃靭性に優れたスーパー二相ステンレス鋼。
【請求項３】
前記スーパー二相ステンレス鋼は、
降伏強度と衝撃靭性の和が７５０以上であることを特徴とする請求項２に記載の降伏強度及び衝撃靭性に優れたスーパー二相ステンレス鋼。
【請求項４】
重量％で、Ｃｒ：２４〜２６％、Ｎｉ：６．０〜８．０％、Ｍｏ：３．５〜５．０％、Ｎ：０．２４〜０．３２％を含み、残りＦｅ及び不可避な不純物を含むスラブを製造する鋳造段階；
前記スラブを熱間で圧延して３０ｍｍ以上の厚さを持つ厚板材を生産する熱間圧延段階；
前記厚板材を焼鈍温度まで昇温してフェライト相の内部にＣｒＮ相を析出させ、前記ＣｒＮ相の周りにシグマ相及び２次オーステナイト相を析出させる昇温段階；及び
前記シグマ相を前記フェライト相に固溶しながら、前記２次オーステナイト相を前記フェライト相の内部に残留させる焼鈍段階；を含むことを特徴とする降伏強度及び衝撃靭性に優れたスーパー二相ステンレス鋼の製造方法。
【請求項５】
前記昇温段階は、
７００℃から前記焼鈍温度まで０．１１〜０．１７℃／ｓの速度で昇温させることを特徴とする請求項４に記載の降伏強度及び衝撃靭性に優れたスーパー二相ステンレス鋼の製造方法。
【請求項６】
前記焼鈍段階は、
１０２０〜１０６０℃の温度で２０〜６０分間焼鈍することを特徴とする請求項５に記載の降伏強度及び衝撃靭性に優れたスーパー二相ステンレス鋼の製造方法。
【請求項７】
前記熱間圧延段階は、
微細組織の結晶粒の大きさが２５μｍ以下になるように、８０％以上の圧下率に圧延することを特徴とする請求項４に記載の降伏強度及び衝撃靭性に優れたスーパー二相ステンレス鋼の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、スーパー二相ステンレス鋼及びその製造方法に係り、より詳細には、圧下率及び熱処理温度を調節して機械的特性を向上させた、降伏強度及び衝撃靭性に優れたスーパー二相ステンレス鋼に関する。
【背景技術】
【０００２】
一般に、クロム（Ｃｒ）２４〜２６％、ニッケル（Ｎｉ）６．０〜８．０％、モリブデン（Ｍｏ）３．０〜５．０％及び窒素（Ｎ）０．２４〜０．３２％を含むスーパー二相ステンレス鋼（ＵＮＳ  Ｓ３２７５０）は、オーステナイトとフェライト２相組織で構成される２相ステンレス鋼であって、耐食性及び機械的特性が非常に優秀で、脱硫設備及び海水パイプなどの素材として使われている。
このような、スーパー二相ステンレス鋼の基地組織は、フェライト相とオーステナイト相が同等の割合で構成された組織特性を持つ。同時に、スーパー二相ステンレス鋼はオーステナイト系ステンレス鋼に比べて強度が高く、塩素イオンに対する孔食（Ｐｉｔｔｉｎｇ  Ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ）及び応力腐食亀裂への抵抗性が優秀であるという大きい長所を持っている。
しかし、スーパー二相ステンレス鋼は耐食性確保のためにクロム（Ｃｒ）とモリブデン（Ｍｏ）を多量含むため、７５０℃ないし８５０℃の区間で維持する時、シグマ相が容易に生成されて脆性が強くなり、耐食性が顕著に減少するなど品質低下の問題を引き起こす。
【０００３】
このようなシグマ相は、特定の温度区間（７５０〜８５０℃）で非常に速く生成されるので、スーパー二相ステンレス鋼を焼鈍する際に、昇温速度を制御してシグマ相の生成が容易な特定の温度区間で停滞されることを避けなければならない。
このような問題点を解決するために１０℃／ｓ以上の昇温速度で６００℃から焼鈍温度まで昇温させ、１，０６０〜１，０８０℃で維持することで、シグマ相の生成が容易な温度区間を回避する方法について特許文献１（「衝撃靭性及びコイル形状が優秀なスーパー二相ステンレス鋼の連続焼鈍方法」）などで具体的に開示されている。その焼鈍方法は、厚さ８ｍｍ以下の熱延コイルの場合に主に使用されている。厚さ１０ｍｍ以上の厚板でも同様の熱処理方法が適用されているが、５ｍｍから５０ｍｍに至るまで、多様な厚さの板材にわたって５５０ＭＰａ以上の０．２％オフセット（Ｏｆｆ−Ｓｅｔ）降伏強度を満たせない現象が頻繁に発生する問題があった。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００４】
