KR102201004B1

KR102201004B1 - 페라이트계 스테인리스 열연 어닐링 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR102201004B1
Application number: KR1020197005080A
Authority: KR
Inventors: 마사타카 요시노; 미츠유키 후지사와
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2016-10-17
Filing date: 2017-09-27
Publication date: 2021-01-11
Also published as: CN109642286A; WO2018074164A1; EP3486347B1; US20190226045A1; ES2831841T3; CN109642286B; EP3486347A4; EP3486347A1; KR20190032477A

Abstract

충분한 내식성을 가짐과 함께, 후육의 플랜지로의 타발 가공할 때의 균열을 억제 가능한 페라이트계 스테인리스 열연 어닐링 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것. 질량％ 로, C : 0.001 ∼ 0.020 ％, Si : 0.05 ∼ 1.00 ％, Mn : 0.05 ∼ 1.00 ％, P : 0.04 ％ 이하, S : 0.01 ％ 이하, Al : 0.001 ∼ 0.100 ％, Cr : 10.0 ∼ 24.0 ％, Ni : 0.01 ∼ 0.60 ％, Ti : 0.10 ∼ 0.40 ％, N : 0.001 ∼ 0.020 ％ 를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고, 한계 응력 확대 계수 K_IC 가 20 ㎫·m^1/2 이상인 것을 특징으로 하는 페라이트계 스테인리스 열연 어닐링 강판.

Description

페라이트계 스테인리스 열연 어닐링 강판 및 그 제조 방법

본 발명은 플랜지 등에 대한 적용에 바람직한 가공성이 우수한 페라이트계 스테인리스 열연 어닐링 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

최근, 자동차에 있어서의 배기 가스에 관한 법 규제의 강화가 진행되고 있어, 연비의 향상이 급선무가 되고 있다. 그래서, 자동차 엔진으로부터 발생한 배기 가스를 다시 엔진의 흡기로서 사용하는 배기 가스 재순환 (Exhaust Gas Recirculation, EGR) 시스템의 적용이 진행되고 있다. 엔진으로부터 발생한 배기 가스는, 가스 온도를 낮추기 위한 EGR 쿨러를 통과한 후에 다시 엔진에 공급된다. 배기 가스를 순환시킴에 있어서, 각 배기계 부품은 배기 가스의 누설을 방지하기 위해 플랜지를 통하여 체결된다. 이와 같은 배기계 부품에 적용되는 플랜지는 충분한 강성을 가질 필요가 있다. 이러한 점에서, 이와 같은 배기계 부품에는 후육 (예를 들어 판두께로 5 ㎜ 이상) 의 플랜지가 적용되고 있다.

종래, 후육의 플랜지에는 보통강이 사용되어 왔다. 그러나, EGR 시스템과 같은 고온의 배기 가스가 통과하는 부품에 적용하는 플랜지에는 충분한 내식성이 요구된다. 그 때문에, 보통강에 비해 내식성이 우수한 스테인리스강, 특히 열팽창률이 비교적 작아 열응력이 잘 발생하지 않는 페라이트계 스테인리스강의 적용이 검토되고 있으며, 후육의 플랜지에 적용 가능한 판두께가 큰 (예를 들어 판두께로 5 ㎜ 이상) 페라이트계 스테인리스 강판이 강하게 요구되고 있다.

이와 같은 시장 요구에 대해, 예를 들어, 특허문헌 1 에는, 질량％ 로, C : 0.015 ％ 이하, Si : 0.01 ∼ 0.4 ％, Mn : 0.01 ∼ 0.8 ％, P : 0.04 ％ 이하, S : 0.01 ％ 이하, Cr : 14.0 ∼ 18.0 ％ 미만, Ni : 0.05 ∼ 1 ％, Nb : 0.3 ∼ 0.6 ％, Ti : 0.05 ％ 이하, N : 0.020 ％ 이하, Al : 0.10 ％ 이하, B : 0.0002 ∼ 0.0020 ％ 를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물이고, Nb, C 및 N 의 함유량이 Nb/(C + N) ≥ 16 을 만족시키고, 0 ℃ 에 있어서의 샤르피 충격값이 10 J/㎠ 이상이고, 판두께가 5.0 ∼ 9.0 ㎜ 인 페라이트계 스테인리스 열연 강판이 개시되어 있다.

국제 공개 제2014/157576호

그러나, 본 발명자들이 특허문헌 1 에 기재되는 페라이트계 스테인리스 열연 강판을 사용하여 버링 가공부를 갖는 후육의 플랜지 형상으로의 가공을 시도한 결과, 상기의 강판이 충분한 샤르피 충격값을 가지고 있었음에도 불구하고, 버링 가공부의 특히 판두께 중앙부에 균열이 생겨, 소정의 플랜지 형상을 얻을 수 없는 경우가 있어, 후육의 플랜지에 적용하기에는 충분하지 않은 것이 분명해졌다.

본 발명은 이러한 과제를 해결하여, 충분한 내식성을 가짐과 함께, 후육의 플랜지로의 타발 가공을 할 때의 균열을 억제 가능한 페라이트계 스테인리스 열연 어닐링 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명자들은 과제를 해결하기 위해서 상세한 검토를 실시하였다. 그 결과, 판두께가 5.0 ㎜ 를 초과하는 후육의 강판을, 균열을 발생시키는 일 없이 버링 가공부를 갖는 후육의 플랜지로 성형하는 경우, 그 가공성은, 종래 사용되어 온 샤르피 충격값에서는 정확한 평가를 할 수 없지만, 후판 (厚板) 분야의 인성 평가 지표인 한계 응력 확대 계수 (Threshold Stress Intensity Factor) K_IC 로 정확하게 평가할 수 있는 것을 알아내었다. 이것은, 판두께가 5.0 ㎜ 미만인 박강판에서는, 가공시의 타발 단면부 근방의 소성 변형 영역이 판두께에 대해 크기 때문에, 성형에 수반하는 파괴 현상을 파괴 역학적인 취급으로 일의적 (一義的) 으로 정리할 수 없는 데에 대해, 판두께가 5.0 ㎜ 이상인 후육의 강판에서는, 가공시의 타발 단면 근방부의 소성 변형 영역이 판두께에 대해 충분히 작아지는 소규모 항복 상태를 충분히 만족시키기 때문에, 소정의 가공에 수반하는 파괴 현상을 파괴 역학적인 정량 지표인 응력 확대 계수로 취급할 수 있어, 특히 그 한계값, 즉 한계 응력 확대 계수 K_IC 로 정확하게 평가할 수 있기 때문으로 생각된다.

이상으로부터, 본 발명자들은 소정 형상의 플랜지로 가공했을 경우의 균열의 발생 유무와 한계 응력 확대 계수 K_IC 의 관계를 상세하게 조사하였다. 그 결과, 한계 응력 확대 계수 K_IC 를 20 ㎫·m^1/2 이상으로 함으로써, 버링 가공부를 갖는 후육 플랜지로 가공할 때의 버링 가공부에서의 균열의 발생을 효과적으로 억제할 수 있어, 버링 가공부를 갖는 후육의 플랜지에 충분히 실용화할 수 있는 것을 지견하였다.

그리고, 적절한 성분의 페라이트계 스테인리스강에 대해, 특히 3 패스 이상의 다패스로 이루어지는 마무리 열간 압연 공정에 있어서의 최종 3 패스의 누적 압하율 (= 100 - (최종 판두께/최종 3 패스의 압연 개시 전의 판두께) × 100 [％]) 을 적절히 제어하여 얻어진 열연 강판에 대해, 적절한 온도에서 열연판 어닐링을 실시함으로써, 한계 응력 확대 계수 K_IC 가 향상되는 것을 지견하였다.

본 발명은 이상의 지견에 기초하여 이루어진 것으로, 이하를 요지로 하는 것이다.

