KR102463485B1 - 페라이트계 스테인리스 강판, 및 그 제조 방법 그리고 페라이트계 스테인리스 부재 - Google Patents

페라이트계 스테인리스 강판, 및 그 제조 방법 그리고 페라이트계 스테인리스 부재 Download PDF

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Abstract

화학 조성이, 질량%로, C：0.001~0.020%, Si：0.02~1.50%, Mn：0.02~1.50%, P：0.01~0.05%, S：0.0001~0.01%, Cr：10.0~25.0%, Ti：0.01~0.30%, N：0.001~0.030%, 임의 원소, 및 잔부：Fe 및 불가피적 불순물이며, 결정 입도 번호가 6 이상이며, 또한, X선 회절에 의한 페라이트상의 결정 방위 강도에 있어서, [A+B≥12.0/t], [X+Y≥12.0/(t-0.3)] 및 [(X+Y)-(A+B)≤5.0]을 만족하고, 판두께가 1.0mm 이상인, 페라이트계 스테인리스 강판이다.
단, 상기 식 중에 있어서
t：판두께(mm),
A：판두께 중심부의 ｛111｝＜112＞ 결정 방위 강도,
B：판두께 1/4부의 ｛111｝＜112＞ 결정 방위 강도,
X：판두께 중심부의 ｛322｝＜236＞ 결정 방위 강도,
Y：판두께 1/4부의 ｛322｝＜236＞ 결정 방위 강도를 나타낸다.

Description

페라이트계 스테인리스 강판, 및 그 제조 방법 그리고 페라이트계 스테인리스 부재
본 발명은, 페라이트계 스테인리스 강판, 및 그 제조 방법 그리고 페라이트계 스테인리스 부재에 관한 것이다.
페라이트계 스테인리스 강판은, 가전 제품, 주방 기기, 전자 기기 등 폭넓은 분야에서 사용되고 있다. 그리고, 근래에는 자동차, 이륜차의 배기관, 연료 탱크, 및 파이프용으로 사용되는 소재로서, 스테인리스 강판의 적용이 검토되고 있다.
상술한 배기계 부품에서는, 배기 환경 및 연료 환경에 있어서의 내식성, 및 내열성을 가지는 것이 요구된다. 또, 상기 부품은 강판으로부터 프레스 가공되거나, 또는 강판을 소정의 사이즈(직경)의 강관으로 조관(造管)한 후에, 목적하는 형상으로 성형된다. 이 때문에, 부품에 이용하는 소재 강판에는, 높은 가공성이 요구된다.
그리고, 최근, 환경 규제 및 경량화에 대응하여, 부품 구성이 복잡해지고 있으며, 이것에 수반하여, 부품의 형상 자체도 복잡화되고 있다. 배기계 부재에 있어서는, 상술한 내식성, 내열성과 같은 재료 특성이 요구되는 것은 물론, 비용도 중시된다. 또, 부품 자체의 비용을 저감하는 관점에서, 부품 성형 시의 성형 공정 및 용접 공정에 있어서, 공정수를 저감하는 대책이 다양하게 검토되고 있다. 그 일례로서, 부품의 일체 성형 가공을 들 수 있다. 종래의 공법에서는, 강판 또는 강관을 성형 가공한 후에, 다른 부품과 용접 접합한다는 방법이 이용되어 왔다.
한편, 일체 성형 가공이란, 종래에 있어서 용접으로 접합되어 있던 개소에 대해, 강판 또는 강관에 다양한 가공(딥 드로잉, 장출, 굽힘, 확관 등)을 조합함으로써, 일체 성형한다는 것이다. 일체 성형 가공에 의해 부품을 제조함으로써, 용접 공정을 생략할 수 있어, 비용을 저감할 수 있다. 그 한편, 상기 부재에 이용되는 스테인리스 강판에는, 더 높은 가공성이 요구된다.
그런데, 상기 배기계 부품용의 스테인리스 강판에 있어서는, 다양한 가공성이 요구된다. 예를 들면, 프레스 가공에 있어서는, 딥 드로잉성 및 구멍 확장성과 같은 가공성이 중요한 특성이 된다. 또, 상술한 바와 같이 일체 성형 가공에 있어서는, 굽힘, 장출, 확관성에 대해서도 요구되는 경우가 있다.
스테인리스 강판 중에서도, 페라이트계 스테인리스 강판은, 오스테나이트계 스테인리스 강판과 비교해 저비용이다. 따라서, 비용면에서 생각하면, 상기 부재에 이용되는 강판에 적절하다고 할 수 있다. 그러나, 페라이트계 스테인리스 강판은 성형성이 떨어지기 때문에, 용도 및 부품 형상이 제한되는 경우가 있다. 이러한 이유로, 페라이트계 스테인리스 강판을 상기 부재로서 이용하는 경우에는, 그 사용 부위 등이 한정되는 경우가 있었다.
상기와 같은 경위로 배기계 부품용의 내열 페라이트계 스테인리스 강판에 대해서, 그 가공성에 관한 문제를 해결하기 위해, 다양한 고안이 이루어지고 있다.
특허 문헌 1에는, 열간 압연 후의 소둔 온도 및 시간 등의 조건을 제어함으로써, 가공성을 높인 강판, 및 그 제조 방법이 개시되어 있다. 그리고, 평균 r값이 1.2 이상인 강판이 개시되어 있다. 상기 강판의 제조 방법은, 열연 강판의 소둔 공정에 있어서, 강판의 조직 제어를 행함으로써, 강판의 결정 방위를 제어한다. 이 결과, 높은 가공성을 가지는 강판을 얻을 수 있다.
특허 문헌 2에는, 열연 강판의 소둔을 생략하고, 가공성을 향상시킨 강판, 및 그 제조 방법이 개시되어 있다. 그리고, 특허 문헌 2에는, 평균 r값이 1.3 정도이며, 판두께 0.7mm인 강판이 개시되어 있다. 상기 강의 제조 방법은, 열연 공정에 있어서의 마무리 압연 시에, 압하율, 롤과 강판의 마찰 계수, 및 마무리 압연기 출측 온도를 제어한다. 또한, 열연판 소둔을 생략하고 있다. 이들에 의해, 공정수를 저감하고, 더 높은 가공성을 가지는 강판을 얻을 수 있다.
특허 문헌 3에서는, 열연 조건을 제어하여, 2단계의 냉연 및 소둔을 실시함으로써 가공성을 향상시킨 강판, 및 그 제조 방법이 개시되어 있다. 그리고, 평균 r값이 최대 2.3 정도이며, 판두께 0.8mm인 강판이 개시되어 있다.
또, 상기 강의 제조 방법은, 열연의 조(粗)압연 및 마무리 압연 시의 온도 그리고 압하율을 제어하여, 중간 냉연과 650~900℃에서의 중간 소둔을 조합하고 있다. 이들에 의해, 마무리 냉간 압연 전의 조직을 제어하여, 고가공성 강판을 얻는 것이다.
일본 특허공개 2005-105347호 공보 일본 특허공개 2000-265215호 공보 일본 특허공개 2003-138349호 공보
가공성 중에서도, 딥 드로잉성은, 랭크포드값(이하 「r값」라고 기재한다.)을 그 지표로 하고, 결정 방위를 제어함으로써, 그 특성을 향상시킨다. r값의 향상에는, 압연 시에 압하율을 높이고, 소둔 온도를 고온화함으로써, 압연면과 ｛111｝면이 평행이 되는 재결정립(이하, 「｛111｝ 결정립」이라고도 한다.)을 강판의 판두께 전체에 있어서 발달시키는 것이 유효하다.
머플러 등의 배기계 부품에 사용되는 소재에서는, 판두께가 1.0mm 이상이 되는 경우가 있다. 상기와 같은 판두께 1.0mm 이상의 강판에 있어서는, 필연적으로 압하율이 작아진다. 이 때문에, 압연 시의 압하율을 높이는 것 만으로는, 딥 드로잉성의 향상에 유효한 ｛111｝ 결정립이 충분히 형성되지 않아, 집합 조직이 발달하지 않는 경우를 생각할 수 있다.
특허 문헌 1~3의 강종에 있어서는, Nb를 첨가하고, 또한 판두께가 두꺼운 경우, Nb의 재결정을 지연시키는 효과에 의해, ｛111｝ 결정립이 충분히 발달하지 않는 경우를 생각할 수 있다.
구체적으로는, 특허 문헌 1에 있어서의 제조 공정에서는, 열연판 소둔을 행하면 열연 시의 가공 뒤틀림이 소실되어 버린다. 이 때문에, 재결정의 구동력이 되는 전위 총량이 감소하여, ｛111｝ 결정립이 충분히 발달하지 않는 것을 생각할 수 있다. 이에 더하여, 공정수의 증가는 생산성을 크게 저하시킨다.
