KR100617434B1

KR100617434B1 - 페라이트계 크롬 합금강과 크롬 합금강 제조 방법 및 페라이트계 크롬 합금 강판

Info

Publication number: KR100617434B1
Application number: KR1019980056359A
Authority: KR
Inventors: 에이조 요시따께; 알랜 알 맥카구에
Original assignee: 암코 인코포레이팃드
Priority date: 1998-09-15
Filing date: 1998-12-18
Publication date: 2006-10-24
Also published as: AU760756B2; US6855213B2; AU9722698A; KR20000022016A; US20010013382A1

Abstract

본 발명은 페라이트계 리징이 없는 스테인레스강 및 이의 제조 방법에 관한 것이다. 충분한 티타늄 및 질소를 갖지만 제어된 알루미늄량을 함유한 크롬 합금강 용해물이 주괴로 주조되거나 또는 주조 상태의 미세 등축 결정 조직을 갖고 본질적으로 주상 결정이 없는 스트립 또는 슬래브로 연속 주조된다. 주조 상태의 강은 0.08 중량%의 C와, 적어도 약 8 중량% Cr과, 1.5중량% 이하의 Mn과, 0.020 중량% 미만의 Al과, 0.05 중량% 이하의 N와, 1.5 중량% 이하의 Si와, 2.0 중량% 미만의 Ni과, 0.1 내지 0.25 중량%의 Ti을 포함하고, (Ti x N)/Al ≥ 0.14의 비를 만족하고, 그 나머지는 철 및 잔류원소들을 포함하고 있다. 티타늄은 (Ti/48)/[(C/12) + (N/14)] 〉1.5가 되도록 양호하게 제어된다. 열간 가공된 강판은 슬래브 표면을 그라인딩하지 않고 연속 주조된 슬래브로부터 형성될 수 있다. 열간 가공된 강판은 디스케일되어, 최종 두께로 냉간 압연 및 재결정 어닐링 될 수 있다. 본질적으로 리징이 없고 우수한 성형성을 갖는 어닐링 강판을 얻기 위해 열간 가공된 강판을 냉간 압연 이전에 어닐링할 필요가 없다.

Description

페라이트계 크롬 합금강과, 크롬 합금강 제조 방법 및 페라이트계 크롬 합금 강판 {CHROMIUM ALLOY FERRITIC STEEL, METHOD OF MAKING THE SAME, AND CHROMIUM ALLOYED FERRITIC STEEL SHEET}

본 발명은 주조 상태(as cast)의 미세 등축 결정 조직을 갖는 용해물로부터 형성된 페라이트계 크롬 합금강에 관한 것이다. 특히, 본 발명은 티타늄 및 질소는 충분하게 함유하지만 주조 상태의 등축 결정을 형성하기 위해 필요한 핵을 제공하도록 소량의 티타늄 산화물 개재물을 형성하기 위해 제어된 양의 알루미늄을 함유하는 용해물로부터 형성된 페라이트계 크롬 합금강에 관한 것이다. 이러한 등축 결정 조직을 갖는 강으로부터 제조된 열간 가공 강판은 열간 밴드 어닐링 또는 중간 어닐링이 없이도 우수한 리징이 없는 특성 및 신장 성형성을 갖는 냉간 압연된(cold reduced) 재결정 어닐링된 강판을 제조하는 데 특히 적합하다.

높은 성형성을 갖는 페라이트계 스텐레스강은 "리징(ridging)", "로핑(roping)" 또는 "리빙(ribbing)"으로 알려진 현상을 최소화하기 위하여 높은 소성 변형률을 갖는 것이 바람직하다. 오스테나이트 스텐레스강과 달리, 냉간 압연되어 재결정 어닐링된 페라이트계 스텐레스강 강판이 부품으로 형성된 후에 보기 흉한 리징이 표면 상에 나타날 수도 있다. 리징은 강판의 롤링 방향에 평행하게 연장되는 리지, 홈 또는 주름을 형성하는 특징을 나타낸다. 이러한 결함은 강판의 표면 외관을 해칠 뿐만 아니라 신장 성형성을 열악하게 한다.

페라이트계 크롬 합금강, 특히 스테인리스 Type 409 및 439 등과 같은 부평형(sub-equilibrium) 페라이트계 크롬 합금강은 50 내지 200 mm의 슬래브 두께로 연속 주조되거나 또는 2 내지 10 mm 두께로 스트립 주조되는 것과는 무관하게 대개는 주조 상태의 대형 주상 결정을 갖는다. 이들 대형 주상 결정은 다양한 제조 용도에 사용된 최종 냉간 압연되고 어닐링된 강판에서 매우 바람직하지 못한 리징 특성을 유발하는 근접 큐브-온-페이스 결정학적 조직을 갖는다. 이러한 리징에 의해 야기된 표면 외관은 개스킷, 자동차 트림, 배기관 및 단부 콘, 압단 머플러 및 오일 필터 등의 노출된 성형 부품에 사용하기에는 매우 바람직하지 못하다. 리징은 강판이 성형 후에 거친 불균일한 표면 외관을 갖게 하며, 냉간 압연 및 어닐링 후에 대형 불균일 또는 "호상" 결정 조직이 나타나게 하여 주조 상태의 강에서 주상 결정 조직의 초기 발생을 일으키게 된다.

리징의 발생을 감소시키기 위해서는 냉간 압연 전에 열간 압연된 강판을 어닐링함으로써 추가 비용이 발생하게 된다. 이러한 열간 압연 페라이트계 스텐레스강의 추가 어닐링 단계는 디프 드로잉 성형성을 떨어뜨리는 낮은 평균 변형비, 즉 R_m에 의해 야기된 감소된 성형성을 나타내게 된다. 냉간 압연 전에 어닐링된 열간 압연 강판은 마무리 어닐링 전에 열간 밴드 어닐링에 의해 야기된 R_m의 손실을 보상하도록 적어도 70%로 냉간 압연되어야 한다.

수년에 걸쳐 앞에서 설명한 가공 요건을 없애고 페라이트계 스텐레스강의 합금 조성을 변경시킴으로써 리징을 없애기 위한 다양한 시도가 있었다. 페라이트계 스텐레스강에서의 리징은 주로 열간 압연 중에 일어나는 것으로 알려져 있다. 용해물의 화학적 성질, 예를 들어 C, N, O, S, P 등의 불순물중 하나 이상을 조절하여 주괴의 미세 등축 결정 조직을 형성하고 예를 들어 950 내지 1100 ℃의 낮은 열간 압연 온도를 사용하여 결정 조직을 정련함으로써 리징을 최소화하려는 시도가 있었다. 정련중의 화학적 성질을 조절하는 것은 예를 들어 실온에서 마르텐사이트로 되는 상승된 온도의 오스테나이트와 같은 제2 상의 형성 때문에 페라이트계 스텐레스강에 개선된 리징 특성을 생성하게 된다. 그러나, 제2 상의 형성은 신장 연장 비용 및 최종 제품의 용접 성능 면에서 바람직하지 못하다. 열간 압연 중의 온도 제어는 더 높은 열간 압연 동력이 필요하기 때문에 작동 상의 어려움을 수반하게 된다. 따라서, 열간 압연 강판의 두께는 더 커야 한다. 따라서, 열간 압연은 두개의 냉간 압연 사이에 제2의 중간 어닐링을 갖는 적어도 두개의 단계에서 냉간 압연이 후속되어야 한다.

미국 특허 제5,769,152호는 주상 결정이 연속 주조 스텐레스강에서 불합리한 것을 보여주고 있다. 상기 특허는 주상 결정이 방지될 수 있고, 등축 결정은 액상선 위로 0 내지 15 ℃ 의 초과 열 온도를 사용하는 용탕을 주조함으로써 형성되고 주조 주형에서 용탕을 자기적으로 교반하여 형성된다는 것을 제안한다.

하나 이상의 안정화 요소를 첨가함으로써 페라이트계 스텐레스강의 합금 조성을 변경시킴으로써 리징을 없애는 다른 시도도 있었다. 미국 특허 제4,465,525호는 우수한 성형성 및 개선된 표면 품질을 갖는 페라이트계 스텐레스강에 관한 것이다. 이 특허는 신장률 및 R_m을 증가시킬 수 있고 리징 특성을 감소시킬 수 있는 2 내지 30 ppm의 붕소와 0.005 % 이상의 알루미늄을 기재하고 있다. 미국 특허 제4,515,644호는 개선된 리징 품질을 갖는 디프 드로잉 페라이트계 스텐레스강에 관한 것이다. 이 특허는 페라이트계 스텐레스강의 신장률 및 R_m을 증가시키고 리징이 없는 특성을 증진시키는 알루미늄, 붕소, 티타늄, 니오븀, 지르콘 및 바나듐의 첨가를 기재하고 있다. 특히, 상기 특허는 개선된 리징이 없는 특성을 갖는 0.01 % 이상의 알루미늄을 갖는 페라이트계 스텐레스강을 기재하고 있다. 미국 특허 제5,662,864호는 Ti, C + N 및 N/C가 조심스럽게 제어될 때 양호한 리징 특성을 갖는 페라이트계 스텐레스강을 제조하는 것에 관한 것이다. 상기 특허는 리징이 용해물의 C + N의 함량에 따라 티타늄을 첨가함으로써 탄소질화물의 형성에 기인하여 개선될 수 있는 것을 기재하고 있다. 강 용해물은 ≤ 0.01 % C, ≤ 1.0 % Mn, ≤ 10 % Si, 9 내지 50 % Cr, ≤0.07 % Al, 0.006 ≤ C + N ≤ 0.025 %, N/C ≥2, (Ti - 2S - 3O)/(C + N) ≤ 4 및 Ti x N ≤ 30 x 10^-4를 함유한다. 미국 특허 제5,505,797호는 감소된 내부면 이방성 및 우수한 결정 조직을 갖는 페라이트계 스텐레스강을 제조하는 것에 관한 것이다. 이 특허는 강 용해물이 0.0010 내지 0.080 % C, 0.10 내지 1.50 % Mn, 0.10 내지 0.80 % Si, 14 내지 19 % Cr과 0.010 내지 0.20 % Al, 0.050 내지 0.30 % Nb, 0.050 내지 0.30 % Ti 및 0.050 내지 0.30 % Zr중 두개 이상을 함유할 때 양호한 리징 특성이 얻어지는 것을 기재하고 있다. 이 강은 슬래브로 주조되고 4 mm 두께를 갖는 강판으로 열간 압연되며 열간 스트립 어닐링, 피클, 냉간 압연 및 마무리 어닐링된다. 슬래브는 1200 ℃로 가열되어 970 내지 1150 ℃ 사이의 온도에서 적어도 하나의 거친 열간 압연기를 통과하게 된다. 열간 압연 롤과 열간 압연강 사이의 마찰은 0.3 이하이고, 롤링 압연(reduction)율은 40 내지 75 % 사이이고, 열간 압연 마무리 온도는 600 내지 950 ℃이다. 열간 압연강은 850 ℃에서 4시간 동안 어닐링되었고 82.5 %로 냉간 압연되었고, 860 ℃의 온도로 60초 동안 마무리 어닐링되었다.

