KR20010025119A - 가공특성이 우수한 주편과 강재 및 그를 위한 용강의처리방법과 제조방법 - Google Patents

Abstract

주편의 전체 단면의 60% 이상이 아래의 식을 충족하는 등축정인 것을 특징으로 하는 가공특성이 뛰어난 주편.

D ＜ 1.2X^1/3+ 0.75

여기서, D는 결정의 방위가 동일한 조직으로서의 등축정의 직경(mm), X는 주편의 표면으로부터의 거리(mm)이다.

그리고, 상기 주편, 및 상기 주편을 가공해서 제조한 강재에는, 표면결함 및 내부결함이 아주 적다.

Description

가공특성이 우수한 주편과 강재 및 그를 위한 용강의 처리방법과 제조방법 {CAST STEEL PIECE AND STEEL PRODUCT EXCELLENT IN FORMING CHARACTERISTICS AND METHOD FOR TREATMENT OF MOLTED STEEL THEREFOR AND METHOD FOR PRODUCTION THEREOF}

종래, 주편은, 용강을, 고정 주형(鑄型)을 이용하는 조괴법이나, 진동 주형, 벨트 캐스터(belt caster), 스트립 캐스터(strip caster) 등을 이용하는 연속 주조법에 의해, 슬래그(slag), 블룸(bloom), 빌렛(billet), 얇은 주편등으로 주조하고, 이것을 미리 결정된 크기로 절단해서 제조되고 있다.

상기 주편은, 가열로 등에 의해 가열된 후, 조(粗)압연이나 사상 압연등의 가공이 실시되어서, 강판이나 형강등의 강재가 된다.

또, 심리스 강관용 주편은, 마찬가지로, 조괴법이나 연속 주조법에 의해, 용강을 블룸이나 빌렛으로 주조하여 제조된다. 상기 주편은 가열로 등에서 가열된 후, 조압연이 실시되고, 제관용 강재로서 제관 공정으로 반송된다. 그리고, 상기 강재는, 재 가열된 후, 직사각형이나 원형으로 성형되고, 이어서 플러그(Plug)를 이용해서 천공되어서 심리스 강관이 제조된다.

이 강재의 재질 및 품질에는, 압연 등의 가공조건 이외에, 가공전의 주편의 응고 조직이 크게 영향을 준다.

통상, 주편의 조직은, 도 7에서 나타내었듯이, 표층에 주형에 의해 급격히 냉각되어서 응고된 비교적 미세한 칠정(chill 晶)과, 그 내측에 형성된 커다란 주상정(柱狀晶) 및 중심부에 형성된 등축정(等軸晶)으로 되어있고, 경우에 따라서는, 주상정이 중심부까지 도달해 있는 경우가 있다.

이처럼, 주편의 표층부에 거친 주상정이 존재하는 경우는, 커다란 주상정의 입계에, Cu등의 트럼프 엘리먼트나 그 화합물이 입계 편석하여, 그 부위가 약해져서, 주편의 표층에 갈라짐이나 냉각등의 불균일에서 기인하는 패임 상처등의 표면결함이 생겨서, 연삭 등의 손질의 증가나 주편의 파쇄화(fragment)등에 의해 수율이 저하한다.

이러한 주편을 이용하여 압연등의 가공을 행할 때에는, 결정의 입경의 불균일에서 기인하는 변형의 이방성이 커지기 때문에, 폭 방향과 길이 방향의 변형거동이 달라져서, 벗겨짐이나 갈라짐등의 결함이 생기기 쉽고, 또, r값(드로잉 (drawing) 가공지수)등의 가공특성이 나빠지거나, 주름(특히, 스테인레스 강판에서의 리징, 로핑(roping))등의 표면결함이 발생한다.

특히, 외관을 중요시하는 스테인레스 강재에 있어서는, 엣지 심(edge seam)이나 로핑등의 표면결함이 발생해서, 외관불량, 단부의 손질(trim)량의 증가를 초래한다.

또, 이러한 주편을 이용해서 심리스 강관을 제조하면, 이 강관에는, 주편에서 기인하는 벗겨짐이나 갈라짐등의 표면결함, 혹은 내부 갈라짐, 공동(空洞), 중심편석등의 내부결함이 잔존한다. 또, 제관시에, 성형이나 천공에 의해 상기 결함이 더욱 커져서, 강관의 내면에 갈라짐이나 벗겨짐 등의 결함이 생긴다. 이것은, 연삭 등의 손질의 증가, 혹은 파쇄화의 빈발등에 의한 수율의 저하를 초래하게 된다.

특히, 상기 경향은, 크롬을 함유하는 페라이트계 스테인레스 심리스 강관에서 현저하게 나타난다.

