KR102409900B1

KR102409900B1 - 페라이트계 스테인리스 열연 어닐링 강판 및 그의 제조 방법

Info

Publication number: KR102409900B1
Application number: KR1020207003378A
Authority: KR
Inventors: 히데타카 가와베; 미츠유키 후지사와; 히로시 시미즈; 토모히코 우치노
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2017-09-29
Filing date: 2018-09-21
Publication date: 2022-06-15
Also published as: US11174540B2; CN111032898B; TW201920711A; JPWO2019065508A1; EP3623489A1; KR20200026952A; MX2020001521A; WO2019065508A1; US20200377980A1; TWI658153B; CN111032898A; EP3623489A4; JP6518961B1

Abstract

굽힘 가공 후의 표면 성상이 우수한 페라이트계 스테인리스 열연 어닐링 강판을 제공한다.
질량％로, C: 0.001∼0.025％, Si: 0.05∼0.70％, Mn: 0.05∼0.50％, P: 0.050％ 이하, S: 0.01％ 이하, Cr: 10.0∼18.0％, Ni: 0.01∼1.00％, Al: 0.001∼0.10％, N: 0.001∼0.025％, Ti: 0.01∼0.40％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 측정 방법 1로 측정한 평균 결정 입경의 최댓값과 최솟값의 차가 50㎛ 이하이고, 측정 방법 2로 측정한 결정립의 전신도(elongation rate)의 최댓값과 최솟값의 차가 5.0 이하이고, 판두께가 5.0㎜ 이상인 페라이트계 스테인리스 열연 어닐링 강판으로 한다.

Description

페라이트계 스테인리스 열연 어닐링 강판 및 그의 제조 방법

본 발명은, 페라이트계 스테인리스 열연 어닐링 강판에 관한 것이다. 특히, 본 발명은, 굽힘 가공 후의 표면 성상이 우수한 페라이트계 스테인리스 열연 어닐링 강판에 관한 것이다.

페라이트계 스테인리스강은, 고가의 Ni를 많이 포함하는 오스테나이트계 스테인리스강보다 염가인 점에서, 많은 용도로 사용되고 있다. 예를 들면 자동차 부품의 브래킷 등에 스테인리스 강판이 적용되어 있다. 브래킷재에는 여러 가지 부품이 볼트 및 용접 등으로 부착되고, 강성 확보의 관점에서 판두께가 두꺼운 스테인리스강이 적용되고, 프레스 가공에 의해 소정의 형상의 부재로 성형되어 사용되는 경우가 있다. 그러나, 프레스 가공 후의 부재의 표면에, 줄무늬 형상 모양, 주름, 표면 거칠어짐, 등이 발생하는 일이 있다는 외관상의 문제가 있다. 지금까지도 후물(thick material) 스테인리스 강판에 관하여, 재질, 굽힘 가공성 및, 표면 성상 등에 대해서 여러 가지의 검토가 이루어지고 있다.

후물에 관한 기술로서, 예를 들면 특허문헌 1에서는, 굽힘 가공이 아니라, 전단, 펀칭 가공되는 판두께 5㎜ 이상의 플랜지용 후수(thick) 페라이트계 스테인리스 강판의 결정 방위를 제어하여, 저온 인성을 향상시키는 기술이 개시되어 있다. 가공 후의 표면 성상에 관한 기술로서, 예를 들면 특허문헌 2에서는, 강 성분, 석출물, 결정 입경을 제어한 냉연 어닐링판에 대해서, 원통 딥 드로잉 가공(cylindrical deep drawing) 후의 가공 표면 거칠어짐을 저감하는 기술이 개시되어 있다. 또한 특허문헌 3에서는, 열간 압연 시의 오스테나이트량을 최적화함으로써 냉연 어닐링판에 대해서, 균일하게 재료가 변형하는 인장 가공에 의한 20％의 변형 부여 후에 우수한 리징성(ridging resistance)을 확보하는 제조 방법이 개시되어 있다. 특허문헌 4에서는, 페라이트상과 마르텐사이트상의 2상 내지 마르텐사이트 단상의 고강도 고인성 스테인리스 강판의 굽힘 가공성에 관한 기술로서, MnS계 개재물 입자의 형태 제어에 의해 굽힘 정점(頂点)에서의 균열 발생을 억제하여, 굽힘성을 향상하는 기술이 개시되어 있다. 굽힘 가공 후의 주름 깊이에 관한 기술로서, 특허문헌 5에서는, 열간 압연 온도 800℃ 이하, 후단 3패스의 마찰 계수를 0.2 이하, 후단 3패스의 누적 압하율을 50％ 이상의, 즉 저온, 저마찰 계수, 후단 강압하에서 열간 압연하여 얻어지는 금속 조직이 미재결정의 가공 변형이 축적된 압연 가공 조직 열연 강판(열연판 어닐링 공정 없음)에 대해서 판두께 표층부의 경도와 판두께 중심부의 경도의 경도의 비를 제어함으로써, 곡률 반경 2㎜로 하는 90° 굽힘 후, 굽힘 외측에 발생하는 주름 깊이를 적게 하는 기술이 개시되어 있다.

일본특허 제5908936호 공보 일본특허 제5307170호 공보 일본특허 제3241114호 공보 일본특허 제3510787호 공보 일본공개특허공보 2001-181798호

종래의 브래킷 등의 후물 용도의 페라이트계 스테인리스 강판에서는, 프레스 가공 후에 있어서, 양호한 표면 성상이 얻어지지 않는 경우가 있다. 전술한 바와 같은 용도에 있어서는, 종래의 특허문헌 1에 개시된 기술로 대처하는 것은 어렵고, 굽힘 가공 후에 우수한 표면 성상을 확보할 수 없는 것이 염려된다. 특허문헌 2에 개시된 기술, 특허문헌 3 또는 특허문헌 4에 개시된 기술로도 대처하는 것은 어렵고, 굽힘 가공 후의 표면 성상의 개선을 검토하고 있지 않다. 특허문헌 5에 개시된 기술로도, 판두께의 영향이 큰 굽힘 가공 시, 재결정 조직인 후물의 열연 어닐링판의 굽힘 가공 후의 표면 성상 향상에 관한 인식을 얻을 수 없다.

본 발명은, 굽힘 가공 후의 표면 성상이 우수한 페라이트계 스테인리스 열연 어닐링 강판 및 그의 제조 방법을 제공하고자 하는 것이다.

본 발명자들은, 상기 과제를 해결하기 위해, 후물 용도의 페라이트계 스테인리스 열연 어닐링 강판의 굽힘 가공 후의 표면 성상에 관하여, 성분 및 제조 과정에 있어서의 조직, 판 표면(압연면)의 상세한 검토를 행했다. 그 결과, 예를 들면 5.0㎜ 이상의 후물의 페라이트계 스테인리스 강판의 열연 어닐링판의 굽힘 가공 후의 표면 성상 향상에 대해서는, 성분 및 제조 방법을 한정하여, 판두께 방향의 복수의 관찰 위치에서 평균 결정 입경을 측정했을 때의 평균 결정 입경의 최댓값과 최솟값의 차를 저감하고, 또한 판두께 방향의 결정립의 전신도(elongation rate)(＝결정립의 압연 방향 길이/결정립의 판두께 방향 두께)의 최댓값과 최솟값의 차를 저감하고, 균일한 조직으로 하는 것이 매우 유효한 것을 인식했다.