티타늄 화합물의 가용성 생성물이 티타늄 안정화 스텐레스강에 대한 유동 온도에서의 포화 수준, 즉 과평형 수준을 초과하면, 티타늄 화합물이 안정되고 TiN이 금속의 응고 전에 석출된다. 과평형 슬래브로부터 제조된 강판은 개선된 리징 특성 및 성형성을 나타낸다. 그러나 응고 시에 TiN은 큰 응집물로 뭉쳐져서 주조 슬래브의 표면에 부유하게 된다. 이들 비금속 TiN 응집물은 열간 압연중에 Ti-스트리크(streak)로 알려져 있는 바람직하지 않은 개방형 표면 결함을 형성한다. 이들 대형 비금속 응집물은 슬래브의 열간 가공 전에 연마 등의 값비싼 표면 가공에 의해 슬래브로부터 제거되어야 한다. 미국 특허 제4,964,926호는 부 평형 티타늄 안정화 페라이트계 스테인레스강을 형성함으로써 주조 중에 비금속 티타늄 산화물 및 티타늄 질화물의 형성 및 석출을 없앰으로써 개선된 표면 품질을 갖는 용접가능한 이중 안정화 페라이트계 스텐레스강에 관한 것이다. 이 특허는 로핑 특성이 페라이트계 스텐레스강에 니오븀만을 첨가하거나 니오븀과 구리를 첨가함으로써 개선된다는 것을 기재하고 있다. 그러나 니오븀만을 첨가하게 되면 용접 크랙이 발생하게 된다. 미국 특허 제4,964,926호는 이중 안정화 페라이트계 스텐레스강을 형성하도록 티타늄 안정제의 일부를 니오븀 안정제로 대체하는 것을 기재하고 있다. 0.05 % 이상의 티타늄을 니오븀 안정화 강에 첨가하면 용접 크랙을 없앨 수 있다.

계류중인 1997년 12월 19일자 미국 특허출원 제08/994,382호("리징이 없는 페라이트계 크롬 합금강")를 본 명세서에서 참고하면, 상기 출원은 생주물 미세 등축 결정 조직을 갖는 용해물로부터 형성된 티타늄 이산화물 페라이트계 크롬 합금강에 관한 것이다. 상기 출원은 티타늄을 갖고 0.01 wt% 이하의 알루미늄을 갖는 용해 이산화물로부터 형성된 페라이트계 크롬 합금강을 기재하고 있다. 이러한 생주물 등축 결정 조직을 갖는 강으로부터 제조된 열간 가공 강판은 열간 밴드 어닐링 또는 중간 어닐링과 같은 추가 가공 공정 없이도 우수한 성형성, 신장성 및 리징이 없는 특성을 갖는 냉간 압연된 재결정 어닐링 강판에 특히 적합하다.

이전의 기술자들에 의해 리징을 최소화시키는 방법에서는 냉간 압연 전에 열간 압연된 페라이트계 스텐레스강을 어닐링함으로써 비용 및 성형성이 희생되었다. 이러한 추가의 어닐링 단계는 평균 R_m을 낮춤으로써 성형성을 감소시킨다. 또한, 이러한 어닐링 전의 열간 압연된 강은 냉간 압연 전에 어닐링되지 않은 열간 압연강에 대한 R_m과 유사한 최종 어닐링 후의 R_m을 얻도록 70 % 이상으로 냉간 압연되어야 한다. 이러한 큰 비율의 냉간 압연은 중간 어닐링 단계를 대개 필요로 한다. 앞에서 설명한 것처럼 끊임없는 노력에도 불구하고, 리징이 없고 높은 R_m, 높은 인장 연신률 및 균일하게 어닐링된 결정 조직을 갖는 우수한 성형성 특성을 갖는 어닐링 페라이트계 크롬 합금강에 대한 요구는 계속 남아 있다. 또한, 열간 가공된 강판이 냉간 압연 전에 어닐링되는 것을 필요로 하지 않고 양호한 리징 특성을 갖는 우수한 디프 성형성의 페라이트계 스텐레스강에 대한 요구도 남아 있다. 또한, 슬래브의 열간 가공 전에 연속 주조 슬래브 표면의 필요한 표면 조건을 요구하지 않고도, 티타늄 질화물 스케일 및 티타늄 산화물 스트리크 등의 표면 결함을 갖지 않는 열간 가공된 강판으로부터 형성된 양호한 리징 특성을 갖는 우수한 디프 성형성의 부평형 페라이트계 스텐레스강에 대한 요구도 있다.

본 발명의 주 목적은 열간 가공 강판이 냉간 압연 전에 어닐링될 것을 필요로 하지 않으면서 양호한 리징 특성을 구비한 우수한 디프 성형성 및 신장률을 갖는 페라이트계 크롬 합금강 강판을 마련하는 것이다.

본 발명의 다른 목적은 열간 가공 강판이 냉간 압연 전에 어닐링될 것을 필요로 하지 않으면서 양호한 리징 특성과 개선된 결정 조직 및 높은 인장 연신률 특성을 구비한 페라이트계 크롬 합금강 강판을 마련하는 것이다.

본 발명의 또 다른 목적은 냉간 압연 단계들 사이에 어닐링에 의한 다중 냉간 압연을 필요로 하지 않으면서 양호한 리징 특성을 구비한 우수한 디프 성형성 및 신장률을 갖는 페라이트계 크롬 합금강 강판을 마련하는 것이다.

본 발명의 다른 목적은 슬래브강을 열간 가공 전에 표면 가공을 필요로 하지 않는 연속 주조 슬래브로부터 페라이트계 크롬 합금강 강판을 형성하기 위한 것이다.

본 발명의 다른 목적은 슬래브강을 열간 가공 전에 표면 가공을 필요로 하지 않는 연속 주조 슬래브로부터 형성된 우수한 리징 특성을 갖는 뛰어난 디프 성형성과 신장성의 페라이트계 크롬 합금강 강판을 제공하는 것이다.

또 다른 목적은 향상된 용접성, 내식성 및 고온 연속 내산화성을 갖는 우수한 리징 특성을 갖는 뛰어난 디프 성형성의 페라이트계 크롬 합금강 강판을 제공하는 것이다.

본 발명은 50% 이상의 등축 결정을 갖는 주조 상태(as-cast)의 조직을 구비한 페라이트계 크롬 합금강 및 이러한 강을 제조하기 위한 공정에 관한 것이다. 상기 주조 상태의 강은 티타늄으로 탈산되며 0.08중량% 이하의 C와, 적어도 약 8중량% Cr과, 1.5중량% 이하의 Mn과, 0.05 중량%의 이하의 N와, 1.5 중량%의 이하의 Si와, 2.0 중량% 미만의 Ni 및 0.10중량% 이상의 Ti을 포함하고, 그 나머지는 철 및 잔류 원소를 함유하고 (Ti x N)/Al의 비는 적어도 0.14이다. 상기 주조 상태의 강은 연속 강판으로 열간 가공된다. 상기 강판은 디스케일되고, 최종 두께로 냉간 압연되고, 재결정 어닐링될 수 있다. 냉간 압연 전에 열간 가공된 강판을 어닐링하거나 또는 마무리 어닐링된 강판에서 리징을 제거하기 위해 다중 냉간 압연 단계 사이에서 강판을 어닐링하는 것은 필요하지 않다.

본 발명의 다른 특징은 전술된 ≥ 0.15%의 Ti 및 〈 0.02%의 알루미늄에 관한 것이다.

본 발명의 또 다른 특징은 전술된 (Ti x N)/Al의 비는 적어도 0.20인 것에 관한 것이다.

본 발명의 또 다른 특징은 전술된 Ti가 (Ti/48)/[(C/12)+(N/14)]>1.5의 관계를 만족하는 것에 관한 것이다.

본 발명의 다른 특징은 전술된 Ti 및 N이 부평형량으로 존재하는 것에 관한 것이다.

본 발명의 또 다른 특징은 냉간 압연 전에 어닐링되지 않은 열간 가공 강판으로부터 제조됨으로써 ≥ 1.4의 R_m을 갖도록 전술된 냉간 압연 및 어닐링된 강판에 관한 것이다.

본 발명의 또 다른 특징은 ≤ 3㎜의 크기를 갖는 전술된 주조 상태의 등축 결정에 관한 것이다.

본 발명의 장점은 제조상에 비용이 적게 들고, 열간 가공된 강판이 냉간 압연 전에 어닐링될 필요가 없고, 다중 냉간 압연 단계 사이에서 강판의 어닐링을 필요로 하지 않고, 향상된 표면을 갖고, 향상된 용접성 및 내습부식성을 갖고, 고온 연속 내산화성을 갖는 양호한 리징 특성을 갖는 뛰어난 성형성의 페라이트계 크롬 합금강을 포함하는 것이다. 또 다른 장점은, 주조 중에 슬래브 표면 근처에 형성된 비금속의 티타늄 산화물 또는 티타늄 질화물 클러스터 형태의 석출물로부터 생성되는 열간 압연 스케일 및 압연 가공된 줄무늬와 같이, 열간 가공된 강판에서 압연 방향에 평행하게 연장된 개방형 표면 결함의 형성을 방지하기 위하여, 열간 가공 전에 그라인딩과 같은 표면 가공을 필요로 하지 않는 슬래브를 주조할 수 있다는 것이다. 본 발명의 다른 장점은 어닐링 후 강판 내의 매우 균일한 결정 조직을 갖는 우수한 리징 특성을 갖는 뛰어난 성형성의 페라이트계 크롬 합금강 강판을 포함한다.

본 발명의 상기의 그리고 다른 목적, 특징 및 장점은 상세한 설명 및 첨부 도면을 고려하여 명백해질 것이다.

본 발명은 미세 등축 결정을 갖는 주조 상태의 조직을 구비한 강으로부터 제조된 우수한 성형성의 페라이트계 크롬 합금강에 관한 것이다. 상기 강은 주조 상태의 등축 결정 조직을 형성하는 데 필요한 결정핵을 제공하기 위해, 소량의 티타늄 산화물 개재물을 형성하기 위하여, 충분한 티타늄 및 질소와 조절된 양의 알루미늄을 포함하는 용해물로부터 주조된다. 따라서, 이러한 강으로부터 제조된 어닐링된 크롬 합금 강판이 향상된 리징 특성을 갖는다. 대형 알루미나 개재물 클러스터보다는 소형 티타늄 산화물 개재물들이 풍부한 페라이트계 크롬 합금강 용해물을 형성함으로써, 50% 이상의 등축 미세 결정(%EQ)을 갖는 주조 상태의 결정 조직이 형성될 수 있다. 주조 상태의 강 내의 대형 주상 결정의 형성을 억제함으로써, 상기 강으로부터 형성된 열간 가공된 강판이 냉간 압연 전에 어닐링되지 않을 때에도, 리징은 상기 강으로부터 제조된 냉간 압연되고 재결정 어닐링된 강판에서 최소화된다.