특허 문헌 2에서 개시된 강판은, 두께 1.0mm 이하의 얇은 강판을 상정하고 있다. 또, 특허 문헌 2에 기재된 제조 방법을 이용해도, 1.0mm 이상의 판두께의 강판에서는 r값이 불충분해지는 것을 생각할 수 있다. 그리고, 특허 문헌 3에 있어서는, 본원에서 상정하는 판두께 1.0mm 초과의 강판에서는, 2단계의 냉연 및 소둔을 해도 총압연율이 부족하여, ｛111｝ 결정립이 충분히 발달하지 않는 것을 생각할 수 있다. 이에 더하여, 공정수의 증가는 생산성을 크게 저하시킨다.
또, 특허 문헌 1 또는 3과 같이, 열연판 소둔, 중간 소둔, 및/또는 열처리를 실시하고, 제조 도중의 강판 조직을 재결정시키는 것은, 결정 방위의 랜덤화를 진행시키는 경우가 있다. 그러한 강판을 냉간 압연 및 소둔하면, 강판의 면내 이방성(Δr)을 크게 해 버려, 구멍 확장 가공 등의 강판 성형 시에, 균열과 같은 문제로 연결되는 경우가 있다.
본 발명의 목적은, 상기의 문제점을 해결하여, 가공성, 특히 딥 드로잉성이 우수한, 판두께 1.0mm 이상의 배기 부품용 페라이트계 스테인리스 강판 및, 그 제조 방법 그리고 배기계 부품용 페라이트계 스테인리스 부재를 제공하는 것에 있다.
본 발명은, 상기의 과제를 해결하기 위해 이루어진 것이며, 하기의 페라이트계 스테인리스 강판 및, 그 제조 방법 그리고 배기계 부품용 페라이트계 스테인리스 부재를 요지로 한다.
(1) 화학 조성이, 질량%로,
C：0.001~0.020%,
Si：0.02~1.50%,
Mn：0.02~1.50%,
P：0.01~0.05%,
S：0.0001~0.01%,
Cr：10.0~25.0%,
Ti：0.01~0.30%,
N：0.001~0.030%,
Nb：0~0.10% 미만,
Sn：0~0.500%,
Mg：0~0.0100%,
B：0~0.0050%,
V：0~1.0%,
Mo：0~3.0%,
W：0~3.0%,
Al：0~0.5%,
Cu：0~2.0%,
Zr：0~0.30%,
Co：0~0.50%,
Sb：0~0.50%,
REM：0~0.05%,
Ni：0~2.0%,
Ca：0~0.0030%,
Ta：0~0.10%,
Ga：0~0.1%,
잔부：Fe 및 불가피적 불순물이며,
결정 입도 번호가 6.0 이상이고,
또한, X선 회절에 의한 페라이트상의 결정 방위 강도에 있어서, 하기 (i)식, (ii)식, 및 (iii)식을 만족하고,
판두께가 1.0mm 이상인, 페라이트계 스테인리스 강판.
A+B≥12.0/t ···(i)
X+Y≥12.0/(t-0.3) ···(ii)
(X+Y)-(A+B)≤5.0 ···(iii)
단, 상기 식 중의 각 기호는 이하에 의해 정의된다.
t：판두께(mm)
A：판두께 중심부의 ｛111｝＜112＞ 결정 방위 강도
B：판두께 1/4부의 ｛111｝＜112＞ 결정 방위 강도
X：판두께 중심부의 ｛322｝＜236＞ 결정 방위 강도
Y：판두께 1/4부의 ｛322｝＜236＞ 결정 방위 강도
(2) 하기 (iv)식으로 산출되는 평균 r값, 및 최소 r값이, 하기 (v)식 및 (vi)식을 만족하는, 상기 (1)에 기재된 페라이트계 스테인리스 강판.
rm=(r0+2r45+r90)/4 ···(iv)
rm≥2.0/t ···(v)
rmin≥2.0/(t+0.3) ···(vi)
단, 상기 식 중의 각 기호는 이하에 의해 정의된다.
rm：평균 r값
rmin：최소 r값
t：판두께(mm)
r0：압연 방향의 r값
r45：압연 방향에 대해 45° 방향의 r값
r90：압연 방향에 대해 90° 방향의 r값
(3) 상기 화학 조성이, 질량%로,
Nb：0.005%를 초과하고 0.10% 미만을 함유하는, 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 페라이트계 스테인리스 강판.
(4) 상기 화학 조성이, 질량%로,
Sn：0.01~0.500%,
Mg：0.0002~0.0100%,
B：0.0002~0.0050%,
V：0.05~1.0%,
Mo：0.2~3.0%, 및
W：0.1~3.0%로부터 선택되는 1종 이상을 함유하는, 상기 (1)~(3) 중 어느 하나에 기재된 페라이트계 스테인리스 강판.
(5) 상기 화학 조성이, 질량%로,
Al：0.003~0.5%,
Cu：0.1~2.0%,
Zr：0.05~0.30%,
Co：0.05~0.50%,
Sb：0.01~0.50%, 및
REM：0.001~0.05%로부터 선택되는 1종 이상을 함유하는, 상기 (1)~(4) 중 어느 하나에 기재된 페라이트계 스테인리스 강판.
(6) 상기 화학 조성이, 질량%로,
Ni：0.1~2.0%,
Ca：0.0001~0.0030%,
Ta：0.01~0.10%, 및
Ga：0.0002~0.1%로부터 선택되는 1종 이상을 함유하는, 상기 (1)~(5) 중 어느 하나에 기재된 페라이트계 스테인리스 강판.
(7) 배기계 부품에 이용되는, 상기 (1)~(6) 중 어느 하나에 기재된 페라이트계 스테인리스 강판.
(8) 상기 (1)~(6) 중 어느 하나에 기재된 페라이트계 스테인리스 강판을 이용한 자동차 또는 자동 이륜차의 배기계 부품용 페라이트계 스테인리스 부재.
(9) (a) 상기 (1)~(6) 중 어느 하나에 기재된 화학 조성을 가지는 슬래브를 가열하고, 상기 슬래브를 열간 압연하여, 열연 강판으로 하는 공정과,
(b) 상기 열연 강판에 소둔을 실시하지 않고, 상기 열연 강판을 산세하여, 산세 강판으로 하는 열연 강판 산세 공정과,
(c) 상기 산세 강판을, 직경이 400mm 이상인 롤 직경을 가지는 압연기를 이용하여, 압하율 60% 이상으로 냉간 압연하여 냉연 강판으로 하는 냉간 압연 공정과,
(d) 상기 냉연 강판을, 하기 (vii)식을 만족하는 소둔 온도 Tf(℃)에서 소둔하는 공정을 순서대로 실시하고,
상기 (d)의 공정에 있어서, 상기 소둔 온도 Tf(℃)에 도달할 때까지의 평균 가열 속도를,
승온 개시 온도부터 하기 (viii)식으로 산출되는 재결정 개시 온도 Ts(℃)까지의 온도역에 있어서 15℃／s 이상으로 하고,
상기 재결정 개시 온도 Ts(℃)부터 상기 소둔 온도 Tf(℃)까지의 온도역에 있어서 10℃／s 이하로 하는, 페라이트계 스테인리스 강판의 제조 방법.
800≤Tf(℃)≤950 ···(vii)
Ts(℃)=700+(1-X/100)×130 ···(viii)
단, 상기 식 중의 각 기호는 이하에 의해 정의된다.
X：냉간 압연의 압하율(%)
본 발명에 의하면, 가공성, 특히 딥 드로잉성이 우수한 판두께 1.0mm 이상의 배기 부품용 페라이트계 스테인리스 강판 및 그 제조 방법 그리고 배기 부품용 페라이트계 스테인리스 부재를 제공할 수 있다.
도 1은, 강판의 판두께와 평균 r값의 관계를 나타내는 도이다.
도 2는, 강판의 판두께와 최소 r값의 관계를 나타내는 도이다.
상기 과제를 해결하기 위해, 본 발명자들은, 페라이트계 스테인리스 강판의 가공성에 관해서, 조성, 제조 과정에 있어서의 조직, 및 결정 방위 형성에 대해서 상세한 검토를 행했다. 그 결과, 이하에 나타내는 (A) 및 (B)의 지견을 얻었다.
(A) 판두께 1.0mm 이상의 내열 페라이트계 스테인리스 강판에 있어서, 목적으로 하는 평균 r값을 얻기 위해서는, 강판의 성분 및 각 제조 공정에 있어서의 제조 조건을 적절히 제어하여, 특정의 방위의 집합 조직을 발달시킬 필요가 있다.