본 발명자들은 추가로 검토를 거듭하여, 본 발명을 완성했다. 본 발명의 요지는 다음과 같다.

[1] 질량％로, C: 0.001∼0.025％, Si: 0.05∼0.70％, Mn: 0.05∼0.50％, P: 0.050％ 이하, S: 0.01％ 이하, Cr: 10.0∼18.0％, Ni: 0.01∼1.00％, Al: 0.001∼0.10％, N: 0.001∼0.025％, Ti: 0.01∼0.40％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고, 하기 측정 방법 1로 측정한 평균 결정 입경의 최댓값과 최솟값의 차가 50㎛ 이하이고, 하기 측정 방법 2로 측정한 결정립의 전신도의 최댓값과 최솟값의 차가 5.0 이하인 페라이트계 스테인리스 열연 어닐링 강판.

(측정 방법 1)

표면 포함하는 표층, 판두께 1/8면의 위치, 판두께 2/8면의 위치, 판두께 3/8면의 위치, 판두께 4/8면의 위치, 판두께 5/8면의 위치, 판두께 6/8면의 위치, 판두께 7/8면의 위치, 이면 포함하는 표층의 9개소의 관찰 위치에서, 압연 방향을 따른 판두께 단면을 관찰면으로 하고, 관찰 범위를 압연 방향 1800㎛×판두께 방향 1000㎛로 한다.

그리고, 상기 각 관찰 위치에 있어서, 관찰 범위의 면적/관찰 범위에 포함되는 결정립의 개수의 평방근((1800×1000/관찰 범위에 포함되는 결정립의 개수)^1/2)을 산출하여, 이를 상기 각 관찰 위치에 있어서의 평균 결정 입경으로 하여, 그의 최댓값과 최솟값의 차를 구한다.

(측정 방법 2)

그리고, 상기 각 관찰 위치에 있어서, 결정립의 압연 방향 길이/결정립의 판두께 방향 두께를 산출하여, 이를 상기 각 관찰 위치에 있어서의 전신도로 하여, 그의 최댓값과 최솟값의 차를 구한다.

여기에서, 상기 결정립의 압연 방향 길이는, 1800㎛/압연 방향의 평균 입계의 수이고, 상기 압연 방향의 평균 입계의 수는, 상기 관찰 위치마다 관찰 범위 내에서 압연 방향으로 1800㎛의 길이의 선을 5개 긋고, 상기 각 선을 가로지르는 입계의 수의 평균으로 한다. 상기 결정립의 판두께 방향 두께는, 1000㎛/판두께 방향의 평균 입계의 수이고, 상기 판두께 방향의 평균 입계의 수는, 상기 관찰 위치마다 관찰 범위 내에서 판두께 방향으로 1000㎛의 길이의 선을 5개 긋고, 상기 각 선을 가로지르는 입계의 수의 평균으로 한다.

[2] 상기 성분 조성에 더하여, 추가로, 질량％로, Cu: 0.01∼1.00％, Mo: 0.01∼1.00％, Co: 0.01∼0.50％의 1종 또는 2종 이상을 함유하는, [1]에 기재된 페라이트계 스테인리스 열연 어닐링 강판.

[3] 상기 성분 조성에 더하여, 추가로, 질량％로, V: 0.01∼0.10％, Zr: 0.01∼0.10％, Nb: 0.01∼0.10％, B: 0.0003∼0.0030％, Mg: 0.0005∼0.0030％, Ca: 0.0003∼0.0030％, Y: 0.01∼0.20％, REM(희토류 금속): 0.01∼0.10％, Sn: 0.001∼0.500％ 및 Sb: 0.001∼0.500％ 중으로부터 선택한 1종 또는 2종 이상을 함유하는, [1] 또는 [2]에 기재된 페라이트계 스테인리스 열연 어닐링 강판.

[4] [1] 내지 [3] 중 어느 하나에 기재된 페라이트계 스테인리스 열연 어닐링 강판의 제조 방법으로서, 압연 종료 온도 800∼950℃에서 열간 압연을 행하여 열연 강판을 얻는 열간 압연 공정과, 당해 열간 압연 공정 후의 열연 강판에 대하여, 승온 속도 5∼100℃/시간 으로 200℃에서 700∼900℃의 온도 범위의 열연판 어닐링 온도까지 가열하고, 또한, 700∼900℃의 온도 범위로 1∼50시간 체류하는 열연판 어닐링을 행하는, 페라이트계 스테인리스 열연 어닐링 강판의 제조 방법.

본 발명의 페라이트계 스테인리스 열연 어닐링 강판은, 굽힘 가공 후의 표면 성상이 우수하다.

(발명을 실시하기 위한 형태)

이하, 본 발명의 실시 형태에 대해서 설명한다. 또한, 본 발명은 이하의 실시 형태에 한정되지 않는다.

우선, 본 발명에 있어서 페라이트계 스테인리스 열연 어닐링 강판의 성분 조성을 상기한 범위에 한정한 이유에 대해서 설명한다. 성분 조성에 관한 「％」 표시는, 특별히 언급하지 않는 한 「질량％」를 의미하는 것으로 한다.

C: 0.001∼0.025％

C를 과잉으로 함유하면, C는, 탄화물로서 불균일한 사이즈로 강 중에 불균일하게 국재하여 석출되고, 정립인 재결정 입성장을 저해하여 전신 입조직이 되는 요인이 되어, 굽힘 가공 후의 표면 성상을 저하시킨다. C 함유량은 낮을수록 바람직하고, 본 발명에서는, C 함유량을 0.025％ 이하로 한다. C 함유량은, 바람직하게는 0.010％ 이하이다. 한편, 과도한 C 함유량 저감은 제강 비용이 증가하기 때문에, C 함유량의 하한을 0.001％로 한다. C 함유량은, 바람직하게는 0.005％ 이상이다.

Si: 0.05∼0.70％

Si는 강의 탈산에 기여하지만, Si 함유량이 0.05％ 미만에서는 그 효과는 얻어지지 않는다. 따라서, Si 함유량은 0.05％ 이상으로 한다. Si 함유량은, 바람직하게는 0.15％ 이상이고, 보다 바람직하게는 0.20％ 이상이다. 한편, Si 함유량이 0.70％를 초과하면 강이 경질화하여, 굽힘성에 악영향을 미친다. 따라서 Si 함유량은 0.70％ 이하로 한다. Si 함유량은, 바람직하게는 0.60％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.40％ 이하이다.

Mn: 0.05∼0.50％

Mn은, 조직 미세화에 기여하고, 균일한 조직을 얻는 효과를 갖지만, Mn 함유량이 0.05％ 미만에서는 그 효과는 얻어지지 않는다. 따라서, Mn 함유량은 0.05％ 이상으로 한다. Mn 함유량은, 바람직하게는 0.15％ 이상이고, 보다 바람직하게는 0.25％ 이상이다. 그러나, Mn을 과잉으로 함유하면 MnS가 다량으로 형성되어, 내식성에 악영향이 있기 때문에, Mn 함유량은 0.50％ 이하로 한다. Mn 함유량은, 바람직하게는 0.45％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.40％ 이하이다.