페라이트계 크롬 합금강은 적어도 약 8%의 크롬으로 합금된 강을 포함하는 것을 의미한다. 본 발명의 페라이트계 크롬 합금강은 열간 가공된 강판, 냉간 압연된 강판, 금속 코팅된 강판 및 도색된 강판에 특히 적절하다. 이러한 페라이트계 크롬 합금강은 약 10 내지 25%의 Cr을 함유하는 AISI Type 400 시리즈의 스테인레스강, 특히 약 11 내지 13%의 Cr을 함유하는 409 Type 스테인레스강에 상당히 적절하다. 본 발명에서, "강판"이 연속 스트립 또는 연속 스트립으로부터 형성된 절단 길이를 포함하는 것을 의미함을 또한 알게 될 것이다.

페라이트계 용해물이 전기 아크 용해로(EAF)와 같은 용해로에 구비된다. 이러한 페라이트계 용해물은 고상의 철 함유 스크랩, 탄소강 스크랩, 스테인레스강 스크랩, 철 산화물을 포함하는 고상의 철 함유 재료, 철 탄화물, 직접 환원철, 또는 열간 브리케트된 철로부터 용해로 내에 형성될 수 있거나, 또는 상기 용해물은 용광로 내의 용해로 또는 용해물을 제공할 수 있는 임의의 다른 철의 제련 유니트의 상류에 생성될 수 있다. 상기 용해물은 용해로 내에서 정련될 수 있거나, 또는 레이들 야금로(LMF) 또는 와이어 피드 스테이션과 같은 트림(trim) 스테이션에 의해 후속되는 아르곤 산소 탈탄 용기(AOD) 또는 진공 산소 탈탄 용기(VOD)와 같은 정련 용기로 이송될 수 있다.

본 발명의 중요한 특징은 용해물을 최종 탄소 분해로 정련한 후에 그리고 최종 가공품과 일치하는 트림 합금이 용해물에 추가되는 중 또는 후에 티타늄이 주조 전에 탈산을 위하여 용해물에 추가되는 것이다. 티타늄에 의한 용해물의 탈산은 주조 상태의 등축 미세 결정 조직을 형성하기 위해 필요한 결정핵을 형성하기 위한 소형 티타늄 산화물 개재물을 형성하기 위해 필요하다. 주조 상태의 등축 미세 결정 조직을 형성하기 위해 필요한 이러한 결정핵의 충분한 수를 제공하기 위하여, 적어도 약 0.1%의 Ti가 용해물 내에 필요하다. 양호하게는 알루미늄은 알루미늄 개재물, 즉 알루미늄 산화물, Al₂O₃의 형성을 최소화하기 위한 탈산제로서 이러한 정련된 용해물에 추가되지 않는다. 본 발명의 마찬가지로 중요한 특징은 티타늄과 질소의 곱을 알루미늄으로 나눈 비(TNA)가 적어도 약 0.14가 되도록 충분한 티타늄 및 질소가 주조 전에 용해물 내에 존재하는 것이다. 이러한 비를 적어도 0.14로 제어함으로써, 용해물 내의 질소가 주조 상태의 미세 등축 결정을 형성하기 위해 필요한 소형 핵생성 사이트를 보장하는 티타늄 질화물로 코팅된 소형 티타늄 산화물 개재물을 형성하는 것을 알 수 있다. 만일 강이 안정화되려면, 탈산을 위해 필요한 양(즉, 0.10%) 이상의 충분한 양의 티타늄이 용해물에서 탄소 및 질소와의 결합에 첨가될 수 있고, 다만 바람직하게는 질소로 포화되는 데 필요한 양, 즉 부평형량보다 적게 첨가되어서, 그에 따라 고화 전에 대형 티타늄 질화물 개재물의 석출을 피할 수 있다. 또는, 니오븀, 지르코늄, 탄탈 및 바나듐과 같은 하나 이상의 안정화 요소가 용해물에 추가될 수 있다. 따라서, 본 발명의 강은 용해물 내에 적어도 0.10 중량%의 Ti, 양호하게는 적어도 0.005 중량%의 N 및 양호하게는 0.02 중량% 미만의 Al을 함유하고 있어서, 상기 강이 주조 상태의 등축 결정 조직을 형성하기 위해 필요한 결정핵을 제공하기 위하여, 소형 티타늄 산화물 개재물들이 용해물 내에서 지배적인 개재물이 되도록(즉, 티타늄 산화물 개재물 >> Al₂O₃ 개재물) 티타늄에 의해 실질적으로 탈산된다.

티타늄보다는 알루미늄으로 탈산된 페라이트계 크롬 합금강은 용해물에 적은 양의 개재물을 가질 수 있다. 그러나, 본 발명의 티타늄으로 탈산 페라이트계 크롬강과 비교해서 알루미늄으로 탈산된 종래의 페라이트계 크롬강 사이의 중요한 차이는, 발명된 강 용해물에서 개재물들의 대부분이 알루미늄 산화물계라기보다 티타늄 산화물계이라는 것이다. 본 발명에 의한 강의 개재물의 적어도 50%가 약 1 ㎛ 이하의 입자 크기를 가지며 이들 개재물의 적어도 90%가 약 1.5 ㎛ 이하의 크기를 갖는다. 티타늄 산화물, 즉 TiO, TiO₂, Ti₂O₃, Ti₃O₅중 어떤 형태(들)가 존재하는 지는 불명확하지만 존재하는 주개재물은 TiO인 것으로 여겨진다.

용탕 또는 정련 용기에서 정련되어 크롬과 합금된 후, 크롬 합금강 용해물은 티타늄으로 탈산되며, 0.08 중량% 이하의 C, 적어도 약 8 중량% Cr, 1.50 중량% 이하의 Mn, 0.03 중량% 미만의 Al, 0.05 중량% 이하의 N, 1.5 중량% 이하의 Si, 2.0중량% 미만의 Ni, 0.10 중량% 이상의 Ti를 함유하고, 그 나머지는 철 및 잔여 원소를 함유한다. Ti와 N의 중량%의 곱에 대한 잔여 Al의 비는 적어도 약 0.14이어야 한다. 크롬 합금강 용해물은 강판, 140 mm 이하의 얇은 슬래브, 200 mm 이하의 두꺼운 슬래브로 연속 주조될 수 있거나 50% 이상의 미세 등축 결정으로 형성된 주조 상태의 결정 조직을 갖는 주괴로 주조될 수 있다. 양호하게는, 강 용해물은 적어도 0.16, 양호하게는 0.23인 Ti과 N의 곱에 대한 잔여 Al의 비를 가지며 주조 상태의 조직을 각각 적어도 80%의 미세 등축 결정 및 거의 모두 미세 등축 결정으로 형성하는 주조를 한다.

주조 상태의 등축 결정을 얻는 데 필수적인 Ti과 N의 곱에 대한 잔여 Al의 비도 강의 크롬 함량에 관계있는 것으로 판단된다. 약 11%의 Cr을 함유한 T409 스테인레스강에서, 50% 이상의 주조 상태의 등축 결정을 얻기 위한 Ti 및 N의 곱에 대한 잔여 Al의 비는 적어도 약 1.4이고 거의 100%의 주조 상태의 등축 결정 조직을 얻기 위해서는 0.23 이상이다. 적어도 약 16%의 고함량 Cr을 함유한 T430 스테인레스강 및 적어도 약 17%의 고함량 Cr을 함유한 T439 스테인레스강에서, 표3 및 표4는 50% 이상의 주조 상태의 등축 결정 조직을 얻기 위해 Ti 및 N의 곱에 대한 잔여 Al의 비가 약 0.2 이상이었으며 거의 100%의 주조 상태의 등축 결정을 얻기 위해서는 약 0.30 이상이었음을 보여준다.

주조된 강은 강판으로 열간 가공된다. "열간 가공"에 의한다는 것은, 필요한 경우, 주조 상태의 강이 재가열되며, 그 후 고온 압연에 의한 것과 같이 소정 두께로 압연되는 것으로 이해된다. 고온 압연되면, 슬래브 강은 1050 ℃ 내지 1300 ℃로 재가열되어서, 적어도 800 ℃의 마무리 온도에서 고온 압연되고 580 ℃이하의 온도에서 코일링된다. 예컨대, "고온 밴드"인 고온 압연된 강판은 디스케일 되어서 소정 두께의 최종 강판으로 적어도 40%, 양호하게는 적어도 50% 냉간 압연될 수 있다. 그 후, 냉간 압연된 강판은 약 800 내지 1000 ℃의 최고 금속 온도에서 적어도 1초간 재결정 어닐링된다. 본 발명의 중요한 장점은 냉간 가공된 강판이 이렇게 냉간 압연에 앞서 어닐링될 필요가 없다는 것이다. 본 발명의 다른 장점은 열간 가공된 강판이 한 단계에서 냉간 압연될 수 있어서 다중 냉간 압연 사이의 중간 어닐링을 필요로 하지 않는다는 것이다. 냉간 압연 후의 재결정 어닐링은 연속 어닐링 또는 상자형 어닐링일 수 있다. 본 발명의 다른 장점은 뛰어난 리징 특성을 갖는 크롬 합금 어닐링 강 강판은 적게는 40%로 냉간 압연된 아주 균일한 미세 결정 조직을 갖는다는 것이다.

본 발명의 페라이트계 크롬 합금강은 여러 방법으로 열간 가공된 강판으로 제조될 수 있다. 강판은 1 내지 6 mm의 두께의 열간 가공된 강판의 개시를 제공하기 위해 1050 ℃ 내지 1300 ℃로 재가열되어 고온 압연되는 주괴로 형성된 슬래브 또는 50 내지 200 mm의 연속 주조된 슬래브(slab)로부터 제조될 수 있거나 강판은 2 내지 10 mm 두께로 연속 주조된 스트립(strip)으로부터 열간 가공될 수 있다. 본 발명은 또한 연속 주조 슬래브 또는 주괴로부터 제조된 슬래브가 중요한 재가열을 하거나 하지 않고 직접 고온 압연 밀로 이송되는 방법으로 제조된 강판, 또는 또다시 재가열을 하거나 하지 않고 강판으로 고온 압연되기에 충분한 온도에서 슬래브로 고온 압연된 주괴에 적용 가능하다.