(B) 구체적인 방위로서는, ｛111｝＜112＞ 방위의 집합 조직이 발달하면, 압연 방향에 대해, 각 방향의 r값(r0, r45, r90), 특히 r0과 r90의 값이 향상되어, 높은 평균 r값을 얻을 수 있다. 또, 상기의 방위에 더하여,｛322｝＜236＞ 방위의 집합 조직이 발달하면, r0이 저하되지만, 그 한편으로, r45와 r90의 값이 향상된다. 특히, ｛322｝＜236＞ 방위의 집합 조직을 발달시키는 것은, 단순히 ｛111｝을 발달시킨 것 만으로는 향상시키기 어려운 r45를 향상시키기 때문에 유효하다.
본 발명은 상기의 지견에 의거하여 이루어진 것이다. 이하, 본 발명의 각 요건에 대해서 상세하게 설명한다.
1. 화학 조성
각 원소의 한정 이유는 하기와 같다. 또한, 이하의 설명에 있어서 함유량에 대한 「%」는, 「질량%」를 의미한다.
C：0.001~0.020%
C는, 인성, 내식성 및 내산화성을 열화시키는 것 외에, 모상에 고용된 C는, ｛111｝＜112＞ 방위 및 {322}＜236＞ 방위의 집합 조직의 발달을 저해한다. 이 때문에, C 함유량은 적을수록 좋고, C 함유량은, 0.020% 이하로 한다. 그러나, C의 과도한 저감은, 정련 비용의 증가로 연결되기 때문에, C 함유량은, 0.001% 이상으로 한다. 또한, 제조 비용과 내식성을 고려하면, C 함유량은, 0.002% 이상인 것이 바람직하고, 0.010% 이하인 것이 바람직하다.
Si：0.02~1.50%
Si는, 탈산 원소인 것 외에, 내산화성과 고온 강도를 향상시키는 원소이다. 또, Si를 함유시킴으로써, 강 중의 산소량이 저감하여, ｛111｝＜112＞ 방위 및 {322}＜236＞ 방위의 집합 조직이 발달하기 쉬워진다. 이 때문에, Si 함유량은, 0.02% 이상으로 한다. 한편, Si의 1.50% 초과의 함유에 의해, 강판이 현저하게 경질화되어, 강관 가공 시에 있어서, 굽힘성이 열화된다.
이 때문에, Si 함유량은, 1.50% 이하로 한다. 또한, 상기의 집합 조직을 현저하게 발달시키기 위해서는, Si 함유량은, 0.30% 초과인 것이 바람직하고, 0.80% 이상인 것이 보다 바람직하다. 그리고, 강판 제조 시의 인성, 및 산세성을 고려하면, Si 함유량은, 1.20% 이하인 것이 바람직하다. 또, Si 함유량은, 1.00% 이하인 것이 보다 바람직하다.
Mn：0.02~1.50%
Mn은, 고온에 있어서, MnCr2O4 또는 MnO를 형성하고, 스케일 밀착성을 향상시킨다. 이 때문에, Mn 함유량은 0.02% 이상으로 한다. 한편, Mn을 1.50%를 초과하여 함유시키면, 산화물량이 증가하여, 이상(異常) 산화가 생기기 쉬워진다. 또, Mn이, S와 화합물을 생성하여, ｛111｝＜112＞ 방위 및 {322}＜236＞ 방위의 집합 조직의 발달을 저해한다. 이 때문에, Mn 함유량은, 1.50% 이하로 한다. 또, 강판 제조 시의 인성, 및 산세성을 고려하면, Mn 함유량은, 1.00% 이하인 것이 바람직하다. 또한, 강관 용접부의 산화물에 기인하는 편평 균열을 고려하면, Mn 함유량은, 0.30% 이하인 것이 보다 바람직하다.
P：0.01~0.05%
P는, Si와 마찬가지로, 고용 강화 원소이기 때문에, 재질 및 인성의 관점에서, 그 함유량은 적을수록 좋다. 또, 모상에 고용된 P는, ｛111｝＜112＞ 방위 및 {322}＜236＞ 방위의 집합 조직의 발달을 저해하기 때문에, P 함유량은, 0.05% 이하로 한다.
한편, P의 과도한 저감은, 정련 비용의 증가로 연결되기 때문에, P 함유량은, 0.01% 이상으로 한다. 또한, 제조 비용 및 내산화성을 고려하면, P 함유량은, 0.015% 이상인 것이 바람직하고, 0.03% 이하인 것이 바람직하다.
S：0.0001~0.01%
S는, 재질, 내식성 및 내산화성의 관점에서 적을수록 좋다. 특히, S의 과도한 함유는, Ti 또는 Mn과 화합물을 생성하여, 강관 굽힘 시에, 개재물 기점으로 하여 균열을 일으키게 한다. 이에 더하여, 이들 화합물의 존재는, ｛111｝＜112＞ 방위 및 {322}＜236＞ 방위의 집합 조직의 발달을 저해한다.
이 때문에, S 함유량은, 0.01% 이하로 한다. 한편, S의 과도한 저감은, 정련 비용의 증가로 연결되기 때문에, S 함유량은 0.0001% 이상으로 한다. 또한, 제조 비용 및 내식성을 고려하면, S 함유량은, 0.0005% 이상인 것이 바람직하고, 0.0050% 이하인 것이 바람직하다.
Cr：10.0~25.0%
Cr은, 배기 부품에서 가장 중요한 특성인, 고온 강도 및 내산화성을 확보하기 위해 필요한 원소이다. 이 때문에, Cr 함유량은, 10.0% 이상으로 한다. 한편, Cr의 함유가 25.0%를 초과하면, 인성이 열화되어, 제조성이 나빠지는 것 외에, 특히 강관 용접부의 취성 균열, 또는 굽힘성 불량이 생긴다.
이에 더하여, 과도한 고용 Cr은, ｛111｝＜112＞ 방위 및 {322}＜236＞ 방위의 집합 조직의 발달을 저해한다. 이 때문에, Cr 함유량은, 25.0% 이하로 한다. 또, 강판 제조 시의 열연판의 인성의 관점에서, Cr 함유량은, 10.0% 이상인 것이 바람직하고, 20.0% 이하인 것이 보다 바람직하고, 18.0% 이하인 것이 더 바람직하다. 또한, 제조 비용의 관점에서, Cr 함유량은 14.0% 미만인 것이 바람직하다.
Ti：0.01~0.30%
Ti는, C, N, 및 S와 결합하여 내식성, 내립계 부식성, 딥 드로잉성을 향상시키는 효과를 가진다. 또, Ti의 질화물은 슬래브 주조 시에 핵이 됨으로써, 등축정율을 증대시키고, 제품판의 ｛111｝ 방위의 집합 조직을 발달시켜, r값 향상을 촉진한다.
Ti의 C 및 N을 고정하는 작용은, 0.01% 이상에서 발현된다. 이 때문에, Ti 함유량은 0.01% 이상으로 한다. 그러나, Ti를, 0.30%를 초과하여 함유시키면, 고용Ti에 의해, 강판이 경질화되어 버리는 것 외에, 인성이 열화된다. 이 때문에, Ti 함유량은, 0.30% 이하로 한다. 또한, 제조 비용 등을 고려하면, Ti 함유량은 0.05% 이상이 바람직하고, 0.25% 이하가 바람직하다.
N：0.001~0.030%
N은, C와 마찬가지로 저온 인성, 가공성, 및 내산화성을 열화시킨다. 이에 더하여, 모상에 고용된 N은, ｛111｝＜112＞ 방위 및 {322}＜236＞ 방위의 집합 조직의 발달을 저해하기 때문에, 그 함유량은 적을수록 좋다. 이 때문에, N 함유량은, 0.030% 이하로 한다. 한편, N의 과도한 저감은, 정련 비용의 증가로 연결된다. 이 때문에, N 함유량은, 0.001% 이상으로 한다. 또한, 제조 비용 및 인성을 고려하면, N 함유량은, 0.005% 이상인 것이 바람직하고, 0.020% 이하인 것이 바람직하다.
본 발명은, 상기 각 성분의 외에, 필요에 따라 이하의 A군, B군, C군, D군의 성분의 1군 이상을 함유해도 된다. A군의 원소는 내식성, 가공성을 향상시키는 원소이다. B군으로 분류되는 원소는, ｛111｝ 방위의 집합 조직에 영향을 주는 원소이다. 또, C군으로 분류되는 원소는, 고온 강도, 내산화성 등의 고온 특성을 향상시키는 원소이다. 그리고, D군으로 분류되는 원소는, 인성, 내식성 등을 향상시키는 원소이다.
A군 원소
Nb：0~0.10% 미만
Nb는, Ti와 마찬가지로 C, N, 및 S와 결합하여, 내식성, 내립계 부식성, 및 딥 드로잉성을 향상시킨다. 또, 고온역에 있어서의 고용 강화능, 및 석출 강화능이 높기 때문에, 고온 강도 및 열피로 특성을 향상시킨다. 이 때문에, 필요에 따라 함유시켜도 된다. 그러나, Nb의 과도한 함유는, 재결정의 진행을 현저하게 지연시켜, ｛111｝의 발달을 저해시킨다. 이 때문에, Nb 함유량은 0.10% 미만으로 한다. 또, 재결정에 대한 영향을 고려하면, Nb 함유량은 0.05% 이하인 것이 바람직하다. 한편, 상기 효과를 얻기 위해서는, Nb 함유량은 0.005% 초과인 것이 바람직하다.
