KR100547536B1 - 페라이트계 스테인레스 강의 주조 부재 및 강판과 그 제조방법 - Google Patents

페라이트계 스테인레스 강의 주조 부재 및 강판과 그 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 디프드로잉성, 돌출성, 리징성이 우수한 페라이트계 스테인레스 강 부재 및 주조 부재 및 그 제조 방법을 제공하는 것이며, 고가공성을 얻기 위해 C, N, Si, Mn, P 및 Ti을 가능한 한 저감한 화학 조성으로 한 후에, Mg을 첨가하여 응고된 핵 생성을 촉진하는 Mg 함유 산화물을 분산시킴으로써, 주조 부재에 있어서 조대인 주상정이 발달하는 것을 억제하여 제품의 로핑 및 리징의 저감을 도모한다. 강 부재 중에 분산하는 Mg 함유 산화물의 평균 조성이 식 (2), 식 (3)에서 나타내는 조성 범위를 만족하는 것을 특징으로 한다. 단,
17.4(Al2O3) + 3.9(MgO) + 0.3(MgAl2O4) + 18.7(CaO) ≤ 500 … (2)
(Al2O3) + (MgO) + (MgAl2O4) + (CaO) ≥ 95 … (3)
페라이트계 스테인레스강, 강판, 열연판, 소둔, 디프드로잉성

Description

페라이트계 스테인레스 강의 주조 부재 및 강판과 그 제조 방법{CAST PIECE AND SHEET OF FERRITIC STAINLESS STEEL, AND METHOD FOR PRODUCTION THEREOF}
본 발명은 가공성이 우수한 페라이트계 스테인레스 강의 주조 부재, 강판 및 이들의 제조 방법에 관한 것이며, 특히 가공성의 지표인 신장과 랭크 포드치(이후, r치)가 우수하고, 동시에 리징이나 로핑이 매우 작은 페라이트계 스테인레스 강판을 제조하기 위한 주조 부재, 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
페라이트계 스테인레스 강판은 가전 제품, 주방 기기, 전자 기기 등 폭 넓은 분야에서 사용되고 있다. 그러나, 오스테나이트계 스테인레스 강판에 비해, 가공성이 떨어지므로 용도가 한정될 경우가 있었다.
이 문제를 해결하기 위해, 최근 정련 기술의 향상에 의해 극저탄소ㆍ질소화가 가능해지고, 또는 Ti이나 Nb 등의 안정화 원소를 첨가하여 성형성을 향상시킬 수 있게 되었다.
종래의 페라이트계 스테인레스 강판의 성형성의 향상은, 디프드로잉성 즉 r치를 향상시키는 것이 메인이고, 열연 조건으로서는 예를 들어, 일본 특허 공개 소62-77423호 공보, 일본 특허 공개 평7-268485호 공보에 열간 압연 온도 등을 규정함으로써, r치를 향상시키는 기술이 개시되어 있다. 그러나, 이들 기술로서는 강 조성의 변동에 의해서는 충분한 특성이 얻어지지 않는 것이 실상이었다. 또한, 냉연 조건에 있어서, 대경 롤 압연에 의해 r치를 향상시키는 기술이, 예를 들어 일본 특허 공개 소59-083725호 공보, 일본 특허 공개 소61-023720호 공보, 일본 특허 공개 제2000-178696호 공보에 개시되어 있지만, 강 조성이나 중간 소둔 혹은 최종 소둔 조건에 따라서는 충분한 특성이 얻어지지 않는 경우가 있었다.
또한, 실제 가공에 있어서는 디프드로잉성 형성만으로서는 충분하지 않아 돌출성이 요구되는 경우가 많다. 페라이트계 스테인레스 강은 오스테나이트계 스테인레스 강에 비해 신장이 낮기 때문에 돌출성이 현저히 떨어지는 결점이 있었지만, 이 점에 대한 검토는 적다. 돌출성의 향상에는 신장 향상이 효과적이고, 예를 들어 일본 특허 공개 소58-061258호 공보, 일본 특허 공개 평01-075652호 공보, 일본 특허 공개 평11-350090호 공보에는 돌출성을 향상시키기 위한 성분계에 관한 기술이 개시되어 있지만, 이들 강성만큼만은 충분한 신장, 즉 돌출성 형성이 얻어지지 않는 것이 실상이었다.
또한, 페라이트계 스테인레스 강판은 리징이라 불리우는 프레스 가공 후의 표면에 갈래형의 요철이 발생되는 문제가 있고, 극단적으로 발생하면 가공시에 균열이 생기는 문제도 있었다. 예를 들어, 일본 특허 공개 평04-341521호 공보에는 열연 조건에 의해 리징성을 향상시키는 기술이 개시되어 있지만, 이것은 조압연에서의 대압하 압연에 의한 재결정 촉진이 기본 사상이 되어 있고, 이 경우는 열연판에서의 손상이 현저히 발생하는 외에, 가혹한 가공시에는 리징이 지나치게 발생하는 문제가 있었다. 또한, 응고 조직의 미세화에 의한 리징 개선으로서, 일본 특허 공개 평10-324956호 공보, 일본 특허 공개 제2000-192199호 공보에는, Mg을 첨가하여 Mg 산화물 입자를 제어하는 기술이 개시되어 있지만, 이들 개시 기술에서는 리징성에 변동이 생기는 동시에, 가혹한 가공시는 리징이 지나치게 발생하는 결점이 있었다.
또한, C, N를 저감하여 안정화 원소로서 Ti을 첨가한 소위 고순도 페라이트계 스테인레스 강은, 오스테나이트계 스테인레스 강의 대표인 SUS304와 비교하여 응력 부식 균열의 발생 가능성이 매우 낮고, 또한 Ni을 함유하지 않은 만큼, 저렴하다는 이점을 갖는다. 그러나, 가공성의 지표로서 중요한 신장이 SUS304보다도 낮다는 결점이 있다. 또한, 고순도 페라이트계 스테인레스의 가공성을 상승시키기 위해서는 침입형 고체 용융 원소의 C나 N의 저감에다가, 치환형 고체 용융 원소인 Si, Mn, P, Ti 등을 저감할 필요가 있다.
이러한 또 다른 고순도화를 추구하는 경우, 고순도 페라이트계 스테인레스 강에서는 강판 소재인 주조 부재의 주조 조직에 있어서 조대인 주상정 조직이 발달해 버려 냉연 강판의 로핑이나 냉연ㆍ소둔 제품의 가공에서 생기는 리징이 현저해지는 경향이 있다. 로핑이나 리징을 저감할 목적으로 종래부터, 주조 조직의 등축정화를 도모하고, 조직을 미세하게 하는 방법이 제안되어 있다. 대표적인 방법은, Ti을 첨가하여(예를 들어, 0.2 내지 0.3 질량％ 정도) 용강이 응고되기 이전에 용강 중에 TiN을 석출시키고, 이를 불균질 응고핵으로서 응고의 핵 생성을 촉진하는 것이다[다께우찌 히데마로들 : 철과 강 66(1980)638]. 본 방법에 의해 등축정율을 60 내지 70 ％ 정도 이상으로 하면, 리징 저감에 효과가 있다. 그러나, 이 방법에 서는 Ti을 0.2 내지 0.3 ％ 정도 첨가하기 때문에 TiN 형성에 필요량 이상이 지나친 Ti이 강 속에 고체 용융시킬 수 없어, 그 결과 강판의 신장이 저하되므로, 강판의 가공성을 크게 하고 싶다는 목적과 모순이다.
보다 적은 Ti 첨가량이라도 Al - Ti계의 개재물 상에 TiN을 복합 석출시킴으로써, 등축정화를 촉진하는 방법이 명백해져 있다(일본 특허 공개 제2000-144342호 공보). 이 방법에 따르면 지나친 Ti 첨가에 의한 강판의 신장 저하를 막을 수 있다. 그러나, 후술하는 바와 같이 이 방법으로 TiN을 유효하게 석출시키기 위해서는 Si의 함유가 필요하다. 잘 알려져 있는 바와 같이 Si는 소량으로 강판의 신장을 저하시켜 버린다. 따라서, 본 방법에서도 로핑 및 리징을 저감하기 위해 주조 조직을 등축정화하여 미세화하는 것과 신장을 크게 하는 것이 상반되게 된다.
본 발명의 목적은, 이미 알려진 기술의 문제점을 해결하여 디프드로잉성, 돌출성, 리징성이 우수한 페라이트계 스테인레스 강판의 제조 방법을 제공하는 데 있다.
특히, 상술한 종래의 방법에서는 로핑이나 리징을 저감하기 위한 주조 조직이 미세화 조건으로서, 강판의 신장을 저하시켜 버리는 Ti이나 Si를 이용하지 않을 수 없어, 고순도화하여 SUS304에 대체할 수 있는 가공성을 얻고 싶다는 소기의 목적과 모순하게 된다. 따라서, 본 발명이 목적으로 하는 바는 강판의 신장을 저하하는 Ti이나 Si를 가능한 한 낮게 하여 고순도를 유지한 상태에서도, 주조 조직이 실질적인 미세화를 달성하고 강판의 고가공성과 로핑 및 리징의 저감과의 양립을 가능하게 하는 일이다.
상기 과제를 해결하기 위해, 본 발명자들은 페라이트계 스테인레스 강판의 가공성의 향상에 관하여, 강 조성, 용강 중 및 응고 중에 있어서의 산화물 거동, 소둔 과정에 있어서의 석출과 재결정 거동, 냉간 압연 및 소둔 과정에 있어서의 조직 형성에 대해 상세한 연구를 행하였다.
본 발명은 상기한 과제를 유리하게 해결하는 것으로, 고가공성을 얻기 위해서 C, N, Si, Mn, P 및 Ti을 가능한 한 저감한 화학 조성으로 한 후에, Mg을 첨가하여 응고의 핵 생성을 촉진하는 Mg 함유 산화물을 분산시킴으로써, 주조 부재에 있어서 조대인 주상정이 발달하는 것을 억제하여 제품의 로핑 및 리징의 저감을 도모하는 것이다. 즉, 본 발명의 요점은 이하와 같다.
(1) 질량％로, C : 0.001 내지 0.010 ％, Si : 0.01 내지 0.30 ％, Mn : 0.01 내지 0.30 ％, P : 0.01 내지 0.04 ％, S : 0.0010 내지 0.0100 ％, Cr : 10 내지 20 ％, N : 0.001 내지 0.020 ％, Ti : 0.05 내지 0.30 ％를 함유하고, Mg : 0.0002 내지 0.0050 ％ 이하이며, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고,
Σ = 0.9Si + 8.6P + 2Ti + 0.5Mn - 0.5 … (1)
로 나타내는 Σ가 0.70 이하이며,
강 속에 분산하는 Mg 함유 산화물의 평균 조성이 식 (2), 식 (3)에서 나타내는 조성 범위를 만족하는 것을 특징으로 하는 페라이트계 스테인레스 강의 주조 부재.