[1] 질량％ 로, C : 0.001 ∼ 0.020 ％, Si : 0.05 ∼ 1.00 ％, Mn : 0.05 ∼ 1.00 ％, P : 0.04 ％ 이하, S : 0.01 ％ 이하, Al : 0.001 ∼ 0.100 ％, Cr : 10.0 ∼ 24.0 ％, Ni : 0.01 ∼ 0.60 ％, Ti : 0.10 ∼ 0.40 ％, N : 0.001 ∼ 0.020 ％ 를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고,

한계 응력 확대 계수 K_IC 가 20 ㎫·m^1/2 이상인 것을 특징으로 하는 페라이트계 스테인리스 열연 어닐링 강판.

[2] 성분 조성으로서, 질량％ 로, 추가로 Cu : 0.01 ∼ 1.00 ％, Mo : 0.01 ∼ 2.00 ％, W : 0.01 ∼ 0.20 ％, Co : 0.01 ∼ 0.20 ％ 중에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 [1] 에 기재된 페라이트계 스테인리스 열연 어닐링 강판.

[3] 성분 조성으로서, 질량％ 로, 추가로 V : 0.01 ∼ 0.20 ％, Nb : 0.01 ∼ 0.10 ％, Zr : 0.01 ∼ 0.20 ％, REM : 0.001 ∼ 0.100 ％, B : 0.0002 ∼ 0.0025 ％, Mg : 0.0005 ∼ 0.0030 ％, Ca : 0.0003 ∼ 0.0030 ％ 중에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 [1] 또는 [2] 에 기재된 페라이트계 스테인리스 열연 어닐링 강판.

[4] 상기 [1] ∼ [3] 중 어느 하나에 기재된 페라이트계 스테인리스 열연 어닐링 강판의 제조 방법으로서, 3 패스 이상의 마무리 압연을 실시하는 열간 압연 공정에서, 마무리 압연의 최종 3 패스를 온도 범위 800 ∼ 1100 ℃, 또한 상기 최종 3 패스의 누적 압하율을 25 ％ 이상으로 하여 열연 강판을 얻고, 그 열연 강판에 대해 추가로 800 ∼ 1100 ℃ 에서 열연판 어닐링을 실시하는 것을 특징으로 하는 페라이트계 스테인리스 열연 어닐링 강판의 제조 방법.

여기서, 한계 응력 확대 계수 K_IC 는, 판폭 중앙부로부터 ASTM E399 에 준거한 CT (Compact Tension) 시험편을, 피로 예균열이 압연 직각 방향, 응력축이 압연 평행 방향이 되도록 채취하고, ASTM E399 에 준거하여 시험함으로써 얻어지는 응력 확대 계수를 가리킨다.

본 발명에 의하면, 충분한 내식성을 가짐과 함께, 후육의 플랜지로의 타발 가공을 할 때의 균열을 억제 가능한 가공성이 우수한 페라이트계 스테인리스 열연 어닐링 강판이 얻어진다.

또한, 본 발명에 있어서의 충분한 내식성이란, 평가하는 표면을 #600 에머리 페이퍼에 의해 연마 마무리한 후에 단면부를 시일한 강판에 JIS H 8502 에 규정된 염수 분무 사이클 시험 (염수 분무 (5 질량％ NaCl, 35 ℃, 분무 2 hr) → 건조 (60 ℃, 4 hr, 상대습도 40 ％) → 습윤 (50 ℃, 2 hr, 상대습도 ≥ 95 ％)) 를 1 사이클로 하는 시험) 을 5 사이클 실시했을 경우의 강판의 평가면에 있어서의 발청 면적률 (= 발청 면적/강판 전체 면적 × 100 [％]) 이 25 ％ 이하인 것을 의미한다.

또, 후육의 플랜지로의 타발 가공을 할 때의 균열을 억제 가능한 가공성이 우수하다는 것은, 판폭 중앙부로부터, ASTM E399 에 준거한 CT 시험편을, 피로 예균열이 압연 직각 방향, 응력축이 압연 평행 방향이 되도록 채취하고, ASTM E399 에 준거하여 시험함으로써 얻어지는 한계 응력 확대 계수 K_IC 가 20 ㎫·m^1/2 이상인 것을 가리킨다.

본 발명의 페라이트계 스테인리스 열연 어닐링 강판은, 질량％ 로, C : 0.001 ∼ 0.020 ％, Si : 0.05 ∼ 1.00 ％, Mn : 0.05 ∼ 1.00 ％, P : 0.04 ％ 이하, S : 0.01 ％ 이하, Al : 0.001 ∼ 0.100 ％, Cr : 10.0 ∼ 24.0 ％, Ni : 0.01 ∼ 0.60 ％, Ti : 0.10 ∼ 0.40 ％, N : 0.001 ∼ 0.020 ％ 를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고, 한계 응력 확대 계수 K_IC 가 20 ㎫·m^1/2 이상이다.

한계 응력 확대 계수 K_IC 는, 판폭 중앙부로부터 ASTM E399 에 준거한 CT 시험편을, 피로 예균열이 압연 직각 방향, 응력축이 압연 평행 방향이 되도록 채취하고, ASTM E399 에 준거하여 시험함으로써 얻어지는 응력 확대 계수를 가리킨다.

이하, 본 발명을 상세하게 설명한다.

본 발명자들은, 판두께 5.0 ㎜ 의 각종 페라이트계 스테인리스 강판을 사용하여, 30 ㎜φ 의 플랜지공부를 블랭크 상태 (타발한 상태) 의 강판 표면으로부터 10 ㎜ 들어 올리는 버링 가공부를 갖는 플랜지로 성형했을 때에 균열이 발생한 원인에 대해 상세하게 검토하였다. 그 결과, 균열이 발생한 상기의 강판에서는, 타발 단면의 판두께 중앙부 근방에 생긴 미소 균열이 버링 가공에 있어서 현저하게 진전되었기 때문에 균열이 생긴 것을 알아내었다.

본 발명자들은, 이 미소 균열의 현저한 진전과 재료 특성의 관계를 상세하게 검토하였다. 그 결과, 미소 균열의 진전은 강판의 한계 응력 확대 계수 K_IC 가 작을수록 생기기 쉬운 경향이 있는 것을 알아내었다. 그래서, 여러 가지 페라이트계 스테인리스 열연 어닐링 강판 (판두께 5.0 ㎜) 을 사용하여 그 플랜지로의 성형을 시도한 결과, 미소 균열의 진전에 의한 균열은, 소정의 측정 방법으로 얻어지는 한계 응력 확대 계수 K_IC 가 20 ㎫·m^1/2 를 하회한 강판에서 특히 생기기 쉬운 것을 지견하였다.

또한 본 발명자들은, 그 플랜지로의 성형시에 균열이 생긴 강판의 한계 응력 확대 계수 K_IC 가 작은 원인을 분명하게 하기 위해, 상기의 강판의 균열부를 상세하게 조사하였다. 그 결과, 균열이 생긴 강판에서는, 타발 단면의 판두께 중앙부 근방에 발생한 균열이 판두께 중앙부 근방의 결정립계에 있어서 현저하게 진전되어 있는 것을 알아내었다.

그리고, 상기의 강판의 조직을 SEM (Scanning Electron Microscopy)/EBSD (Electron Backscatter Diffraction) 법에 의해 조사 및 해석한 결과, 균열이 현저하게 진전된 부위의 결정립은, 각각이 독립된 결정립이지만, 인접하는 결정립과 거의 동일한 결정 방위를 갖는, 이른바 콜로니 (유사 결정 방위를 갖는 결정립군) 를 형성하고 있는 것을 알아내었다. 일반적으로, 결정립은 인접하는 결정립과 상이한 결정 방위를 가지고 있어, 균열이 입계 상을 진전할 때 방위가 상이한 입계가 균열 진전의 장해로서 기능한다. 그러나, 콜로니에서는 인접하는 결정립의 결정 방위가 거의 동일하기 때문에, 콜로니 내의 각 결정립간의 입계에 의한 균열 진전의 억제 효과가 작아짐으로써, 콜로니가 형성되어 있는 강판에서는 한계 응력 확대 계수 K_IC 가 저하되어, 그 플랜지로의 성형시에 균열이 생긴 것을 알아내었다.