B군 원소
Sn：0~0.500%
Sn은, 슬래브 주조 시에, 조성적 과냉각을 일으켜, 등축정율을 증대시킨다. 이것에 의해 제품판의 ｛111｝ 방위의 집합 조직을 발달시켜, r값 및 강관의 확관성 향상을 촉진한다. 이 때문에, 필요에 따라 함유시켜도 된다. 그러나, Sn은, 0.500% 초과의 함유에 의해 과도한 편석이 생겨, 강관 용접부의 저온 인성이 저하된다. 이 때문에, Sn 함유량은 0.500% 이하로 한다. 또한, 고온 특성, 제조 비용 및 인성을 고려하면, Sn 함유량은, 0.300% 이하인 것이 바람직하다. 한편, 상기 효과를 얻기 위해, Sn 함유량은 0.01% 이상인 것이 바람직하다.
Mg：0~0.0100%
Mg는, 용강 중에서 Al과 마찬가지로, Mg 산화물을 형성하고, 탈산제로서 작용한다. 이에 더하여, Mg는 미세하게 정출한 Mg 산화물이 핵이 되어 슬래브의 등축정율을 증대시키고, 그 후의 공정에 있어서, Nb 및 Ti계 미세 석출물의 석출을 촉진한다. 구체적으로는, 열연 공정에 있어서, 상술한 석출물이 미세 석출되면, 열연 공정 및, 계속되는 열연판의 소둔 공정에 있어서 재결정핵이 된다. 그 결과, 매우 미세한 재결정 조직을 얻을 수 있다. 이 재결정 조직은, ｛111｝ 방위의 집합 조직의 발달에 기여함과 함께, 인성 향상에도 기여한다. 이 때문에, 필요에 따라 함유시켜도 된다.
그러나, Mg의 과도한 함유는, 내산화성의 열화 및 용접성의 저하 등을 초래한다. 이 때문에, Mg 함유량은, 0.0100% 이하로 한다. 한편, 상기 효과를 얻기 위해서는, Mg 함유량은 0.0002% 이상인 것이 바람직하다. 또한, 정련 비용을 고려하면, Mg 함유량은 0.0003% 이상인 것이 보다 바람직하고, 0.0020% 이하인 것이 바람직하다.
B：0~0.0050%
B는, 입계에 편석함으로써 입계 강도, 2차 가공성, 저온 인성, 및 중온역의 고온 강도를 향상시키는 효과를 가진다. 이 때문에, 필요에 따라 함유시켜도 된다. 그러나, B의 0.0050% 초과의 함유에 의해, Cr2B 등의 B 화합물이 생성되어, 입계 부식성, 및 피로 특성을 열화시킨다. 이에 더하여, ｛111｝ 방위의 집합 조직의 발달을 저해하여, r값의 저하를 초래한다. 이 때문에, B 함유량은, 0.0050% 이하로 한다. 한편, 상기 효과를 얻기 위해서는, B 함유량은, 0.0002% 이상인 것이 바람직하다. 또한, 용접성 및 제조성을 고려하면, B 함유량은, 0.0003% 이상인 것이 바람직하고, 0.0010% 이하인 것이 바람직하다.
V：0~1.0%
V는, C 또는 N과 결합하여, 내식성 및 내열성을 향상시킨다. 이 때문에, 필요에 따라 함유시켜도 된다. 그러나, V의 1.0% 초과의 함유에 의해, 조대한 탄질화물이 생성되어 인성이 저하되고, 또한 ｛111｝ 방위의 집합 조직의 발달을 저해한다. 이 때문에, V 함유량은, 1.0% 이하로 한다. 이에 더하여, 제조 비용 및 제조성을 고려하면, V 함유량은, 0.2% 이하인 것이 바람직하다. 한편, 상기 효과를 얻기 위해서는, V 함유량은, 0.05% 이상인 것이 바람직하다.
Mo：0~3.0%
Mo는, 내식성을 향상시키는 원소이며, 특히 간극 구조를 가지는 관재 등에서는, 간극 부식을 억제하는 원소이다. 이 때문에, 필요에 따라 함유시켜도 된다. 그러나, Mo의 함유량이, 3.0%를 초과하면, 현저하게 성형성이 열화되어, 제조성이 저하된다. 또, Mo는, ｛111｝ 방위의 집합 조직의 발달을 저해한다. 이 때문에, Mo 함유량은, 3.0% 이하로 한다. 한편, 상기의 효과는, 상기 효과를 얻기 위해서는, Mo 함유량은, 0.2% 이상인 것이 바람직하다. 또한, 제조 비용, 생산성 및 {111｝ 방위의 집합 조직을 첨예하게 발달시키는 것을 고려하면, Mo 함유량은, 0.4% 이상인 것이 바람직하고, 2.0% 이하인 것이 바람직하다.
W：0~3.0%
W는, 고온 강도를 높이기 때문에, 필요에 따라 함유시켜도 된다. 그러나, W의 과도한 함유는, 인성의 열화, 및 신장의 저하를 초래한다. 또, 금속간 화합물상인 Laves상의 생성량이 증대하고, ｛111｝ 방위의 집합 조직의 발달을 저해하여, r값을 저하시킨다. 이 때문에, W 함유량은, 3.0% 이하로 한다. 또한, 제조 비용 및 제조성을 고려하면, W 함유량은, 2.0% 이하인 것이 바람직하다. 한편, 상기 작용을 얻기 위해서는, W 함유량은, 0.1% 이상인 것이 바람직하다.
C군 원소
Al：0~0.5%
Al은, 탈산 원소로서 사용되는 경우가 있는 것 외에, 고온 강도, 및 내산화성을 향상시키기 때문에, 필요에 따라 함유시켜도 된다. 또, TiN 및 Laves상의 석출 사이트가 되고, 석출물을 미세화하여, 저온 인성을 향상시킨다. 그러나, Al의 0.5% 초과의 함유는, 신장의 저하, 용접성 및 표면 품질의 열화를 초래한다. 또, 조대한 Al 산화물을 형성시켜, 저온 인성을 저하시킨다. 이 때문에, Al 함유량은, 0.5% 이하로 한다. 한편, 상기 효과를 얻기 위해서는, Al 함유량은, 0.003% 이상인 것이 바람직하다. 또한, 정련 비용을 고려하면, Al 함유량은, 0.01% 이상인 것이 바람직하고, 0.1% 이하인 것이 바람직하다.
Cu：0~2.0%
Cu는, 내식성을 향상시킴과 함께, 모상에 고용되어 있는 Cu의 석출, 소위, ε-Cu의 석출에 의해, 중온역에서의 고온 강도를 향상시키는 효과를 가진다. 이 때문에, 필요에 따라 함유시켜도 된다. 그러나, Cu의 과도한 함유는, 강판의 경질화에 의한 인성 저하, 및 연성 저하를 초래한다. 이 때문에, Cu 함유량은, 2.0% 이하로 한다. 또한, 내산화성, 및 제조성을 고려하면, 1.5% 미만인 것이 바람직하다. 한편, 상기 효과를 얻기 위해서는, Cu 함유량은 0.1% 이상인 것이 바람직하다.
Zr：0~0.30%
Zr은, 내산화성을 향상시키는 원소이며, 필요에 따라 함유시켜도 된다. 그러나, Zr의 0.30% 초과의 함유는, 인성 및 산세성 등의 제조성을 현저하게 열화시킨다. 또, Zr과, 탄소 및 질소의 화합물을 조대화시킨다. 그 결과, 열연 소둔 시의 강판 조직을 조립화시켜, r값을 저하시킨다. 이 때문에, Zr 함유량은, 0.30% 이하로 한다. 또한, 제조 비용을 고려하면, Zr 함유량은, 0.20% 이하인 것이 바람직하다. 한편, 상기 효과를 얻기 위해서는, Zr 함유량은 0.05% 이상인 것이 바람직하다.
Co：0~0.50%
Co는, 고온 강도를 향상시키는 원소이며, 필요에 따라 함유시켜도 된다. 그러나, Co의 과도한 함유는, 인성 및 가공성을 저하시킨다. 이 때문에, Co 함유량은, 0.50% 이하로 한다. 또한, 제조 비용을 고려하면, Co 함유량은, 0.30% 이하인 것이 바람직하다. 한편, 상기 효과를 얻기 위해서는, Co 함유량은 0.05% 이상인 것이 바람직하다.