17.4(Al2O3) + 3.9(MgO) + 0.3(MgAl2O4) + 18.7(CaO) ≤ 500 … (2)
(Al2O3) + (MgO) + (MgAl2O4) + (CaO) ≥ 95 … (3)
식 (2), 식 (3)에 있어서 ()는 MgO, Al2O3, CaO 및 MgAl2O4의 몰％이다.
(2) 질량％로, B : 0.0003 내지 0.0050 ％ 또는/및 Al : 0.005 내지 0.1 ％를 더 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 (1)에 기재된 페라이트계 스테인레스 강의 주조 부재.
(3) 질량％로, Mo : 0.1 내지 2.0 ％, Ni : 0.1 내지 2.0 ％, Cu : 0.1 내지 2.0 ％의 1 종류 또는 2 종류 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 페라이트계 스테인레스 강의 주조 부재.
(4) 질량％로, Nb : 0.01 내지 0.5 ％, V : 0.1 내지 3.0 ％, Zr : 0.01 내지 0.5 ％의 1 종류 또는 2 종류 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 (1) 내지 (3) 중 어느 하나에 기재된 페라이트계 스테인레스 강의 주조 부재.
(5) 주조 부재 두께의 1/4의 부위에 있어서, 주상정의 평균 폭이 4 ㎜ 이하인 것을 특징으로 하는 상기 (1) 내지 (4) 중 어느 하나에 기재된 페라이트계 스테인레스 강의 주조 부재.
(6) 상기 (1) 내지 (5) 중 어느 하나에 기재된 주조 부재로부터 제조되어 이루어지는 것을 특징으로 하는 페라이트계 스테인레스 강판.
(7) 상기 (1) 내지 (5) 중 어느 하나에 기재된 주조 부재를 이용하는 것을 특징으로 하는 페라이트계 스테인레스 강판의 제조 방법.
(8) 용강 중에 MgO 또는/및 금속 Mg을 용강 1 ton당 Mg 환산으로 0.30 ㎏ 이상 투입하는 것을 특징으로 하는 상기 (7)에 기재된 페라이트계 스테인레스 강판의 제조 방법.
(9) 주조 부재를 열간 압연할 때, 가열 온도 T1을 식 (4)에서 정해지는 온도로 하고, 복수 패스로 이루어지는 조압연 후의 복수 패스로 이루어지는 마무리 압연을 850 ℃ 이하로 종료하고, 700 ℃ 이하로 권취한 후, 가열 온도 T2가 식 (5)에서 정해지는 온도로 소둔을 행하고, 냉간 압연을 실시한 후 가열 온도 T3이 식 (6)에서 정해지는 온도로 소둔을 행하는 것을 특징으로 하는 상기 (7) 또는 (8)에 기재된 페라이트계 스테인레스 강판의 제조 방법.
1000 ≤ T1(℃) ≤-100 - 8,714/(log([Ti] × [C]0.5 × [S]0.5) - 3.4) … (4)
-5457/(log([Ti] × [C]) - 2.6) ≤ T2(℃) ≤ 1000 … (5)
-100 - 5457/(log([Ti] × [C]) - 2.6) ≤ T3(℃) ≤ -5457/(log([Ti] × [C]) - 2.6) … (6)
(10) 주조 부재의 열간 압연 후, 열연판 소둔을 생략하여 롤 직경이 300 ㎜ 이상의 압연기로 압하율 30 ％ 이상의 냉간 압연을 실시한 후, 가열 온도 T4가 식 (7)에서 정해지는 온도로 중간 소둔을 행하고, 그 후 소정의 판 두께까지 냉간 압연하여 가열 온도 T5가 식 (8)에서 정해지는 온도로 최종 소둔을 행하는 것을 특징으로 하는 상기 (7) 또는 (8)에 기재된 페라이트계 스테인레스 강판의 제조 방법.
700 ≤ T4(℃) ≤ -50 - 5457/(log([Ti] × [C]) - 2.6) … (7)
-100 - 5457/(log([Ti] × [C]) - 2.6) ≤ T5(℃) ≤ -5457/(log([Ti] × [C]) - 2.6) … (8)
도1은 강판의 신장과 고순도화 지표 Σ의 상관을 나타내는 도면이다.
도2는 TiN의 평형 용해도적에 미치는 용강 중 Si의 영향을 나타내는 도면이다.
도3은 용강 중에의 Mg 투입량과 제품판의 리징의 관계를 나타내는 도면이다.
도4는 슬러브 가열 온도와 제품판의 r치의 관계를 나타내는 도면이다.
도5는 열연판 소둔 온도와 제품판의 리징의 관계를 나타내는 도면이다.
도6은 최종 소둔 온도와 제품판의 신장의 관계를 나타내는 도면이다.
도7은 중간 소둔 온도와 제품판의 r치의 관계를 나타내는 도면이다.
도8은 최종 소둔 온도와 제품판의 신장의 관계를 나타내는 도면이다.
본 발명자들은, SUS304의 일부 대체가 가능한 고가공성의 고순도 페라이트계 스테인레스 강의 개발을 목적으로, 우선 진공 정련으로 극저 C, N로 하는 것을 전제로 하였다. 게다가, 제련 공정으로 Si, Mn, P, Ti도 가능한 한 저감함으로써, 가능한 한 고순도화하고, SUS304에 대한 페라이트계의 약점인 신장을 높이는 것을 행하였다. Fe - 17 ％ Cr 합금을 기초로 C, N, Si, Mn, P, Ti의 함유량을 변화한 실험실 용해재를 제조하고, 열연 - 냉연 - 소둔 후의 강판 압연 방향의 신장(시험 부재는 JIS13B호를 사용)을 구하고, 신장과 C, N, Si, Mn, P, Ti의 관계를 회귀하여 구하였다. 도1에 도시한 바와 같이, 신장은 식 (1)에서 나타내는 Σ와 상관이 좋으며, 판 두께 0.5 ㎜인 경우(도1의 ○ 및 실선) Σ가 0.70 이하에서 35 ％ 이상이 높은 신장을 얻을 수 있다. 또한, 두꺼운 2.5 ㎜인 경우(도1의 ● 및 파선)에는 Σ를 0.50 이하로 하면, 신장 40 ％ 이상이라는 페라이트계로 하면 매우 높은 신장이 얻어지는 것을 확인하였다. 즉, Σ가 작을수록(고순도화할수록) 신장이 커지는 것을 나타내고 있다. 여기서, 도1의 경우 Ti = 15(C + N)이 되도록 조정하고 있고, C, N의 영향은 식 (1)에 있어서, Ti의 항에 포함된다.
Σ = 0.9Si + 8.6P + 2Ti + 0.5Mn - 0.5 … (1)
이와 같이 고순도화한 강에서는 주조 조직이 조대인 주상정이 되어, 그 미세화가 제품의 로핑이나 리징을 저감하기 위해서는 필요해지지만, 본 발명자들은 본 발명에 관계되는 강 조성에서는 종래의 기술로 받아들인 Al - Ti 개재물에 복합 석출하는 TiN을 응고핵으로서 이용하는 것은 곤란한 것을 명백하게 하였다. 본 발명자들은 Fe - 16.5 ％ Cr - 0.16 ％ Ti - 0.0090 ％ N 합금에 대해, 1500 ℃에 있어서의 TiN의 평형 용해도적, 즉「강 속의 [％ Ti] × [％ N]이 이 값 이상이면, 용강 중에 TiN이 석출되는 한계의 용해도적」에 미치는 강 중 성분의 영향을 평가하고, Si의 영향이 큰 것을 지견하였다. 도2에 TiN의 평형 용해도적에 미치게 하는 Si의 영향을 나타낸다. Si를 저감함으로써, 평형 용해도적이 급격히 상승하는, 즉 TiN이 석출되기 어려워지는 것을 알 수 있다. 16.5 ％ Cr - 0.16 ％ Ti - 0.0090 ％ N 강에서는 평형 용해도적이 도면 중의 파선 이하의 영역이 아니면, 용강 중에 TiN이 석출되지 않는다. 본 발명에서 지향하는 Si ≤ 0.20 ％의 강에서는 Si : 0.15 내지 0.20 ％의 범위에서는 TiN은 석출하지만 그 양은 약간이며, 또한 Si ≤ 0.15 ％의 범위에서는 용강 중에 TiN은 전혀 석출할 수 없다. 따라서, TiN을 용강 중에 석출시켜 응고핵으로서 기능시켜, 등축정화를 행하는 것은 본 발명에 관계되는 낮은 Si의 강 성분으로서는 곤란하다.
그래서, 본 발명자들은 TiN이 응고핵으로서 기능하는 것이 기대되지 않는 본 발명에 관계되는 낮은 Si의 강 조성에 있어서, 유효한 응고핵이 될 수 있는 산화물을 검토하였다. 그 결과, 용강 중에 Mg을 첨가하여 Mg을 함유하는 산화물을 용강 중에 분산시킴으로써 응고가 촉진되는 것을 지견하고, 또한 조대인 주상정의 발달을 억제하기 위해서는 탈산의 결과 생성하는 산화물 조성의 영향이 크고, 강 중에 분산하는 Mg 함유 산화물의 평균 조성이 식 (2), 식 (3)에서 나타내는 조성 범위를 만족하는 경우에, 주상정이 미세화를 행할 수 있는 것을 지견하여 본 발명에 이르렀다.
17.4(Al2O3) + 3.9(MgO) + 0.3(MgAl2O4) + 18.7(CaO) ≤ 500 … (2)
(Al2O3) + (MgO) + (MgAl2O4) + (CaO) ≥ 95 … (3)
단, 식 (2), 식 (3)에 있어서, ()는 MgO, Al2O3, CaO 및 MgAl2O4의 몰％이다.