본 발명의 중요한 특성은 주조에 앞서 용해물의 탈산에 티타늄이 사용된다는 것이다. 티타늄은 주조 상태의 등축 페라이트 결정을 핵생성시키기 위해서 용해물의 지배적 개재물이 소형 티타늄 산화물 개재물인 것을 보장하기 위한 탈산에 사용된다. 용해물에서 티타늄의 양은 적어도 0.10%이고 양호하게는 부평형량이다. 보다 양호하게는, 본 발명의 강 용해물에서 티타늄의 양은 ≥ 0.15%가 되고 (Ti/48)[(C/12) + (N/14)] 〉 1.5의 관계를 만족시킨다. "부평형(sub-equilibrium)"에 의한다는 것은 형성된 티타늄 화합물의 용해도 곱이 강의 액상선 온도(liquidus temperature)에서 포화 수준 아래에 있음으로써 용해물에 과도한 TiN 석출을 억제하도록 티타늄의 양이 제어됨을 의미한다. 과도한 TiN 개재물이 형성되도록 허용되면, TiN 석출물은 연속 주조 중에 응고하는 슬래브 표면으로 부유하는 저밀도의, 큰 응집물로 성장한다. 이들 비금속성 TiN 응집물은 슬래브의 열간 가공 중에 개방형 표면 결함을 형성한다. 과도한 석출을 방지하기 위해 용해물에서 허용된 티타늄의 양은 질소의 양에 반비례한다. "부평형"을 위한 티타늄의 최대량은 대체로 본 명세서에서 참고한 미국 특허 제4,964,926호의 도4에서 도시되어 있다. 용탕 강합금의 Cr 및 N 함유량에 따라서, 티타늄의 양은 미국 특허 제4,964,926호의 도4의 곡선에 의해 지시된 것보다 적게 제어되어야 한다. 약 12 % Cr 및 0.010 % N을 함유한 T409 스테인레스강은 약 0.26 %까지의 티타늄을 함유할 수 있다. 약 15 % Cr 및 0.010 % N을 함유한 스테인레스강은 약 0.30 %까지의 티타늄을 함유할 수 있다. 약 18 % Cr 및 0.010 % N을 함유한 T439 스테인레스강은 약 0.35 %까지의 티타늄을 함유할 수 있다. 과도한 질소는 AOD에서 페라이트계 스테인레스강을 정련하는 제작자들에게는 문제가 되지 않는다. AOD에서 페라이트계 스테인레스강을 정련해서 증가된 양의 티타늄이 억제되어서 계속 부평형 상태에 있도록 할 때 사실상 0.010 % 이하의 질소가 얻어질 수 있다.

주조 상태의 등축 페라이트 결정을 형성하는 데 필수적인 핵생성 사이트를 제공하기 위해 용해물에 티타늄을 첨가한 후 용해물의 주조 전에 티타늄 산화물 개재물이 형성되도록 충분한 시간이 경과해야 한다. 티타늄을 첨가한 바로 직후 용해물이 주조되면, 주조물의 주조 상태의 조직은 큰 주상 결정이 된다. 용해물에 티타늄을 첨가한 후 5분 이하에서 실험실에서 주조된 주괴는 Ti과 N의 곱에 대한 잔여 Al의 비가 적어도 0.14이었을 때에도 대형의 주조 상태의 주상 결정을 가졌다.

본 발명의 중요한 특성은 주조에 앞서 Ti과 N의 곱에 대한 잔여 Al의 비가 적어도 약 0.14가 되도록 강에 충분한 질소가 존재한다는 것이다. 이 비율을 제어함으로써, 충분한 티타늄 산화물 개재물이 형성되어 주조 상태의 등축 결정의 형성을 위한 필수 핵생성 사이트를 보장한다. 용해물에 존재하는 N의 양은 ≤ 0.05%, 양호하게는 0.005 내지 0.03%, 보다 양호하게는 0.007 내지 0.015%이어야 한다. 티타늄 질화물로 피복된 소량의 티타늄 산화물 개재물은 주조 상태의 미세 등축 결정 조직의 형성을 위해 필수적인 핵생성 사이트를 제공하기 위한 것으로 여겨진다. 용해물에서 Ti 및 N의 양을 조심스럽게 제어함으로써, 1 ㎛ 이하의 크기를 갖는 충분히 작은 티타늄 산화물 개재물이 형성되어 미세한 주조 상태의 등축 결정 조직을 위한 핵생성 사이트를 제공한다.

강 합금 조성은 열간 가공된 강판에 과도한 TiN 석출 및 Ti-줄무늬의 형성을 방지하기 위해 티타늄의 부평형량 및 N에 대해 제어될 수 있다. 비록 EAF에서 용해 후 N의 농도가 0.05% 정도로 높을 수 있지만, 용해된 N의 양은 AOD에서의 Ar 가스 정련 중에 0.02 % 이하로, 필요한 경우, 0.01 % 이하로 저감될 수 있다. 과도한 TiN의 석출은 임의의 N 함량에서 용해물에 첨가되는 티타늄의 부평형량을 줄임으로써 억제될 수 있다. 다르게는, 용해물에서의 N의 함량은 용해물에 함유된 티타늄의 예측된 양에 대해 AOD에서 저감될 수 있다. 11 내지 13%의 Cr 및 약 0.012 % 미만의 N을 함유한 부평형 T409 스테인레스강에서, 강 용해물은 용해물의 응고에 앞서 과도한 TiN의 석출을 방지하기 위해 약 0.25% 이하의 티타늄을 함유한다. 16 내지 18%의 Cr 및 약 0.012 % 이하의 N을 함유한 부평형 T430 또는 T439 스테인레스강에서, 강 용해물은 용해물의 응고에 앞서 과도한 TiN의 석출을 방지하기위해 약 0.35% 미만의 티타늄을 함유한다.

본 발명에서 마찬가지로 중요한 특성은 Ti 및 N의 양에 대해 제어되는 또는 최소화되는 총 잔여 Al에 대한 것이다. Al에 대한 최소량의 Ti 및 N가 용해물에 존재해야만 한다. 비록 소량의 Al, 즉 0.01 % 이하의 Al도 Ti 및 특히 질소의 양이 너무 낮으면 필수적인 주조 상태의 등축 결정을 발생시키지 않는다. Al 산화물 개재물이 없는 경우에도, 소형의 티타늄 개재물의 석출 임계값이 주조 상태의 등축 결정 조직을 형성하는 데 필요한 핵생성 사이트를 형성하기 위해 명백하게 요구된다. 거의 100 %의 주조 상태의 등축 결정을 보장하기 위한 Ti과 N의 곱에 대한 잔여 Al의 비는 적어도 약 0.14, 양호하게는 적어도 0.23이어야 한다. 용해물에 요구되는 Ti 및 N의 양을 최소화시키기 위해 Al의 양은 양호하게는 〈 0.020 %, 보다 양호하게는 ≤ 0.013 % 그리고 가장 양호하게는 ≤ 0.010 %로 저감되어야 한다. 주조 직전의 탈산을 위한 것과 같이 정련 또는 주조 중 용해물에 의도적으로 알루미늄이 합금되지 않으면, 특히 14 % 미만의 Cr을 함유한 스테인레스강에 대해서 총 Al은 0.010 % 미만으로 제어 또는 저감될 수 있다. 거의 100 %의 주조 상태의 미세 등축 결정을 달성하기 위해 (Ti x N)/Al의 비가 〉 0.40일 것을 요하는 고함량의 Cr, 즉 ≥ 15 %의 Cr을 함유한 스테인레스강에서, 0.01 % 이상의 N을 용해물에 첨가하는 것이 필요할 수 있다. 알루미늄은 예를 들면 티타늄과 같은 다른 요소의 합금 첨가물에 존재하는 불순물로서 용해물에 부주의하게 첨가되지 않는 것이 바람직하다. 알루미늄 불순물을 함유한 티타늄 합금 첨가물의 사용은 피하는 것이 바람직하다. 티타늄 합금은 용해물에 대해 총 0.07 %의 알루미늄만큼 기여할 수 있는 20% 만큼의 알루미늄을 함유할 수 있다. 정련 및 주조 작업을 조심스럽게 제어함으로써, 0.020 % 이하의 Al을 함유한 용해물이 얻어질 수 있다.

이론적으로 지지되는 것은 아니지만, 특히 14 % 미만의 Cr을 함유한 스테인레스강에서 티타늄이 주요 탈산제가 되도록 총 알루미늄은 용해물에서의 Al₂O₃ 개재물의 형성을 최소화시키기 위해, 0.03 % 미만, 양호하게는 0.02 %, 보다 양호하게는 0.013 % 이하, 가장 양호하게는 0.01 % 미만으로 제어되어야 한다.

얇은 슬래브 또는 연속 강판으로의 강 연속 주조는 고유하게 주조 상태의 미세 등축 결정 조직을 가진다. 본 발명에서 알루미늄을 조심스럽게 조절함으로써 Al₂O₃ 개재물의 형성이 최소화될 수 있는 것으로 믿어진다. 알루미늄 개재물을 최소화시킴으로써, 5 ㎛ 미만의 크기, 바람직하게는 1.5 ㎛ 이하의 크기, 더욱 바람직하게는 티타늄 산화물의 1 ㎛ 보다 크지 않은 크기를 가지는 소형의 개재물은 용해물에서 우세한 비금속 개재물이 되는 것으로 믿어진다. 이러한 소형 티타늄 산화물 개재물은 응결 중 주조 상태의 미세 등축 결정 조직의 형성을 허용하는 핵생성 사이트를 마련하는 것으로 믿어진다. 따라서, 티타늄은 용해물에서 지배적인 개재물들을 보장하도록 탈산제로 사용되고, 응고 주조 강은 알루미나 개재물이라기 보다는 오히려 소형의 티타늄 산화물(즉, 티타늄 산화물 개재물의 개수 >> 알루미늄 산화물 개재물의 개수)이다.

종래 기술의 알루미늄 탈산강은 연속 주조 중 노즐을 막히게 하는 경향이 있었다. 칼슘은 대개 주조 노즐을 막는 이러한 경향을 최소화하도록 주조 용해물에서 Al₂O₃ 개재물의 유동성을 증대시키기 위해 고알루미늄강에 첨가되도록 요구되었다. 그러나, 칼슘은 보통 주조 상태의 미세 등축 결정의 형성에 역영향을 끼친다. 따라서, 칼슘은 0.0020 % 이하로 한정된다. 본 발명의 주요 특징은 알루미늄이 0.016 % 이하로 유지될 때 매우 적은 수의 Al₂O₃ 개재물이 존재하므로 저알루미늄 용해물에 칼슘 첨가의 필요를 방지하는 것이다. 용해물에 함유된 큰 수의 Al₂O₃ 개재물은 연속 주조 중 노즐 막힘을 일으킬 수 있는 알루미늄 산화물 융합물로 급속하게 합체된다.