【特許文献１】韓国公開特許１０−２０１３−００３４３５０
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
本発明は、上記のような従来の問題点を解決するためになされたものであって、厚物材のスーパー二相ステンレス鋼を製造する際に、圧下率及び焼鈍条件を制御して機械的特性を向上させ、降伏強度及び衝撃靭性に優れたスーパー二相ステンレス鋼及びその製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
本発明の一実施例による、降伏強度及び衝撃靭性に優れたスーパー二相ステンレス鋼は、３０ｍｍ以上の厚さを持つ厚物スーパー二相ステンレス鋼に係り、重量％で、Ｃｒ：２４〜２６％、Ｎｉ：６．０〜８．０％、Ｍｏ：３．５〜５．０％、Ｎ：０．２４〜０．３２％を含み、残りＦｅ及び不可避な不純物を含み、微細組織がフェライト相、オーステナイト相及び２次オーステナイト相で構成され、結晶粒の大きさが２５μｍ以下であることを特徴とする。
【０００７】
スーパー二相ステンレス鋼は、降伏強度が５５０ＭＰａ以上であることがよい。
スーパー二相ステンレス鋼は、降伏強度と衝撃靭性の和が７５０以上であることが好ましい。
【０００８】
本発明の一実施例による、降伏強度及び衝撃靭性に優れたスーパー二相ステンレス鋼の製造方法は、重量％で、Ｃｒ：２４〜２６％、Ｎｉ：６．０〜８．０％、Ｍｏ：３．５〜５．０％、Ｎ：０．２４〜０．３２％を含み、残りＦｅ及び不可避な不純物を含むスラブを製造する鋳造段階；スラブを熱間で圧延して３０ｍｍ以上の厚さを持つ厚板材を生産する熱間圧延段階；厚板材を焼鈍温度まで昇温してフェライト相の内部にＣｒＮ相を析出させ、ＣｒＮ相の周りにシグマ相及び２次オーステナイト相を析出させる昇温段階；及びシグマ相をフェライト相に固溶しながら、２次オーステナイト相をフェライト相の内部に残留させる焼鈍段階；を含むことを特徴とする。
【０００９】
昇温段階は、７００℃から焼鈍温度まで０．１１〜０．１７℃／ｓの速度で昇温させることが好ましい。
焼鈍段階は、１０２０〜１０６０℃の温度で２０〜６０分間焼鈍することができる。
熱間圧延段階は、微細組織の結晶粒の大きさが２５μｍ以下になるように、８０％以上の圧下率に圧延することがよい。
【発明の効果】
【００１０】
本発明の実施例によれば、ＣｒＮ相の析出を誘導してフェライト相の内部に２次オーステナイト相の形成を促進させ、厚物材スーパー二相ステンレス鋼の降伏強度及び衝撃靭性など機械的特性を向上させることができる効果がある。
【図面の簡単な説明】
【００１１】
【図１】焼鈍時の昇温速度によるシグマ相及びＣｒＮ相の生成の挙動を示すグラフ。
【図２】昇温速度の違いによる８００℃、１０００℃、１０４０℃の温度での微細組織の形成の差を示す写真であり、（ａ）は昇温速度１．３℃／ｓで８００℃に昇温、（ｂ）は昇温速度０．１７℃／ｓで８００℃に昇温、（ｃ）は昇温速度１．３℃／ｓで１０００℃に昇温、（ｄ）は昇温速度０．１７℃／ｓで１０００℃に昇温、（ｅ）は昇温速度１．３℃／ｓで１０４０℃に昇温、（ｆ）は昇温速度０．１７℃／ｓで１０４０℃に昇温したときの様子である。
【図３】焼鈍温度及び焼鈍時間による析出物の挙動とその微細組織を示す図面。
【図４】焼鈍条件による降伏強度及び衝撃靭性を示すグラフ。
【図５】厚板の厚さ（圧下率）と結晶粒の大きさの関係を示すグラフ。
【図６】本発明の一実施例によって製造された降伏強度及び衝撃靭性に優れたスーパー二相ステンレス鋼と比較例の微細組織を比べた写真であり、（ａ）は比較例Ｔ鋼の微細組織、（ｂ）は比較例Ｒ鋼の微細組織、（ｃ）は実施例Ｗ鋼の微細組織である。
【発明を実施するための形態】
【００１２】