그래서, 본 발명자들은, 페라이트계 스테인리스 열연 어닐링 강판에 있어서 한계 응력 확대 계수 K_IC 를 향상시키는 수법에 대해 예의 검토하였다. 그 결과, 적절한 성분의 페라이트계 스테인리스강에 대해, 특히 다패스로 이루어지는 마무리 압연을 실시하는 열간 압연 공정의 최종 3 패스를 800 ∼ 1100 ℃ 의 온도 범위에서, 또한 최종 3 패스의 누적 압하율 (= 100 - (최종 판두께/최종 3 패스의 압연 개시 전의 판두께) × 100 [％]) 이 25 ％ 이상이 되도록 적절히 제어하여 얻어진 열연 강판에 대해, 800 ∼ 1100 ℃ 에서 열연판 어닐링을 실시함으로써, 콜로니가 효과적으로 파괴되어, 20 ㎫·m^1/2 이상의 한계 응력 확대 계수 K_IC 가 얻어지는 것을 지견하였다.

또한, 본 발명의 페라이트계 스테인리스 열연 어닐링 강판의 판두께는, 특별히 한정되지 않지만, 후육의 플랜지에 적용할 수 있는 판두께인 것이 바람직하기 때문에, 5.0 ㎜ 이상이 바람직하고, 7.0 ㎜ 이상이 보다 바람직하다. 또, 상기 판두께는, 특별히 한정되지 않지만, 15.0 ㎜ 이하가 바람직하고, 10.0 ㎜ 이하가 보다 바람직하다.

상기 수법에 의해 콜로니의 파괴가 촉진되는 이유에 대해 이하에 설명한다.

페라이트계 스테인리스강의 열간 압연 전의 슬래브의 판두께 중앙부에는, 조대 (粗大) 하고 또한 전신 (展伸) 한 콜로니 (유사 결정 방위를 갖는 결정립군) 가 주조 방향을 따라 연속해서 분포하고 있다. 한편, 강판을 압연했을 경우, 강판은 표층부로부터 변형되어 신장한다. 그 때문에, 압하율이 작은 경우에는 판두께 중앙부의 변형량이 작아져, 판두께 중앙부에 압연 변형이 거의 도입되지 않는다.

그 때문에, 종래 기술에 의한 열간 압연에서는, 강판의 판두께 중앙부의 전신립에 압연 변형이 충분히 도입되지 않아, 그 후의 열연판 어닐링에 있어서의 재결정 사이트가 부족하고, 열연판 어닐링시에 판두께 중앙 부근에서는 재결정은 생기지만 콜로니가 분단되지 않아 잔존하기 쉬워, 본 발명이 필요로 하는 20 ㎫·m^1/2 이상의 한계 응력 확대 계수 K_IC 가 얻어지지 않는다.

또한 페라이트계 스테인리스강은 열간 압연에 있어서 동적 재결정 (가공 변형 중에 있어서의 재결정을 말한다) 이 거의 생기지 않아, 압연에 의한 가공 변형의 회복이 일어나기 쉬운 경향이 있다. 그 때문에, 종래 기술에 의한 열간 압연에서는 압연에 의해 도입된 가공 변형의 과도한 회복이 일어나 가공 변형을 열간 압연 후까지 효과적으로 유지할 수 없다. 그 결과, 재결정 사이트가 불충분해져 다음 공정의 열연판 어닐링에 있어서 콜로니가 효과적으로 파괴되지 않아, 소정의 한계 응력 확대 계수 K_IC 가 얻어지지 않는다.

그래서 본 발명자들은, 열간 압연 공정에 있어서 강판의 전체 두께에 걸쳐 압연 가공 변형을 효과적으로 또한 충분히 도입하는 수법에 대해 예의 검토하였다. 그 결과, 마무리 열간 압연의 최종 3 패스를 적절한 온도 범위로 관리한 후에 큰 누적 압하율로 압연을 실시함으로써, 압연 가공 변형의 회복을 억제하면서, 압연 가공 변형이 판두께의 중앙부까지 충분히 또한 효과적으로 도입되고, 다음 공정의 열연판 어닐링에 있어서의 재결정 사이트가 되는 압연 가공 변형을 충분히 남긴 열연판 조직을 얻을 수 있어, 다음 공정의 열연판 어닐링에 있어서 콜로니가 효과적으로 파괴되는 것을 지견하였다.

구체적으로는, 3 패스 이상으로 이루어지는 마무리 열간 압연 공정의 최종 3 패스를 800 ∼ 1100 ℃ 의 온도 범위에서, 또한 최종 3 패스의 누적 압하율 (= 100 - (최종 판두께/최종 3 패스의 압연 개시 전의 판두께) × 100 [％]) 이 25 ％ 이상이 되도록 적절히 제어하여 열간 압연을 실시하는 것을 고안하였다.

또, 본 발명자들은, 다음 공정의 열연판 어닐링의 바람직한 조건에 대해서도 예의 검토하였다. 열연판 어닐링은 열간 압연에 의해 형성된 가공 조직을 재결정시키는 공정이다. 그 때문에, 충분한 재결정이 생기는 온도에서 어닐링을 실시할 필요가 있다. 그러나, 과도한 고온에서 열연판 어닐링을 실시했을 경우, 재결정은 생기지만 재결정립의 현저한 조대화가 생긴다. 이 현저하게 조대한 재결정립은 독립된 단일 결정립이지만, 입계 길이가 현저하게 길어지기 때문에, 콜로니가 존재하고 있는 경우와 동일하게 방위가 상이한 입계에 의한 균열 진전의 억제 효과가 저하되어, 소정의 한계 응력 확대 계수 K_IC 가 얻어지지 않게 되는 것을 지견하였다.

그래서 본 발명자들은, 재결정립의 입경과 어닐링 온도의 관계에 대해 상세하게 조사하였다. 그 결과, 열연판 어닐링 온도를 1100 ℃ 이하로 억제함으로써, 한계 응력 확대 계수 K_IC 가 현저하게 저하될 정도의 조대한 재결정립의 생성을 억제할 수 있는 것을 알아내었다.

다음으로, 본 발명의 페라이트계 스테인리스 열연 어닐링 강판의 성분 조성에 대해 설명한다.

이하, 특별히 언급하지 않는 한, 성분 조성을 나타내는 ％ 는 질량％ 를 의미한다.

C : 0.001 ∼ 0.020 ％

C 를 0.020 ％ 초과하여 함유하면, 가공성의 저하 및 용접부의 내식성 저하가 현저해진다. C 함유량이 적을수록 내식성 및 가공성의 관점에서는 바람직하지만, C 함유량을 0.001 ％ 미만으로 하기 위해서는 정련에 시간이 걸려 제조상 바람직하지 않다. 그 때문에, C 함유량은 0.001 ∼ 0.020 ％ 의 범위로 한다. C 함유량은, 바람직하게는 0.003 ％ 이상이고, 보다 바람직하게는 0.004 ％ 이상이다. 또, C 함유량은, 바람직하게는 0.015 ％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.012 ％ 이하이다.

Si : 0.05 ∼ 1.00 ％

Si 는 용접시에 형성되는 산화 피막에 농축되어 용접부의 내식성을 향상시키는 효과가 있음과 함께, 제강 공정에 있어서의 탈산 원소로서도 유용한 원소이다. 이들 효과는 0.05 ％ 이상의 Si 의 함유에 의해 얻어지고, 함유량이 많을수록 그 효과는 커진다. 그러나, 1.00 ％ 를 초과하여 Si 를 함유하면, 열간 압연 공정에 있어서의 압연 하중의 증대와 현저한 스케일의 생성, 어닐링 공정에 있어서는 강판 표층에서의 Si 농화층의 형성에 의한 산세성의 저하가 각각 생겨, 표면 결함의 증가나 제조 비용의 상승을 유인하기 때문에 바람직하지 않다. 그 때문에, Si 함유량은 0.05 ∼ 1.00 ％ 로 한다. Si 함유량은, 바람직하게는 0.10 ％ 이상이다. 또, Si 함유량은, 바람직하게는 0.60 ％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.40 ％ 이하이다.