탄소는 본 발명의 강에서 0.08 %에 달하는 양으로, 바람직하게는 0.02 % 이하이고, 보다 바람직하게는 0.0010-0.01 %의 양으로 존재한다. 탄소가 약 0.08 %를 초과하면, 성형성, 부식 및 용접성은 악화된다. 따라서, 탄소는 가능한 한 소량으로 감소되어야 한다.

본 발명의 강 내에 존재하는 탄소 및 질소를 안정화시키는 성분은 1.0 % 에 달하고, 바람직하게는 0.6 %에 달하며, 보다 바람직하게는 0.3 %에 달한다. 안정화된 강이 요구된다면, 충분한 안정화 성분은 스테인레스강의 신장 및 거칠기를 증가시키기 위한 결정 입도 크기를 형성하기에 효과적인 안정화 탄화 질소 화합물을 형성하도록 존재되어야 하고, 이에 의해서 어닐링 후의 디프 드로잉성과 같은 성형성을 향상시킨다. 안정화 성분이 약 1.0 % 이상이라면, 특성상 어떤 상응하는 이점이 없이 강 제조 비용이 증가된다. 안정화를 위해 티타늄을 사용하는 것에 부가하여, 티타늄만이 바람직하지만 다른 적절한 안정화 성분에는 니오븀, 지르코늄, 탄탈, 바나듐 또는 이들의 혼합물도 포함된다. 티타늄의 사용과 함께 제2 안정화 성분, 예를 들어 니오븀이 사용된다면, 제2 안정화 성분은, 디프 성형성이 요구될 때, 약 0.3 % 이하로 제한되어야 한다. 약 0.3 % 이상의 Nb는 성형성에 부작용을 미친다.

본 발명의 강 내에 존재하는 크롬은 8 % 이상, 바람직하게는 10 % 이상이다. 크롬이 약 8 % 미만이면, 강의 습식 내성, 즉, 자동 소모 성분은 부작용을 받는다. 크롬이 약 25 % 이상이면, 강의 성형성이 악화된다.

일부 용도를 위해, 본 발명의 강에 5 ppm 이상, 보다 바람직하게는 20 ppm 이상, 가장 바람직하게는 40-60 ppm의 붕소를 첨가하는 것이 바람직하다. 적어도 5 ppm의 붕소를 가짐으로써, 강의 제2 가공 취화의 내성이 개선되어, 강판은 디프 드로우잉 적용 및 다단 성형 적용 중에 파열하지 않을 것이다. 붕소가 약 200 ppm 이상이면, 강의 성형성은 악화된다.

산소는 본 발명의 강에서 100 ppm 미만의 양으로 바람직하게 존재한다. 강 용해물이 AOD 정제 용기 및 LMF 함금 용기에서 순차적으로 준비될 때, 용해물 내의 산소는 10 내지 60 ppm의 범위 내에 있게 되고, 이로써, 미세 주조 상태의 등축 결정 조직을 초래하는 핵생성 사이트를 형성하는 데에 필요한 소형의 티타늄 산화물 개재물을 가지는 청정 강을 마련한다.

실리콘은 본 발명의 크롬 합금강 내에 1.5 % 이하, 바람직하게는 0.5 % 이하 존재한다. 소량의 실리콘은 페라이트 상의 형성을 향상시키도록 페라이트 스테인레스강에 존재한다. 실리콘은 또한 고온 내식성을 향상시키고 고온 강도, 즉, 자동 소모 성분을 제공한다. 따라서, 실리콘은 적어도 0.10 % 정도의 양으로 용해물에 존재해야 한다. 실리콘은 강이 너무 강인해지고 신장성에 부작용을 미치므로 약 1.5 %를 초과하지 않아야 한다.

망간은 본 발명의 강 내에 1.5 % 에 달하고, 바람직하게는 0.5 % 미만인 양으로 존재한다. 망간은 황화망간으로서 황과 결합함으로써 열간 가공성을 향상시켜 열간 가공동안 강판의 파열을 방지한다. 따라서, 적어도 0.1 % 정도의 망간이 요구된다. 그러나, 망간은 오스테나이트 형성자이고, 페라이트 상의 안정화에 영향을 미친다. 망간의 양이 약 1.5 %를 초과하면, 강의 안정화 및 성형성은 부작용을 받는다.

황은 본 발명의 강 내에 0.015 % 미만, 바람직하게는 0.010 % 미만, 보다 바람직하게는 0.005 % 미만의 양으로 바람직하게 존재한다. 황은 열간 압연 동안 문제를 발생시키는 것에 부가하여, 습식 내식성에 부작용을 미치고, 특히 그러한 강은 소량의 크롬을 함유한다. 따라서, 황은 약 0.015 %를 초과하지 않는 것이 바람직하다.

망간과 유사하게, 니켈은 오스테나이트 형성자이고, 페라이트 상의 안정화에 영향을 미친다. 따라서, 니켈은 2.0 % 이하, 바람직하게는 1.0 % 미만으로 제한된다.

본 발명의 페라이트계 크롬 합금강은 의도적인 첨가물로서 생성되거나 또는 잔류 원소들, 즉 제강 공정으로부터 나온 불순물로서 존재하는 구리, 몰리브덴, 인 등의 기타 원소를 포함할 수 있다.

실례 1

약 25kg의 비교 크롬 합금 용해물이 실험실 진공 용기 내에 제공되었다. 최종 트림 합금 성분이 용기에 부가된 후에, 용해물은 티타늄으로 탈산되었다. 크롬 합금 강 용해물의 조성은 0.006 % Al, 0.15 % Ti, 0.007 % C, 0.26 % Mn, 0.36 % Si, 11.2 % Cr, O.18 % Ni 및 0.005 % N으로 되어 있다. 알루미늄에 의해 분할된 티타늄 및 질소의 비율은 0.125 였다. 티타늄 첨가 후 약 23 분에, 용해물은 각각 약 75mm 및 약 150mm의 두께 및 폭을 갖는 주괴로 주조되었다. 스테인레스강 주괴로부터 절단된 단면 조각의 주조 상태의 결정 조직은 도1에 도시된 대로 완전한 주상 형태로 약 3 mm의 평균 주상 크기를 가지는 결정 조직을 가졌다. 이러한 강은 0.010% 이하의 소량의 알루미늄을 함유한 경우, 주로 등축 결정인 주조 상태의 조직을 형성하는 데에 충분하지 않다. (Ti x N)/Al이 0.14 미만인 비율을 가지는 이러한 강은 비등축 결정을 함유하는 주조 상태의 강 결정 조직을 나타낸다.

실례 2

약 25kg의 본 발명의 크롬 합금 용해물이 예1에서 기재된 바와 같이 동일한 실험실 진공 용기 내에 제공되었다. 최종 트림 합금 성분이 용기에 부가된 후에, 용해물은 티타늄으로 환원되었다. 크롬 합금 강 용해물의 조성은 0.007 % Al, 0.28 % Ti, 0.008 % C, 0.25 % Mn, 0.36 % Si, 11.1 % Cr, O.18 % Ni 및 0.004 % N으로 되어 있다. 알루미늄에 의해 분할된 티타늄 및 질소의 비율은 0.16으로 증가하였다. 티타늄 첨가 후 약 17 분에, 용해물은 각각 약 75mm 및 약 150mm의 두께 및 폭을 갖는 주괴로 주조되었다. 스테인레스강 주괴로부터 절단된 단면 조각의 주조 상태의 결정 조직은 도2에 도시된 대로 약 78 %의 등축 결정과 약 2 mm의 평균 직경을 가지는 미세 결정 조직을 가졌다. (Ti x N)/Al이 0.14 이하인 비율을 가지는 이러한 강은 주조 상태의 강 결정 조직이 50 % 이상의 미세 등축 결정을 가지는 것으로 나타난다.

실례 3

예 1에서와 같이 유사한 방식으로 생성된 본 발명의 다른 비교 크롬 합금 용해물은 0.013 % Al, 0.19 % Ti, 0.007 % C, 0.26 % Mn, 0.36 % Si, 11.0 % Cr, 0.24 % Ni 및 0.009 % N의 조성을 가졌다. 알루미늄에 의해 분할된 티타늄 및 질소의 비율은 0.13이였다. 티타늄 첨가 후 약 19 분에, 강 용해물은 주괴로 주조되었다. 스테인레스강 주괴로부터 절단된 단면 조각의 주조 상태의 결정 조직은 도3에 도시된 대로 완전한 주상 형태로 약 2 mm의 평균 주상 크기를 가지는 결정 조직을 가졌다. (Ti x N)/Al이 0.14 미만인 비율을 가지는 이러한 강은 주조 상태의 강 결정 조직이 50 % 미만의 등축 결정을 가지는 것으로 나타난다.

실례 4

예 2에서와 같이 유사한 방식으로 생성된 본 발명의 또 다른 크롬 합금 용해물은 0.013 % Al, 0.24 % Ti, 0.007 % C, 0.26 % Mn, 0.37 % Si, 11.1 % Cr, 0.25 % Ni 및 0.008 % N의 조성을 가졌다. 알루미늄에 의해 분할된 티타늄 및 질소의 비율은 0.15로 증가하였다. 티타늄 첨가 후 약 19 분내에, 강 용해물이 주괴로 주조되었다. 스테인레스강 주괴로부터 절단된 단면 조각의 주조 상태의 결정 조직은 도4에 도시된 대로 약 84 %의 등축 결정과 약 3 mm의 평균 직경을 가지는 미세 결정 조직을 가졌다. 이러한 강은 ,(Ti x N)/Al이 0.14 이상인 비율인 경우, 강이 다량의 알루미늄을 갖고 있지만 주조 상태의 강 결정 조직이 50 % 이상의 미세 등축 결정을 가지는 것으로 나타난다.

예 1 내지 예 4에 설명된 것과 유사한 방식의 주괴로 주조되고 제조된 다수 부가된 상당하고 진보적인 Type 409 스테인레스 용해물 뿐만 아니라 예 1 내지 예 4의 상당하고 진보적인 Type 409 스테인레스 용해물을 위한 주조 상태의 주괴의 TNA 및 %EQ 조성이 표1에 요약되어 있다. %EQ가 이러한 주괴용 TNA에 대한 함수로 도13에 도시되었다. 도13은 일반적으로 적어도 50 % 의 미세 등축 결정을 함유한 주조 상태의 강 결정 조직을 얻기 위해서 적어도 약 0.10 % 의 Ti와, 약 0.14 또는 그 이상의 TNA 즉, (Ti x N)/Al 를 필요로 한다는 것을 설명한다.