以下、添付した図面に基づいて本発明の望ましい実施例を詳しく説明するが、本発明は実施例によって制限されたり限定されるものではない。本発明を説明するにあたり、関連した公知技術に対する具体的な説明が本発明の要旨を曖昧にすることがあると判断されたり、当業者に自明であると判断される内容は省略することがある。
本発明の一実施例による、降伏強度及び衝撃靭性に優れたスーパー二相ステンレス鋼は、重量％で、Ｃｒ：２４〜２６％、Ｎｉ：６．０〜８．０％、Ｍｏ：３．５〜５．０％、Ｎ：０．２４〜０．３２％を含み、残りＦｅ及び不可避な不純物を含む。
以下、本発明の実施例による成分含量の数値限定理由について説明する。
【００１３】
Ｃｒ：２４〜２６重量％
クロム（Ｃｒ）は、フェライト安定化元素としてフェライト相の確保に主な役割をするだけでなく、耐食性を確保するための必須元素であって、クロム（Ｃｒ）の含量が増加すれば耐食性が増加するが、２６％を超えて過量添加される場合、相分率を維持するために高価なニッケル（Ｎｉ）などオーステナイト形成元素の含量が増加することになり製造コストが上昇する。
したがって、クロム（Ｃｒ）の含量は２４〜２６重量％範囲に限定することが望ましい。
【００１４】
Ｎｉ：６．０〜８．０重量％
ニッケル（Ｎｉ）は、マンガン（Ｍｎ）、銅（Ｃｕ）及び窒素（Ｎ）とともにオーステナイト安定化元素として、オーステナイト相の安定度増大に主な役割をする。よって、フェライト相とオーステナイト相の相分率を維持するために、その含量を６．０〜８．０重量％に制限することが望ましい。
【００１５】
Ｍｏ：３．５〜５．０重量％
モリブデン（Ｍｏ）はクロム（Ｃｒ）とともにフェライトを安定化しながら耐食性改善にとても有効な元素であるが、高価であるという短所がある。よって、モリブデン（Ｍｏ）の含量は３．５〜５．０重量％に限定することが望ましい。
【００１６】
Ｎ：０．２４〜０．３２重量％
窒素（Ｎ）は、炭素（Ｃ）、ニッケル（Ｎｉ）とともにオーステナイト相の安定化に大きく寄与する元素であって、焼鈍熱処理の際にオーステナイト相に濃密化が発生する元素の一つとして、窒素（Ｎ）の含量を増加させれば付随的に耐食性増加及び高強度化を図ることができるが、窒素（Ｎ）の含量が過度な場合、窒素（Ｎ）固溶度超過により鋳造時の窒素気孔（ｐｏｒｅ）の発生による表面欠陷を引き起こすことがあるため、窒素（Ｎ）の含量は０．２４〜０．３２重量％範囲に限定することが望ましい。
【００１７】
本発明の一実施例による降伏強度及び衝撃靭性に優れたスーパー二相ステンレス鋼は、フェライト相とオーステナイト相及び２次オーステナイト相で構成される微細組織の結晶粒の大きさが２５μｍ以下に形成されることが望ましい。
また、降伏強度は５５０ＭＰａ以上で、降伏強度と衝撃靭性の和は７５０以上であることを特徴とする。
【００１８】
一方、本発明の一実施例による降伏強度及び衝撃靭性に優れたスーパー二相ステンレス鋼の製造方法は、上記組成を有する溶鋼を連鋳してスラブを製造する鋳造段階と、スラブを熱間圧延して厚板材を生産する圧延段階と、厚板材を加熱する昇温段階及び焼鈍段階を含む。
本発明において、微細組織を制御するためにオーステナイト相及びフェライト相を同時に有するスーパー二相ステンレス鋼を焼鈍熱処理する際に、昇温速度、焼鈍温度及び時間、圧下率を制御する。より具体的には、昇温段階で昇温速度を制御して昇温中にＣｒＮ相の析出を誘導し、ＣｒＮ相の周りにシグマ相及び２次オーステナイト相の析出を誘導し、焼鈍段階で焼鈍温度及び時間を制御して昇温段階で析出されたシグマ相をフェライト相の内部に固溶させつつ、２次オーステナイト相をフェライト相の内部に残留させる。
【００１９】
図１は焼鈍時の昇温速度によるシグマ相及びＣｒＮ相の生成挙動を示すグラフであり、図２は昇温速度の違いによる８００℃、１０００℃、１４００℃の温度での微細組織の形成の差を示す写真である。
図１及び図２に示したとおり、本発明の一実施例による昇温段階は７００℃から１０３０〜１０５０℃の温度範囲を有する焼鈍温度まで０．１１〜０．１７℃／ｓの速度で昇温させることが好ましい。
これは、フェライト相の内部にＣｒＮ相を微細に析出させると同時に、ＣｒＮ相の周りにシグマ相を形成させるためである。