Mg 함유 산화물의 조성의 분석은, 다음과 같이 행할 수 있다. 주조 부재로부터 EPMA(Electron Probe Micro Analyzer) 또는 주사형 전자 현미경(SEM)의 시험 부재를 잘라내어 그 표면을 다이아몬드 등을 이용하여 경면에 연마한다. EPMA 또는 SEM에서 1 ㎛ 정도 이상의 개재물을 검출하고, EPMA의 경우 파장 분산 분석(ZAF 분석)이고, SEM의 경우 에너지 분산 분석(EDX)으로 개재물의 조성을 분석한다. 본 발명자들은, 예를 들어 다음과 같은 분석 장치를 사용하였다. EPMA : 일본 전자제 JXA8800R 및 동일 사제 JXA8800RL. SEM : 일본 전자제 JSM - 820, SEM에 부속의 EDX : OXFORD MODEL6779. 시료 중에는 1 ㎛ 이하의 개재물도 관찰되지만, 분석 정밀도가 나쁘다. 1 ㎛ 이상의 개재물 쪽이 응고핵으로서 유효하다고 판단할 수 있으므로, 분석은 1 ㎛ 이상의 개재물을 대상으로 한다. 관찰되는 개재물은 응고 후의 냉각 과정에 있어서, 산화물에 황화물이나 질화물이 복합 석출된 형태를 이루는 경우가 많다. 분석에 의해 구해지는 산화물을 구성하는 주요한 원소는 Mg, Al, Ca, Ti, Si이지만, Ti은 산화물, 질화물, 황화물의 어느 것이라도 구성하고 있다. 그래서, Mg, Al, Ca, Si의 분석 결과를 이용하여 산화물이 MgO, Al2O3, MgAl2 O4, CaO와 그 밖의 Mg, Al, Ca을 포함하지 않는 산화물(예를 들어, SiO2)로 이루어진다고 간주하고, 식 (2), 식 (3)에 등장하는 4 종류의 산화물의 몰％를 산출한다. 또, 시험 부재 검경면(檢鏡面)에 관찰되는 개재물 중, Mg을 함유하지 않는 개재물은 계산으로부터 제외한다. 에너지 분산 분석으로 Mg 함유량이 1 질량％ 미만의 개재물을 계산으로부터 제외하면 좋다. 분석은 적어도 20개 이상의 Mg 함유 산화물에 대해 행하고, 그들의 평균 몰％를 산출한 후에 식 (2), 식 (3)의 좌변의 계산을 행한다.
식 (2), 식 (3)에서 나타내는 조성 범위를 만족하는 Mg 함유 산화물이 분산된 경우에 주상정이 미세화가 행해지는 이유는, 다음과 같이 생각된다. 우선, Mg 함유 산화물이 식 (3)을 만족함으로써, Mg 함유 산화물이 SiO2나 FeO 등의 페라이트의 응고핵으로서의 작용을 저해하는 성분의 함유량이 낮은 MgO - Al2O3 - CaO계가 된다. 그 위에 식 (2)의 조성 범위에 있는 경우, 용강의 액체상선 온도 이상의 온도로 상기 산화물이 고체상으로서 존재하고, 또한 상기 산화물과 초정(페라이트)의 격자 부정합도가 작고, 응고에 수반하는 계면 에너지의 증대가 작기 때문에, 상기 산화물이 응고핵으로서 유리하게 작동되기 때문이라고 생각하고 있다.
본 발명에 있어서 주조 조직의 미세화는, 등축정율의 증대를 필수로 하는 것은 아니다. 식 (2), 식 (3)에서 나타내는 조성 범위를 만족하는 Mg 함유 산화물이 분산되어 조대인 주상정의 발달이 억제되면, 가령 등축정율이 낮아도(예를 들어, 10 ％나 15 ％), 제품의 로핑이나 리징의 저감이 가능하다. 이러한 주상정의 미세화 목적으로서, 주조 부재 두께의 1/4의 부위에 있어서, 주상정의 평균 폭이 4 ㎜ 이하이면 좋다. 여기서, 주상정의 평균 폭은, 주조 부재 횡단면(주조 방향으로 수직인 면)의 거시적 사진을 촬영하고, 그 1/4 두께 부분에 그은 선분이 가로지르는 주상정수에 의해 선분이 길이를 제하여 구한 것이다.
이상으로 서술한 바와 같이, 본 발명은 강 속에 Mg을 첨가함으로써, 제품의 리징이나 로핑 등의 조대 응고 조직에 응고한 표면 결함을 방지하는 점에 제1의 특징이 있다.
Mg은 용강 중에 Mg 산화물을 형성하여, 응고 과정에 있어서 페라이트상의 응고핵이 되며, 응고시에 페라이트상을 미세하게 생성시킬 수 있다. 응고 조직을 미 세화시킴으로써, 제품의 리징이나 로핑 등의 조대 응고 조직에 기인한 표면 결함을 방지할 수 있다. 페라이트 응고핵이 되는 Mg 산화물의 용강 속에서의 적극적인 형성은 Mg 0.0002 ％로부터 가능해진다. 또한, Mg 산화물은 용강 속에서 TiN의 정출핵으로서 작용하기 때문에, Ti이나 N의 함유량이 적어도 용강 중에 TiN을 정출시킬 수 있다. TiN도 응고 과정에 있어서 페라이트상의 응고핵이 되므로, TiN의 정출을 촉진시킴으로써 응고시에 페라이트상을 미세하게 생성시킬 수 있고, 제품의 리징이나 로핑 등의 조대 응고 조직에 기인한 표면 결함을 방지할 수 있다.
강 중에의 Mg 첨가에 있어서는, 금속 Mg의 첨가뿐만 아니라, MgO의 첨가에 의해서도 표면 결함의 개선 효과를 발휘할 수 있다. Mg0 및/또는 금속 Mg을 용강 1 ton당 금속 Mg 환산으로 0.30 ㎏ 이상 투입함으로써, 응고 조직이 미세화하여 가혹한 프레스 가공 후에 있어서도 리징 높이는 눈으로 확인함으로 인식할 수 없는 레벨인 5 ㎛ 이하가 된다.
금속 Mg은 산소와의 친화력이 강하게 Mg0를 형성하지만, 다른 원소의 균형으로 가스화하여 수율이 쉽게 불안정해진다. 따라서, 강 중에 수율인 Mg 농도를 0.0002 ％ 이상으로 하기 위해, 금속 Mg 환산으로 0.30 ㎏/ton 이상의 MgO나 금속 Mg을 투입하면, 소요의 강 중 Mg을 쉽게 확보할 수 있다.
페라이트의 응고핵으로서 작용하는 Mg - Al계 산화물을 용강 중에 형성하는 바람직한 수단은, 용강을 적절하게 Al으로 탈산한 후에 Ti을 첨가하고, 그 위에 Mg을 첨가한다는 것이다. 우선 Al으로 탈산함으로써 용강 중에 탈산 생성물로서 Al2O3이 형성된다. 다음에 Ti을 첨가하면, Al2O3에다가 용강 중에 Ti 산화물(TiO나 Ti2O3)이 형성된다. 그 위에 Mg을 첨가함으로써, 이미 형성되어 있는 Al2O 3이나 Ti 산화물이 Mg으로 환원되고, 페라이트의 응고 중심이 되기 쉬운 MgO나 Al2O3ㆍMgO가 분산되어 형성된다. 처음에 첨가하는 Al에 의해 탈산이 충분히 진행되어 버리면, Mg첨가 후도 주된 산화물은 Al2O3이 되어 응고 조직이 미세화는 달성되지 않으므로, Al에 의한 탈산은 적절하게 제어되어야만 한다. 그 목적으로서 Mg 첨가 전의 용강 중 Ti/Al의 비를 6 이상으로 하는 것이 바람직하다.
또한 실제 정련 프로세스에서는 이러한 단순한 탈산 순서의 규정만으로는, 목적으로 하는 Mg 산화물을 안정되게 형성하는 것이 어려워 용강 상에 존재하는 슬러그의 조성을 조정할 필요가 있다. 실제 정련으로서는 용강 상부에 슬러그가 존재되어 용강과 슬러그 사이에서 행해지는 산화ㆍ환원 반응을 사용하여 용강으로부터의 불순물의 제거가 행해진다. 예를 들어, 탈황의 경우 Al으로 탈산하여 용강 중의 산소를 저감하고, 슬러그에 라임(CaO)을 첨가하여 염기도를 조정함으로써, 탈황을 용이하게 하고 있다. 이 때, CaO의 첨가량이 많으면, 용강 중의 개재물 조성은 CaOㆍAl2O3계의 소위 칼슘 알루미네이트가 된다. 칼슘 알루미네이트는 일반적으로 융점이 낮아, 강의 응고 온도로 개재물 조성의 용체가 부유한 상태가 되므로, 페라이트의 응고핵으로서 기능하는 것은 기대할 수 없다. 따라서, 슬러그 중에의 CaO의 첨가가 지나치게 되면, 응고 조직이 미세화를 달성할 수 없다.
한편, Ca0를 슬러그 중에 첨가한 경우, Mg의 첨가에 의해 MgOㆍCaO계의 고융점의 개재물이 형성되는 경우가 있다. 이 경우는, 용강 중에 고체상의 개재물을 형성할 수 있지만, MgOㆍCaO계의 산화물은 페라이트와의 격자 정합성이 나빠, 페라이트의 응고핵으로서의 작용은 작아져 버린다. 이상의 것으로부터, 슬러그의 조성 제어의 목적으로서, Mg 첨가 전의 슬러그 중 (CaO)/(Al2O3)의 비를 0.9 미만으로 하는 것이 바람직하다.
Mg의 첨가는, 이차 정련의 공정에서 랜스를 사용한 이른바 인젝션법으로 금속 Mg이나 Mg 산화물 혹은 Mg 함유 합금을 용강 중에 투입함으로써 행할 수 있다. 또한, 금속 Mg, Mg 산화물, Mg 함유 합금의 투입은 연속 주조의 공정에서 턴디쉬나 몰드 속에 행하는 것도 가능하다. 이 경우, 투입용의 와이어를 제작하여 연속적으로 투입하는 것도 가능해진다. 또한 용강 중에의 Mg의 첨가는 용강과 슬러그의 정련 반응을 이용할 수도 있다. 예를 들어, 슬러그 중에 Mg0를 첨가하여 슬러그와 용강의 탈산 평형 반응을 이용하여 용강 중에 Mg을 함유시킬 수도 있다. 마찬가지로 레이드의 내화물의 라이닝재의 조성을 고안하면, 용강과 내화물 사이의 반응을 이용하여 Mg을 함유시키는 것도 가능하다.
다음에, 본 발명의 성분의 한정 이유에 대해 설명한다.
C는 가공성과 내식성을 열화시키기 때문에 그 함유량은 적을수록 좋다. 또, C는 Ti 첨가 강의 경우 열간 압연 중이나 재결정 소둔 중에 미세한 TiC가 지나치게 석출되는 경우가 있고, 이 경우 재결정이 현저하게 지연되어 미재결정 조직이 되 며, 제품을 프레스 가공하였을 때의 리징성이 열화되거나, 디프드로잉성을 향상시키는 집합 조직의 발달이 억제되어 결정 입자 성장도 늦어지므로 상한을 0.010 ％로 하였다. 지나친 저감은 정련 비용의 증가에 연결되므로 하한을 0.001 ％로 하였다. 제조 비용과 내식성을 고려하면, 0.002 내지 0.005 ％가 바람직하다.