예1 내지 예4의 주괴와 유사하게 제조되고 주조된 상당하고 진보적인 Type 430, Type 439 및 Type 439Mo 고크롬 스테인레스 용해물을 위한 다른 주조 상태의 실험실 주괴에 대한 TNA 및 %EQ 조성이 표3에 요약되어 있다. 표3는 적어도 약 0.10%의 Ti 및 적어도 약 0.20의 TNA, 즉 (Ti x N)/Al이 적어도 50 %의 미세 등축 결정을 함유한 주조 상태의 강 결정 조직을 얻기 위해 필요하다는 것을 설명한다. 표1의 Type 409 스테인레스를 위한 약 11 %로부터 표3의 Type 430, Type 439 및 Type 439Mo 고크롬 스테인레스 용해물을 위한 약 17 % 또는 그 이상의 고크롬 성분으로의 크롬 증가로 인해 TNA의 증가가 명백히 필요하게 되었다.

실례 5

약 125 미터 톤의 상당한 크롬 합금 용해물이 AOD 정련 용기 내에 제공되었다. 탄소가 최종 가공품으로 환원된 후에 용해물은 LMF로 이동되었으며, 이 LMF에서 최종 트림 합금 원소가 첨가되었다. 그 후, 용해물은 티타늄에 의해 탈산되었다. 용해물의 최종 조성은 0.009％ Al, 0.21％ Ti, 0.007％ C, 0.26％ Mn, 0.32％ Si, 11.2％ Cr, 0.14％ Ni, 및 0.005％ N이었다. Ti과 N의 곱에 대한 Al의 비는 0.12였다. 다음에, 강 용해물은 약 40분 내에 주조기로 이동되었으며 두께가 130 ㎜이고 폭이 1200 ㎜인 얇은 슬래브로 연속 주조되었다. 얇은 슬래브의 길이를 따라 수 개의 다른 위치에서 폭 중간 위치로부터 단면 조각들이 절단되었다. 상기 강의 슬래브로부터 절단된 상기 조각들 중 하나의 전형적인 주조 상태의 결정 조직이 도5에 도시되어 있으며, 이 결정 조직은 약 4 ㎜의 평균 주상 크기를 갖는 주상 결정 조직을 가졌다. 상기 강은 실례 1처럼 낮은 즉 ≤0.01％인 알루미늄만을 갖는 것만으로는 주로 등축 결정의 주조 상태의 조직을 형성하기에는 충분하지 않음을 입증하고 있다. 도5는 (Ti x N)/Al＜0.14의 비를 갖는 페라이트계 스테인레스강이 등축 결정을 함유하지 않는 주조 상태의 강 결정 조직을 발생시키는 것을 도시하고 있다.

실례 6

약 125 미터 톤의 본 발명의 크롬 합금 용해물이 이하의 조성 변화를 제외하고는 실례 5에 대해 상술한 것과 유사한 방식으로 제조되었다. 용해물의 조성은 0.23％ Ti, 0.008％ Al, 0.010％ C, 0.27％ Mn, 0.31％ Si, 11.1％ Cr, 0.13％ Ni, 및 0.007％ N이었다. 실례 5와는 달리, Ti과 N의 곱에 대한 Al의 비는 0.19로 증가되었다. 다음에, 강 용해물은 주조기로 이동되었으며 실례 5에 대해 상술한 것과 유사한 방식으로 얇은 슬래브로 주조되었다. 상기 스테인레스강의 슬래브의 주조 상태의 결정 조직은 도6에 도시된 바와 같이 약 84％의 등축 결정의 미세 결정 조직 및 약 2 ㎜의 평균 크기를 가졌다. 도6은 (Ti x N)/Al≥0.14의 비를 갖는 페라이트계 스테인레스강이 ＞50％인 등축 결정을 함유한 주조 상태의 강 결정 조직을 발생시키는 것을 도시하고 있다. 상기 강 슬래브는 주로 티타늄 산화물로 된 개재물을 함유했다.

실례 7

다른 상당한 크롬 합금 용해물이 실례 5와 유사한 방식으로 제조되었다. 용해물의 조성은 0.20％ Ti, 0.014％ Al, 0.011％ C, 0.28％ Mn, 0.31％ Si, 10.9％ Cr, 0.12％ Ni, 및 0.0087％ N이었다. 실례 5와 마찬가지로, Ti과 N의 곱에 대한 Al의 비는 겨우 0.11이었다. 다음에, 강 용해물은 주조기로 이동되었으며 실례 5에 대해 상술한 것과 유사한 방식으로 얇은 슬래브로 주조되었다. 상기 스테인레스강 슬래브의 주조 상태의 결정 조직은 도7에 도시된 바와 같이 약 5 ㎜의 평균 주상 크기를 갖는 약 94％의 대형 주상 결정을 가졌다. 도7은 (Ti x N)/Al＜0.14의 비를 갖는 페라이트계 스테인레스강이 등축 결정을 거의 함유하지 않은 주조 상태의 강 결정 조직을 발생시키는 것을 도시하고 있다.

실례 8

본 발명의 다른 합금 용해물이 실례 6과 유사한 방식으로 제조되었다. 용해물의 조성은 0.21％ Ti, 0.016％ Al, 0.006％ C, 0.23％ Mn, 0.27％ Si, 11.3％ Cr, 0.11％ Ni, 및 0.011％ N이었다. Ti과 N의 곱에 대한 Al의 비는 0.15이었다. 다음에, 강 용해물은 주조기로 이동되었으며 실례 5에 대해 상술한 것과 유사한 방식으로 얇은 슬래브로 주조되었다. 상기 스테인레스강 슬래브로부터 절단된 조각의 주조 상태의 결정 조직은 도8에 도시된 바와 같이 주로 미세 등축 결정 조직을 가졌다. 도8은 (Ti x N)/Al≥0.14의 비를 갖는 페라이트계 스테인레스강이 약 3 ㎜의 크기를 갖는 미세 등축 결정을 63％ 함유한 주조 상태의 강 결정 조직을 발생시키는 것을 도시하고 있다. 상기 강 슬래브는 주로 티타늄 산화물로 된 개재물을 함유했다.

실례 9

다른 상당한 크롬 합금 용해물이 실례 5와 유사한 방식으로 제조되었다. 용해물의 조성은 0.18％ Ti, 0.022％ Al, 0.007％ C, 0.22％ Mn, 0.17％ Si, 10.6％ Cr, 0.14％ Ni 및 0.010％ N이었다. Ti과 N의 곱에 대한 Al의 비는 겨우 0.08이었다. 다음에, 강 용해물은 주조기로 이동되었으며 실례 5에 대해 상술한 것과 유사한 방식으로 얇은 슬래브로 주조되었다. 상기 스테인레스강 슬래브의 주조 상태의 결정 조직은 도9에 도시된 바와 같이 약 4 ㎜의 평균 주상 크기를 갖는 주상 결정 조직이 100％인 대형 결정 조직을 가졌다. 도9는 (Ti x N)/Al＜0.14의 비를 갖는 페라이트계 스테인레스강이 등축 결정을 함유하지 않은 주조 상태의 강 결정 조직을 발생시키는 것을 도시하고 있다.

상기 용해물로부터 주조된 슬래브는 1250℃까지 재가열되었고, 약 800℃의 마무리 온도에서 3.3㎜의 두께로 열간 가공되었으며, 약 700℃의 온도에서 코일링 되었다. 열간 가공된 강판은 질소 및 불화수소산에서 디스케일 및 피클 되었으며, 두께가 1.4㎜로 58％ 냉간 압연되었다. 상기 열간 가공된 강판은 냉간 압연 전에 어닐링되지 않았다. 냉간 압연된 강판은 870℃의 최고 금속 온도에서 약 60초동안 어닐링되었다. 신장 후에, 강판 상의 리징 특성은 3 내지 4이었고 1.22 내지 1.27의 결정 조직을 가졌다. 3 이상의 리징 특성은 0 내지 6의 스케일 상에서 보통 리징에서부터 격심한 리징까지를 의미한다. 3 이상의 높은 리징 특성과 1.3 미만의 낮은 결정 조직은 많은 디프 성형성, 노출된 페라이트계 스테인레스강 용도로는 적합하지 않다. 상기 강에 대한 기계적 특성이 표 5에 요약되어 있다. 본 발명의 냉간 압연 및 어닐링된 결정 조직이 도11에 도시되어 있는데, 이 도면에서 강은 불균일한 "호상(banded)" 결정 조직 특성을 나타내어 리징을 일으키기 쉽다. 상기 불균일한 밴드형 결정 조직은 높은 성형성을 필요로 하는 노출된 페라이트계 스테인레스강 용도로는 적합하지 않다. 주상 결정 조직을 갖는 슬래브로부터 제조된 어닐링된 냉간 압연 강판은 슬래브로부터 열간 압연된 강판이 냉간 압연 전에 어닐링되지 않으면 격심한 리징 특성을 겪게 된다.

실례 10

본 발명의 다른 크롬 합금 용해물이 실례 8과 유사한 방식으로 제조되었다. 용해물의 조성은 0.19％ Ti, 0.005％ Al, 0.008％ C, 0.12％ Mn, 0.16％ Si, 10.7％ Cr, 0.13％ Ni, 및 0.011％ N이었다. Ti과 N의 곱에 대한 Al의 비는 0.34이었다. 다음에, 강 용해물은 주조기로 이동되었으며 실례 5에 대해 상술한 것과 유사한 방식으로 얇은 슬래브로 주조되었다. 도10은 (Ti x N)/Al≥0.23의 비를 갖는 페라이트계 스테인레스강이 약 1 ㎜의 크기를 갖는 미세 등축 결정을 100％ 함유한 주조 상태의 강 결정 조직을 발생시키는 것을 도시하고 있다. 상기 강 슬래브는 주로 티타늄 산화물로 이루어진 개재물을 함유하였다.

상기 얇은 슬래브는 1250℃까지 재가열되었고, 800℃의 마무리 온도에서 3.3㎜의 두께로 열간 가공되었으며, 700℃의 온도에서 코일링되었다. 열간 가공된 강판은 질소 및 불화수소산에서 디스케일 및 피클 되었으며, 두께가 1.4㎜로 58％ 냉간 압연되었다. 상기 열간 가공된 강판은 냉간 압연 전에 어닐링되지 않았다. 냉간 압연된 강판은 870℃의 최고 금속 온도에서 약 60초동안 어닐링되었다. 신장 후에, 어닐링된 강판 상의 리징 특성은 1로 감소되었으며 R_m이 1.45로 증가되었다. 1의 리징 특성은 우수한 리징을 의미하며 강은 사실상 리징이 없다. 2 이하의 리징 특성과 적어도 1.4의 R_m은 대부분의 디프 성형, 노출된 페라이트계 스테인레스강 용도로 적합하다. 본 발명의 강판의 기계적 특성이 표 6에 요약되어 있다. 냉간 압연 및 어닐링된 결정 조직이 도12에 도시되어 있는데, 이 도면에서 결정 조직은 매우 균일한 미세 결정 조직을 나타낸다. 미세 등축 결정 조직을 갖는 슬래브로부터 제조된 본 발명의 어닐링된 냉간 압연 강판은 열간 압연 강판이 냉간 압연 전에 어닐링되지 않더라도 우수한 리징 특성을 가졌다.