すなわち、昇温速度が０．１７℃／ｓを超過する場合、８００℃の近くでフェライト相の内部にＣｒＮ相が形成されず、９００〜１０００℃に温度が上昇しても安定性のあるシグマ相及び２次オーステナイト相は、フェライト相とオーステナイト相の界面に形成されて組織の微細化効果を得ることができない。
一方、昇温速度が０．１７℃／ｓ以下である場合、８００℃の近くでフェライト相の内部にＣｒＮ相が微細に形成され、このとき形成されたＣｒＮ相が核生成サイトとして作用し、オーステナイト／フェライト相の界面だけでなく、ＣｒＮ相の周りにシグマ相及び２次オーステナイト相が形成されて組織を微細化することができる。
【００２０】
図３は焼鈍温度及び焼鈍時間による析出物の挙動とその微細組織を示す図面であり、図４は焼鈍条件による降伏強度及び衝撃靭性を示すグラフである。
図３及び図４に示したとおり、本発明の一実施例による焼鈍段階は１０２０〜１０６０℃の温度で２０〜４０分の焼鈍を実施し、より好ましくは、本発明の焼鈍段階は焼鈍温度によって焼鈍時間を異にして適用することが好ましい。
焼鈍温度が１０３０〜１０５０℃の場合には焼鈍時間２０〜４０分を実施し、焼鈍温度が１０２０〜１０３０℃の場合には焼鈍時間４０〜６０分を実施し、焼鈍温度が１０５０〜１０６０℃の場合には焼鈍時間５〜２０分を実施する。
ここで、温度が低くても焼鈍時間を増加することで、フェライト相の内部にシグマ相を固溶させながら２次オーステナイト相をフェライト相内に残留させて組織を微細化することができ、焼鈍温度が高くなることにつれ、シグマ相及び２次オーステナイト相が固溶されようとする傾向が強くなるが、焼鈍時間を短くすることで、フェライト相の内部に２次オーステナイト相を残留させ、組織を微細化することができる効果がある。
【００２１】
図５は、１５０ｍｍのスラブを圧延して厚板を生産する際に、厚板の厚さ（圧下率）と結晶粒の大きさの関係を示すグラフであり、図６は、本発明の一実施例によって製造された降伏強度及び衝撃靭性に優れたスーパー二相ステンレス鋼と比較例の微細組織を比べた写真である。
本発明の一実施例による熱間圧延段階は、スラブの圧下率が８０％以上であることが好ましい。
図５及び図６に示したとおり、１５０ｍｍ厚さのスラブを１０〜３５ｍｍの厚さを持つ厚板に圧延する場合、厚板の厚さが厚くなるほど結晶粒の大きさが増加することが分かる。
ここで、３０ｍｍ以上の厚さを持つ厚物材の場合、降伏強度が５５０ＭＰａ以下に低下してＡＳＴＭ規格を満たすことができない。この問題は、上記の微細組織制御方法を通じて改善することができ、圧下量８２．５％を適用することにより、微細組織の結晶粒の大きさを２５μｍ以下に形成すると同時に降伏強度を向上させることができる。
本発明の一実施例による降伏強度及び衝撃靭性に優れたスーパー二相ステンレス鋼の厚さは３０ｍｍ以上であってもよい。すなわち、本発明は厚物材の製造に有用に適用することができる。厚さの上限値は特に制限されることなく、例えば、１００ｍｍ、７０ｍｍまたは５０ｍｍであってもよい。
【００２２】
以下、実施例に基づいて本発明の一実施例による、降伏強度及び衝撃靭性に優れたスーパー二相鋼の組織制御方法について詳しく説明する。
本発明者は、スーパー二相鋼の諸性質が優秀で、５８０ＭＰａ以上の降伏強度及び優秀な衝撃靭性を同時に確保し、焼鈍時の昇温速度を０．１１〜０．１７℃／ｓ  以下に制御することによって、熱処理中にＣｒＮ相を形成した後、シグマ相及び２次オーステナイト相をフェライト相の内部に微細に析出させた。
そして、１０２０〜１０６０℃の温度範囲で２０〜６０分間焼鈍を行うことで２次オーステナイト相をフェライト相内部に残留しつつ、シグマ相は全量固溶させることで、３０ｍｍ以上の厚さを有する厚板の降伏強度及び衝撃特性を同時に改善した。
【００２３】
表１は、多様な実施例及び比較例について、スラブの厚さ（圧下量）と昇温速度、焼鈍温度及び焼鈍時間を示した。
【表１】