Si는 탈산 원소로서 첨가되는 경우가 있지만 고체 용융 강화 원소이며, 신장의 관점으로부터 그 함유량은 적을수록 좋기 때문에 상한을 0.30 ％로 하였다. 지나친 저감은 정련 비용의 증가에 연결되므로 하한을 0.01 ％로 하였다. 제조 비용과 내식성을 고려하면 상한은 O.20 ％ 이하, 보다 바람직하게는 0.05 내지 0.15 ％가 바람직하다. 또한, Si ≤ 0.15 ％이면, 용강 중에 TiN이 정출되어 응고 조직이 미세화하는 것은 기대할 수 없으므로, Mg을 첨가하는 본 발명의 효과가 보다 현저하게 나타난다.
Mn은, Si와 같이 고체 용융 강화 원소이기 때문에 그 함유량은 적을수록 좋고, 신장의 관점으로부터 상한을 0.30 ％로 하였다. 지나친 저감은 정련 비용의 증가에 연결되므로 하한을 0.01 ％로 하였다. 제조 비용과 내식성을 고려하면 상한은 0.25 ％ 이하가 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.01 내지 0.15 ％이다.
P은 Mn이나 Si와 같이 고체 용융 강화 원소이기 때문에 그 함유량은 적을수록 좋고, 신장의 관점으로부터 상한을 0.04 ％로 하였다. 지나친 저감은 정련 비용의 증가에 연결되므로 하한을 0.01 ％로 하였다. 제조 비용과 내식성을 고려하면 상한은 0.035 ％ 이하가 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.015 내지 0.025 ％이다.
S은 Ti 첨가 강의 경우, Ti, C와 Ti4C2S2를 형성하여 C를 고정하는 작용을 갖는다. 이것은 고온에서 석출하는 조대 석출물이므로 재결정, 입자 성장 거동으로의 영향은 작지만, 다량으로 석출되면 녹 발생의 기점이 되므로 내식성이 열화된다. 따라서, S의 상한을 0.0100 ％로 하였다. 지나친 저감은 정련 비용의 증가에 연결되므로 하한을 0.0010 ％로 하였다. 제조 비용과 내식성을 고려하면, 0.0020 내지 0.0060 ％가 바람직하다.
Cr은 내식성 및 내고온 산화성의 향상을 위해 10 ％ 이상의 첨가가 필요하지만, 20 ％ 이상의 첨가는 인성 열화에 의해 제조성이 나빠지는 외에, 신장도 열화된다. 따라서, Cr의 범위는 10 내지 20 ％로 하였다. 또한, 일반적인 염화물 환경, 대기부식 환경, 황산 등의 산 환경에서 이용하기 위한 내식성과 가공성의 확보라는 관점에서는 16 내지 19 ％, 보다 바람직하게는 16 내지 17 ％이다.
N는 C와 같이 가공성과 내식성을 열화시키기 때문에 그 함유량은 적을수록 좋으므로 상한을 0.020 ％로 하였다. 지나친 저하는 TiN이 응고 조직의 미세화에 사용할 수 있는 Si ≥ 0.2 ％의 강이라도 페라이트 입자 생성의 핵이 되는 TiN이 응고시에 석출되지 않으며, 주상정화가 발달하여 제품판 성형시의 리징성이 열화되는 우려가 있으므로 하한을 0.001 ％로 하였다. 또한, N가 지나치게 첨가된 경우 고체 용융 N에 의해 신장 저하를 초래한다. 제조 비용과 내식성을 고려하면, 0.004 내지 0.015 ％가 바람직하다. 보다 바람직하게는 상한을 0.01 ％로 한다.
Ti은 C, N, S와 결합하여 내식성, 내입계 부식성 및 디프드로잉성을 향상시 킨다. 디프드로잉성은 재결정 집합 조직의 발달이 기인하고 있지만, Ti 첨가에 의해 TiC, Ti4C2S2, TiN이 석출되어 입계가 고순도화함으로써, 재결정 소둔시에 {111}면 강도가 강하게 발달한다. 이에 의해, 디프드로잉성의 지표인 r치가 현저하게 향상된다. 그러나, 고체 용융 강화 원소이기 때문에 지나친 첨가는 고체 용융 Ti의 증가에 관계되어 돌출성의 지표인 신장 저하에 연결된다. 따라서, Ti은 0.05 내지 0.30 ％로 하였다. 정련 비용과 용접부의 입계 부식성을 고려하면, 0.10 내지 0.20 ％ 이하가 바람직하다. 또한, C, N를 고정하여 내식성, 특히 용접 열영향부의 내입계 부식성을 확보하기 위해, 10(C + N) ％ 이상을 첨가하면 바람직하다.
이상의 Si, Mn, P, Ti은 전체적으로 강판의 신장을 높이기 위해, 식 (1)에서 나타내는 Σ가 0.70 이하가 되도록 한정할 필요가 있다.
Σ = 0.9Si + 8.6P + 2Ti + 0.5Mn - 0.5 … (1)
Mg은 용강 단계에서 Mg 함유의 산화물을 생성하고, 응고를 촉진하여 주조 부재로 조대인 주상정이 발달되는 것을 억제하기 위해 첨가한다. 또한, Mg은 용강 속에서 Al과 함께 Mg 산화물을 형성하여 탈산제로서 작용하는 외에, TiN의 정출핵으로서 작용한다. TiN은 응고 과정에 있어서 페라이트상의 응고핵이 되며, TiN의 정출을 촉진시킴으로써 응고시에 페라이트상을 미세하게 생성시킬 수 있다. 응고 조직을 미세화시키는 것은 제품의 리징이나 로핑 등의 조대 응고 조직에 기인한 표면 결함을 방지할 수 있다.
Mg은 용강에 첨가할 때에 증발하기 쉽고 또 첨가 후에 산화물을 형성해도 부 상하기 쉽기 때문 수율이 낮은 경우가 있다. 가령 강 속의 Mg 함유량이 0.0002 ％까지 저하되어도, Mg을 첨가함으로써, 강 중에 분산하는 Mg 함유 산화물의 평균 조성이 식 (2), 식 (3)의 범위를 만족하기만 하면, 1 ㎛ 이상의 Mg 함유 산화물이 충분한 수 밀도로 주조 부재에 존재하게 되며, 본 발명의 효과를 발휘할 수 있다. 따라서, 최종적으로 주조 부재에 수율인 Mg량의 하한은 0.0002 ％로 한다.
또한, 이 정도의 Mg을 함유하면 일정한 Si를 함유하고 있는 용강의 경우는, TiN의 정출핵이 되는 Mg 산화물을 적극적으로 용강 중에 형성시킬 수도 있다. 단, 0.0050 ％를 초과하면 용접성이 열화되고, 또한 조대인 MgS를 형성하여 녹 발생의 기점이 되므로, Mg 함유량 상한은 0.0050 ％로 하였다. 응고 조직의 미세화에 있어, 주상정 폭의 세분에다가, 등축정화를 촉진하기 위해서는 Mg ≥ 0.0010 ％로 하는 것이 바람직하다.
이상이 기본 성분이지만, 필요에 따라서 이하의 성분을 함유시킬 수 있다.
B는 2차 가공성을 향상시키는 원소이며, 특히 Ti 첨가 강으로의 첨가는 유효하다. Ti 첨가 강은 Ti에서 C를 고정하기 위해 입계의 강도가 저하되고, 2차 가공시에 입계 균열이 쉽게 생기게 되지만, B를 0.0003 ％ 이상 첨가함으로써 방지할 수 있다. 그러나, 지나친 첨가는 신장 저하를 초래하기 때문에 B는 0.0003 내지 0.0050 ％로 하였다. 또한, 내식성과 정련 비용을 고려하면, 0.0005 내지 0.0020 ％가 바람직하다.
Al은 탈산 원소로서 0.005 ％ 이상 첨가되지만, 지나친 첨가는 가공성의 열화나 표면 품질의 열화를 초래한다. 따라서, Al은 0.005 내지 0.10 ％로 하였다. 또한, 정련 비용을 고려하면, 0.010 내지 0.07 ％가 바람직하다.
Mo, Ni, Cu는 내식성을 향상시키는 원소이며, 내식성이 요구되는 용도로서는 1 종류 또는 2 종류 이상 첨가한다. 그 첨가량은 0.1 ％ 이상으로 함으로써 그 효과가 발현되지만, 지나친 첨가는 가공성, 특히 연성의 열화를 초래하므로 상한을 2.0 ％로 하였다. 또한, 제조성이나 강도 등을 고려하면 0.5 내지 1.5 ％가 바람직하다.
Nb, V, Zr은 가공성과 내식성을 향상시키는 원소이며, 요구되는 용도에 따라서 1 종류 또는 2 종류 이상 첨가한다. 그 첨가량은 Nb : 0.01 ％ 이상, V : 0.1 ％ 이상, Zr : 0.01 ％ 이상으로 함으로써 그 효과가 발현되지만, 지나친 첨가는 표면 손상이 광택 불균일 등의 결점을 초래하거나, 연성의 저하를 초래하기 때문에 Nb : 0.01 내지 0.5 ％, V : 0.1 내지 3.0 ％, Zr : 0.01 내지 0.5 ％로 하였다. 또한, 제조성이나 연성을 고려하면 Nb : 0.1 내지 0.3 ％, V : 0.2 내지 1.0 ％, Zr : 0.05 내지 0.3 ％가 바람직하다.
상기 본 발명의 주조 부재로부터 제조되어 이루어지는 페라이트계 스테인레스 강판은 디프드로잉성, 돌출성, 리징성이 우수한 성질을 발휘할 수 있다.
본 발명에서는 상기 화학 성분 그 외에 제조 방법에 대해서도 검토를 행하였다.
본 발명의 제1 페라이트계 스테인레스 강판의 제조 방법은, 상기 본 발명의 주조 부재를 이용하는 것을 특징으로 하는 페라이트계 스테인레스 강판의 제조 방법이다.