P: 0.050％ 이하

P 함유량이 0.050％를 초과하면, 입계에 P가 편석하거나, FeTiP 등으로 하여 불균일한 사이즈로 강 중에 불균일하게 국재하여 석출된다. 그 결과, P는, 함유량이 과잉이 되면, 정립인 재결정 입성장을 저해하여 전신 입조직이 되는 요인이 되어, 굽힘 가공 후의 표면 성상을 저하시킨다. 이 때문에, P 함유량은 낮을수록 바람직하다. 추가로, P 함유량이 과잉이 되면 내식성에도 악영향을 미치기 때문에, P 함유량은 0.050％ 이하로 한다. P 함유량은, 바람직하게는 0.040％ 이하이다. P 함유량은 낮을수록 바람직하고, 하한은 특별히 규정하지 않지만, 과도한 P 함유량 저감은 제강 비용이 증가하기 때문에, P 함유량의 하한을 0.01％로 하는 것이 바람직하다.

S: 0.01％ 이하

S는, MnS 개재물을 형성하여, 내식성에 악영향을 미치기 때문에, S의 함유량은 적을수록 바람직하다. 그래서, 본 발명에서는, S 함유량을 0.01％ 이하로 한다. S 함유량은, 바람직하게는 0.005％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.004％ 이하이다. S 함유량은 낮을수록 바람직하고, 하한은 특별히 규정하지 않지만, 과도한 S 함유량 저감은 제강 비용이 증가하기 때문에, S 함유량의 하한을 0.0003％로 하는 것이 바람직하다.

Cr: 10.0∼18.0％

Cr은, 내식성을 향상시키는 원소로서, 페라이트계 스테인리스 강판에서는 불가결의 원소이다. 이러한 효과는 Cr 함유량 10.0％ 이상에서 얻어지기 때문에, Cr 함유량은 10.0％ 이상으로 한다. Cr 함유량은, 바람직하게는 10.5％ 이상이다. 한편, Cr 함유량이 18.0％를 초과하면, 신장이 현저하게 저하한다. 따라서, Cr 함유량은 18.0％ 이하로 한다. Cr 함유량은, 15.0％ 이하가 바람직하고, 보다 바람직하게는 13.0％ 이하이다.

Ni: 0.01∼1.00％

Ni는, 내식성 및 인성의 향상에 유용한 원소이다. 이 효과는, Ni 함유량을 0.01％ 이상으로 함으로써 얻어진다. 한편으로, Ni 함유량이 1.00％를 초과하면, 굽힘성에 악영향을 미친다. 따라서, Ni 함유량은 1.00％ 이하로 한다. Ni 함유량은, 바람직하게는 0.05％ 이상이고, 보다 바람직하게는 0.10％ 이상이다. 또한, Ni 함유량은, 바람직하게는 0.60％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.40％ 이하이다.

Al: 0.001∼0.10％

Al은, 탈산제로서 유용한 원소이다. 이 효과는, Al 함유량을 0.001％ 이상으로 함으로써 얻어진다. 그러나, Al 함유량이 0.10％를 초과하면, Al은, AlN 등 Al계 개재물로서 페라이트입계에 불균일한 사이즈로 강 중에 불균일하게 국재하여 석출된다. 그 결과, Al은, 함유량이 과잉인 경우, 정립인 재결정 입성장을 저해하여 전신 입조직이 되는 요인이 되어, 굽힘 가공 후의 표면 성상을 저하시킨다. 그래서, Al 함유량의 상한을 0.10％로 한다. Al 함유량은, 바람직하게는 0.060％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.040％ 이하이다.

N: 0.001∼0.025％

N은 Cr 질화물을 형성하여 내식성의 저하의 원인이 되기 때문에, N 함유량은 낮을수록 바람직하다. 그래서, 본 발명에서는, N 함유량을 0.025％ 이하로 한다. N 함유량은, 바람직하게는 0.010％ 이하이다. 한편, N 함유량의 과도한 저감은 제강 비용이 증가하기 때문에, N 함유량의 하한을 0.001％로 했다. N 함유량은, 바람직하게는 0.003％ 이상이다.

Ti: 0.01∼0.40％

Ti는, 탄질화물 형성 원소로서, C, N을 고정하여, 예민화에 기인하는 내식성의 저하를 억제한다. 상기 효과는 Ti를 0.01％ 이상 함유하면 발휘된다. 따라서, Ti 함유량은 0.01％ 이상으로 한다. 한편, Ti 함유량이 0.40％를 초과하면, Ti는, 탄화물로서 불균일한 사이즈로 강 중에 불균일하게 국재하여 석출되고, 정립인 재결정 입성장을 저해하여 전신 입조직이 되는 요인이 되어, 굽힘 가공 후의 표면 성상을 저하시키기 때문에, Ti 함유량의 상한을 0.40％로 한다. Ti 함유량은, 바람직하게는 0.30％ 이하이다.

C, P, Al 및 Ti는 석출물로서 강 중에 존재하고, 각각 과잉으로 함유하면, 판두께 방향의 결정립의 전신도의 불균일에 영향을 미친다. 전신도의 불균일을 발생시키는 이유는 이하와 같다고 고려된다. 판두께 중심부보다 판두께 표층부의 쪽이, 열연 가열 시, 열연판 어닐링 시에 고온에 노출되는 시간이 길고, 판두께 표층부에서는 석출물이 재용해하여, 강판 온도의 저하에 수반하여 재석출되는 석출물이 판두께 중심부보다 많다. 재석출된 석출물은 미세 균일하게 존재하기 때문에, 재결정립은 정립이 되기 쉽다. 한편, 판두께 중심부에서는, 판두께 표층부보다 가열 승온 속도는 느리기 때문에 저온의 시간이 길고, 석출물의 재용해가 적어, 미고용의 석출물이 조대하게 불균일하게 국소적으로 존재하기 때문에, 재결정립은 정립이 되기 어렵다. 따라서 표층에서는, 비교적, 전신도가 작아지지만, 판두께 중심부에서는 정립 조직을 얻는 것이 곤란해져, 전신도가 커지고, 결과적으로 판두께 방향의 결정립의 전신도의 최댓값과 최솟값의 차가 5.0보다 커져, 굽힘 가공 후의 표면 성상을 저하시킨다.

이상이 본 발명의 기본 성분의 조성으로, 상기 기본 성분 이외의 잔부는, Fe 및 불가피적 불순물로 할 수 있다. 본 발명에서는 추가로, 임의 성분으로서, 질량％로, Cu: 0.01∼1.00％, Mo: 0.01∼1.00％, Co: 0.01∼0.50％의 1종 또는 2종 이상을 함유해도 좋다.

Cu: 0.01∼1.00％

Cu는 내식성을 향상시키는 효과가 있다. 한편, 과잉으로 Cu를 함유하면, 강을 경질화하여 굽힘성에 악영향을 미친다. 그 때문에, Cu를 함유하는 경우는, Cu 함유량을 0.01∼1.00％로 한다. Cu를 함유하는 경우, Cu 함유량은, 바람직하게는 0.10％ 이상이고, 보다 바람직하게는 0.20％ 이상이다. 또한, Cu를 함유하는 경우, Cu 함유량은, 바람직하게는 0.80％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.50％ 이하이다.