Mn : 0.05 ∼ 1.00 ％

Mn 은 강의 강도를 높이는 효과가 있고, 또, 탈산제로서의 작용도 있다. 그 효과를 얻기 위해서는 0.05 ％ 이상의 Mn 의 함유가 필요하다. 그러나, Mn 함유량이 1.00 ％ 를 초과하면, 부식의 기점이 되는 MnS 의 생성이 촉진되고, 내식성이 저하된다. 그 때문에, Mn 함유량은 0.05 ∼ 1.00 ％ 로 한다. Mn 함유량은, 바람직하게는 0.10 ％ 이상이다. 또, Mn 함유량은, 바람직하게는 0.60 ％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.30 ％ 이하이다.

P : 0.04 ％ 이하

P 는 강에 불가피적으로 포함되는 원소이지만, 내식성 및 가공성에 대해 유해한 원소이므로 가능한 한 저감시키는 것이 바람직하다. 특히, P 함유량이 0.04 ％ 를 초과하면 고용 강화에 의해 가공성이 현저하게 저하된다. 따라서, P 함유량은 0.04 ％ 이하로 한다. 바람직하게는, P 함유량은 0.03 ％ 이하이다.

S : 0.01 ％ 이하

S 도 P 와 동일하게 강에 불가피적으로 포함되는 원소이지만, 내식성 및 가공성에 대해 유해한 원소이므로 가능한 한 저감시키는 것이 바람직하다. 특히, S 함유량이 0.01 ％ 를 초과하면 내식성이 현저하게 저하된다. 따라서, S 함유량은 0.01 ％ 이하로 한다. 바람직하게는, S 함유량은 0.008 ％ 이하이다. 보다 바람직하게는, S 함유량은 0.003 ％ 이하이다.

Al : 0.001 ∼ 0.100 ％

Al 은 유효한 탈산제이다. 또한 Al 은 질소와의 친화력이 Cr 보다 강하기 때문에, 용접부에 질소가 침입했을 경우에, 질소를 Cr 질화물이 아니라 Al 질화물로서 석출시키고, 예민화를 억제하는 효과가 있다. 이들 효과는, Al 을 0.001 ％ 이상 함유함으로써 얻어진다. 그러나, 0.100 ％ 를 초과하는 Al 을 함유하면, 용접시의 용해성이 저하되어 용접 작업성이 저하되므로 바람직하지 않다. 그 때문에, Al 함유량은 0.001 ∼ 0.100 ％ 의 범위로 한다. Al 함유량은, 바람직하게는 0.005 ％ 이상이고, 보다 바람직하게는 0.010 ％ 이상이다. 또, Al 함유량은, 바람직하게는 0.060 ％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.040 ％ 이하이다.

Cr : 10.0 ∼ 24.0 ％

Cr 은 스테인리스강의 내식성을 확보하기 위해서 가장 중요한 원소이다. 그 함유량이 10.0 ％ 미만에서는, 자동차 배기 가스 분위기에 있어서 충분한 내식성이 얻어지지 않는다. 한편, 24.0 ％ 를 초과하여 Cr 을 함유하면 σ (시그마) 상의 생성에 의해 인성이 현저하게 저하되어, 본 발명에서는, 소정의 한계 응력 확대 계수 K_IC 를 얻을 수 없다. 그 때문에, Cr 함유량은 10.0 ∼ 24.0 ％ 의 범위로 한다. Cr 함유량은, 바람직하게는 14.0 ％ 이상이고, 보다 바람직하게는 16.0 ％ 이상이고, 더욱 바람직하게는 17.0 ％ 이상이다. 또, Cr 함유량은, 바람직하게는 21.5 ％ 이하이고, 보다 바람직하게는 19.5 ％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 18.5 ％ 이하이다.

Ni : 0.01 ∼ 0.60 ％

Ni 는 스테인리스강의 내식성을 향상시키는 원소이고, 부동태 피막이 형성되지 않아 활성 용해가 생기는 부식 환경에 있어서 부식의 진행을 억제하는 원소이다. 또, Ni 는 강한 오스테나이트 생성 원소이고, 용접부에서의 페라이트 생성을 억제하고, Cr 탄질화물의 석출에 의한 예민화를 억제하는 효과가 있다. 이 효과는, Ni 를 0.01 ％ 이상 함유함으로써 얻어지고, Ni의 함유량이 많을수록 높아진다. 그러나, Ni 함유량이 0.60 ％ 를 초과하면, 가공성이 저하되는 것에 더하여, 응력 부식 균열이 발생하기 쉬워진다. 나아가서는, Ni 는 고가의 원소이기 때문에, Ni 의 함유량의 증대는 제조 비용의 증대를 초래하기 때문에 바람직하지 않다. 그 때문에, Ni 함유량은 0.01 ∼ 0.60 ％ 로 한다. Ni 함유량은, 바람직하게는 0.10 ％ 이상이다. 또, Ni 함유량은, 바람직하게는 0.50 ％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.40 ％ 이하이다.

Ti : 0.10 ∼ 0.40 ％

본 발명에 있어서 Ti 는 매우 중요한 원소이다. Ti 는, C 및 N 과 우선적으로 결합하여, Cr 탄질화물의 석출을 억제하고, 재결정 온도를 저하시킴과 함께 Cr 탄질화물의 석출에 의한 예민화에서 기인한 내식성의 저하를 억제하는 효과가 있다. 이들 효과를 얻기 위해서는 0.10 ％ 이상의 Ti 의 함유가 필요하다. 그러나, Ti 함유량이 0.40 ％ 를 초과하면 고용 Ti 량이 과도하게 증가하기 때문에 재결정 온도가 반대로 상승해 버려, 본 발명의 기술을 적용할 수 없다. 또, 0.40 ％ 초과의 Ti 의 함유는, 주조 공정에 있어서 조대한 Ti 탄질화물이 생성되어, 표면 결함을 일으키기 때문에 제조상도 바람직하지 않다. 그 때문에, Ti 함유량은 0.10 ∼ 0.40 ％ 로 한다. Ti 함유량은, 바람직하게는 0.15 ％ 이상이고, 보다 바람직하게는 0.20 ％ 이상이다. 또, Ti 함유량은, 바람직하게는 0.35 ％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.30 ％ 이하이다. 또한, 용접부 내식성의 관점에서는 식 : Ti/(C + N) ≥ 8 (또한, 그 식 중, Ti, C, N 은 각 원소의 함유량 (질량％) 이다) 을 만족시키는 Ti 함유량으로 하는 것이 바람직하다.

N : 0.001 ∼ 0.020 ％

N 함유량이 0.020 ％ 를 초과하면, 가공성의 저하 및 용접부의 내식성의 저하가 현저해진다. 내식성의 관점에서 N 함유량은 낮을수록 바람직하지만, N 함유량을 0.001 ％ 미만까지 저감시키기 위해서는 장시간의 정련이 필요하여, 제조 비용의 상승 및 생산성의 저하를 초래하기 때문에 바람직하지 않다. 따라서, N 함유량은 0.001 ∼ 0.020 ％ 의 범위로 한다. N 함유량은, 바람직하게는 0.005 ％ 이상이고, 보다 바람직하게는 0.007 ％ 이상이다. 또, N 함유량은, 바람직하게는 0.015 ％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.012 ％ 이하이다.

본 발명은, 상기 필수 성분을 함유하고 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 것을 특징으로 하는 페라이트계 스테인리스강이다. 또한 필요에 따라, Cu, Mo, W 및 Co 중에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상, 혹은/추가로 V, Nb, Zr, REM, B, Mg 및 Ca 중에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상을 하기의 범위에서 함유할 수 있다.