본 발명의 제2 페라이트계 스테인레스 강판의 제조 방법은, 스테인레스 강 용제 단계에 있어서의 Mg의 첨가 방법에 관한 것이다. 상술한 바와 같이, Mg의 첨가량이 리징에 크게 관련되는 응고 조직에 영향을 끼치는 것을 발견하였다. 도3에 150 ton의 용강 중에 Mg0 또는/및 금속 Mg을 첨가한 경우의, Mg 환산 첨가량과 제품판의 리징 높이의 관계를 나타낸다. 도3에 나타낸 것은, 16 ％ Cr - 0.003 ％ C - 0.1 ％ Si - 0.1 ％ Mn - 0.01 ％ P - 0.002 ％ S - 0.01 ％ N - 0.0005 ％ B - 0.01 ％ Al 성분의 강에 도3 횡축에 나타낸 첨가량으로 MgO 또는 및 금속 Mg을 첨가하고, 그 후 열연(4.0 ㎜ 두께) → 냉연(롤 직경 400 ㎜, 2.0 ㎜ 두께) → 중간 소둔(880 ℃) → 냉연(0.5 ㎜ 두께) → 소둔(900 ℃)의 압연을 행하고, 리징 높이를 평가한 것이다. 여기서, 리징 높이의 평가는 제품판으로부터 JIS5호 인장 시험 부재를 채취하여 압연 방향으로 16 ％ 왜곡을 부여한 후에 표면의 요철 높이를 조도계로 측정하여 리징 높이로 하였다. 이 측정 방법에서 리징 높이가 5 ㎛ 이하이면 가혹한 프레스 가공 후에 있어서도 눈으로 확인함으로 인식할 수 없는 레벨이다.
도3으로부터 용강 중에 Mg을 용강 1 ton당 0.30 ㎏ 이상 투입함으로써, 응고 조직이 미세화하여 리징성이 향상된다. Mg은 산소와의 친화력이 강하고 Mg0를 형성하지만, 다른 원소의 균형으로 쉽게 가스화하여 수율하기 어려운 것을 알았다. 그러나, 용강 중에 Mg을 용강 1 ton당 0.30 ㎏ 이상 투입함으로써, Mg 수율량의 변동에 의존하는 일 없이 응고 조직이 미세화하여 리징성이 향상된다. 여기서, 첨가하는 Mg은 Mg0 및/또는 금속 Mg이면 효과는 충분히 얻을 수 있다. 또한, 용강량은 150 ton 이상이 바람직하다.
Mg 투입량이 적으면, 용강 중의 개재물이 저융점의 CaOㆍAl2O3계가 되며, 페라이트의 응고핵으로서의 작용이 얻어져 없어진다. Mg 투입량을 0.30 ㎏/t 이상으로 함으로써, 개재물의 조성이 MgOㆍAl2O3ㆍCaO계가 되며, 가령 CaO가 혼입되었다고 해도, 융점이 상승되는 동시에 페라이트와의 격자 정합도가 우수한 식 (2), 식 (3)을 만족하는 조성이 된다. Mg의 첨가량을 더 많게 한 경우는, 개재물이 MgO나 MgOㆍAl2O3 주체가 되며, 응고 조직 미세화 기능은 더 강해지기 때문에, 최종적으로 수율인 Mg이 상한을 넘지 않는 범위에서, Mg 투입량은 임의로 증대해도 괜찮다.
본 발명의 제3 페라이트계 스테인레스 강판의 제조 분법은, 이하와 같이 강판의 압연 방법에 관한 것이다.
통상 스테인레스 강판은 슬러브를 열간 압연하여 열연판 소둔을 실시하고, 냉간 압연과 재결정 소둔을 1회 이상 반복하여 제조된다. 이 때에 성분에 따라서 제조 조건을 최적화함으로써 디프드로잉성, 돌출성 및 리징성을 향상할 수 있는 것을 발견하였다. 이하에 본 발명의 제조 방법의 한정 이유에 대해 설명한다.
Ti 첨가 페라이트계 스테인레스 강판의 열간 압연에 있어서, 슬러브의 가열시에는 Ti4C2S2가 석출되는 경우가 있다. 가열 단계에서 이것이 안정적으로 석출되지 않으면, 열간 압연 과정에서 석출하기 때문에 페라이트상의 재결정이 대폭 지연된다. 이 고체 용융ㆍ석출 온도는 [Ti], [C]0.5, [S]0.5량에 의해 다르지만, 본 발명으로서는 성분에 의해 결정되는 온도 영역에 가열함으로써, 가열 단계에서 안정적으로 석출되어 제품판의 r치가 향상되는 것을 발견하였다. 도4에 [Ti] × [C]0.5 × [S]0.5 슬러브 가열 온도와 제품판의 r치의 관계를 나타낸다. 도4에 나타낸 것은 16 ％ Cr - 0.1 ％ Si - 0.1 ％ Mn - 0.01 ％ P - 0.01 ％ N - 0.0005 ％ B - 0.01 ％ Al - 0.0002 ％ Mg 성분의 강을, 열연(4.0 ㎜ 두께) → 열연판 소둔(930 ℃) → 냉연(0.5 ㎜ 두께) → 소둔(900 ℃)의 압연을 행한 것이다. [Ti], [C], [S] 함유량은 모두 본 발명 범위 내이다. 구 내의 수치는 r치이다. 여기서, r치의 평가는 제품판으로부터 JIS13호 B 인장 시험 부재를 채취하여 압연 방향, 압연 방향과 45°방향, 압연 방향과 90°방향으로 15 ％ 왜곡을 부여한 후에 식 (9) 및 식 (10)에 나타낸 식으로부터 평균 r치를 산출하였다.
r = 1n(W0/W)/1n(t0/t) … (9)
여기서, W0은 초기 판 폭, W은 인장 후의 판 폭, t0은 초기 판 두께, t는 인장 후의 판 두께이다.
평균 r치 = (r0 + 2r45 + r90)/4 … (10)
여기서, r0은 압연 방향의 r치, r45는 압연 방향과 45°방향의 r치, r90은 압연 방향과 직각 방향의 r치이다. r치는 평균 r치이고 2.0 이상이면, 가혹한 디프드로잉 가공을 행해도 균열이 발생하지 않는 레벨이다. 도4로부터, 상기 식 (4)에서 나타낸 본 발명 범위에서 슬러브 가열을 행함으로써, 매우 높은 디프드로잉성을 갖는 것을 알 수 있다. 이것은, 본 온도 범위에 있어서는 Ti4C2S2가 슬러브 가열시에 안정적으로 석출되어 열연 과정에서의 재결정이 촉진되기 때문이다. 또한, 슬러브 가열 온도 하한을 1000 ℃로 함으로써, 압연 중의 손상 발생을 방지할 수 있기 때문에 바람직하다.
열간 압연에 있어서의 마무리 온도를 저온화함으로써 왜곡이 축적되지만, 권취 온도가 높으면 왜곡이 개방되어 회복 조직이 된다. 반대로 마무리 온도가 고온인 경우, 왜곡은 축적되지 않는다. 열연 왜곡이 축적되면 열연판 소둔시에 재결정이 촉진되어 리징성이 개선된다. 마무리 온도가 850 ℃ 초과, 권취 온도가 700 ℃ 초과인 경우는, 회복 조직이 되어 열연판 소둔시에 재결정이 생기기 어려워져 리징의 원인이 되는 밴드형의 회복 조직이 잔존된다. 따라서, 열연의 마무리 온도는 850 ℃ 이하, 권취 온도는 700 ℃ 이하로 하면 바람직하다.
다음에 열연판 소둔 온도에 대해 설명한다. 열연판 소둔은 통상 열연에서 생긴 가공 조직을 재결정시켜 제품판의 가공성이나 리징성을 개선하기 위해 도입되는 공정이다. 그러나, 열연판 소둔을 실시해도, 가혹한 가공에 있어서는 리징이 현저하게 발생하는 경우가 있다. 본 발명에서는 성분에 따라서 열연판 소둔 온도를 최적화함으로써, 가혹한 가공에 있어서도 리징이 거의 발생하지 않는 레벨로 개선할 수 있는 것을 발견하였다. 도5에 [Ti] × [C] 함유량, 열연판 소둔 온도와 제품판의 리징의 관계를 나타낸다. 도5에 나타낸 것은, 16 ％ Cr - 0.1 ％ Si - 0.1 ％ Mn - 0.01 ％ P - 0.002 ％ S - 0.01 ％ N - 0.0005 ％ B - 0.01 ％ Al - 0.0002 ％ Mg 성분의 강을, 열연(4.0 ㎜ 두께) → 열연판 소둔 → 냉연(0.5 ㎜ 두께) → 소둔(930 ℃)의 압연을 행한 것이다. [Ti], [C] 함유량은 모두 본 발명 범위 내이다. 구 내의 수치는 리징 높이(㎛)의 값이다. 도5로부터, 상기 식 (5)에서 나타낸 본 발명 범위에서 소둔한 경우, 리징 높이가 5 ㎛ 이하로 저감할 수 있는 것을 알 수 있다. 열연 및 열연 소둔시에 미세하게 석출하는 TiC는, 소둔 과정에서의 페라이트상의 재결정을 지연시키거나, 정립화를 저해하는 석출물이다. 이 석출물이 안정되게 존재하면, 재결정이 지연되어 정립화하지 않으므로 리징의 원인인 열연 조직이 완전하게는 파쇄되지 않는다. 그러나, TiC를 고체 용융시키는 온도 영역에 가열함으로써, 페라이트상의 재결정이 촉진되거나 또한 정립화하기 때문에 열연시에 형성된 압연 조직이 완전하게 파쇄되어 리징성이 현저히 개선된다. 또한, 열연판 소둔을 1000 ℃ 초과로 하면 조립화되어 버리고, 반대로 리징 특성이 열화된다. 따라서, 1000 ℃를 상한으로 하였다.
마지막으로, 최종 소둔 온도에 대해 설명한다. 최종 소둔에 있어서는 특히 신장을 향상시키기 위해 상기 식 (6)의 범위에서 소둔하는 것이 유효하다. 신장 향상에는 결정 입경을 어느 정도 조립화시키는 것이 유효하지만, 성분에 따라 가장 적절한 소둔 온도는 변화한다. 이것은, 최종 소둔 온도의 입자 성장에 미세한 TiC가 영향을 끼치고 있기 때문이다. 본 발명에서는, 도6에 나타낸 바와 같이 TiC의 고체 용융 온도 이하에 또한 TiC 고체 용융 온도 -100 ℃ 이상으로 소둔하는 방법이다. 도6에 나타낸 것은, 16 ％ Cr - 0.1 ％ Si - 0.1 ％ Mn - 0.01 ％ P - 0.002 ％ S - 0.01 ％ N - 0.0005 ％ B - 0.01 ％ Al - 0.0002 ％ Mg 성분의 강을, 열연(4.0 ㎜ 두께) → 열연판 소둔(930 ℃) → 냉연(0.5 ㎜ 두께) → 소둔의 압연을 행한 것이다. [Ti], [C] 함유량은 모두 본 발명 범위 내이다. 신장은 제품판으로부터 JIS13호 B 인장 시험 부재를 채취하여 압연 방향으로 인장 및 파단 신장을 이용하였다. 이것으로부터, 식 (6)에서 정해지는 온도 영역에 가열함으로써 신장이 35 ％ 이상이 되며, 가혹한 돌출 가공도 가능한 레벨이 되기 때문에 바람직하다. TiC가 고체 용융되어 버리면 지나치게 조립화되어 조립 결정 입계가 쉽게 파단되지만, TiC 고체 용융 온도 -100 ℃ 미만에서는 세립 조직이 되어 높은 신장이 얻어지지 않는다. 따라서, 이것은 TiC가 고체 용융되지 않는 적정 온도로 최종 소둔을 실시함으로써, 매우 높은 신장이 얻어진다.