표5

종방향 인장					횡방향 인장
YPE	내력	인장강도	신율	R_B	YPE	내력	인장강도	신율	R_B	R_m	리징
%	(kg/mm²)	(kg/mm²)	%		%	(kg/mm²)	(kg/mm²)	%
0.3	21	41	34	63	0.3	22	43	32	63	1.24	3-4

표6

종방향 인장					횡방향 인장
YPE	내력	인장강도	신율	R_B	YPE	내력	인장강도	신율	R_B	R_m	리징
%	(kg/mm²)	(kg/mm²)	%		%	(kg/mm²)	(kg/mm²)	%
0.0	21	42	34	64	0.6	22	43	34	63	1.45	1

표7

종방향 인장					횡방향 인장
YPE	내력	인장강도	신율	R_B	YPE	내력	인장강도	신율	R_B	R_m	리징
%	(kg/mm²)	(kg/mm²)	%		%	(kg/mm²)	(kg/mm²)	%
0.6	21	41	37	64	0.6	22	42	36	63	1.43	1-2

표8

종방향 인장					횡방향 인장
					66% 냉간 압연(cold reduction)
YPE	내력	인장강도	신율	R_B	YPE	내력	인장강도	신율	R_B	R_m	리징
%	(kg/mm²)	(kg/mm²)	%		%	(kg/mm²)	(kg/mm²)	%
0.4	22	41	36	64	0.9	22	41	37	64	1.76	1-2
					76% 냉간 압연(cold reduction)
0.4	22	41	36	65	0.5	22	41	36	66	1.96	2
					85% 냉간 압연(cold reduction)
0.3	22	41	34	-	0.4	22	41	37	-	1.92	2-3

실례 11

본 발명의 다른 크롬 합금 용해물이 실례 10과 유사한 방식으로 제조되었다. 용해물의 조성은 0.19％ Ti, 0.006％ Al, 0.007％ C, 0.13％ Mn, 0.31％ Si, 11.0％ Cr, 0.16％ Ni, 및 0.008％ N이었다. Ti과 N의 곱에 대한 Al의 비는 0.24이었다. 다음에, 강 용해물은 주조기로 이동되었으며 실례 5에 대해 상술한 것과 유사한 방식으로 얇은 슬래브로 주조되었다. (Ti x N)/Al≥0.23의 비를 갖는 상기 페라이트계 스테인레스강은 약 1 ㎜의 크기를 갖는 미세 등축 결정을 100％ 함유한 주조 상태의 강 결정 조직을 발생시켰다. 상기 강 슬래브는 주로 티타늄 산화물로 이루어진 개재물을 함유하였다.

상기 슬래브는 1250℃까지 재가열되었고, 800℃의 마무리 온도에서 3.0㎜의 두께로 열간 가공되었으며, 700℃의 온도에서 코일링되었다. 열간 가공된 강판은 질소 및 불화수소산에서 디스케일 및 피클 되었다. 열간 가공된 강판은 두께가 1.4㎜로 53％ 냉간 압연되었다. 상기 열간 가공된 강판은 냉간 압연 전에 어닐링되지 않았다. 냉간 압연된 강판은 940℃의 최고 금속 온도에서 약 10초동안 어닐링되었다. 신장 후에, 어닐링된 강판 상의 리징 특성은 1 내지 2이었으며 R_m이 1.39 내지 1.48이었다. 2의 리징 특성은 양호한 리징 특성을 의미한다. 본 발명의 강판의 기계적 특성이 표 7에 요약되어 있다.

실례 12

실례 11에 기재된 조성으로 된 다른 130 ㎜ 두께의 얇은 슬래브가 1250℃까지 재가열되었고, 830℃의 마무리 온도에서 4.1㎜의 두께를 갖는 강판으로 열간 가공되었으며, 720℃의 온도에서 코일링되었다. 열간 가공된 강판은 질소 및 불화수소산에서 디스케일 및 피클 되었으며, 1.4, 1.0 및 0.6 ㎜의 두께에 상당하는 66％, 76％, 및 85％ 냉간 압연되었다. 본 발명의 상기 열간 가공된 강판은 냉간 압연 전에 어닐링되지 않았다. 냉간 압연된 강판은 940℃의 최고 금속 온도에서 약 10초동안 어닐링되었다. 신장 후에, 어닐링된 강판 상의 리징 특성은 2 또는 그보다 양호하였으며 R_m이 1.76 내지 1.96이었다. ≥1.7인 R_m은 페라이트계 스테인레스강에 있어서는 우수한 것으로 여겨지며, 이전에는 냉간 압연 전에 어닐링되지 않은 페라이트계 스테인레스강에 있어서는 가능할 것으로 여겨지지 않았었다. 본 발명의 강판의 기계적 특성이 표 8에 요약되어 있다.

실례 5 내지 실례 11에 설명된 것과 유사한 방식의 슬래브로 제조되고 주조된 상당하고 진보적인 Type 409 스테인레스 용해물 뿐만 아니라 실레 5 내지 실례 11의 상당하고 진보적인 Type 409 스테인레스 용해물을 위한 주조 상태의 슬래브의 TNA 및 %EQ 조성이 표2에 요약되어 있다. %EQ가 이러한 슬래브용 TNA에 대한 함수로 도14에 도시되었다. 도14는 일반적으로 본 발명에 의한 강은 50 % 이상의 미세 등축 결정을 함유한 주조 상태의 강 조직을 얻기 위해서 Ti ≥ 0.10% 및 약 0.14 또는 그 이상의 TNA 즉, (Ti x N)/Al 를 필요로 한다는 것을 설명하고 있다. 이에 대한 예외는 Heat 980460, Heat 880459, Heat 880463, Heat 980655 및 Heat 980687 의 일 슬래브이다. Heat 980655 및 Heat 980687는 노즐 막힘 문제 즉, 과도한 알루미늄 산화물 개재물을 겪게 되고 1545 ℃ 이하의 저턴디쉬 용탕 온도가 된다. 따라서, 본 발명에 의한 용해물은 다량의 알루미늄 산화물 개재물을 방지하기 위해서 적어도 40 ℃, 더욱 바람직하게는 적어도 55 ℃의 초과 열을 가지면서 연속적으로 주조되는 것이 바람직하다. Heat 880459는 티타늄 즉, 슬래그로 이동되었을 티타늄 산화물 개재물에 의해 탈산된 후에 초과한 탄소를 위해 재취입된다. Heat 880463에는 특이한 것이 관찰되지 않는다.

실례 5 내지 실례 11의 슬래브와 유사하게 제조되고 주조된 상당하고 진보적인 Type 430, Type 439 및 Type 439Mo 고크롬 스테인레스 용해물을 위한 다른 주조 상태의 슬래브의 TNA 및 %EQ 조성이 표4에 요약되어 있다. 표4는 적어도 약 0.10%의 Ti 및 적어도 약 0.30의 TNA 즉 (Ti x N)/Al은 50 %를 훨씬 초과하여 고크롬 합금강용 미세 등축 결정을 함유하는 주조 상태의 강 결정 조직이 된다는 것을 설명한다.

본 발명의 매우 중요한 한 가지 장점은 냉간 압연, 재결정 어닐링된 최종품과 관련된다. 종래 기술의 페라이트계 스테인레스강은 외관상으로 리징에 의해 역으로 영향을 받을 뿐만 아니라 불량한 성형성 즉, 낮은 R_m을 갖는다. 페라이트계 스테인레스강이 제한된 성형성을 갖는 한가지 이유는 어닐링 후의 조직이 불균일한 또는 호상 구조의 대형 결정으로 이루어지기 때문이다. 도11은 어닐링 후에 0.14 미만의 티타늄과 질소의 곱을 알루미늄으로 나눈 비(TNA)를 갖고 50 % 이상의 등축 결정을 함유하는 주조 상태의 조직을 갖는 전형적인 불균일한 결정 조직을 도시한다. 본 발명은 미세 균일 재결정된 결정 조직이 냉간 압연 후에 계속 형성될 수 있도록 주조 상태의 강에 형성된 미세 등축 결정을 허용한다. 미세, 균일 재결정된 결정 조직을 갖는 페라이트계 크롬 합금강 강판은 강을 냉간 압연 전에 어닐링하지 않고 단지 한 번의 냉간 압연으로 형성될 수 있다.

본 발명의 기술 사상 및 영역 내에서 다양한 많은 수정이 될 수 있다는 것을 이해할 수 있을 것이다. 그러므로, 본 발명의 제한은 첨부한 청구항으로부터 결정되어야만 한다.

본 발명에 의하여 열간 가공 강판을 냉간 압연 전에 어닐링을 하지 않으면서도 리징이 없고 우수한 성형성 및 신장률을 갖는 페라이트계 크롬 합금강을 얻을 수 있다. 또한 슬래브강을 열간 가공 전에 그라인딩과 같은 표면 가공을 하지 않고도 연속 주조 슬래브로부터 페라이트계 크롬 합금강을 얻을 수 있다.

도1은 티타늄과 질소의 곱을 알루미늄으로 나눈 비가 0.13인 페라이트계 크롬 합금강이 100%의 대형 주상 결정을 포함하는 주조 상태의 결정 조직의 사진.

도2는 티타늄과 질소의 곱을 알루미늄으로 나눈 비가 0.16인 페라이트계 크롬 합금강이 약 78%의 미세 등축 결정을 포함하는 주조 상태의 조직의 사진.

도3은 티타늄과 질소의 곱을 알루미늄으로 나눈 비가 0.13인 페라이트계 크롬 합금강이 100%의 대형 주상 결정을 포함하는 주조 상태의 조직의 사진.

도4는 티타늄과 질소의 곱을 알루미늄으로 나눈 비가 0.15인 페라이트계 크롬 합금강이 약 84%의 미세 등축 결정을 포함하는 주조 상태의 조직의 사진.

도5는 티타늄과 질소의 곱을 알루미늄으로 나눈 비가 0.12인 페라이트계 크롬 합금강이 100%의 대형 주상 결정을 포함하는 주조 상태의 조직의 사진.

도6은 티타늄과 질소의 곱을 알루미늄으로 나눈 비가 0.19인 페라이트계 크롬 합금강이 약 92%의 미세 등축 결정을 포함하는 주조 상태의 조직의 사진.

도7은 티타늄과 질소의 곱을 알루미늄으로 나눈 비가 0.11인 페라이트계 크롬 합금강이 약 94%의 대형 주상 결정을 포함하는 주조 상태의 조직의 사진.