Mo: 0.01∼1.00％

Mo는 내식성을 향상시키는 효과가 있다. 한편, 과잉으로 Mo를 함유하면, 강을 경질화하여 굽힘성에 악영향을 미친다. 그 때문에, Mo를 함유하는 경우는, Mo 함유량을 0.01∼1.00％로 한다. Mo를 함유하는 경우, Mo 함유량은, 바람직하게는 0.10％ 이상이고, 보다 바람직하게는 0.20％ 이상이다. 또한, Mo를 함유하는 경우, Mo 함유량은, 바람직하게는 0.80％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.50％ 이하이다.

Co: 0.01∼0.50％

Co는 내극간 부식성을 향상시키는 효과가 있다. 한편, 과잉으로 Co를 함유하면, 강을 경질화하여 굽힘성에 악영향을 미친다. 그 때문에, Co를 함유하는 경우는, Co 함유량을 0.01∼0.50％로 한다. Co를 함유하는 경우, Co 함유량은, 바람직하게는 0.05％ 이상이다. 또한, Co를 함유하는 경우, Co 함유량은, 바람직하게는 0.30％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.10％ 이하이다.

추가로, 질량％로, V: 0.01∼0.10％, Zr: 0.01∼0.10％, Nb: 0.01∼0.10％, B: 0.0003∼0.0030％, Mg: 0.0005∼0.0030％, Ca: 0.0003∼0.0030％, Y: 0.01∼0.20％ 및 REM(희토류 금속): 0.01∼0.10％, Sn: 0.001∼0.500％ 및 Sb: 0.001∼0.500％ 중으로부터 선택한 1종 또는 2종 이상을 임의 성분으로서 함유할 수 있다.

V: 0.01∼0.10％

V는, C 및 N과의 친화력이 높은 원소로서, 열간 압연 시에 탄화물 혹은 질화물로서 석출되고, 모상(parent phase) 중의 고용 C 및 고용 N을 저감시켜, 가공성을 향상시키는 효과가 있다. 한편, 과잉으로 V를 함유하면, 강을 경질화하여, 굽힘성에 악영향을 미친다. 그 때문에, V를 함유하는 경우는, V 함유량을 0.01∼0.10％로 한다. V를 함유하는 경우, V 함유량은, 바람직하게는 0.02％ 이상이다. 또한, V를 함유하는 경우, V 함유량은, 바람직하게는 0.05％ 이하이다.

Zr: 0.01∼0.10％

Zr은, C 및 N과의 친화력이 높은 원소로서, 열간 압연 시에 탄화물 혹은 질화물로서 석출되고, 모상 중의 고용 C 및 고용 N을 저감시켜, 가공성을 향상시키는 효과가 있다. 한편, 과잉으로 Zr을 함유하면, 강을 경질화하여, 굽힘성에 악영향을 미친다. 그 때문에, Zr을 함유하는 경우는, Zr 함유량을 0.01∼0.10％로 한다. Zr을 함유하는 경우, Zr 함유량은, 바람직하게는 0.02％ 이상이다. 또한, Zr을 함유하는 경우, Zr 함유량은, 바람직하게는 0.05％ 이하이다.

Nb: 0.01∼0.10％

Nb는, C 및 N과의 친화력이 높은 원소로서, 열간 압연 시에 탄화물 혹은 질화물로서 석출되고, 모상 중의 고용 C 및 고용 N을 저감시켜, 가공성을 향상시키는 효과가 있다. 한편, 과잉으로 Nb를 함유하면, 강을 경질화하여, 굽힘성에 악영향을 미친다. 그 때문에, Nb를 함유하는 경우는, Nb 함유량을 0.01∼0.10％로 한다. Nb를 함유하는 경우, Nb 함유량은, 바람직하게는 0.02％ 이상이다. 또한, Nb를 함유하는 경우, Nb 함유량은, 바람직하게는 0.05％ 이하이다.

B: 0.0003∼0.0030％

B는, 저온 2차 가공 취화(work embrittlement)를 방지하는 데에 유효한 원소이다. 한편, 과잉으로 B를 함유하면 열간 가공성이 저하한다. 그 때문에, B를 함유하는 경우는, B 함유량을 0.0003∼0.0030％로 한다. B를 함유하는 경우, B 함유량은, 바람직하게는 0.0005％ 이상이다. 또한, B를 함유하는 경우, B 함유량은, 바람직하게는 0.0020％ 이하이다.

Mg: 0.0005∼0.0030％

Mg는, 용강 중에서 Al과 함께 Mg 산화물을 형성하여 탈산제로서 작용한다. 한편, 과잉으로 Mg를 함유하면 강의 인성이 저하하여 제조성이 저하한다. 그 때문에, Mg를 함유하는 경우는, Mg 함유량을 0.0005∼0.0030％로 한다. Mg를 함유하는 경우, Mg 함유량은, 바람직하게는 0.0010％ 이상이다. 또한, Mg를 함유하는 경우, Mg 함유량은, 바람직하게는 0.0020％ 이하이다.

Ca: 0.0003∼0.0030％

Ca는, 열간 가공성을 향상시키는 원소이다. 한편, 과잉으로 Ca를 함유하면 강의 인성이 저하하여 제조성이 저하함과 함께, 추가로, CaS의 석출에 의해 내식성이 저하한다. 그 때문에, Ca를 함유하는 경우는, Ca 함유량을 0.0003∼0.0030％로 한다. Ca를 함유하는 경우, Ca 함유량은, 바람직하게는 0.0005％ 이상이다. 또한, Ca를 함유하는 경우, Ca 함유량은, 바람직하게는 0.0020％ 이하이다.

Y: 0.01∼0.20％

Y는, 용강의 점도 감소를 감소시켜, 청정도를 향상시키는 원소이다. 한편, 과잉으로 Y를 함유하면 그 효과는 포화하여, 추가로, 가공성이 저하한다. 그 때문에, Y를 함유하는 경우는, Y 함유량을 0.01∼0.20％로 한다. Y를 함유하는 경우, Y 함유량은, 바람직하게는 0.03％ 이상이다. 또한, Y를 함유하는 경우, Y 함유량은, 바람직하게는 0.10％ 이하이다.

REM(희토류 금속): 0.01∼0.10％

REM(희토류 금속: La, Ce, Nd 등의 원자 번호 57∼71의 원소)은, 내고온 산화성을 향상시키는 원소이다. 한편, 과잉으로 REM을 함유하면 그 효과는 포화하여, 추가로, 열간 압연 시에 표면 결함이 발생하고, 제조성이 저하한다. 그 때문에, REM을 함유하는 경우는, REM 함유량을 0.01∼0.10％로 한다. REM을 함유하는 경우, REM 함유량은, 바람직하게는 0.03％ 이상이다. 또한, REM을 함유하는 경우, REM 함유량은, 바람직하게는 0.05％ 이하이다.

Sn: 0.001∼0.500％

Sn은, 압연 시에 있어서의 변형대 생성의 촉진에 의한 가공성의 향상에 효과적이다. 한편, 과잉으로 Sn을 함유하면 그 효과는 포화하여, 추가로 가공성이 저하한다. 그 때문에, Sn을 함유하는 경우는, Sn 함유량을 0.001∼0.500％로 한다. Sn을 함유하는 경우, Sn 함유량은, 바람직하게는 0.003％ 이상이다. 또한, Sn을 함유하는 경우, Sn 함유량은, 바람직하게는 0.200％ 이하이다.