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実施例及び比較例のＡ〜Ｙ鋼は７００℃まで５℃／ｓの速度で加熱し、７００℃から焼鈍温度まで１．３℃／ｓ、０．６６℃／ｓ、０．３３℃／ｓ、０．１７℃／ｓの昇温速度で加熱させ、焼鈍温度は１０００℃、１０２０℃、１０４０℃、１０６０℃、１０８０℃であり、焼鈍時間はそれぞれ２０分、４０分、６０分で熱処理した後、水冷を実施した。
【００２４】
表２は表１に記載された条件で熱間圧延及び熱処理を施した場合、昇温過程で表れた微細組織の変化を示した。
【表２】
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表２に示したとおり、昇温速度が０．６６〜１．３℃／ｓであるＡ〜Ｊ鋼の場合、昇温過程でＣｒＮ相が形成されず、２次オーステナイト相もフェライト相の内部に形成されないので、結晶粒の大きさが粗大になり本発明の範囲を逸脱することを確認することができる。
【００２５】
一方、Ｋ〜Ｎ鋼の場合、昇温速度が０．３３℃／ｓと遅くなることにつれ、昇温過程で７００〜８００℃の温度範囲でフェライト相の内部にＣｒＮ相が微細に形成され、１０２０〜１０６０℃の温度範囲で２次オーステナイト相がフェライト相の内部に残留することが分かる。
Ｏ鋼はＫ〜Ｎ鋼と類似にＣｒＮ相が形成されるが、焼鈍温度が１０８０℃を超過することによって２次オーステナイト相が固溶されたため、析出されなかった。
Ｐ〜Ｕ鋼は０．１７℃／ｓの昇温速度で、Ｋ〜Ｏ鋼と類似する傾向を見せるが、ＣｒＮ相の析出量が増加することによって、残留する２次オーステナイト相も増加する傾向を見せる。
また、Ａ〜Ｕ鋼は圧下率が７７％で、最終微細組織の結晶粒が粗大になり、その大きさが２５μｍを超えて本発明の範囲を逸脱することが分かる。
【００２６】
一方、圧下率が８２．５％で、昇温速度が０．１７℃／ｓで、焼鈍温度が１０２０〜１０６０℃で本発明の実施例を満たすＶ〜Ｘ鋼は、焼鈍時間によってＶ鋼、Ｘ鋼の一部（Ｖ３、Ｘ１）及びＷ鋼全部において、昇温過程でＣｒＮ相を適切に析出させると同時に、１０２０〜１０６０℃の温度領域でフェライト相の内部に２次オーステナイト相を残存させて最も微細な組織を確保することが分かる。
これに対し、Ｙ鋼の場合、焼鈍温度が１０８０℃で、Ｔ鋼と同様に２次オーステナイト相が固溶されて本発明の範囲を逸脱することが分かる。
【００２７】
表３は表２の代表鋼種（Ｔ、Ｒ、Ｗ）に対する特性を示した。
【表３】
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このとき、降伏強度は圧延方向の９０゜方向にＪＩＳ  ５号の引張試片を採取し、常温で２０ｍｍ／ｍｉｎの変形速度（Ｃｒｏｓｓｈｅａｄ  Ｓｐｅｅｄ）で引張試験を実施した。
Ｒ鋼は圧下率が７７％で結晶粒が粗大になって、その大きさが基準値である２５μｍを超過し、特にＲ鋼の場合は降伏強度が５３６ＭＰａで基準値である５５０ＭＰａの未満であり、降伏強度と衝撃靭性の和も７０８ＭＰａで基準値である７５０ＭＰａの未満であるので、降伏強度及び衝撃靭性の特性が向上されていないことが分かる。
また、Ｔ鋼の場合、降伏強度、及び降伏強度と衝撃靭性の和は基準値を満たすが、圧下量が７７％で結晶粒の大きさが基準値である２５μｍを超える。
一方、Ｗ鋼は、圧下量が８２．５％であり、焼鈍温度、焼鈍時間及び昇温速度が本願発明の範囲を満たし、結晶粒の大きさは２５μｍ以下と微細であり、降伏強度は５８５ＭＰａで、降伏強度と衝撃靭性の和は７７８ＭＰａと降伏強度及び衝撃靭性が向上し、機械的特性が比較例に比べて向上したことを確認することができる。
【００２８】
以上、本発明の好ましい実施例に基づいて説明したが、当該技術分野における熟練された当業者であれば、下記の請求範囲に記載された本発明の思想及び領域から脱しない範囲内で本発明を多様に修正及び変更できることを理解することができる。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【国際調査報告】
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