본 발명의 제4 페라이트계 스테인레스 강판의 제조 방법은, 이하와 같이 강판의 압연 방법에 관한 것이다.
상술한 바와 같이, 통상 스테인레스 강판은 슬러브를 열간 압연하여 열연판 소둔을 실시하고, 냉간 압연과 재결정 소둔을 1회 이상 반복하여 제조된다. 이 때의 제조 공정을 최적화함으로써 디프드로잉성, 돌출성 및 리징성을 향상시킬 수 있는 것을 발견하는 동시에, 통상 행해지고 있는 열연판 소둔 공정을 생략함으로써, 생산성이 향상될 뿐만 아니라 가공성이 더 향상되는 것을 발견하였다.
즉, 슬러브를 열간 압연 후에 열연판 소둔을 생략하고, 롤 직경이 300 ㎜ 이상의 압연기로 압하율 30 ％ 이상의 냉간 압연을 실시한 후, 소정의 가열 온도로 중간 소둔을 행하고, 그 후 소정의 판 두께까지 냉간 압연하여 소정의 가열 온도로 최종 소둔을 행하는 점에 특징이 있다.
본 발명과 같은 고순도 성분 강에 있어서는, 열연판 소둔으로 재결정시키면 조립 조직이 된다. 열연으로 회복이 진행되어 왜곡이 충분히 축적되어 있지 않기 때문이다. 그에 대해, 열연판 소둔을 실시하지 않고서 대직경 롤을 이용하여 어느 정도의 냉간 압연을 행하고, 도중에서 중간 소둔을 실시하면 세립 재결정 조직이 얻어진다. 그 후 냉간 압연과 최종 소둔을 더 행함으로써 가공성을 향상시킬 수 있다. 열연에서의 가공에 냉연 왜곡이 도입되므로 중간 소둔시에 세립화되기 때문이다.
이하에 본 발명의 제조 방법의 한정 이유에 대해 설명한다.
일반적으로 열연판 소둔을 생략하면 가공성은 열화하지만, 본 발명에서는 열연판 소둔을 부여하기보다도 열연판 소둔을 생략한 쪽이 좋게 되는 것을 발견하였다. 이것은, 열연 후의 냉간 압연에 있어서, 롤 직경이 300 ㎜ 이상의 롤을 이용하여 압연함으로써, 전단 왜곡의 도입을 억제하여 냉연 집합 조직을 제어하는 점이다. 또한, 롤 직경이 크면 r치가 향상되는 것은, 미리 서술한 바와 같이 개시되어 있지만, 열연판 소둔을 생략하는 것, 중간 소둔 온도를 Ti, C량에 따라서 최적화시켜 r치를 보다 향상시키는 점이 새로운 지견이다. 도7에 제품판의 r치와 중간 소둔 온도의 관계를 나타낸다. 도7에 나타낸 것은, 16 ％ Cr - 0.1 ％ Si - 0.1 ％ Mn - 0.01 ％ P - 0.002 ％ S - 0.01 ％ N - 0.0005 ％ B - 0.01 ％ Al - 0.0002 ％ Mg 성분의 강을, 열연(4.0 ㎜ 두께) → 냉연(롤 직경 400 ㎜, 2.0 ㎜ 두께) → 중간 소둔 → 냉연(0.5 ㎜ 두께) → 소둔(900 ℃)의 압연을 행한 것이다. 여기서, r치의 평가는 제품판으로부터 JIS13호 B 인장 시험 부재를 채취하여 압연 방향, 압 연 방향과 45°방향, 압연 방향과 90°방향으로 15 ％ 왜곡을 부여한 후에 상기 식 (9) 및 식 (10)에 나타낸 식으로부터 평균 r치를 산출하였다.
r치는 평균 r치에서 2.5 이상이면, 가혹한 디프드로잉 가공도 가능한 레벨이다. 이로부터, 롤 직경이 300 ㎜ 이상의 롤을 이용하고, 또한 그 후 중간 소둔을 식 (7)의 범위에서 행함으로써, 열연판 소둔을 생략해도 매우 높은 디프드로잉성을 갖는 것을 알 수 있다. 이것은, 중간 소둔 단계에서 지나친 입자 성장을 억제하는 미세 TiC를 안정적으로 석출시키고, 미세한 페라이트 재결정 입자를 형성시키는 것이 제품판의 r치 향상에 기여하고 있기 때문이다. 열연판 소둔을 부여해 버리면, 열연판 소둔시에 조립화하여 버리므로 중간 소둔 단계에서의 결정 입자는 소둔 생략 부재쪽이 미세화하기 때문에 r치는 소둔 생략 부재쪽이 좋다. 또한, 대직경 롤에 의한 냉간 압연을 행해도, 중간 소둔시에 조립화가 생기는 고온 소둔으로 해 버리면, 대직경 롤 효과가 없어져 버린다. 또한, 소둔시에 재결정이 생기지 않는 경우에는 제품의 가공성이 열화되므로, 대직경 롤에서의 냉간 압연 압하율을 30 ％ 이상, 중간 소둔 온도의 하한을 700 ℃로 하였다.
마지막으로, 최종 소둔 온도에 대해 설명한다. 중간 소둔시에는 TiC를 활용하여 미세 재결정 입자를 형성하기 위해 식 (7)의 범위에서 소둔하였지만, 최종 소둔에 있어서는 특히 신장을 향상시키기 위해 식 (8)의 범위에서 소둔하는 것이 유효하다. 이것은, TiC의 고체 용융 온도 이하에 또한 극도로 조립화하지 않는 범위에서 고온 영역으로 소둔하는 방법이다. 도8에 최종 소둔 온도와 신장 관계를 나타낸다. 도8에 나타낸 것은 16 ％ Cr - 0.1 ％ Si - 0.1 ％ Mn - 0.01 ％ P - 0.002 ％ S - 0.01 ％ N - 0.0005 ％ B - 0.01 ％ Al - 0.0002 ％ Mg 성분의 강을, 열연(4.0 ㎜ 두께) → 냉연(롤 직경 400 ㎜, 2.0 ㎜ 두께) → 중간 소둔(880 ℃) → 냉연(0.5 ㎜ 두께) → 최종 소둔의 압연을 행한 것이다. 신장은 제품판으로부터 JIS13호 B 인장 시험 부재를 채취하여 압연 방향으로 인장 및 파단 신장을 이용하였다. 신장의 값으로서는, 35 ％ 이상이면 종래의 페라이트계 스테인레스 강판에서는 가공할 수 없었던 성형에 있어서도 전술한 r치와의 조합으로 가공할 수 있는 레벨이다. 이로부터, 식 (8)에서 정해지는 온도 영역에 가열함으로써, 신장이 향상된다. 이것은, TiC가 고체 용융하지 않고 또한 고온 영역으로 소둔함으로써, 극도로 페라이트상이 조립화하지 않고 가공성에 유리한 결정 입자에 성장하기 때문이다.
[실시예]
(제1 실시예)
전로 - 진공 정련법으로 표 1에 나타낸 강을 용제하고, 또한 취과(取鍋) 정련으로 성분의 미조정을 행하고, 용강 중에 침지한 랜스를 사용한 인젝션법으로 금속 Mg 혹은 산화 Mg(Mg0)을 첨가하였다. 연속 주조로 두께 250 ㎜의 주조 부재를 제조하였다.
본 발명에 관계되는 강 용제에 있어서는, 첨가한 Mg이 Al2O3을 환원하여 MgOㆍAl2O3계의 개재물이 생기기 쉬워지므로 Mg 첨가 전의 용강의 탈산은 Al 약탈산으로 하고, 용강 중의 Al을 0.025 ％ 이하로 관리하였다. 또한, 슬러그 중인 CaO와 Al2O3의 농도비를 관리하여 슬러그 중 CaO의 활량을 저하함으로써 근사적으로 슬러그와 평형하는 용강 중의 개재물의 CaO 활량을 저하시켜, 개재물의 저융점화를 방지하였다. Mg의 흡입량은 표 1에 나타낸 바와 같이 하여, Mg의 수율을 확보하였다.
표 1의 성분은 얻어진 주조 부재의 화학 성분을 나타낸 것이다. 주조 부재로부터 EPMA의 시험 부재를 잘라내고, 그 표면을 다이아몬드를 이용하여 경면에 연마하고, EPMA에서 1 ㎛ 정도 이상의 개재물을 검출하여 파장 분산 분석으로 개재물의 조성을 ZAF 분석하였다. 관찰되는 개재물은 응고 후의 냉각 과정에 있어서, 산화물에 황화물이나 질화물이 복합 석출된 형태를 이루는 경우가 많다. 분석으로 구해지는 산화물을 구성하는 주요한 원소는, Mg, Al, Ca, Ti, Si이지만, Ti은 산화물, 질화물, 황화물의 모두를 구성하고 있다. 그래서, Mg, Al, Ca, Si의 분석 결과를 이용하여, 산화물이 MgO, Al2O3, MgAl2O4, CaO와 그 밖의 Mg, Al, Ca을 포함하지 않는 산화물(예를 들어 SiO2)로 이루어진다고 간주하고, 식 (2), 식 (3)에 등장하는 4 종류의 산화물의 몰％를 산출하여, 표 1에 나타낸 조성을 구하였다.
Figure 112005006394797-pct00019
또한, 주조 부재 횡단면(주조 방향으로 수직인 면)의 거시적 사진을 촬영하여, 등축정율(등축정이 차지하는 면적율)을 판정하였다. 또한, 거시적 사진 상에 서 그 1/4 두께 부분에 그은 폭 방향의 선분(길이 500 ㎜)이 가로지르는 주상정 수로 상기 선분의 길이 500 ㎜를 제하여 주상정의 평균 폭을 구하였다. 이들 결과를, 표 2에 나타낸다.