Sb: 0.001∼0.500％

Sb는, 압연 시에 있어서의 변형대 생성의 촉진에 의한 가공성의 향상에 효과적이다. 한편, 과잉으로 Sb를 함유하면 그 효과는 포화하여, 추가로 가공성이 저하한다. 그 때문에, Sb를 함유하는 경우는, Sb 함유량을 0.001∼0.500％로 한다. Sb를 함유하는 경우, Sb 함유량은, 바람직하게는 0.003％ 이상이다. 또한, Sb를 함유하는 경우, Sb 함유량은, 바람직하게는 0.200％ 이하이다.

또한, 상기 임의 성분의 함유량이 하한값 미만인 경우, 그 성분은 불가피적 불순물로서 포함되는 것으로 한다.

굽힘 가공에서는, 굽힘 중립축으로부터 표층 측을 향하여 인장 변형은 크고, 판두께가 얇은 재료보다 판두께가 두꺼운 재료의 쪽이 판두께 표층측에서 큰 인장 변형이 부여된다. 또한 판두께가 얇은 재료보다 판두께가 두꺼운 재료의 쪽이, 표층에서 중심까지의 체적이 크고, 굽힘 가공 시, 판두께 방향의 조직의 영향을 강하게 받기 때문에, 판두께 5.0㎜ 이상의 후물인 페라이트계 스테인리스 강판의 열연 어닐링판의 굽힘 가공 후의 표면 성상 향상에 대해서는, 조직의 균일성을 확보하는 것이 중요하다.

페라이트계 스테인리스 열연 어닐링 강판의 굽힘 가공 후의 표면 성상을 향상하려면, 성분, 또한 제조 방법을 한정하여, 판두께 방향의 평균 결정 입경의 최댓값과 최솟값의 차를 50㎛ 이하로 저감하고, 판두께 방향의 결정립의 전신도의 최댓값과 최솟값의 차를 5.0 이하로 저감하고, 판두께 방향의 결정 입경의 불균일, 또한 결정 입경의 형상의 불균일을 저감하고, 판두께 방향으로 균일한 조직으로 하는 것이 매우 유효한 것을 본 발명자들은 인식했다.

평균 결정 입경의 최댓값과 최솟값의 차

본 발명의 페라이트계 스테인리스 열연 어닐링 강판은, 하기 측정 방법 1로 측정한 평균 결정 입경의 최댓값과 최솟값의 차가 50㎛ 이하이다. 상기 차가 50㎛를 초과하면 굽힘 가공 후에 양호한 표면 성상이 얻어지지 않는다. 하한은 특별히 한정되지 않고 상기 차는 0㎛라도 좋다.

(측정 방법 1)

결정립의 전신도의 최댓값과 최솟값의 차

본 발명의 페라이트계 스테인리스 열연 어닐링 강판은, 하기 측정 방법 2로 측정한 결정립의 전신도의 최댓값과 최솟값의 차가 5.0 이하이다. 상기 차가 5.0을 초과하면 양호한 표면 성상이 얻어지지 않는다. 하한은 특별히 한정되지 않고 상기 차는 0이라도 좋다.

(측정 방법 2)

그리고, 상기 각 관찰 위치에 있어서, 결정립의 압연 방향 길이/결정립의 판두께 방향 두께를 산출하여, 이를 상기 각 관찰 위치에 있어서의 전신도(전신도＝결정립의 압연 방향 길이/결정립의 판두께 방향 두께)로 하여, 그의 최댓값과 최솟값의 차를 구한다.

여기에서, 상기 결정립의 압연 방향 길이는, 1800㎛/압연 방향의 평균 입계의 수(결정립의 압연 방향 길이＝1800㎛/압연 방향의 평균 입계의 수)이고, 상기 압연 방향의 평균 입계의 수는, 상기 관찰 위치마다 관찰 범위 내에서 압연 방향으로 1800㎛의 길이의 선을 5개 긋고, 상기 각 선을 가로지르는 입계의 수의 평균으로 한다. 또한, 상기 결정립의 판두께 방향 두께는, 1000㎛/판두께 방향의 평균 입계의 수(결정립의 판두께 방향 두께＝1000㎛/판두께 방향의 평균 입계의 수)이고, 상기 판두께 방향의 평균 입계의 수는, 상기 관찰 위치마다 관찰 범위 내에서 판두께 방향으로 1000㎛의 길이의 선을 5개 긋고, 상기 5개의 각 선을 가로지르는 입계의 수의 평균으로 한다.

또한, 측정 방법 1, 측정 방법 2에 있어서, 표면 포함하는 표층의 관찰 위치에 있어서의 관찰 범위(측정 범위)는, 압연 방향 1800㎛×표면으로부터 판두께 방향(이면 방향)으로 1000㎛의 범위이고, 이면 포함하는 표층의 관찰 위치에 있어서의 관찰 범위는, 압연 방향 1800㎛×이면으로부터 판두께 방향(표면 방향)으로 1000㎛의 범위이고, 그 외의 관찰 위치에 있어서의 관찰 범위는, 압연 방향 1800㎛×판두께 각 면의 관찰 위치를 중앙으로 한 판두께 방향 1000㎛의 범위이다. 또한, 각 관찰 위치에 있어서의 관찰 범위의 일부의 영역이, 다른 관찰 위치의 관찰 범위에 포함되어도 좋다.

또한, 측정 방법 1에 있어서, 관찰 범위에 포함되는 결정립의 개수는, 관찰 범위에 완전하게 포함되는 결정립의 개수(n1)와, 관찰 범위에 일부가 포함되는 결정립의 개수(n2)를 수동으로 세어, n1＋(1/2)×n2로서 산출했다.

또한, 측정 방법 2에 있어서, 관찰 위치마다 관찰 범위 내에서 압연 방향으로 1800㎛의 길이의 선을 5개 그을 때에는, 상기 각 선에 의해 관찰 범위를 판두께 방향으로 6등분 하도록 선을 긋고, 또한, 관찰 위치마다 관찰 범위 내에서 판두께 방향으로 1000㎛의 길이의 선을 5개 그을 때에는, 상기 각 선에 의해 관찰 범위를 압연 방향으로 6등분 하도록 선을 긋도록 한다.

판두께: 5.0㎜ 이상

본 발명은, 후물 용도의 페라이트계 스테인리스 열연 어닐링 강판의 굽힘 가공 후의 표면 성상을 개선하는 발명이다. 「후물」이란 판두께가 5.0㎜ 이상이고, 특히, 판두께가 7.0㎜ 이상인 경우에, 효과가 현저하다. 판두께의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 일 예로서 20.0㎜ 이하이다.

다음으로, 본 발명의 페라이트계 스테인리스 열연 어닐링 강판의 제조 방법에 대해서 설명한다.