Cu : 0.01 ∼ 1.00 ％

Cu 는 수용액 중이나 약산성의 물방울이 부착되었을 경우의 모재 및 용접부의 내식성을 향상시키는 데에 특히 유효한 원소이다. 이 효과는 0.01 ％ 이상의 함유에 의해 얻어지고, 그 효과는 Cu 함유량이 많을수록 높아진다. 그러나, 1.00 ％ 를 초과하여 Cu 를 함유하면, 열간 가공성이 저하되어 표면 결함을 유인하는 경우가 있다. 나아가서는 어닐링 후의 탈스케일이 곤란해지는 경우도 있다. 그 때문에, Cu 를 함유하는 경우에는, Cu 함유량은 0.01 ∼ 1.00 ％ 의 범위로 하는 것이 바람직하다. Cu 함유량은, 보다 바람직하게는 0.10 ％ 이상이고, 더욱 바람직하게는 0.30 ％ 이상이다. 또, Cu 함유량은, 보다 바람직하게는 0.60 ％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.45 ％ 이하이다.

Mo : 0.01 ∼ 2.00 ％

Mo 는 스테인리스강의 내식성을 현저하게 향상시키는 원소이다. 이 효과는 0.01 ％ 이상의 함유에 의해 얻어지고, 그 효과는 함유량이 많을수록 향상된다. 그러나, Mo 함유량이 2.00 ％ 를 초과하면, 열간 압연시의 압연 부하가 커져 제조성이 저하되거나, 강판 강도의 과도한 상승이 생기거나 하는 경우가 있다. 또, Mo 는 고가의 원소이므로, 다량의 함유는 제조 비용을 증대시킨다. 그 때문에, Mo 를 함유하는 경우에는, Mo 함유량은 0.01 ∼ 2.00 ％ 로 하는 것이 바람직하다. Mo 함유량은, 보다 바람직하게는 0.10 ％ 이상이고, 더욱 바람직하게는 0.30 ％ 이상이다. 또, Mo 함유량은, 보다 바람직하게는 1.40 ％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.90 ％ 이하이다.

W : 0.01 ∼ 0.20 ％

W 는 Mo 와 동일하게 내식성을 향상시키는 효과가 있다. 이 효과는 0.01 ％ 이상의 W 의 함유에 의해 얻어진다. 그러나, 0.20 ％ 를 초과하여 W 를 함유하면 강도가 상승하여, 압연 하중의 증대 등에 의한 제조성의 저하를 초래하는 경우가 있다. 그 때문에, W 를 함유하는 경우에는, W 함유량은 0.01 ∼ 0.20 ％ 의 범위로 하는 것이 바람직하다. W 함유량은, 보다 바람직하게는 0.05 ％ 이상이다. 또, W 함유량은, 보다 바람직하게는 0.15 ％ 이하이다.

Co : 0.01 ∼ 0.20 ％

Co 는 인성을 향상시키는 원소이다. 이 효과는 0.01 ％ 이상의 Co 의 함유에 의해 얻어진다. 한편, Co 함유량이 0.20 ％ 를 초과하면 가공성이 저하되는 경우가 있다. 그 때문에, Co 를 함유하는 경우에는, Co 함유량은 0.01 ∼ 0.20 ％ 의 범위로 하는 것이 바람직하다. Co 함유량은, 보다 바람직하게는 0.10 ％ 이하이다.

V : 0.01 ∼ 0.20 ％

V 는 C, N 과 탄질화물을 형성하고, 용접시의 예민화를 억제하여 용접부의 내식성을 향상시킨다. 이 효과는 V 함유량이 0.01 ％ 이상에서 얻어진다. 한편, V 함유량이 0.20 ％ 를 초과하면 가공성 및 인성이 현저하게 저하되는 경우가 있다. 그 때문에, V 함유량은 0.01 ∼ 0.20 ％ 로 하는 것이 바람직하다. V 함유량은, 보다 바람직하게는 0.03 ％ 이상이다. 또, V 함유량은, 보다 바람직하게는 0.10 ％ 이하이고, 더욱 더 바람직하게는 0.05 ％ 이하이다.

Nb : 0.01 ∼ 0.10 ％

Nb 는 결정립을 미세화시킴과 함께, 모상 중에 고용함으로써 강판의 인성을 향상시키는 효과가 있다. 이들 효과는 0.01 ％ 이상의 Nb 의 함유로 얻어진다. 한편, Nb 는 재결정 온도를 상승시키는 효과도 있고, Nb 함유량이 0.10 ％ 를 초과하면 열연판 어닐링에서 충분한 재결정을 발생시키기 위해서 필요한 어닐링 온도가 과도하게 고온이 되고, 어닐링 중에 결정 입경이 최대 300 ㎛ 이상이 될수록 재결정립의 현저한 조대화가 생겨, 소정의 한계 응력 확대 계수 K_IC 를 얻을 수 없게 되는 경우가 있다. 그 때문에, Nb 를 함유시키는 경우에는, Nb 함유량은 0.01 ∼ 0.10 ％ 의 범위로 하는 것이 바람직하다. Nb 함유량은, 보다 바람직하게는 0.02 ％ 이상이다. 또, Nb 함유량은, 보다 바람직하게는 0.05 ％ 이하이다.

Zr : 0.01 ∼ 0.20 ％

Zr 은, C 및 N 과 결합하여 예민화를 억제하는 효과가 있다. 이 효과는 0.01 ％ 이상의 Zr 의 함유에 의해 얻어진다. 한편, 0.20 ％ 를 초과하여 Zr 을 함유하면 가공성이 현저하게 저하되는 경우가 있다. 그 때문에, Zr 을 함유하는 경우, Zr 함유량은 0.01 ∼ 0.20 ％ 의 범위로 하는 것이 바람직하다. Zr 함유량은, 보다 바람직하게는 0.02 ％ 이상이다. 또, Zr 함유량은, 보다 바람직하게는 0.10 ％ 이하이고, 더욱 더 바람직하게는 0.05 ％ 이하이다.

REM : 0.001 ∼ 0.100 ％

REM (Rare Earth Metals : 희토류 금속) 은 내산화성을 향상시키는 효과가 있고, 용접부의 산화 피막 (용접 템퍼 컬러) 형성을 억제하여 산화 피막 바로 아래에 있어서의 Cr 결핍 영역의 형성을 억제한다. 이 효과는, REM 을 0.001 ％ 이상 함유함으로써 얻어진다. 한편, 0.100 ％ 를 초과하여 REM 을 함유하면 냉연 어닐링시의 산세성 등의 제조성을 저하시키는 경우가 있다. 그 때문에, REM 을 함유하는 경우, REM 함유량은 0.001 ∼ 0.100 ％ 의 범위로 하는 것이 바람직하다. REM 함유량은, 보다 바람직하게는 0.010 ％ 이상이다. 또, REM 함유량은, 보다 바람직하게는 0.050 ％ 이하이다.

B : 0.0002 ∼ 0.0025 ％

B 는 성형 후의 내 2 차 가공 취성을 개선하기 위해서 유효한 원소이다. 이 효과는 B 의 함유량을 0.0002 ％ 이상으로 함으로써 얻어진다. 한편, 0.0025 ％ 를 초과하여 B 를 함유하면 가공성과 인성이 저하되는 경우가 있다. 그 때문에, B 를 함유하는 경우, B 함유량은 0.0002 ∼ 0.0025 ％ 의 범위로 하는 것이 바람직하다. B 함유량은, 보다 바람직하게는 0.0003 ％ 이상이다. 또, B 함유량은, 보다 바람직하게는 0.0006 ％ 이하이다.

Mg : 0.0005 ∼ 0.0030 ％

Mg 는 슬래브의 등축정률을 향상시키고, 가공성이나 인성의 향상에 유효한 원소이다. 또한 본 발명과 같이 Ti 를 함유하는 강에 있어서는, Ti 탄질화물이 조대화되면 인성이 저하되지만, Mg 는 Ti 탄질화물의 조대화를 억제하는 효과도 갖는다. 이들 효과는, 0.0005 ％ 이상의 Mg 를 함유함으로써 얻어진다. 한편, Mg 함유량이 0.0030 ％ 를 초과하면, 강의 표면 성상을 악화시켜 버리는 경우가 있다. 따라서, Mg 를 함유하는 경우, Mg 함유량은 0.0005 ∼ 0.0030 ％ 의 범위로 하는 것이 바람직하다. Mg 함유량은, 보다 바람직하게는 0.0010 ％ 이상이다. 또, Mg 함유량은, 보다 바람직하게는 0.0020 ％ 이하이다.