주조 부재를 핫스트립밀로 연속 열간 압연하여 열연판 소둔ㆍ산세정을 실시한 후, 냉간 압연, 소둔, 산세정을 행하여 두께 0.5 ㎜의 강판을 제조하였다. 강판으로부터, 압연 방향으로 JIS13B호 인장 시험 부재와 JIS5호 인장 시험 부재를 제작하고, 각각 인장 시험(항복 크기 YS, 신장 E1)과 리징 측정에 제공하였다. r치 측정에 대해서는, JIS13B호 인장 시험 부재는 압연 방향으로 그리고 압연 방향에 45° 및 90°의 각도의 방향으로 강판으로부터 절단되었다. r치는 15 ％의 인장 후에 측정하였다. 리징은 16 ％의 인장 후의 시험 부재 표면을 조도 측정기로 계측하여 리징 높이를 구하였다. 강판 표면의 로핑은 관능 검사에 의해 A, B, C, D의 4 단계의 평가(A → B → C → D의 차례로 로핑의 평가는 저하함)를 행하였다. 이상 강판의 재질 평가 결과를 표 2에 맞추어 나타낸다.
Figure 112005006394797-pct00020
본 발명에 따르면, C나 N에다가 치환형 고체 용융 원소인 Si, Mn, P, Ti을 저감한 고순도 강이라도, 조대인 주상정의 발달을 억제할 수 있어 주상정의 폭이 작아지므로, 고순도화에 의한 고가공성(고신장, 고r치)을 향유하는 동시에, 리징 및 로핑에도 우수한 강판을 얻을 수 있다. 한편, 본 발명에 관계되는 Mg 함유 산화물이 형성되어 있지 않은 비교예 1, 비교예 2에서는 가공성은 높아도 리징 및 로핑으로 크게 떨어져 버린다. 특히, 비교예 2에서는 Mg을 10 ppm 함유하는 데에도 관계없이, 조대인 주상정이 되어 버리고, Mg을 첨가할 뿐만 아니라 Mg 산화물의 조성을 적절하게 하는 것이 중요한 것을 나타내고 있다. 이 경우, Mg 첨가 전의 슬러그 조성이 부적절하여 (CaO)/(Al2O3)이 0.9 이상이었다. 고순도화가 불충분한 비교예 3에서는 가공성 자체가 높지 않다.
(제2 실시예)
표 3 내지 표 5에 나타낸 성분 조성의 페라이트계 스테인레스 강을 용제 및 주조하였다. 그 후, 열간 압연하여 3.8 ㎜ 두께의 열연판으로 하였다. 그 후, 열연판 연속 소둔을 실시하여 산세정한 후, 0.5 ㎜ 두께까지 냉간 압연하고, 연속 소둔 - 산세정, 조질 압연을 실시하여 제품으로 하였다. 표 중, 금속 Mg, Mg0 투입량은 금속 Mg 환산 투입량(㎏/t)이다.
본 발명예의 강의 용제에 있어서는, 제1 실시예와 같이 탈산 순서, 슬러그 조성 제어, Mg 투입량의 조정에 의해, 식 (2), 식 (3)을 만족하는 산화물 조성을 실현하였다.
상기한 바와 같이 하여 얻어진 0.5 ㎜ 두께의 제품판으로부터, 시험 부재를 채취하여 r치, 신장, 리징 높이를 측정하였다. 측정 방법은 이미 서술한 방법과 같다.
표 4 및 표 6에 있어서, TA = -100 - 8,714/(log([Ti] × [C]0.5 × [S]0.5) - 3.4), TB = -5,457/(log([Ti] × [C]) - 2.6), TC = -100 - 5,457/(log([Ti] × [C]) - 2.6)이다.
표 3 내지 표 6으로부터 명백한 바와 같이, 본 발명에서 규정하는 화학 성분을 갖는 강이며, Mg 성분이 본 발명 범위 내 혹은 Mg 첨가량이 본 발명 범위 내의 것은 비교 강에 비해 r치 및 신장이 높고 리징 높이가 낮아 디프드로잉성, 돌출성, 리징성이 우수한 것을 알 수 있다.
표 3 및 표 4의 번호 1 내지 6, 8 내지 10, 및 12 내지 25가 본 발명예이다. 번호 1 내지 6은 용강 중에의 금속 Mg이나 Mg0의 인젝션은 모두 행하고 있지 않지만, (CaO)/(Al2O3) 및 Ti/Al을 조정한 슬러그에 MgO를 첨가하고 있고, 슬러그로부터 공급된 Mg에 의해 식 (2), 식 (3)을 만족하는 분산된 Mg 함유 산화물이 용강 중에 형성되므로, 양호한 리징 높이를 확보하고 있다. 번호 8 내지 10 및 12 내지 25는 MgO 및/또는 금속 Mg을 용강 1 ton당으로 금속 Mg 환산으로 0.3 ㎏ 이상 투입하고, 또한 강 중 Mg이 0.0002 ％ 이상이 되며, 양호한 리징 높이를 확보하고 있다.
표 5, 표 6의 번호 26 내지 번호 55가 비교예이다. 번호 26. 39, 40은 Mg 함유량도 Mg 투입량도 부족하고 있고, 번호 27, 28, 41 내지 49는 제조 조건이 본 발명 범위 외이며, 번호 29, 37은 성분과 제조 조건이 본 발명 범위 외이며, 번호 30 내지 36, 38, 50 내지 55는 성분이 본 발명 범위 외이며, 충분한 품질을 얻을 수 없었다.
또, 슬러브 두께 및 열연판 두께 등은 적절하게 설계하면 좋다. 또한, 냉간 압연에 있어서는 압하율, 롤 조도, 압연유, 압연 패스수, 압연 속도 등도 적절하게 선택하면 좋다. 또한, 냉간 압연의 도중에 중간 소둔을 넣은 2회 냉간 압연법을 채용하면, 특성은 더 향상된다. 중간 소둔과 최종 소둔은 수소 가스 혹은 질소 가스 등의 무산화 분위기로 소둔해도, 대기 속에서 소둔하여 그 후 산세정해도 상관없다.













Figure 112005006394797-pct00021
Figure 112005006394797-pct00022
Figure 112005006394797-pct00023
Figure 112005006394797-pct00024
(제3 실시예)
표 7, 표 9에 나타낸 성분 조성의 페라이트계 스테인레스 강을 용제 및 주조하였다. 그 후, 열간 압연하여 3.8 ㎜ 두께의 열연판으로 하였다. 그 후, 열연판 소둔은 실시하지 않고 산세정하여 냉간 압연한 후, 중간 소둔을 실시하여 0.5 ㎜ 두께까지 냉간 압연하고, 연속 소둔 - 산세정, 조질 압연을 더 실시하여 제품으로 하였다. 또한, 일부 비교예는 열연판 소둔을 실시하여 제조하였다. 표 중, 금속 Mg, Mg0 투입량은 금속 Mg 환산 투입량(㎏/t)이다.
본 발명예의 강의 용제에 있어서는, 제1 실시예와 같이 탈산 순서, 슬러그 조성 제어, Mg 투입량의 조정에 의해, 식 (2), 식 (3)을 만족하는 산화물 조성을 실현하였다.
상기와 같이 하여 얻어진 0.5 ㎜ 두께의 제품판으로부터, 시험 부재를 채취하여 r치, 신장, 리징 높이를 측정하였다. 측정 방법은 이미 서술한 방법과 같다.
표 8 및 표 10에 있어서, TA = -50 - 5,457/(log([Ti] × [C]) - 2.6), TB = -5,457/(log([Ti] × [C]) - 2.6), TC = -100 - 5,457/(log([Ti] × [C]) - 2.6)이다.
표 7 내지 표 10으로부터 명백한 바와 같이, 본 발명에서 규정하는 화학 성분을 갖는 강이며, Mg 성분이 본 발명 범위 내 혹은 Mg 첨가량이 본 발명 범위 내에 있어서, 또한 본 발명의 제조 조건을 만족하는 것은 비교 강에 비해 r치, 신장이 높고, 리징 높이가 낮고, 디프드로잉성, 돌출성, 리징성이 우수한 것을 알 수 있다.
표 7 및 표 8의 번호 1 내지 4, 7 내지 9, 11 내지 18, 20 및 21이 본 발명예이다. 번호 1, 2, 7, 8, 14 내지 16은 용강 중에의 금속 Mg이나 MgO의 주입물은 모두가 있지 않지만, (CaO)/(Al2O3) 및 Ti/Al을 조정한 슬러그에 Mg0를 첨가하고 있어, 슬러그로부터 공급된 Mg에 의해 식 (2), 식 (3)을 만족하는 분산된 Mg 함유 산화물이 용강 중에 형성되므로 양호한 리징 높이를 확보하고 있다. 번호 3, 4, 9, 11 내지 13, 17, 18, 20 및 21은 MgO 및/또는 금속 Mg을 용강 1 ton당으로 금속 Mg 환산으로 0.3 ㎏ 이상 투입하고, 또한 강 중 Mg이 0.0002 ％ 이상이 되며, 양호한 리징 높이를 확보하고 있다.
표 9, 표 10의 번호 22 내지 번호 46이 비교예이다. 번호 32, 33은 Mg 함유량도 Mg 투입량도 부족하고, 번호 22 내지 번호 31, 41 내지 번호 46은 성분이 본 발명 범위 외이며, 번호 34 내지 번호 40은 제조 조건이 본 발명 범위 외이며, 충분한 품질을 얻을 수 없었다.
또한, 슬러브 두께 및 열연판 두께 등은 적절하게 설계하면 좋다. 또한, 냉간 압연에 있어서는 압하율, 롤 조도, 압연유, 압연 패스수, 압연 속도 등은 적절하게 선택하면 좋다. 또한, 중간 소둔과 최종 소둔은 필요하면 수소 가스 혹은 질소 가스 등의 무산화 분위기로 소둔하는 광휘 소둔이라도 대기 속에서 소둔하여 그 후 산세정해도 상관없다.
Figure 112005006394797-pct00025
Figure 112005006394797-pct00026
Figure 112005006394797-pct00027
Figure 112003044691595-pct00010
본 발명에 의해 가공성(신장과 랭크 포드치)이 우수하고, 동시에 리징이나 로핑의 매우 작은 페라이트계 스테인레스 강판을 제조하기 위한 페라이트계 스테인레스 주조 부재 및 그 주조 부재로부터 제조된 강판 및 이들의 제조 방법의 제공이 가능해지므로, 그 공업적 의의는 크다.