우선은, 상기한 성분 조성의 강을, 전로(converter), 전기로(electric furnace), 진공 용해로(vacuum melting furnace) 등의 공지의 방법으로 용제하고, 추가로 VOD(Vacuum Oxygen Decarburization)법 혹은 AOD법(Argon Oxygen Decarburization) 등으로 2차 정련을 행한다. 그 후 연속 주조법(continuous casting method) 혹은 조괴-분괴법(ingot casting-slabbing method)에 의해 강 소재(슬래브(slab))로 한다. 이 슬래브를, 1050∼1150℃에서 1∼24시간 가열하거나, 혹은 고온의 슬래브를 직접, 열간 압연 공정에 제공한다. 열간 압연 공정에 있어서, 압연 종료 온도 800∼950℃의 조건으로, 판두께 5.0㎜ 이상이 되도록 열간 압연한다. 이렇게 하여 제작한 열연 강판을, 승온 속도 5∼100℃/시간 으로 200℃에서 700∼900℃의 온도 범위의 열연판 어닐링 온도까지 가열하고, 또한, 700∼900℃의 온도 범위로 1∼50시간 체류하는 열연판 어닐링을 행하는 열연판 어닐링 공정에 제공한다. 열연판 어닐링 공정 후에는 산 세정, 표면 연삭을 행하여, 스케일(scale)을 제거하는 탈스케일(descaling treatment) 처리를 행해도 좋다. 스케일을 제거한 열연 어닐링판에는 스킨패스 압연(skin pass rolling)을 행해도 좋다.

열연판 어닐링 후에 소정의 불균일이 적은 결정 입경 또한 결정립의 전신도를 얻기 위해서는, 압연 종료 온도, 열연판 어닐링 시의 승온 속도, 어닐링 온도 및 체류 시간을 적절히 제어함으로써, 압연 중에 국소적으로 발생하는 불균일한 회복, 재결정을 최대한 억제하면서, 압연 변형을 효과적으로 강판 전체에 균일하게 부여하여, 강판 전체 균일하게 온도 불균일 없이 가열할 필요가 있다.

압연 종료 온도: 800∼950℃

열연판 어닐링 후에 소정의 결정 입경 또한 결정립의 전신도 불균일이 적은 조직을 얻기 위해서는, 압연 종료 온도를 적절히 제어함으로써, 열간 압연에 의해 부여되는 압연 변형이 회복에 의해 해소되는 것을 방지하면서, 특히 판두께 표층부에서 판두께 중심까지 압연 변형을 효과적으로 균일하게 부여하여, 충분한 재결정 사이트를 강판 전체에 균일하게 도입할 필요가 있다.

압연 종료 온도가 950℃를 초과하면, 압연 시의 변형 저항이 저하하는 것에 수반하여, 표층에 압연 시의 전단 변형에 의한 전단 변형이 도입되기 쉬워져 판두께 방향으로 균일하게 변형을 부여하는 것이 곤란해진다. 또한, 압연에 의해 부여한 변형의 급속한 회복이나 일부 재결정이 발생하고, 판두께 표층부에서 판두께 중심까지 압연 변형이 효과적으로 균일하게 부여되지 않고, 다음 공정의 열연판 어닐링 후에 있어서의 재결정 사이트가 부족하거나, 또는 열연판 어닐링에서 변형의 회복 및 재결정의 타이밍에 불균일이 발생하기 때문에, 열연판 어닐링 후에 불균일한 혼립 조직이 되어, 소정의 결정 입경 또한 결정립의 전신도 불균일이 적은 조직을 얻을 수 없다. 압연 종료 온도는 낮은 쪽이 바람직하고, 압연 종료 온도를 낮게함으로써, 변형 저항이 높아져, 표층에 있어서의 전단 변형이 일어나기 어려워지고, 판두께 방향으로 균일하게 변형이 축적 가능해져, 다음 공정의 열연판 어닐링 후에 균일한 재결정 조직이 얻어진다. 그러나, 압연 종료 온도를 800℃ 미만으로 과도하게 저온화하면, 강판 온도의 저하에 수반하여 압연 하중이 현저하게 상승하기 때문에 제조상 바람직하지 않고, 강판 표면의 표면 거칠어짐이 발생하여 표면 품질이 저하하는 경우가 있다. 그 때문에, 판두께 표층부에서 판두께 중심까지 전체의 조직의 균일성을 확보하려면, 압연 종료 온도는 800∼950℃의 범위로 한다. 바람직하게는, 압연 종료 온도는 825∼925℃의 범위로 한다. 보다 바람직하게는, 압연 종료 온도는 850∼900℃의 범위로 한다.

승온 속도: 5∼100℃/시간

본 발명에서는 상기 열간 압연 공정 종료 후, 냉각된 열연 강판에 대하여, 열연판 어닐링을 행한다. 본 발명에서는 열간 압연 공정에 있어서 판두께 표층부에서 판두께 중심까지 효과적으로 균일하게 압연 변형을 부여하여, 재결정 사이트를 증가시킴으로써 열연판 어닐링에 있어서의 결정 입경 및 결정립의 전신도에 있어서 불균일이 적은 균일 조직화를 촉진시킨다. 이 효과를 얻기 위해서는 열연판 어닐링 공정에 있어서, 가열 개시 후, 200℃에서 700∼900℃의 온도 범위의 열연판 어닐링 온도(균열 온도)까지의 승온 속도를 5∼100℃/시간의 범위로 할 필요가 있다. 상기 열연판 어닐링 온도까지의 승온 속도가 100℃/시간 을 초과하면, 판두께 표층부와 판두께 중심부에서의 온도 불균일이 커지고, 판두께 방향에서 재결정 거동이 상이하여, 판두께 표층에서는 재결정이 충분히 진행하여, 미세 정립 조직이 되지만, 판두께 중심부에서는 입열이 부족하여 재결정이 불충분하기 때문에, 부분적으로 회복 또는 재결정한 조대한 전신 입조직이 되어 판두께 방향으로 균일한 소정의 조직을 얻을 수 없다. 한편, 상기 열연판 어닐링 온도까지의 승온 속도가 5℃/시간보다 느린 경우, 충분히 재결정하여, 전신립은 없어져 형상의 균일화는 가능해진다. 그러나, 열간 압연 공정으로 석출된 탄질화물의 일부가 재고용하여, 핀 고정 사이트가 소실한 것에 수반하여 재결정립의 일부가 현저하게 조대화하고, 열연판 어닐링 후에 불균일한 혼립 조직이 되어, 강판 전체를 균일 미세한 결정 입경을 갖는 조직으로 할 수 없다. 또한, 생산성이 저하하기 때문에 상기 승온 속도의 하한은 5℃/시간 으로 한다. 바람직하게는, 상기 승온 속도는 10∼50℃/시간의 범위이다. 또한, 본 발명에 있어서, 200℃ 미만의 영역에서의 승온 속도는 5∼100℃/시간의 범위 외라도 좋다. 이는 200℃ 미만의 영역에서는 조직에 미치는 승온 속도의 영향이 작기 때문이다.