Ca : 0.0003 ∼ 0.0030 ％

Ca 는, 연속 주조시에 발생하기 쉬운 Ti 계 개재물의 정출 (晶出) 에 의한 노즐의 폐색을 방지하는 데에 유효한 성분이다. 그 효과는 0.0003 ％ 이상의 Ca 를 함유함으로써 얻어진다. 그러나, 0.0030 ％ 를 초과하여 Ca 를 함유하면, CaS 의 생성에 의해 내식성이 저하되는 경우가 있다. 따라서, Ca 를 함유하는 경우, Ca 함유량은 0.0003 ∼ 0.0030 ％ 의 범위로 하는 것이 바람직하다. Ca 함유량은, 보다 바람직하게는 0.0005 ％ 이상이다. 또, Ca 함유량은, 보다 바람직하게는 0.0015 ％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.0010 ％ 이하이다.

한계 응력 확대 계수 K_IC : 20 ㎫·m^1/2 이상

본 발명의 페라이트계 스테인리스 열연 어닐링 강판은, 한계 응력 확대 계수 K_IC 가 20 ㎫·m^1/2 이상임으로써, 후육의 플랜지로의 타발 가공을 할 때의 균열을 억제할 수 있다. 한계 응력 확대 계수 K_IC 는, 바람직하게는 25 ㎫·m^1/2 이상, 더욱 바람직하게는 30 ㎫·m^1/2 이상이다. 또한, 후육의 플랜지란, 특별히 한정되지 않지만, 예를 들어 판두께 5.0 ㎜ 이상의 플랜지를 들 수 있다. 상기 플랜지로는, 예를 들어 판두께 5.0 ∼ 15.0 ㎜ 의 플랜지가 바람직하고, 판두께 5.0 ∼ 10.0 ㎜ 의 플랜지가 보다 바람직하다.

다음으로, 본 발명의 페라이트계 스테인리스 열연 어닐링 강판의 제조 방법에 대해 설명한다. 또한, 이하의 설명에 있어서, 특별히 언급하지 않는 한, 온도는, 강 슬래브, 열연 강판 등의 표면 온도계 등으로 측정한 표면 온도로 한다.

본 발명의 페라이트계 스테인리스 열연 어닐링 강판은, 상기 성분 조성을 갖는 강 슬래브를 사용하여, 조압연 및 3 패스 이상의 마무리 압연으로 이루어지는 열간 압연에 있어서, 마무리 압연의 최종 3 패스의 압연을 온도 범위 800 ∼ 1100 ℃, 또한 최종 3 패스의 누적 압하율 25 ％ 이상으로 하여 열연 강판을 얻고, 그 열연 강판에 대해 추가로 800 ∼ 1100 ℃ 에서 열연판 어닐링을 실시함으로써 얻어진다.

먼저, 상기한 성분 조성으로 이루어지는 용강을, 전로, 전기로, 진공 용해로 등의 공지된 방법으로 용제하고, 연속 주조법 혹은 조괴-분괴법에 의해 강 소재 (슬래브) 로 한다.

이 슬래브를, 1100 ∼ 1250 ℃ 에서 1 ∼ 24 시간 가열하거나, 혹은 가열하는 일 없이 주조 후 1100 ∼ 1250 ℃ 의 온도가 된 단계에서, 열간 압연에 제공한다. 본 발명에서는 조압연에 대해서는 특별히 한정해야 할 점은 없지만, 마무리 열간 압연 전에 주조 조직을 효과적으로 파괴해 두었을 경우, 그 후의 마무리 열간 압연에 있어서의 결정립의 미세화에 우위로 작용하기 때문에, 조압연에 있어서의 누적 압하율을 65 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 그 후, 마무리 열간 압연에 의해 소정 판두께까지 압연하지만, 마무리 압연의 최종 3 패스의 압연을 800 ∼ 1100 ℃ 의 온도 범위로 하고, 누적 압하율을 25 ％ 이상으로 하여 실시한다.

마무리 열간 압연의 최종 3 패스의 압연 온도 범위 : 800 ∼ 1100 ℃

마무리 열간 압연의 최종 3 패스의 누적 압하율 : 25 ％ 이상

마무리 압연 전의 조압연에 있어서 조대한 주조 조직은 파괴되어 있지만, 당해 조직에 있어서의 결정립은 현저하게 조대하다. 열연판 어닐링 후에 소정의 한계 응력 확대 계수 K_IC 를 얻기 위해서는, 마무리 열간 압연의 최종 3 패스의 압연의 온도 및 누적 압하율을 적절히 제어함으로써, 압연 중의 과도한 회복을 억제하면서, 특히 판두께 중앙부에 압연 변형을 효과적으로 부여할 필요가 있다.

다음 공정인 열연판 어닐링에 있어서 소정의 금속 조직을 얻기 위해서 충분한 재결정 사이트를 도입하기 위해서는, 마무리 열간 압연의 최종 3 패스의 압연 온도를 800 ∼ 1100 ℃ 의 범위로 하고, 또한 최종 3 패스의 누적 압하율 (= 100 - (최종 판두께/최종 3 패스의 압연 개시 전의 판두께) × 100 [％]) 을 25 ％ 이상으로 하여, 최종 3 패스에 의해 부여되는 압연 변형이 회복에 의해 해소되는 것을 방지하면서, 압연 변형을 판두께 중앙에 효과적으로 부여하는 것이 필요하다.

마무리 열간 압연의 최종 3 패스의 누적 압하율이 25 ％ 미만에서는, 판두께 중앙으로의 압연 변형이 효과적으로 부여되지 않기 때문에, 다음 공정의 열연판 어닐링에서 콜로니가 잔존해 버려, 소정의 한계 응력 확대 계수 K_IC 를 얻을 수 없다. 그 때문에, 최종 3 패스의 누적 압하율을 25 ％ 이상으로 한다. 바람직하게는, 누적 압하율은 30 ％ 이상이다. 더욱 바람직하게는, 누적 압하율은 35 ％ 이상이다. 또한, 누적 압하율의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 누적 압하율을 과도하게 크게 하면 압연 부하가 상승하여 제조성이 저하됨과 함께, 압연 후에 표면 거칠어짐이 발생하는 경우가 있기 때문에, 60 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

마무리 열간 압연의 최종 3 패스의 압연 온도를 800 ℃ 미만으로 했을 경우, 강판 온도의 저하에 수반하여 압연 하중이 현저하게 상승하기 때문에 제조상 바람직하지 않다. 또, 저온에서의 압연에 의해 강판 표면의 거칠어짐이 발생하여 표면 품질이 저하되는 경우가 있다. 한편, 최종 3 패스의 압연 온도가 1100 ℃ 를 초과하면, 압연에 의해 부여한 변형의 회복이 일어나, 다음 공정의 열연판 어닐링 후에 있어서의 재결정 사이트가 부족하기 때문에, 열연판 어닐링 후에 콜로니가 잔존해 버려, 소정의 한계 응력 확대 계수 K_IC 를 얻을 수 없다. 그 때문에, 최종 3 패스의 압연 온도는 800 ∼ 1100 ℃ 의 범위로 한다. 바람직하게는, 최종 3 패스의 압연 온도는 800 ∼ 1050 ℃ 의 범위로 한다. 보다 바람직하게는, 최종 3 패스의 압연 온도는 850 ∼ 1000 ℃ 의 범위로 한다.

또한, 마무리 열간 압연의 최종 3 패스에 있어서의 특정 패스에서 과도한 압연 부하가 가해지는 것을 방지하기 위해, 최종 3 패스 중, 제 1 패스째의 압연 온도 범위를 950 ∼ 1100 ℃, 이 제 1 패스의 다음에 실시되는 제 2 패스째의 압연 온도 범위를 925 ∼ 1075 ℃, 이 제 2 패스째의 다음에 실시되는 제 3 패스째의 압연 온도 범위를 875 ∼ 1050 ℃ 로 하는 것이 바람직하다.