도8은 티타늄과 질소의 곱을 알루미늄으로 나눈 비가 0.15인 페라이트계 크롬 합금강이 약 63%의 미세 등축 결정을 포함하는 주조 상태의 조직의 사진.

도9는 티타늄과 질소의 곱을 알루미늄으로 나눈 비가 0.06인 페라이트계 크롬 합금강이 100%의 대형 주상 결정을 포함하는 주조 상태의 조직의 사진.

도10은 티타늄과 질소의 곱을 알루미늄으로 나눈 비가 0.34인 페라이트계 크롬 합금강이 약 100%의 미세 등축 결정을 포함하는 주조 상태의 조직의 사진.

도11은 냉간 압연 및 재결정 어닐링 후에 도9의 비교예의 페라이트계 크롬 합금강의 비균일 호상 결정 조직의 사진.

도12는 냉간 압연 및 재결정 어닐링 후에 도10의 페라이트계 크롬 합금강의 균일 미세 결정 조직의 사진.

도13은 페라이트계 크롬 합금강으로부터 주조된 실험실용 주괴에 있어서 티타늄과 질소의 중량%의 곱을 알루미늄으로 나눈 비(TNA)의 함수로서 주조 상태의 결정 조직에서의 % 등축 결정(%EQ)을 도시한 그래프.

도14는 페라이트계 크롬 합금강으로부터 주조된 연속 슬래브에 있어서 티타늄과 질소의 중량%의 곱을 알루미늄으로 나눈 비(TNA)의 함수로서 주조 상태의 결정 조직에서의 % 등축 결정(%EQ)을 도시한 그래프.

Claims

0.08 중량% 이하의 C와, 8 내지 25 중량%의 Cr과, 1.5 중량% 이하의 Mn과, 0.05 중량% 이하의 N와, 1.5 중량% 이하의 Si과, 2.0 중량% 미만의 Ni과, 0.1 내지 0.25 중량% 이상의 Ti을 포함하고, (Ti x N)/Al ≥ 0.14의 비를 만족하고, 그 나머지는 철 및 잔류 원소들을 포함하는 페라이트계 크롬 합금강이며,

상기 합금강은 티타늄에 의해 탈산되고, 50% 초과의 등축 결정을 갖는 주조 상태의 조직을 구비하고, Ti 및 N는 부평형량으로 존재하는 것을 특징으로 하는 페라이트계 크롬 합금강.
0.08 중량% 이하의 C와, 8 내지 25 중량%의 Cr과, 1.5 중량% 이하의 Mn과, 0.05 중량% 이하의 N와, 1.5 중량% 이하의 Si과, 2.0 중량% 미만의 Ni과, 0.1 내지 0.25 중량%의 Ti을 포함하고, (Ti x N)/Al ≥ 0.14의 비를 만족하고, 그 나머지는 철 및 잔류 원소들을 포함하는 페라이트계 크롬 합금 강판이며,

상기 합금 강판은 재결정 어닐링되고, 부품으로 형성될 때 리징이 없고,

상기 어닐링된 강판은 열간 가공된 강판으로부터 냉간 압연된 것이고,

상기 열간 가공된 강판은 티타늄으로 산화되고 50% 초과의 등축 결정을 갖는 주조 상태의 조직을 구비한 강으로부터 형성된 것이며, Ti 및 N는 부평형량으로 존재하는 것을 특징으로 하는 페라이트계 크롬 합금 강판.
제2항에 있어서, Ti은 0.15 내지 0.25 중량%인 것을 특징으로 하는 페라이트계 크롬 합금 강판.
제3항에 있어서, Ti은 (Ti/48)/[(C/12) + (N/14)] 〉1.5의 관계를 만족시키는 것을 특징으로 하는 페라이트계 크롬 합금 강판.
제3항에 있어서, N는 0.012 중량% 이하인 것을 특징으로 하는 페라이트계 크롬 합금 강판.
제2항에 있어서, 상기 등축 결정은 3mm 미만의 크기를 갖는 것을 특징으로 하는 페라이트계 크롬 합금 강판.
제2항에 있어서, Al은 0.020 중량% 이하인 것을 특징으로 하는 페라이트계 크롬 합금 강판.
제7항에 있어서, Al은 0.013 중량% 이하인 것을 특징으로 하는 페라이트계 크롬 합금 강판.
제8항에 있어서, 니오븀, 지르코늄, 탄탈 및 바나듐으로 이루어진 군으로부터 선택된 하나의 제2 안정화 요소를 포함하는 것을 특징으로 하는 페라이트계 크롬 합금 강판.
제7항에 있어서, 상기 합금 강판의 산소 함유량이 10 내지 60 ppm인 것을 특징으로 하는 페라이트계 크롬 합금 강판.
제2항에 있어서, 20ppm 이상의 B를 포함하는 것을 특징으로 하는 페라이트계 크롬 합금 강판.
제2항에 있어서, (Ti x N)/Al ≥ 0.23의 비를 만족하고, 상기 주조 상태의 조직은 주상 결정이 없는 것을 특징으로 하는 페라이트계 크롬 합금 강판.
제2항에 있어서, Al은 0.010 중량% 이하이고, (Ti x N)/Al ≥ 0.23의 비를 만족하고, 상기 주조 상태의 조직은 주상 결정이 없는 것을 특징으로 하는 페라이트계 크롬 합금 강판.
제2항에 있어서, 상기 주조 상태의 강은 1.5㎛ 미만의 크기를 갖는 주개재물로 된 티타늄 산화물 개재물을 갖는 것을 특징으로 하는 페라이트계 크롬 합금 강판.
제2항에 있어서, Cr은 16 내지 25 중량%이고, (Ti x N)/Al ≥0.30의 비를 만족하는 것을 특징으로 하는 페라이트계 크롬 합금 강판.
제2항에 있어서, 상기 어닐링된 강판은 1.4 이상의 R_m 값을 갖는 것을 특징으로 하는 페라이트계 크롬 합금 강판.
제13항에 있어서, 상기 어닐링된 강판은 1.7 이상의 R_m 값을 갖는 것을 특징으로 하는 페라이트계 크롬 합금 강판.
0.013 중량% 이하의 Al과, 0.15 내지 0.25 중량%의 Ti과, 0.02 중량 % 이하의 C와, 1.50 중량% 이하의 Mn과, 0.005 내지 0.012 중량%의 N와, 1.5 중량% 이하의 Si과, 8 내지 25 중량%의 Cr과, 2.0 중량% 미만의 Ni을 포함하고, Ti 및 N는 부평형량으로 존재하고, (Ti x N)/Al ≥0.16의 비를 만족하고, 그 나머지는 철 및 잔류 원소를 포함하는 페라이트계 크롬 합금 강판이며,

상기 합금 강판은 1.4 이상의 R_m 값을 갖도록 재결정 어닐링되고, 부품으로 형성될 때 리징이 없고,

상기 어닐링된 강판은 냉간 압연 전에 미리 어닐링 되지 않은 열간 가공된 강판으로부터 냉간 압연되고,

상기 열간 가공된 강판은 티타늄으로 탈산되고 80% 이상의 등축 결정을 갖는 주조 상태의 조직을 갖는 강으로부터 형성된 것을 특징으로 하는 페라이트계 크롬 합금 강판.
크롬 합금강을 제조하는 방법에 있어서,

0.08 중량% 이하의 C와, 8 내지 25 중량%의 Cr과, 1.5 중량% 이하의 Mn과, 0.05 중량% 이하의 N와, 1.5 중량% 이하의 Si과, 2.0 중량% 미만의 Ni과, 그 나머지는 철 및 잔류 원소를 포함하고, Ti 및 N는 부평형량으로 존재하는 강 용해물을 마련하는 단계와,

(Ti x N)/Al ≥ 0.14 및 Ti은 0.1 내지 0.25 중량%인 관계를 만족시키는 양의 Ti로 상기 용해물을 탈산하는 단계와,

상기 용해물을 50% 이상의 등축 결정을 갖는 주조 상태의 조직을 구비한 강으로 주조하는 단계와,

상기 강을 강판으로 열간 가공하는 단계와,

상기 강판을 디스케일하는 단계와,

상기 강판을 최종 두께로 냉간 압연하는 단계와,

상기 냉간 압연된 강판을 재결정 어닐링하는 단계를 포함하고,

상기 어닐링된 강판을 부품으로 형성할 때 리징이 없는 것을 특징으로 하는 크롬 합금강 제조 방법.
제19항에 있어서, Al은 0.020 중량% 미만이고, Ti는 0.15 내지 0.25 중량%이고, (Ti x N)/Al ≥0.23 이며, (Ti/48)/[(C/12) + (N/14)] >1.5의 관계를 만족시키는 것을 특징으로 하는 크롬 합금강 제조 방법.
제19항에 있어서, 상기 용해물은 140mm 이하의 두께를 갖는 얇은 슬래브로 연속적으로 주조되고,

상기 슬래브를 연속 강판으로 열간 압연하기 전에 슬래브를 1050 내지 1300 ℃의 온도까지 재가열하는 추가 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 크롬 합금강 제조 방법.
제19항에 있어서, 상기 열간 가공된 강판은 사전 어닐링 없이 냉간 압연되는 것을 특징으로 하는 크롬 합금강 제조 방법.
제22항에 있어서, 상기 열간 가공된 강판은 단일 단계에서 냉간 압연되는 것을 특징으로 하는 크롬 합금강 제조 방법.
제19항에 있어서, 상기 냉간 압연된 강판은 적어도 1초 동안 800 내지 1000 ℃의 온도에서 어닐링되는 것을 특징으로 하는 크롬 합금강 제조 방법.
크롬 합금강을 제조하는 방법에 있어서,

0.013 중량% 이하의 Al과, 0.15 내지 0.25 중량%의 Ti과, 0.02 중량 % 이하의 C와, 1.50 중량% 이하의 Mn과, 0.005 내지 0.012 중량%의 N와, 1.5 중량% 이하의 Si과, 8 내지 25 중량%의 Cr과, 2.0 중량% 미만의 Ni을 포함하고, (Ti x N)/Al ≥0.16 및 (Ti/48)/[(C/12) + (N/14)] >1.5의 비를 만족하고, Ti 및 N는 부평형량으로 존재하고, 그 나머지는 철 및 잔류 원소를 포함한 강 용해물을 마련하는 단계와,

상기 용해물을 80% 이상의 등축 결정을 가진 주조 상태의 조직을 구비한 강으로 주조하는 단계와,

상기 강을 강판으로 열간 가공하는 단계와,

상기 강판을 디스케일하는 단계와,

상기 강판을 사전 어닐링 없이 최종 두께로 냉간 압연하는 단계와,

상기 냉간 압연된 강판을 재결정 어닐링하는 단계를 포함하고,

상기 어닐링된 강판은 부품으로 형성할 때 리징이 없는 것을 특징으로 하는 크롬 합금강 제조 방법.