700∼900℃의 온도 범위로 1∼50시간 체류

본 발명에서는, 열연판 어닐링 공정에 있어서, 열간 압연 공정으로 형성시킨 압연 가공 조직을 재결정시킨다. 본 발명에서는 열간 압연 공정에 있어서 판두께 표층부에서 판두께 중심까지 효과적으로 균일하게 압연 변형을 부여하여, 재결정 사이트를 증가시킴으로써 열연판 어닐링에 있어서의 결정 입경 및 결정립의 전신도에 있어서 불균일이 적은 균일 조직화를 촉진시킨다. 이 효과를 얻기 위해서는 열연 강판을 700∼900℃의 온도 범위로 체류시킬 필요가 있다. 체류 온도가 700℃ 미만에서는 재결정이 불충분해져, 판두께 표층측에서는 부분적으로 회복 또는 재결정한 미세한 정립 조직이 되지만, 판두께 중심부에서는 재결정이 불충분한 전신 입조직이 되어 결정 입경 및 결정립의 전신도에 있어서 불균일이 적은 균일 조직을 얻을 수 없다. 한편, 체류 온도가 900℃를 초과하면, 충분히 재결정하여, 전신립은 없어져 형상의 균일화는 가능해진다. 한편, 열간 압연 공정으로 석출된 탄질화물의 일부가 재고용하여, 핀 고정 사이트가 소실한 것에 수반하여 재결정립의 일부가 현저하게 조대화하고, 열연판 어닐링 후에 불균일한 혼립 조직이 되어, 강판 전체를 균일 미세한 결정 입경을 갖는 조직으로 할 수 없다. 그 때문에, 판두께 표층부에서 판두께 중심까지 전체의 조직의 균일성을 확보하려면, 열연 강판의 체류 온도는 700∼900℃의 범위로 한다. 바람직하게는, 체류 온도는 750∼850℃의 범위이다.

또한, 판두께 표층부에서 판두께 중심까지 전체의 조직의 균일성을 확보하기 위해서는, 열연 강판의 체류 온도 범위에 더하여, 체류할 시간도 중요하고, 균일 조직을 얻기 위해서는 열연판 어닐링 시의 소정의 체류 온도 범위에서의 체류 시간을 1∼50시간으로 할 필요가 있다. 상기 체류 시간이 1시간보다 짧으면, 판두께 표층부와 판두께 중심부에서의 온도 불균일이 커지고, 판두께 방향에서 재결정 거동이 상이하여, 판두께 표층에서는 재결정이 충분히 진행하여, 미세 정립 조직이 되지만, 판두께 중심부에서는 입열이 부족하여 재결정이 불충분하기 때문에, 부분적으로 회복 또는 재결정한 조대한 전신 입조직이 되어, 판두께 방향으로 균일한 소정의 조직을 얻을 수 없다. 한편, 상기 체류 시간이 50시간을 초과하면 충분히 재결정하여, 전신립은 없어져 형상의 균일화는 가능해진다. 한편, 열간 압연 공정으로 석출된 탄질화물의 일부가 재고용하여, 핀 고정 사이트가 소실한 것에 수반하여 재결정립의 일부가 현저하게 조대화, 열연판 어닐링 후에 불균일한 혼립 조직이 되어, 강판 전체가 균일 미세한 결정 입경을 갖는 조직을 얻을 수 없다. 바람직하게는, 상기 체류 시간은 5∼30시간의 범위이다. 또한, 균열 전의 승온 중, 균열 후의 냉각 중이라도, 700∼900℃의 온도 범위에 있는 시간은 이 체류 시간에 포함된다. 즉, 열연판 어닐링 온도가 700∼900℃의 온도 범위인 경우에는, 700∼900℃의 온도 범위의 체류 시간은, 700℃∼열연판 어닐링 온도까지의 승온 중의 시간과, 열연판 어닐링 온도에서의 유지 시간(균열 시간(soaking time))과, 열연판 어닐링 온도에서 700℃까지의 강온 중의 시간을 포함한다. 또한, 열연판 어닐링 후의 700℃ 미만의 냉각 단계의 냉각 속도에는 제한을 설정하지 않는다.

열간 압연 및 열연판 어닐링 시의 온도는 방사율 0.8의 방사 온도계에 의해 비접촉으로 측정한 강판 표면 온도를 이용하고 있다.

얻어진 열연 어닐링 강판에는, 필요에 따라서 쇼트 블라스트(shot blasting method)나 산 세정(pickling method)에 의한 탈스케일 처리를 행해도 좋다. 추가로, 표면 성상을 향상시키기 위해, 연삭(grinding)이나 연마(polishing) 등을 실시해도 좋다. 또한, 본 발명이 제공하는 열연 어닐링 강판은 그 후, 냉간 압연 및 냉연판 어닐링을 행해도 좋다.

본 발명의 페라이트계 스테인리스 열연 어닐링 강판은, 굽힘 가공이 실시되는 용도에 적합하다. 강판의 판두께는 5.0㎜ 이상이다. 또한, 강판의 판두께는, 특별히 한정하지 않지만, 예를 들면 20.0㎜ 이하로 할 수 있고, 15.0㎜ 이하로 할 수 있다.

실시예 1

이하, 본 발명을, 실시예에 기초하여 구체적으로 설명한다. 본 발명의 기술적 범위는 이하의 실시예에 한정되지 않는다.

표 1에 나타내는 성분 조성(잔부는 Fe 및 불가피적 불순물)이 되는 강을, 소형 진공 용해로에서 용제하여, 50㎏의 강괴로 했다. 이들 강괴에, 표 2에 나타내는 조건으로 열간 압연을 행했다(열간 압연 공정). 열간 압연 시의 강괴 가열 온도는 1100℃, 가열 유지 시간은 30분으로 했다. 이어서, 이들 열연 강판에 대하여 표 2에 나타내는 조건으로 열연판 어닐링을 실시했다(열연판 어닐링 공정).

상기와 같이 하여 얻어진 각 열연 어닐링 강판으로부터 시험편을 채취하여, 조직 및 굽힘 가공 후의 표면 성상을 평가했다.

(1) 조직 평가

압연 방향이 길이가 되도록 판두께×10㎜×15㎜의 시험편을 채취하여, 왕수 에칭에 의해 결정 입계를 출현시켜, 압연 방향으로 평행한 L단면 관찰을 실시했다. 판두께 방향의 관찰 위치는 압연면을 포함하는 표면 표층, 판두께 1/8면의 위치, 판두께 2/8면의 위치, 판두께 3/8면의 위치, 판두께 4/8면의 위치, 판두께 5/8면의 위치, 판두께 6/8면의 위치, 판두께 7/8면의 위치, 압연면을 포함하는 이면 표층의 9개소이다. 평균 결정 입경 및 결정립의 전신도를 측정한 관찰 범위는 압연 방향 1800㎛, 판두께 방향 1000㎛의 면적 범위이다. 평균 결정 입경은 관찰 범위의 면적/관찰 범위에 포함되는 결정립의 개수의 평방근, 즉 평균 결정 입경＝(1800×1000/관찰 범위에 포함되는 결정립의 개수)^1/2로서 산출하여, 각 관찰 위치의 평균 결정 입경의 최댓값과 최솟값의 차를 구하고 있다. 결정립의 전신도는, 관찰 범위 내에서 압연 방향으로, 1800㎛의 선을 관찰 범위를 판두께 방향으로 6등분 하도록 5개 긋고, 판두께 방향으로, 1000㎛의 선을 관찰 범위를 압연 방향으로 6등분 하도록 5개 긋고, 압연 방향으로 그은 상기 5개의 각 선을 가로지르는 입계의 수의 평균을 압연 방향의 평균 입계의 수, 판두께 방향으로 그은 상기 5개의 각 선을 가로지르는 입계의 수의 평균을 판두께 방향의 평균 입계의 수로 하고, 결정립의 압연 방향 길이(1800㎛/압연 방향의 평균 입계의 수)와 결정립의 판두께 방향 두께(1000㎛/판두께 방향의 평균 입계의 수)를 구하여, 전신도(결정립의 압연 방향 길이/결정립의 판두께 방향 두께)로서 산출하여, 각 관찰 위치의 전신도의 최댓값과 최솟값의 차를 구하고 있다.