Sb：0~0.50%
Sb는, 입계에 편석하여 고온 강도를 높이기 때문에, 필요에 따라 함유시켜도 된다. 그러나, Sb는, 0.50% 초과의 함유에 의해, 과도한 편석이 생겨, 강관 용접부의 저온 인성을 저하시킨다. 이 때문에, Sb 함유량은, 0.50% 이하로 한다. 또한, 고온 특성, 제조 비용 및 인성을 고려하면, Sb 함유량은, 0.30% 이하인 것이 바람직하다. 한편, 상기 효과를 얻기 위해서는, Sb 함유량은, 0.01% 이상인 것이 바람직하다.
REM：0~0.05%
REM(희토류 원소)는, 다양한 석출물을 미세화하여, 인성 및 내산화성을 향상시키는 효과를 가진다. 이 때문에, 필요에 따라 함유시켜도 된다. 그러나, REM 함유량이, 0.05%를 초과하면, 주조성이 현저하게 저하된다. 이 때문에, REM 함유량은, 0.05% 이하로 한다. 한편, 상기 효과를 얻기 위해서는, REM 함유량은 0.001% 이상인 것이 바람직하다. 또한, 정련 비용 및 제조성을 고려하면, REM 함유량은, 0.003% 이상인 것이 보다 바람직하고, 0.01% 이하인 것이 바람직하다.
여기서, REM이란, 란타노이드의 15원소에 Y 및 Sc를 합한 17원소의 총칭이다. 이들 17원소 중 1종 이상을 강재에 함유시킬 수 있어, REM 함유량은, 이들 원소의 합계 함유량을 의미한다.
D군 원소
Ni：0~2.0%
Ni는, 인성 및 내식성을 향상시키는 원소이기 때문에, 필요에 따라 함유시켜도 된다. 그러나, Ni의 2.0% 초과의 함유에 의해 오스테나이트상이 생성되고, ｛111｝ 방위의 집합 조직의 발달을 저해하여, r값이 저하되는 것 외에, 강관 굽힘성이 현저하게 열화된다. 이 때문에, Ni 함유량은, 2.0% 이하로 한다. 또한, 제조 비용을 고려하면, Ni 함유량은 0.5% 이하인 것이 바람직하다. 한편, 상기 효과를 얻기 위해서는, Ni 함유량은, 0.1% 이상인 것이 바람직하다.
Ca：0~0.0030%
Ca는, 탈황 원소로서 유효한 원소이기 때문에, 필요에 따라 함유시켜도 된다. 그러나, Ca 함유량이, 0.0030%를 초과하면, 조대한 CaS가 생성되어, 인성 및 내식성을 열화시킨다. 이 때문에, Ca 함유량은, 0.0030% 이하로 한다. 한편, 상기 효과를 얻기 위해서는, Ca 함유량은, 0.0001% 이상인 것이 바람직하다. 또한, 정련 비용 및 제조성을 고려하면, Ca 함유량은, 0.0003% 이상인 것이 보다 바람직하고, 0.0020% 이하인 것이 바람직하다.
Ta：0~0.10%
Ta는, C 및 N과 결합하여 인성의 향상에 기여하기 때문에, 필요에 따라 함유시켜도 된다. 그러나, Ta 함유량이, 0.10%를 초과하면, 제조 비용이 증가하는 것 외에, 제조성을 현저하게 저하시킨다. 이 때문에, Ta 함유량은, 0.10% 이하로 한다. 한편, 상기 효과를 얻기 위해서는, Ta 함유량은, 0.01% 이상인 것이 바람직하다. 또한, 정련 비용 및 제조성을 고려하면, Ta 함유량은, 0.02% 이상인 것이 보다 바람직하고, 0.08% 이하인 것이 바람직하다.
Ga：0~0.1%
Ga는, 내식성 향상 및 수소 취화 억제를 위해, 필요에 따라 함유시켜도 된다. Ga 함유량은 0.1% 이하로 한다. 한편, 상기 작용을 얻기 위해, 황화물 및 수소화물의 생성을 감안하여, Ga 함유량은, 0.0002% 이상인 것이 바람직하다. 또한, 제조 비용 및 제조성, 그리고 연성 및 인성의 관점에서, Ga 함유량은, 0.0005% 이상인 것이 보다 바람직하고, 0.020% 이하인 것이 바람직하다.
본 발명의 강재의 화학 조성에 있어서, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물이다. 여기서 「불가피적 불순물」이란, 강재를 공업적으로 제조할 때에, 광석, 스크랩 등의 원료, 제조 공정의 다양한 요인에 의해 혼입되는 성분이며, 본 발명에 악영향을 주지 않는 범위에서 허용되는 것을 의미한다.
2. 결정 입도 번호
본 발명에 관련된 페라이트계 스테인리스 강판에 있어서는, 그 결정 입도 번호를 6.0 이상으로 하고, 6.5 이상인 것이 바람직하다. 강판의 결정 입도 번호가 6.0 미만이면 오렌지 필 등의 표면 거침의 원인이 되기 때문이다. 한편, ｛111}＜112＞를 발달시키려면 충분히 결정립을 성장시킬 필요가 있다는 이유에서, 강판의 결정 입도는 9.0 이하인 것이 바람직하다.
또한, 결정 입도 번호에 대해서는, JIS G 0511에 준거하여, 광학 현미경 관찰을 행함으로써 측정을 행했다.
3. 판두께
본 발명에 관련된 페라이트계 스테인리스 강판의 판두께는, 1.0mm 이상으로 한다. 페라이트계 스테인리스 강판의 판두께는, 1.2mm 이상인 것이 바람직하고, 1.5mm 이상인 것이 보다 바람직하다. 한편, 판두께가 두꺼운 후강판의 제조 시에는, 충분한 압하율을 확보하기 위해 열연판을 두껍게 할 필요가 있지만, 공업적인 측면 및 인성의 측면에서 열연판을 극단적으로 두껍게 하는 것은 어렵다. 이 때문에, 상기 강판의 판두께는 3.0mm 이하인 것이 바람직하고, 2.5mm 이하인 것이 보다 바람직하다.
4. 결정 방위 강도
4-1. 결정 방위 강도와 판두께의 관계
본 발명에 관련된 페라이트계 스테인리스 강판에 있어서는, 결정 방위 강도와 판두께의 관계가 하기 기재의 (i)~(iii)식을 만족한다.
A+B≥12.0/t ···(i)
X+Y≥12.0/(t-0.3) ···(ii)
(X+Y)-(A+B)≤5.0 ···(iii)
단, 상기 (i)~(iii)식 중의 각 기호는 이하에 의해 정의된다.
t：판두께(mm)
A：판두께 중심부의 ｛111｝＜112＞ 결정 방위 강도
B：판두께 1/4부의 ｛111｝＜112＞ 결정 방위 강도
X：판두께 중심부의 ｛322｝＜236＞ 결정 방위 강도
Y：판두께 1/4부의 ｛322｝＜236＞ 결정 방위 강도
｛111｝＜112＞ 방위의 집합 조직이 발달하면, 주로, r0 및 r90의 값이 향상되어, 딥 드로잉성을 포함하는 가공성이 양호해진다. 이 때문에, 본 발명에 관련된 강판은, 판두께 중심부 및 판두께 1/4부에서의 ｛111｝＜112＞ 결정 방위 강도의 합(이하, 간단히 「｛111｝＜112＞ 결정 방위 강도의 합」이라고 기재한다.)이 상기 (i)식을 만족할 필요가 있다.
마찬가지로, ｛322｝＜236＞ 방위의 집합 조직이 발달하면, 주로, r45 및 r90의 값이 향상되고, 딥 드로잉성을 포함하는 가공성이 양호해진다. 이 때문에, 본 발명에 관련된 강판에서는, 판두께 중심부 및 판두께 1/4부에서의 ｛322｝＜236＞ 결정 방위 강도의 합(이하, 간단히 「｛322｝＜236＞ 결정 방위 강도의 합」이라고 기재한다.)이 상기 (ii)식을 만족할 필요가 있다.
여기서, ｛322｝＜236＞ 방위의 집합 조직을 강하게 너무 발달시키면, 이번에는 ｛111｝＜112＞ 방위의 집합 조직의 발달을 저해하여, 반대로 가공성이 저하되어 버리는 경우가 있다. 이 때문에, ｛322｝＜236＞ 결정 방위 강도의 합과 ｛111｝＜112＞ 결정 방위 강도의 합의 차는 상기 (iii)식을 만족할 필요가 있다.
또한, 본 발명에 관련된 강판에 있어서는, 집합 조직을 평가할 때에, 일반적으로 측정되는 판두께 중심부의 결정 방위 강도뿐만이 아니라, 판두께 1/4부에 있어서의 결정 방위 강도에 대해서도 측정을 행하고 있다. 이것은, 재결정 조직의 형성에 영향을 주는 전단 변형은 강판의 냉간 압연 시에 판두께 표면으로부터 판두께 1/4부에 있어서 특히 생기기 쉬워, 그 영향을 조사하기 위해서이다.