Claims (19)

  1. 질량％로, C : 0.001 내지 0.010 ％, Si : 0.01 내지 0.30 ％, Mn : 0.01 내지 0.30 ％, P : 0.01 내지 0.04 ％, S : 0.0010 내지 0.0100 ％, Cr : 10 내지 20 ％, N : 0.001 내지 0.020 ％, Ti : 0.05 내지 0.30 ％를 함유하고, Mg : 0.0002 내지 0.0050 ％이며, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고,
    Σ = 0.9Si + 8.6P + 2Ti + 0.5Mn - 0.5 … (1)
    에서 나타내는 Σ가 0.70 이하이며,
    강 중에 분산하는 Mg 함유 산화물의 평균 조성이 식 (2), 식 (3)에서 나타내는 조성 범위를 만족하는 것을 특징으로 하는 페라이트계 스테인레스 강의 주조 부재.
    17.4(Al2O3) + 3.9(MgO) + 0.3(MgAl2O4) + 18.7(CaO) ≤ 500 … (2)
    (Al2O3) + (MgO) + (MgAl2O4) + (CaO) ≥ 95 … (3)
    단, 식 (2), 식 (3)에 있어서, ()는 MgO, Al2O3, CaO 및 MgAl2O4의 몰％이다.
  2. 제1항에 있어서, 질량％로, B : 0.0003 내지 0.0050 ％, Al : 0.005 내지 0.1 ％, Mo : 0.1 내지 2.0 ％, Ni : 0.1 내지 2.0 ％, Cu : 0.1 내지 2.0 ％, Nb : 0.01 내지 0.5 ％, V : 0.1 내지 3.0 ％, Zr : 0.01 내지 0.5 ％ 중 1 종류 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 하는 페라이트계 스테인레스 강의 주조 부재.
  3. 삭제
  4. 삭제
  5. 제1항 또는 제2항에 있어서, 주조 부재 두께의 1/4의 부위에 있어서, 주상정의 평균 폭이 4 ㎜ 이하인 것을 특징으로 하는 페라이트계 스테인레스 강의 주조 부재.
  6. 제1항 또는 제2항에 기재된 주조 부재로부터 제조되어 이루어지는 것을 특징으로 하는 페라이트계 스테인레스 강판.
  7. 제1항 또는 제2항에 기재된 주조 부재를 이용하는 것을 특징으로 하는 페라이트계 스테인레스 강판의 제조 방법.
  8. 제7항에 있어서, 용강 중에 MgO 또는 금속 Mg을 용강 1 ton당 Mg 환산으로 0.30 ㎏ 이상 투입하는 것을 특징으로 하는 페라이트계 스테인레스 강판의 제조 방법.
  9. 제7항에 있어서, 주조 부재를 열간 압연할 때, 가열 온도 T1을 식 (4)에서 정해지는 온도로 하고, 복수 패스로 이루어지는 조압연 후의 복수 패스로 이루어지는 마무리 압연을 850 ℃ 이하로 종료하고, 700 ℃ 이하로 권취한 후 가열 온도 T2가 식 (5)에서 정해지는 온도로 소둔을 행하고, 냉간 압연을 실시한 후 가열 온도 T3이 식 (6)에서 정해지는 온도로 소둔을 행하는 것을 특징으로 하는 페라이트계 스테인레스 강판의 제조 방법.
    1000 ≤ T1(℃) ≤-100 - 8,714/(log([Ti] × [C]0.5 × [S]0.5) - 3.4) … (4)
    -5457/(log([Ti] × [C]) -2.6) ≤ T2(℃) ≤ 1000 … (5)
    -100 - 5457/(log([Ti] ×[C]) -2.6) ≤ T3(℃) ≤ -5457/(log([Ti] × [C]) - 2.6) … (6)
  10. 제7항에 있어서, 주조 부재의 열간 압연 후, 열연판 소둔을 생략하고, 롤 직경이 300 ㎜ 이상인 압연기로 압하율 30 ％ 이상의 냉간 압연을 실시한 후, 가열 온도 T4가 식 (7)에서 정해지는 온도로 중간 소둔을 행하고, 그 후 소정의 판 두께까지 냉간 압연하고, 가열 온도 T5가 식 (8)에서 정해지는 온도로 최종 소둔을 행하는 것을 특징으로 하는 페라이트계 스테인레스 강판의 제조 방법.
    700 ≤ T4(℃) ≤ -50 - 5457/(log([Ti] × [C]) - 2.6) … (7)
    -100 - 5457/(log([Ti] × [C]) - 2.6) ≤ T5(℃) ≤ -5457/(log([Ti] × [C]) - 2.6) … (8)
  11. 제5항에 기재된 주조 부재로부터 제조되어 이루어지는 것을 특징으로 하는 페라이트계 스테인레스 강판.
  12. 제5항에 기재된 주조 부재를 이용하는 것을 특징으로 하는 페라이트계 스테인레스 강판의 제조 방법.
  13. 제12항에 있어서, 용강 중에 MaO 또는 금속 Mg을 용강 1 ton당 Mg 환산으로 0.30 kg 이상 투입하는 것을 특징으로 하는 페라이트계 스테인레스 강판의 제조 방법.
  14. 제12항에 있어서, 주조 부재를 열간 압연할 때, 가열 온도 T1을 식 (4)에서 정해지는 온도로 하고, 복수 패스로 이루어지는 조압연 후의 복수 패스로 이루어지는 마무리 압연을 850 ℃ 이하로 종료하고, 700 ℃ 이하로 권취한 후 가열 온도 T2가 식 (5)에서 정해지는 온도로 소둔을 행하고, 냉간 압연을 실시한 후 가열 온도 T3이 식 (6)에서 정해지는 온도로 소둔을 행하는 것을 특징으로 하는 페라이트계 스테인레스 강판의 제조 방법.
    1000 ≤ T1(℃) ≤ -8714/(log([Ti] × [C]0.5 × [S]0.5) - 3.4) … (4)
    -5457/(log([Ti] × [C]) -2.6) ≤ T2(℃) ≤ 1000 … (5)
    -100 - 5457/(log([Ti] ×[C]) -2.6) ≤ T3(℃) ≤ -5457/(log([Ti] × [C]) - 2.6) … (6)
  15. 제8항에 있어서, 주조 부재를 열간 압연할 때, 가열 온도 T1을 식 (4)에서 정해지는 온도로 하고, 복수 패스로 이루어지는 조압연 후의 복수 패스로 이루어지는 마무리 압연을 850 ℃ 이하로 종료하고, 700 ℃ 이하로 권취한 후 가열 온도 T2가 식 (5)에서 정해지는 온도로 소둔을 행하고, 냉간 압연을 실시한 후 가열 온도 T3이 식 (6)에서 정해지는 온도로 소둔을 행하는 것을 특징으로 하는 페라이트계 스테인레스 강판의 제조 방법.
    1000 ≤ T1(℃) ≤ -8714/(log([Ti] × [C]0.5 × [S]0.5) - 3.4) … (4)
    -5457/(log([Ti] × [C]) -2.6) ≤ T2(℃) ≤ 1000 … (5)
    -100 - 5457/(log([Ti] ×[C]) -2.6) ≤ T3(℃) ≤ -5457/(log([Ti] × [C]) - 2.6) … (6)
  16. 제13항에 있어서, 주조 부재를 열간 압연할 때, 가열 온도 T1을 식 (4)에서 정해지는 온도로 하고, 복수 패스로 이루어지는 조압연 후의 복수 패스로 이루어지는 마무리 압연을 850 ℃ 이하로 종료하고, 700 ℃ 이하로 권취한 후 가열 온도 T2가 식 (5)에서 정해지는 온도로 소둔을 행하고, 냉간 압연을 실시한 후 가열 온도 T3이 식 (6)에서 정해지는 온도로 소둔을 행하는 것을 특징으로 하는 페라이트계 스테인레스 강판의 제조 방법.
    1000 ≤ T1(℃) ≤ -8714/(log([Ti] × [C]0.5 × [S]0.5) - 3.4) … (4)
    -5457/(log([Ti] × [C]) -2.6) ≤ T2(℃) ≤ 1000 … (5)
    -100 - 5457/(log([Ti] ×[C]) -2.6) ≤ T3(℃) ≤ -5457/(log([Ti] × [C]) - 2.6) … (6)
  17. 제12항에 있어서, 주조 부재의 열간 압연 후, 열연판 소둔을 생략하고, 롤 직경이 300 ㎜ 이상인 압연기로 압하율 30 ％ 이상의 냉간 압연을 실시한 후, 가열 온도 T4가 식 (7)에서 정해지는 온도로 중간 소둔을 행하고, 그 후 소정의 판 두께까지 냉간 압연하고, 가열 온도 T5가 식 (8)에서 정해지는 온도로 최종 소둔을 행하는 것을 특징으로 하는 페라이트계 스테인레스 강판의 제조 방법.
    700 ≤ T4(℃) ≤ -50 - 5457/(log([Ti] × [C]) - 2.6) … (7)
    -100 - 5457/(log([Ti] × [C]) - 2.6) ≤ T5(℃) ≤ -5457/(log([Ti] × [C]) - 2.6) … (8)
  18. 제8항에 있어서, 주조 부재의 열간 압연 후, 열연판 소둔을 생략하고, 롤 직경이 300 ㎜ 이상인 압연기로 압하율 30 ％ 이상의 냉간 압연을 실시한 후, 가열 온도 T4가 식 (7)에서 정해지는 온도로 중간 소둔을 행하고, 그 후 소정의 판 두께까지 냉간 압연하고, 가열 온도 T5가 식 (8)에서 정해지는 온도로 최종 소둔을 행하는 것을 특징으로 하는 페라이트계 스테인레스 강판의 제조 방법.
    700 ≤ T4(℃) ≤ -50 - 5457/(log([Ti] × [C]) - 2.6) … (7)
    -100 - 5457/(log([Ti] × [C]) - 2.6) ≤ T5(℃) ≤ -5457/(log([Ti] × [C]) - 2.6) … (8)
  19. 제13항에 있어서, 주조 부재의 열간 압연 후, 열연판 소둔을 생략하고, 롤 직경이 300 ㎜ 이상인 압연기로 압하율 30 ％ 이상의 냉간 압연을 실시한 후, 가열 온도 T4가 식 (7)에서 정해지는 온도로 중간 소둔을 행하고, 그 후 소정의 판 두께까지 냉간 압연하고, 가열 온도 T5가 식 (8)에서 정해지는 온도로 최종 소둔을 행하는 것을 특징으로 하는 페라이트계 스테인레스 강판의 제조 방법.
    700 ≤ T4(℃) ≤ -50 - 5457/(log([Ti] × [C]) - 2.6) … (7)
    -100 - 5457/(log([Ti] × [C]) - 2.6) ≤ T5(℃) ≤ -5457/(log([Ti] × [C]) - 2.6) … (8)
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