또, 본 발명의 페라이트계 스테인리스 열연 어닐링 강판의 제조 방법에서는, 3 패스 이상으로 이루어지는 마무리 열간 압연의 최종 3 패스에 있어서 온도 범위를 제어한 후에 큰 압하를 가하는 것을 특징으로 하고 있다. 큰 압하를 가하는 압연을 최종 4 패스 이상에 걸쳐 실시하면, 동일한 누적 압하율이어도 압하율이 각 패스에 분산되어 버리기 때문에 판두께 중앙으로의 변형 부여가 불충분해짐과 함께, 각 패스간의 누적 반송 시간이 증가하기 때문에, 각 패스간을 반송하고 있는 동안의 회복이 조장되어, 변형 부여의 효과가 저하된다. 또, 마무리 압연의 압연 온도 및 누적 압하율의 제어를 최종 2 패스 이하로 하면, 2 패스에서 누적 압하율 25 ％ 이상의 대압하를 실시하기 때문에 압연 부하가 현저하게 상승하여 제조성이 저하되는 경우가 있기 때문에 바람직하지 않다. 따라서, 본 발명의 페라이트계 스테인리스 열연 강판의 제조 방법에서는, 마무리 압연의 최종 3 패스의 압연 온도 및 누적 압하율을 제어한다.

또한, 본 발명의 페라이트계 스테인리스 열연 강판의 제조 방법에서는, 마무리 열간 압연의 최종 3 패스의 압연 온도 및 누적 압하율을 제어하는 것이 중요하고, 3 패스 이상의 마무리 압연이면, 어떤 패스의 마무리 압연을 실시해도 되지만, 최대 패스수가 15 패스보다 많아지면, 압연 롤과의 접촉 횟수의 증가에 의한 강판 온도의 저하가 발생하기 쉬워져, 강판 온도를 소정 온도 범위 내로 유지하기 위해서 외부로부터의 가열이 필요하게 되는 등의 제조성의 저하 또는 제조 비용의 증가를 초래하는 경우가 있기 때문에, 최대 패스수는 15 패스 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, 최대 패스수는 10 패스 이하이다.

마무리 열간 압연 후는 강판의 냉각을 실시하고, 이어서 강판의 권취 처리를 실시하여 열연 강대로 한다. 본 발명에 있어서 권취 온도는 특별히 한정되지 않지만, 권취 온도를 450 ℃ 초과 ∼ 500 ℃ 미만으로 했을 경우, 475 ℃ 취화에서 기인한 취화가 생기는 경우가 있다. 그 때문에, 권취 온도는 450 ℃ 이하 혹은 500 ℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

열연판 어닐링 온도 : 800 ∼ 1100 ℃

본 발명에서는 상기 열간 압연 공정 종료 후에 열연판 어닐링을 실시한다. 열연판 어닐링에 있어서, 열간 압연 공정에서 형성시킨 압연 가공 조직을 재결정시킨다. 본 발명에서는 열간 압연 공정에 있어서 효과적으로 압연 변형을 부여하여, 재결정 사이트를 증가시킴으로써 열연판 어닐링에 있어서의 콜로니의 파괴를 촉진시킨다. 이 효과를 얻기 위해서는 열연판 어닐링을 800 ∼ 1100 ℃ 의 범위에서 실시할 필요가 있다. 어닐링 온도가 800 ℃ 미만에서는 재결정이 불충분해져, 소정의 한계 응력 확대 계수 K_IC 를 얻을 수 없다. 한편, 어닐링 온도가 1100 ℃ 를 초과하면, 재결정립은, 그 결정 입경이 최대 300 ㎛ 이상이 될 정도의 현저한 조대화가 생겨, 소정의 한계 응력 확대 계수 K_IC 를 얻을 수 없다. 그 때문에, 열연판 어닐링 온도는 800 ∼ 1100 ℃ 의 범위로 한다. 이러한 열연판 어닐링이 된 열연 강판은, 상기 서술한 성분 조성을 갖고, 20 ㎫·m^1/2 이상의 한계 응력 확대 계수 K_IC 를 갖는다. 바람직하게는, 열연판 어닐링 온도는 800 ∼ 1050 ℃ 의 범위이다. 더욱 바람직하게는, 열연판 어닐링 온도는 850 ∼ 1000 ℃ 의 범위이다. 또한, 열연판 어닐링의 유지 시간 및 수법에 특별히 한정은 없고, 박스 어닐링 (배치 어닐링), 연속 어닐링 중 어느 것으로 실시해도 상관없다.

얻어진 열연 어닐링 강판에는, 필요에 따라 쇼트 블라스트나 산세에 의한 탈스케일 처리를 실시해도 된다. 또한 표면 성상을 향상시키기 위해, 연삭이나 연마 등을 실시해도 된다. 또, 본 발명이 제공하는 열연 어닐링 강판은 그 후, 냉간 압연 및 냉연판 어닐링을 실시해도 된다.

실시예

이하, 본 발명을 실시예에 의해 상세하게 설명한다.

표 1 에 나타내는 화학 조성을 갖는 스테인리스 용강을 용량 150 ton 의 전로와 강교반·진공 산소 탈탄 처리 (SS-VOD) 의 정련으로 용제하고, 연속 주조에 의해 폭 1000 ㎜, 두께 200 ㎜ 의 강 슬래브로 하였다. No.31 이외에는 그 슬래브를 1200 ℃ 에서 1 h 가열 후에, 열간 압연으로서 3 단의 스탠드를 사용한 리버스식의 조압연을 실시하여 약 40 ㎜ 의 강판으로 하고, 이어서 7 패스로 이루어지는 마무리 압연의 최종 3 패스 (5 패스째, 6 패스째, 7 패스째) 를 표 2 에 기재된 조건으로 실시하여 열연 강판으로 하였다. No.31 은 그 슬래브를 1300 ℃ 에서 1 h 가열한 후에 열간 압연에 제공하였다. 얻어진 열연 강판에 대해 동일하게 표 2 에 기재된 조건으로 박스 어닐링에 의한 열연판 어닐링을 실시하여, 열연 어닐링판을 얻었다.

얻어진 열연 어닐링 강판에 대해, 이하의 평가를 실시하였다.

(1) 한계 응력 확대 계수 K_IC 의 평가

판폭 중앙부로부터, ASTM E399 에 준거한 CT 시험편을, 피로 예균열이 압연 직각 방향, 응력축이 압연 평행 방향이 되도록 채취하였다. 그 시험편에 대해, ASTM E399 에 준거하여 한계 응력 확대 계수 K_IC 를 구하였다. 한계 응력 확대 계수 K_IC 가 20 ㎫·m^1/2 이상을 합격, 20 ㎫·m^1/2 미만을 불합격으로 하였다.

(2) 내식성의 평가

열연 어닐링 강판으로부터, 60 × 100 ㎜ 의 시험편을 채취하고, 평가하는 표면을 #600 에머리 페이퍼에 의해 연마 마무리한 후에 단면부를 시일한 시험편을 제조하고, JIS H 8502 에 규정된 염수 분무 사이클 시험에 제공하였다. 염수 분무 사이클 시험은, 염수 분무 (5 질량％ NaCl, 35 ℃, 분무 2 hr) → 건조 (60 ℃, 4 hr, 상대습도 40 ％) → 습윤 (50 ℃, 2 hr, 상대습도 ≥ 95 ％) 을 1 사이클로 하여, 5 사이클 실시하였다. 염수 분무 사이클 시험을 5 사이클 실시 후의 시험편의 평가면을 사진 촬영하고, 화상 해석에 의해 시험편의 평가면의 발청 면적을 측정하고, 시험편 전체 면적과의 비율로부터 발청률 ((시험편 중의 발청 면적/시험편 전체 면적) × 100 [％]) 을 산출하였다. 발청률 10 ％ 이하를 특히 우수한 내식성으로 합격 (◎), 10 ％ 초과 25 ％ 이하를 합격 (○), 25 ％ 초과를 불합격 (×) 으로 하였다.