집합 조직의 측정은, X선 회절 장치(Rigaku Corporation제)를 사용하고, Mo-Kα선을 이용하여, 판두께 중심 영역(기계 연마와 전해 연마의 조합으로 중심 영역을 출현)의 (200), (110), (211) 양극점도를 얻고, 이것으로부터 구면 조화 함수를 이용하여 ODF(Orientation Distribution Function)를 얻었다. 이 측정 결과에 의거하여, ｛111｝＜112＞ 결정 방위 강도 및 {322｝＜236＞ 결정 방위 강도를 산출했다. 또한, 본 발명에 있어서는, 모상인 페라이트상의 결정 방위 강도를 측정하고 있다.
4-2. 각 r값과 판두께의 관계
본 발명에 관련된 강판의 r값에 대해서는, JIS Z 2254에 따라, 하기 수법에 의해 실시하고, 시험편을 압연 방향에 대해 평행, 45° 방향, 및 90° 방향에서의 r값을 구한 후에, 평균 r값을 산출했다.
여기서, r값이란, 이하의 방법에 의해 산출된다. 구체적으로는, 냉연 소둔판으로부터 JIS13호 B 인장 시험편을 압연 방향에 대해, 평행, 45° 방향, 90° 방향으로부터 채취하고, 10~20%의 뒤틀림을 부여한 후에, 하기 (a)식에 각 치를 대입하여 산출된다. 또, 하기 (iv)식을 이용하여, 평균 r값(이하, 「rm」이라고 기재한다.)이 산출된다.
r=ln(W0/W)/ln(T0/T) ···(a)
단, 상기 식 중의 각 기호는 이하에 의해 정의된다.
W0：인장 전의 판폭
W：인장 후의 판폭
T0：인장 전의 판두께
T：인장 후의 판두께
rm=(r0+2r45+r90)/4 ···(iv)
단, 상기 식 중의 각 기호는 이하에 의해 정의된다.
r0：압연 방향의 r값
r45：압연 방향에 대해 45° 방향의 r값
r90：압연 방향에 대해 90° 방향의 r값
또, 최소 r값(이하, 「rmin」이라고 기재한다.)이란, 상술한 측정한 r0, r45, r90 중, 최소가 되는 r값이다.
여기서, 원통 딥 드로잉 시험에 의해, 본 발명에 관련된 강판의 성형성을 평가했다. 하기 조건으로, 성형 한계 드로잉비：2.20의 딥 드로잉 성형 상태에서, 성형성을 평가한 경우에 있어서의 rm과 판두께의 관계를 도 1에 나타낸다. 도 1에 있어서는, 문제 없이 성형할 수 있었던 경우를 ○, 펀치 어깨부 근방에서 네킹이 생긴 경우, 또는 도중에 성형 균열이 생긴 경우를 ●로 나타내고 있다.
또한, 성형 조건은, 펀치 직경：Φ50mm, 펀치 어깨 R：5mm, 다이스：φ52mm, 다이스 어깨 R：5mm, 블랭크 직경：Φ100mm, 주름 억제력：10kN, 윤활유：40℃에 있어서의 동점도가 1200mm2/s, 드로잉비：2.20(블랭크 직경：φ110mm)이다.
도 1로부터, 양호한 성형성을 얻기 위해서는, rm이, 하기 (v)식을 만족하는 것이 바람직하다.
rm≥2.0/t ···(v)
단, 상기 식 중의 각 기호는 이하에 의해 정의된다.
t：판두께(mm)
또, 도 2에 동일한 조건으로, 성형성을 평가한 경우의 rmin과 판두께의 관계를 도 2에 나타낸다. 도 1과 마찬가지로, 문제 없이 성형할 수 있었던 경우를 ○, 펀치 어깨부 근방에서 네킹이 생긴 경우, 또는 도중에 성형 균열이 생긴 경우를 ●로 나타내고 있다.
도 2로부터, rmin이 하기 (vi)식을 만족하는 경우에 성형성이 우수하다.
rmin≥2.0/(t+0.3) ···(vi)
단, 상기 식 중의 각 기호는 이하에 의해 정의된다.
t：판두께(mm)
4-3. 결정 방위 강도와 판두께의 관계
｛111｝＜112＞ 방위는, 두께 방향의 뒤틀림에 비해, 판폭 방향의 뒤틀림이 큰 미끄러짐 변형을 하는 결정 방위이다. 이 때문에, ｛111｝＜112＞ 결정 방위 강도가 증가하면, 판두께 감소가 억제된다. 그 결과, rm이 향상된다. 따라서, 강판의 전후에 있어서 ｛111｝＜112＞ 방위의 집합 조직이 발달할 필요가 있다.
또, ｛322｝＜236＞ 결정 방위 강도가 증가하면, 강판의 r값의 이방성을 변화시켜, r0의 값이 저하되지만, 대신에 r45 및 r90의 값이 향상된다. 상기의 식(v)에 나타낸 바와 같이, rm에 대한 r45의 기여는 크고, 단순히 ｛111｝＜112＞를 발달시킨 것 만으로는 향상되기 어려운 r45를 향상시키기 때문에, ｛322｝＜236＞ 방위의 집합 조직을 증가시키는 것은 유효하다.
그러나, ｛322｝＜236＞ 방위의 집합 조직을 너무 강하게 발달시키면, 이번에는 ｛111｝＜112＞ 방위의 집합 조직의 발달을 저해하여, rm은 반대로 저하되어 버린다. 이 때문에, 상기 (i)~(iii)식을 만족함으로써, 상기 (v)식을 만족하는 rm 및 상기 (vi)식을 만족하는 rmin을 얻을 수 있다.
이상을 근거로, 본 발명에 관련된 강판에서는, ｛111｝＜112＞ 방위 및 {322｝＜236＞ 방위의 결정 방위 강도를 상기 (i)~(iii)식을 만족하는 값으로 한다. 이 결과, 상기 (v)식을 만족하는 rm, 및 상기 (vi)를 만족하는 rmin을 동시에 달성할 수 있다.
5. 제조 방법
다음에, 제조 방법에 대해서 설명한다. 본 발명의 강판의 제조 방법은, 예를 들면, 제강-열간 압연-산세-냉간 압연-소둔의 공정을 포함한다. 제강에 있어서는, 상기의 화학 조성을 가지는 강을, 전로 용제하고, 계속해서 2차 정련을 행하는 방법이 적합하다. 용제한 용강은, 공지의 주조 방법(연속 주조)에 따라서 슬래브로 한다.
5-1. 열간 압연 공정
계속해서, 슬래브는 이하의 온도에서 가열되어, 소정의 판두께로 연속 압연으로 열간 압연된다. 주조된 슬래브는, 1100~1250℃에서 가열하는 것이 바람직하다. 이것은, 슬래브의 가열 온도를 1100℃ 미만으로 하면, 가열 온도가 너무 낮기 때문에 스케일 생성이 적어져 압연 롤과 강재가 소부(燒付)됨으로써, 표면 품질이 저하되어, 후속 공정에 악영향을 미치기 때문이다.
한편, 슬래브의 가열 온도를 1250℃ 초과로 하면, 슬래브가, 자중으로 고온 변형되는 슬래브 처짐이 생기기 때문에 바람직하지 않다. 또한, 생산성 및 표면 흠을 고려하면, 슬래브의 가열 온도는, 1150~1200℃인 것이 바람직하다. 또한, 본 발명에 있어서는, 슬래브의 가열 온도와 열간 압연 개시 온도는 동의이다.
슬래브 가열 후, 열간 압연 공정에서는, 복수 패스의 조압연이 실시되고, 복수 스탠드로 이루어지는 마무리 압연이 일방향으로 실시되어, 코일형상으로 감겨진다.
5-2. 산세 공정
본 발명에서는, 열연 강판에 열연판 소둔을 실시하지 않고 산세 처리하여, 냉간 압연 공정에 냉간 압연 소재로서 제공한다. 이것은, 통상, 열연 강판에 열연판 소둔을 실시하고, 정립 재결정 조직을 얻는 일반적인 제조 방법과는 상이하다. 일반적으로, 열연판 소둔을 실시하면 조직 제어가 용이해지지만, 열연 뒤틀림이 소실되어 ｛111｝ 결정 방위의 발달을 방해하는 것 외에, r90을 향상시키는 ｛322｝＜236＞ 결정 방위가 후속의 냉간 압연 후의 소둔 공정에 있어서 발달하지 않는다. 또한, 이 ｛111｝ 방위의 결정립 중, 대표적인 것으로서는, ｛111｝＜112＞를 들 수 있다.