(2) 굽힘 가공 후의 표면 성상 평가

굽힘 시험은 JIS2248:2006 금속 재료 굽힘시험 방법에 준거하여, 압굽힘법(press bending method)으로 행했다. 시험편 치수는 판두께×40㎜×200㎜, 압연 직각 방향(C 방향)이 시험편 길이이다. 굽힘 반경은 20㎜, 굽힘 각도는 120°이다. 표면 성상은 JIS B 0601-2001에 준거하여, 키엔스 제조의 원숏 3D측정 마이크로스코프 VR-3100을 이용하여, 굽힘 능선 직각 방향의 조도 곡선을 측정하여, 최대 높이 Rz를 구했다. 측정 길이는 2.0㎝, 측정 장소는 굽힘 정점을 중심으로 ±1.0㎝ 이다. 굽힘 능선 직각 방향의 조도 곡선의 최대 높이 Rz가 100㎛ 이하인 경우를 굽힘 가공 후의 표면 성상성 양호 「○」라고 판정했다. 최대 높이 Rz가 100㎛ 초과인 경우를 굽힘 가공 후의 표면 성상성 불량 「×」라고 판정했다. 결과를 표 2 「굽힘 가공 후의 표면 성상」란에 나타낸다.

표 2에 나타내는 바와 같이, 본 발명강은 모두 우수한 굽힘 가공 후의 표면 성상을 갖고 있다. 이에 대하여, 본 발명 범위 외의 비교강은 굽힘 가공 후의 표면 성상이 뒤떨어져 있었다.

Claims

질량％로,
C: 0.001∼0.025％,
Si: 0.05∼0.70％,
Mn: 0.05∼0.50％,
P: 0.050％ 이하,
S: 0.01％ 이하,
Cr: 10.0∼18.0％,
Ni: 0.01∼1.00％,
Al: 0.001∼0.10％,
N: 0.001∼0.025％,
Ti: 0.01∼0.40％
을 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고,
하기 측정 방법 1로 측정한 평균 결정 입경의 최댓값과 최솟값의 차가 50㎛ 이하이고,
하기 측정 방법 2로 측정한 결정립의 전신도(展伸度)의 최댓값과 최솟값의 차가 5.0 이하이고, 판두께가 5.0㎜ 이상인, 페라이트계 스테인리스 열연 어닐링 강판.
(측정 방법 1)
표면 포함하는 표층, 판두께 1/8면의 위치, 판두께 2/8면의 위치, 판두께 3/8면의 위치, 판두께 4/8면의 위치, 판두께 5/8면의 위치, 판두께 6/8면의 위치, 판두께 7/8면의 위치, 이면 포함하는 표층의 9개소의 관찰 위치에서, 압연 방향을 따른 판두께 단면을 관찰면으로 하고, 관찰 범위를 압연 방향 1800㎛×판두께 방향 1000㎛로 한다.
그리고, 상기 각 관찰 위치에 있어서, 관찰 범위의 면적/관찰 범위에 포함되는 결정립의 개수의 평방근((1800×1000/관찰 범위에 포함되는 결정립의 개수)^1/2)을 산출하여, 이를 상기 각 관찰 위치에 있어서의 평균 결정 입경으로 하여, 그의 최댓값과 최솟값의 차를 구한다.
(측정 방법 2)
표면 포함하는 표층, 판두께 1/8면의 위치, 판두께 2/8면의 위치, 판두께 3/8면의 위치, 판두께 4/8면의 위치, 판두께 5/8면의 위치, 판두께 6/8면의 위치, 판두께 7/8면의 위치, 이면 포함하는 표층의 9개소의 관찰 위치에서, 압연 방향을 따른 판두께 단면을 관찰면으로 하고, 관찰 범위를 압연 방향 1800㎛×판두께 방향 1000㎛로 한다.
그리고, 상기 각 관찰 위치에 있어서, 결정립의 압연 방향 길이/결정립의 판두께 방향 두께를 산출하여, 이를 상기 각 관찰 위치에 있어서의 전신도로 하여, 그의 최댓값과 최솟값의 차를 구한다.
여기에서, 상기 결정립의 압연 방향 길이는, 1800㎛/압연 방향의 평균 입계의 수이고, 상기 압연 방향의 평균 입계의 수는, 상기 관찰 위치마다 관찰 범위 내에서 압연 방향으로 1800㎛의 길이의 선을 5개 긋고, 상기 각 선을 가로지르는 입계의 수의 평균으로 한다. 상기 결정립의 판두께 방향 두께는, 1000㎛/판두께 방향의 평균 입계의 수이고, 상기 판두께 방향의 평균 입계의 수는, 상기 관찰 위치마다 관찰 범위 내에서 판두께 방향으로 1000㎛의 길이의 선을 5개 긋고, 상기 각 선을 가로지르는 입계의 수의 평균으로 한다.
제1항에 있어서,
상기 성분 조성에 더하여, 추가로, 질량％로,
Cu: 0.01∼1.00％,
Mo: 0.01∼1.00％,
Co: 0.01∼0.50％의 1종 또는 2종 이상을 함유하는, 페라이트계 스테인리스 열연 어닐링 강판.
제1항 또는 제2항에 있어서,
상기 성분 조성에 더하여, 추가로, 질량％로,
V: 0.01∼0.10％,
Zr: 0.01∼0.10％,
Nb: 0.01∼0.10％,
B: 0.0003∼0.0030％,
Mg: 0.0005∼0.0030％,
Ca: 0.0003∼0.0030％,
Y: 0.01∼0.20％,
REM(희토류 금속): 0.01∼0.10％,
Sn: 0.001∼0.500％
및 Sb: 0.001∼0.500％ 중으로부터 선택한 1종 또는 2종 이상을 함유하는, 페라이트계 스테인리스 열연 어닐링 강판.
제1항 또는 제2항에 기재된 페라이트계 스테인리스 열연 어닐링 강판의 제조 방법으로서,
압연 종료 온도 800∼950℃에서 열간 압연을 행하여 열연 강판을 얻는 열간 압연 공정과,
당해 열간 압연 공정 후의 열연 강판에 대하여, 승온 속도 5∼100℃/시간으로 200℃에서 700∼900℃의 온도 범위의 열연판 어닐링 온도까지 가열하고, 또한, 700∼900℃의 온도 범위로 1∼50시간 체류하는 열연판 어닐링을 행하는 열연판 어닐링 공정을 갖는, 페라이트계 스테인리스 열연 어닐링 강판의 제조 방법.
제3항에 기재된 페라이트계 스테인리스 열연 어닐링 강판의 제조 방법으로서,
압연 종료 온도 800∼950℃에서 열간 압연을 행하여 열연 강판을 얻는 열간 압연 공정과,
당해 열간 압연 공정 후의 열연 강판에 대하여, 승온 속도 5∼100℃/시간으로 200℃에서 700∼900℃의 온도 범위의 열연판 어닐링 온도까지 가열하고, 또한, 700∼900℃의 온도 범위로 1∼50시간 체류하는 열연판 어닐링을 행하는 열연판 어닐링 공정을 갖는, 페라이트계 스테인리스 열연 어닐링 강판의 제조 방법.