시험 결과를 열간 압연 및 열연판 어닐링 조건과 아울러 표 2 에 나타낸다.

강 성분, 열간 압연 조건 및 열연판 어닐링 조건이 본 발명의 범위를 만족시키는 No.1 ∼ 26 은, 소정의 열간 압연 및 열연판 어닐링에 의해 콜로니가 효과적으로 파괴된 결과, 소정의 한계 응력 확대 계수 K_IC 가 얻어져 있었다. 또한 얻어진 열연 어닐링판의 내식성을 평가한 결과, 모두 발청률은 25 ％ 이고 충분한 내식성도 가지고 있는 것이 확인되었다.

특히, Mo 를 함유시킨 강 E, F, G, J 를 사용한 No.5 ∼ 7 과 No.10, 및 Cu 를 함유시킨 강 H 와 I 를 사용한 No.8 및 9 에서는 발청률이 10 ％ 이하 (◎) 로 한층 우수한 내식성이 얻어졌다.

최종 3 패스의 압연 온도가 본 발명의 범위를 상회하는 No.27 에서는, 소정의 누적 압하율로 압연했지만, 압연 온도가 과도하게 고온이었기 때문에 가공 변형의 회복이 일어나 재결정 사이트가 불충분해졌기 때문에 열연판 어닐링 후에도 콜로니가 잔존하여, 소정의 한계 응력 확대 계수 K_IC 가 얻어지지 않았다.

최종 3 패스의 누적 압하율이 본 발명의 범위를 하회하는 No.28 에서는, 판두께 중앙부로의 압연 가공 변형의 도입이 불충분했기 때문에, 열연판 어닐링 후에도 판두께 중앙부에 콜로니가 잔존한 결과, 소정의 한계 응력 확대 계수 K_IC 가 얻어지지 않았다.

열연판 어닐링 온도가 본 발명의 범위를 상회하는 No.29 에서는, 생성한 재결정립의 현저한 조대화가 생긴 결과, 소정의 한계 응력 확대 계수 K_IC 가 얻어지지 않았다.

열연판 어닐링 온도가 본 발명의 범위를 하회하는 No.30 에서는, 재결정이 불충분했기 때문에 콜로니가 파괴되지 않고 잔존한 결과, 소정의 한계 응력 확대 계수 K_IC 가 얻어지지 않았다.

No.31 은 슬래브를 1300 ℃ 에서 1 h 가열한 후에 열간 압연에 제공하고, 마무리 열간 압연의 최종 3 패스의 압연 온도 범위를 모두 1100 ℃ 초과로 한 예이다. No.31 에서는, 최종 3 패스의 압연 실시 중에 과도한 가공 변형의 회복이 일어나 재결정 사이트가 불충분해졌기 때문에 열연판 어닐링 후에도 콜로니가 잔존하여, 소정의 한계 응력 확대 계수 K_IC 가 얻어지지 않았다.

최종 3 패스의 압연 온도 범위가 3 패스 모두 본 발명의 범위를 하회하는 No.32 에서는, 압연 하중이 현저하게 상승하여, 최종 3 패스째의 압연 실시시에 하중이 장치 허용 범위를 초과했기 때문에 압연을 완료할 수 없어, 소정의 평가를 실시할 수 없었다.

Ti 함유량이 본 발명의 범위를 상회하는 강 V 를 사용한 No.33 에서는, 과잉인 Ti 함유에 의해 재결정 온도가 상승하여, 소정의 열연판 어닐링을 실시해도 충분한 재결정이 생기지 않아 콜로니가 잔존한 결과, 소정의 한계 응력 확대 계수 K_IC 가 얻어지지 않았다. 한편, Ti 함유량이 본 발명의 범위를 하회하는 강 W 를 사용한 No.34 에서는, 열연판 어닐링시에 Cr 탄질화물이 다량으로 석출된 것에 의한 예민화가 발생하여, 소정의 내식성을 얻을 수 없었다. 또, Ti 함유량이 본 발명의 범위를 하회하고, 또한 Nb 함유량이 본 발명의 범위를 상회하는 강 Z 를 사용한 No.35 에서는, Nb 함유량이 과잉이었기 때문에, 열연판 어닐링에 있어서 충분한 재결정 조직을 얻기 위해서 과도한 고온 어닐링이 필요한 결과, 열연판 어닐링에 의해 생성한 재결정립의 현저한 조대화에서 기인한 현저한 인성 저하가 발생했기 때문에 소정의 한계 응력 확대 계수 K_IC 가 얻어지지 않았다. 또한 Ti 함유량이 불충분했기 때문에, 열연판 어닐링시에 Cr 탄질화물이 다량으로 석출된 것에 의한 예민화가 발생하여, 소정의 내식성을 얻을 수도 없었다.

산업상 이용가능성

본 발명에서 얻어지는 페라이트계 스테인리스 열연 어닐링 강판은, 높은 가공성과 내식성이 요구되는 용도, 예를 들어 버링 가공부를 갖는 플랜지 등으로의 적용에 특히 바람직하다.

Claims

질량％ 로,
C : 0.001 ∼ 0.020 ％,
Si : 0.05 ∼ 1.00 ％,
Mn : 0.05 ∼ 1.00 ％,
P : 0.04 ％ 이하,
S : 0.01 ％ 이하,
Al : 0.001 ∼ 0.100 ％,
Cr : 10.0 ∼ 24.0 ％,
Ni : 0.01 ∼ 0.60 ％,
Ti : 0.10 ∼ 0.40 ％,
N : 0.001 ∼ 0.020 ％ 를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고,
한계 응력 확대 계수 K_IC 가 20 ㎫·m^1/2 이상이고,
두께가 5.0 ㎜ 이상인 것을 특징으로 하는 페라이트계 스테인리스 열연 어닐링 강판.
제 1 항에 있어서,
성분 조성으로서, 질량％ 로, 추가로
Cu : 0.01 ∼ 1.00 ％,
Mo : 0.01 ∼ 2.00 ％,
W : 0.01 ∼ 0.20 ％,
Co : 0.01 ∼ 0.20 ％ 중에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 페라이트계 스테인리스 열연 어닐링 강판.
제 1 항에 있어서,
성분 조성으로서, 질량％ 로, 추가로
V : 0.01 ∼ 0.20 ％,
Nb : 0.01 ∼ 0.10 ％,
Zr : 0.01 ∼ 0.20 ％,
REM : 0.001 ∼ 0.100 ％,
B : 0.0002 ∼ 0.0025 ％,
Mg : 0.0005 ∼ 0.0030 ％,
Ca : 0.0003 ∼ 0.0030 ％ 중에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 페라이트계 스테인리스 열연 어닐링 강판.
제 2 항에 있어서,
성분 조성으로서, 질량％ 로, 추가로
V : 0.01 ∼ 0.20 ％,
Nb : 0.01 ∼ 0.10 ％,
Zr : 0.01 ∼ 0.20 ％,
REM : 0.001 ∼ 0.100 ％,
B : 0.0002 ∼ 0.0025 ％,
Mg : 0.0005 ∼ 0.0030 ％,
Ca : 0.0003 ∼ 0.0030 ％ 중에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 페라이트계 스테인리스 열연 어닐링 강판.
제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 기재된 페라이트계 스테인리스 열연 어닐링 강판의 제조 방법으로서,
3 패스 이상의 마무리 압연을 실시하는 열간 압연 공정에서, 마무리 압연의 최종 3 패스를 온도 범위 800 ∼ 1100 ℃, 또한 상기 최종 3 패스의 누적 압하율을 25 ％ 이상으로 하여 열연 강판을 얻고,
그 열연 강판에 대해 추가로 800 ∼ 1100 ℃ 에서 열연판 어닐링을 실시하는 것을 특징으로 하는 페라이트계 스테인리스 열연 어닐링 강판의 제조 방법.