그런데, ｛322｝＜236＞ 결정 방위는, α-fiber(｛011｝//RD(｛100｝~｛111｝＜011＞))로 불리는 집합 조직이 발달한 강판을 소둔하면, 보다 강하게 발달한다. 이 α-fiber는, 페라이트계 스테인리스 강판에 있어서는, 열간 압연 및 냉간 압연에 의해 발달한다. 그러나, 열연판 소둔을 행하면 열간 압연 시에 발달한 α-fiber가, 냉간 압연 전에 일단 소실되어, 결정 방위의 랜덤화가 진행되어 버린다. 이 때문에, 본 발명에 있어서는 열연판 소둔을 실시하지 않는다.
5-3. 냉간 압연 공정
냉간 압연 공정에 있어서는, 직경이 400mm 이상인 롤을 이용하여 60% 이상의 압하율로 냉간 압연한다. 여기서, 롤 직경을 400mm 이상으로 함으로써, 냉간 압연 시의 전단 뒤틀림을 억제할 수 있다. 전단 뒤틀림에 의해 도입되는 전단 변형은, 랜덤 방위립의 핵생성 사이트가 되기 때문에, 억제할 필요가 있다. 그 결과, 계속되는 소둔 공정에 있어서, r값을 향상시키는 ｛111｝＜112＞ 결정 방위의 결정립의 생성을 촉진시킨다. 이것에 의해, 통상은 발달하기 어려운 판두께 1/4부의 ｛111｝＜112＞ 결정 방위도 발달시킨다.
또, 압하율이 높아지면, 재결정의 구동력이 되는 축적 에너지가 증대한다. 그 결과, ｛111｝＜112＞ 결정 방위가 우선 핵생성되기 쉬워지고, 또 선택 성장하기 쉬워진다. 이 때문에, 냉간 압연의 압하율은, 60% 이상으로 하고, 70% 이상인 것이 보다 바람직하다.
5-4. 냉간 압연 후의 소둔 공정
｛111｝＜112＞를 발달시키고, 가공성을 향상시키기 위해, 소둔 시에 재결정 거동에 의거한 엄밀한 소둔 온도 및 가열 속도를 제어하는 것이 바람직하다.
5-4-1. 소둔 온도
냉간 압연 후의 최종 소둔에 대해서는, ｛111｝＜112＞ 재결정립 발달을 위해서는 충분히 고온에서 소둔할 필요가 있다. 동시에, 과도하게 높은 온도에서의 소둔은 결정립의 조대화를 초래하여, 오렌지 필 등의 표면 거침의 원인이 된다. 또, 본 발명에 관련된 강판의 금속 조직은 결정 입도 번호가 6.0 이상인 미세 조직으로 할 필요가 있다. 이 때문에, 소둔 온도 Tf(℃)는 하기 (vii)식의 범위 내에서 행하는 것이 바람직하다.
800≤Tf(℃)≤950 ···(vii)
5-4-2. 가열 속도
본 발명에 관련된 강판에서는, 평균 가열 속도를 승온 개시 온도부터 목표로 하는 온도에 도달할 때까지의 시간을 제어하는 것이 바람직하다. 재결정립 중, ｛111｝＜112＞ 방위의 결정립은, 다른 방위의 결정립보다 비교적 재결정의 초기에 생기기 쉽다. 또, ｛111｝＜112＞ 방위의 결정립은, 소둔 중에 입 성장하여 다른 방위의 결정립을 잠식함으로써 발달한다. 이 때, ｛111｝ 방위의 재결정이 개시되기 전에, 다른 방위의 결정립이 재결정되는 온도까지 승온되어 버리면, ｛111｝＜112＞ 방위의 집합 조직의 발달이 억제되어, 가공성이 저하되어 버린다. 그 때문에, 우선 급속 가열에 의해 강판 온도를 재결정 개시 온도 Ts(℃)에 도달시키고, 그 후, ｛111｝＜112＞ 방위의 결정립을 성장시키기 위해 소둔 온도 Tf(℃)까지 천천히 승온하여, 재결정을 진행시키는 것이 바람직하다. 이것에 의해, 강판에 있어서 ｛111｝＜112＞ 방위의 집합 조직이 강하게 발달한다.
또한, 이 때, Ts(℃)는 재결정에 미치는 냉간 압연 공정에 있어서의 압하율의 영향을 고려한 하기 (viii)식으로 나타낸다.
Ts(℃)=700+(1-X/100)×130 ···(viii)
단, 상기 식 중의 기호는 이하에 의해 정의된다.
X：냉간 압연의 압하율(%)
본 발명에 관련된 강판에서는, 승온 개시 온도부터 재결정 개시 온도 Ts(℃)까지의 평균 가열 속도가 15℃／s 이상인 것이 바람직하고, 20℃／s 이상인 것이 보다 바람직하다.
또, 재결정 개시 온도 Ts(℃)부터 소둔 온도 Tf(℃)까지의 평균 가열 속도가 10℃／s 이하인 것이 바람직하고, 5℃／s 이하인 것이 보다 바람직하다. 그리고, 상술한 직경 400mm 이상의 대경 롤 압연에 의해 통상보다 전단 변형의 도입이 억제된다. 이 결과, 전단 변형에 의한 랜덤 방위립의 생성이 억제되고, 조기의 ｛111｝＜112＞ 방위의 결정립의 핵생성의 효과가 조합되어, 통상의 제조 방법(소경 롤 압연 또한 열처리 제어 없음)과 비교하여, ｛111｝＜112＞ 방위가 강하게 발달한다.
또한, 상술한 열연판 소둔을 생략하는 것에 더하여, 상기의 제조 조건으로 함으로써, ｛322｝＜236＞ 방위의 집합 조직과, ｛111｝＜112＞ 방위의 집합 조직이 동시에 발달한다. 이들에 의해, 본 발명에 관련된 페라이트계 스테인리스 강판을 얻을 수 있다.
5-5. 그 외 제조 조건
슬래브 두께, 열연판 두께 등은 적절히 설계하면 된다. 또, 냉간 압연에 있어서는, 롤 조도(粗度), 압연유, 압연 패스 횟수, 압연 속도, 압연 온도 등은 적절히 선택하면 된다. 소둔은, 필요하면 수소 가스 또는 질소 가스 등의 무산화 분위기에서 소둔하는 광휘 소둔을 실시해도 된다. 또, 대기 중에서 소둔을 실시해도 된다. 또한, 소둔 후에, 조질 압연 또는 형상 교정을 위한 텐션 레벨러 공정을 실시해도 되고, 또 통판(通板)해도 상관없다.
5-6. 페라이트계 스테인리스 부재의 제조 방법
상기 방법으로 제조된 강판을 이하의 방법을 이용하여, 배기 부품용 부재로 한다. 이러한 부재는, 강판으로부터 프레스 가공되거나, 강판을 소정의 사이즈(직경)의 강관으로 조관한 후에 목적하는 형상으로 성형된다.
이하, 실시예에 의해 본 발명을 보다 구체적으로 설명하지만, 본 발명은 이러한 실시예에 한정되는 것은 아니다.
[실시예 1]
표 1에 나타내는 성분 조성의 강을 용제하여, 슬래브로 주조하고, 슬래브 가열 온도를 1150℃, 권취 온도를 500℃의 조건에서 열간 압연하여 열연 강판으로 했다.
Figure 112020115304987-pct00001
그 후, 산세한 열연 강판을, 직경 400~500mm의 롤을 이용하여, 표 2에 나타내는 두께까지 냉간 압연하여, 연속 소둔-산세를 실시했다. 이와 같이 하여, 얻어진 냉연 소둔판에 대해, r값 측정 그리고 결정 방위 강도 측정을 행했다.
r값에 대해서는, JIS Z 2254에 따라, 상술한 수법에 의해 실시하여, 압연 방향에 대해, 평행, 45° 방향, 90° 방향에서 시험편을 채취하고, r값을 구한 후에 평균 r값을 산출했다. 구체적으로는, JIS13호 B 인장 시험편 채취하고, 압연 방향에 대해 평행, 45° 방향, 90° 방향으로 10~20%의 뒤틀림을 부여한 후, 소정의 방법으로, 상기 값을 산출했다.
결정 방위 강도 측정에 대해서는, X선 회절 장치(Rigaku Corporation제)를 사용하고, Mo-Kα선을 이용하여, 판두께 중심 영역(기계 연마와 전해 연마의 조합으로 중심 영역을 출현)의 (200), (110), (211) 양극점도를 얻고, 이것으로부터 구면 조화 함수를 이용하여 ODF(Orientation Distribution Function)를 얻었다. 이 측정 결과에 의거하여, ｛111｝＜011＞ 결정 방위 강도 및 {322｝＜236＞ 결정 방위 강도를 산출했다. 또한, 본 발명에 있어서는, 모상인 페라이트상의 결정 방위 강도를 측정하고 있다.
또, 성형성에 대해서는 원통 딥 드로잉 시험으로 평가했다. 성형 조건에 대해서, 이하에 나타낸다. 구체적으로는, 펀치 직경：Φ50mm, 펀치 어깨 R：5mm, 다이스：φ52mm, 다이스 어깨 R：5mm, 블랭크 직경：Φ100mm, 주름 억제력：10kN, 윤활유：40℃에 있어서의 동점도가 1200mm2/s, 드로잉비：2.20(블랭크 직경：φ110mm)로 했다.
상기 조건으로 성형 한계 드로잉비：2.20에서의 딥 드로잉 성형 상황에 의해, 성형성을 평가했다. 표 2에 있어서는, 성형할 수 있었던 경우를 ○, 펀치 어깨부 근방에서 네킹이 생긴 경우를 △, 도중에 성형 균열이 생긴 경우를 ×로 했다. 이러한 평가 결과를, 정리하여 표 2에 나타낸다.
Figure 112020115304987-pct00002
표 2에 나타낸 실시예의 제조 방법은, 상술한 대로, 모두 본 발명의 적합한 범위의 제조 방법을 이용하고 있다. 그리고, 본 발명에서 규정하는 화학 조성을 가지는 강(표 1의 강 No. A1~A20)을 이용한 발명예 B1~B20는, 본 발명의 규정을 만족하며, 모두 가공성이 우수하다. 이에 반해, 조성이 본 발명의 규정 범위 밖인 강(표 1의 강 No. a1~a9)을 이용한 비교예 b1~b9는, 본 발명에서 규정하는 페라이트상의 결정 방위 강도(집합 조직)가 낮고, 또 평균 r값이 낮기 때문에, 가공성이 떨어진다.
[실시예 2]
표 3에, 표 1에 기재한 강종에 대해서, 표 3에 나타내는 제조 조건에 있어서 제조한 경우의 특성을 나타낸다. 성형성의 평가는, 실시예 1과 동일한 조건에 의해 원통 딥 드로잉 시험으로 평가했다.
표 3에 있어서도, 표 2와 마찬가지로, 성형할 수 있었던 경우를 ○, 펀치 어깨부 근방에서 네킹이 생긴 경우를 △, 도중에 성형 균열이 생긴 경우를 ×로 기재했다.
Figure 112020115304987-pct00003
표 3에 나타내는 본 발명예 C1~C3은, 조성이 본 발명에서 규정되는 범위 내이며, 제조 조건이 본 발명에 있어서의 바람직한 조건을 만족하기 때문에, 양호한 r값 및 가공성을 얻을 수 있었다. 이에 반해, 비교예 c1~c6은, 제조 조건이 본 발명에 있어서의 바람직한 제조 조건에서 벗어나 있다. 이 때문에, 강판의 결정 방위 강도가 본 발명의 규정 범위 밖이 되어, 판두께에 따른 충분한 rm 및 rmin을 얻지 못하고, 가공성이 불량이었다.

Claims (9)

  1. 화학 조성이, 질량%로,
    C：0.001~0.020%,
    Si：0.02~1.50%,
    Mn：0.02~1.50%,
    P：0.01~0.05%,
    S：0.0001~0.01%,
    Cr：10.0~25.0%,
    Ti：0.01~0.30%,
    N：0.001~0.030%,
    Nb：0~0.10% 미만,
    Sn：0~0.500%,
    Mg：0~0.0100%,
    B：0~0.0050%,
    V：0~1.0%,
    Mo：0~3.0%,
    W：0~3.0%,
    Al：0~0.5%,
    Cu：0~2.0%,
    Zr：0~0.30%,
    Co：0~0.50%,
    Sb：0~0.50%,
    REM：0~0.05%,
    Ni：0~2.0%,
    Ca：0~0.0030%,
    Ta：0~0.10%,
    Ga：0~0.1%,
    잔부：Fe 및 불가피적 불순물이며,
    결정 입도 번호가 6.0 이상이고,
    또한, X선 회절에 의한 페라이트상의 결정 방위 강도에 있어서, 하기 (i)식, (ii)식, 및 (iii)식을 만족하고,
    판두께가 1.0mm 이상인, 페라이트계 스테인리스 강판.
    A+B≥12.0/t ···(i)
    X+Y≥12.0/(t-0.3) ···(ii)
    (X+Y)-(A+B)≤5.0 ···(iii)
    단, 상기 식 중의 각 기호는 이하에 의해 정의된다.
    t：판두께(mm)
    A：판두께 중심부의 ｛111｝＜112＞ 결정 방위 강도
    B：판두께 1/4부의 ｛111｝＜112＞ 결정 방위 강도
    X：판두께 중심부의 ｛322｝＜236＞ 결정 방위 강도
    Y：판두께 1/4부의 ｛322｝＜236＞ 결정 방위 강도
  2. 청구항 1에 있어서,
    하기 (iv)식으로 산출되는 평균 r값, 및 최소 r값이, 하기 (v)식 및 (vi)식을 만족하는, 페라이트계 스테인리스 강판.
    rm=(r0+2r45+r90)/4 ···(iv)
    rm≥2.0/t ···(v)
    rmin≥2.0/(t+0.3) ···(vi)
    단, 상기 식 중의 각 기호는 이하에 의해 정의된다.
    rm：평균 r값
    rmin：최소 r값
    t：판두께(mm)
    r0：압연 방향의 r값
    r45：압연 방향에 대해 45° 방향의 r값
    r90：압연 방향에 대해 90°방향의 r값
  3. 청구항 1에 있어서,
    상기 화학 조성이, 질량%로,
    Nb：0.005%를 초과하고 0.10% 미만,
    Sn：0.01~0.500%,
    Mg：0.0002~0.0100%,
    B：0.0002~0.0050%,
    V：0.05~1.0%,
    Mo：0.2~3.0%,
    W：0.1~3.0%,
    Al：0.003~0.5%,
    Cu：0.1~2.0%,
    Zr：0.05~0.30%,
    Co：0.05~0.50%,
    Sb：0.01~0.50%,
    REM：0.001~0.05%,
    Ni：0.1~2.0%,
    Ca：0.0001~0.0030%,
    Ta：0.01~0.10%, 및
    Ga：0.0002~0.1%
    로부터 선택되는 1종 이상을 함유하는, 페라이트계 스테인리스 강판.
  4. 청구항 2에 있어서,
    상기 화학 조성이, 질량%로,
    Nb：0.005%를 초과하고 0.10% 미만,
    Sn：0.01~0.500%,
    Mg：0.0002~0.0100%,
    B：0.0002~0.0050%,
    V：0.05~1.0%,
    Mo：0.2~3.0%,
    W：0.1~3.0%,
    Al：0.003~0.5%,
    Cu：0.1~2.0%,
    Zr：0.05~0.30%,
    Co：0.05~0.50%,
    Sb：0.01~0.50%,
    REM：0.001~0.05%,
    Ni：0.1~2.0%,
    Ca：0.0001~0.0030%,
    Ta：0.01~0.10%, 및
    Ga：0.0002~0.1%
    로부터 선택되는 1종 이상을 함유하는, 페라이트계 스테인리스 강판.
  5. 청구항 1 내지 청구항 4 중 어느 한 항에 있어서,
    배기계 부품에 이용되는, 페라이트계 스테인리스 강판.
  6. 청구항 1 내지 청구항 4 중 어느 한 항에 기재된 페라이트계 스테인리스 강판을 이용한 자동차 또는 자동 이륜차의 배기계 부품용 페라이트계 스테인리스 부재.
  7. (a) 청구항 1 내지 청구항 4 중 어느 한 항에 기재된 화학 조성을 가지는 슬래브를 가열하고, 상기 슬래브를 열간 압연하여, 열연 강판으로 하는 공정과,
    (b) 상기 열연 강판에 소둔을 실시하지 않고, 상기 열연 강판을 산세하여, 산세 강판으로 하는 열연 강판 산세 공정과,
    (c) 상기 산세 강판을, 직경이 400mm 이상인 롤 직경을 가지는 압연기를 이용하여, 압하율 60% 이상으로 냉간 압연하여 냉연 강판으로 하는 냉간 압연 공정과,
    (d) 상기 냉연 강판을, 하기 (vii)식을 만족하는 소둔 온도 Tf(℃)에서 소둔하는 공정을 순서대로 실시하고,
    상기 (d)의 공정에 있어서, 상기 소둔 온도 Tf(℃)에 도달할 때까지의 평균 가열 속도를,
    승온 개시 온도로부터 하기 (viii)식으로 산출되는 재결정 개시 온도 Ts(℃)까지의 온도역에 있어서 15℃／s 이상으로 하고,
    상기 재결정 개시 온도 Ts(℃)부터 상기 소둔 온도 Tf(℃)까지의 온도역에 있어서 10℃／s 이하로 하는, 페라이트계 스테인리스 강판의 제조 방법.
    800≤Tf(℃)≤950 ···(vii)
    Ts(℃)=700+(1-X/100)×130 ···(viii)
    단, 상기 식 중의 기호는 이하에 의해 정의된다.
    X：냉간 압연의 압하율(%)
  8. 삭제
  9. 삭제
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