또, 주편의 내부에, 거칠고 투박한 주상정이나 커다란 등축정이 존재하는 경우는, 주편에는, 주편의 벌징(bulging)이나 구부렸다 펴는 교정등에 의해 가해지는 뒤틀림에서 기인하는 내부 갈라짐, 용강의 응고수축에 의한 중심 기공(쟈크), 응고 말기의 미(未)응고 용강의 유동에서 기인하는 중심편석등의 내부결함이 생긴다.

이와 같이, 주편에 발생한 표면결함은, 연삭 등의 손질의 증가나 파쇄화의 빈발등에 의한 수율의 저하를 초래한다. 그리고, 상기 주편을 그대로 이용해서 조압연이나 사상압연등의 가공을 행한 경우에는, 주편에 생긴 표면결함에 덧붙여, 내부 갈라짐이나 중심 기공, 중심편석 등의 내부결함이 강재의 내부에 잔존하여, UST불합격이나 강도저하 또는 외관의 악화 등을 초래하여, 강재의 손질 증가나 파쇄화의 빈발등의 문제가 생긴다.

이와 같은 주편의 표면결함 및 내부결함은 주편의 응고조직을 개선함으로써 그 발생을 억제할 수 있다.

주편에 발생하는 냉각의 불균일이나, 응고수축의 불균일 등에서 기인하는 표면 갈라짐이나 패임 상처등의 표면결함의 발생은, 주편의 응고조직을 균일하고 미세한 응고조직으로 함으로써 억제할 수 있다.

또, 주편 내부의 응고수축 및 미응고 용강의 유동에서 기인하는 내부 갈라짐이나 중심 기공(쟈크), 중심편석등의 내부결함의 발생은, 주편 내부의 등축정률(等軸晶率)을 높임으로써 억제할 수 있다.

따라서, 주편 및 상기 주편을 이용해서 제조하는 강재의 표면결함 및 내부결함의 발생의 억제와, 주편의 가공특성이나 인성(靭性)등의 품질특성의 향상에는, 주편의 표층에 있어서 주상정의 조대화(粗大化, 투박하고 거침)를 억제함과 아울러, 주편 내부에 있어서, 등축정률을 높여서, 전체적으로 균일하고 미세한 응고조직으로 하는 것이 중요하다.

상기 대책으로서, 용강중의 개재물의 형태를 궁리하거나, 응고과정을 제어하거나 하여 응고조직을 미세한 등축정 조직으로 하고, 주편과, 주편을 가공해서 얻어지는 강재에 있어서, 표면결함 및 내부결함의 발생을 방지하는 것이 여러 가지로 시험되고 있다.

그런데, 종래, 주편의 응고조직에서의 등축정률을 높이는 방법으로서, (1) 용강의 온도를 낮게해서 저온주조하는 방법, (2) 응고과정의 용강을 전자(電磁)교반하는 방법, (3) 용강이 응고할 때에 그 응고핵이 되는 산화물이나 개재물 자체를 용강중에 첨가하거나, 성분 첨가에 의해, 그것들을 용강중에 생성시키는 방법, 혹은 이들 (1)∼(3)을 조합해서 행하는 방법이 알려져있다.

상기 (1)의 저온주조에 따른 방법의 구체적인 예로서는, 예를 들면 특공평 7-84617호 공보에 기재되어 있듯이, 용강을 연속주조할 때에, 과열온도(실제 용강온도로부터 상기 용강의 액상온도를 제외한 온도)를 40℃ 이하로 하여 주형내에서 냉각하면서 빼내서, 응고된 주편의 등축정률을 70% 이상으로 하여, 페라이트계 스테인레스 강판에 발생하는 리징을 방지하는 방법이 있다.

그렇지만, 특공평 7-84617호 공보에 기재된 방법으로는, 과열온도를 낮게 하고 있기 때문에, 주조 도중에 용강이 응고해서 노즐 막힘을 일으키거나 기지 금속 (base metal)의 부착을 일으켜서 주조가 곤란하게 되거나, 또는, 용강의 점성이 증가해서 개재물의 부상이 저해되어, 용강 중에 잔존하는 개재물에서 기인하는 결함 등이 발생하거나 한다. 그 때문에 상기한 방법에 있어서는, 충분한 등축정률을 구비하는 주편이 얻어지기까지 과열온도를 낮추는 것이 곤란하다.

그리고, 표면결함 및 내부결함을 방지하고, 가공특성이 뛰어난 주편을 제조하기 위해서, 표층에서 내부에 이르는 등축정을 어떠한 입경으로 하고, 주편의 응고조직을 어떻게 균일하게 하면 좋을지에 대해서는 현재까지 명확하지 않다.

또, 특개소 57-62804호 공보에는, 주편에서의, 중심 기공 등의 내부결함을 제거하기 위해, 내부에 미응고가 존재하고 있는 상태에서, 주편을 압하하여, 중심 부근 영역을 압착하는 방법이 개시되어 있다.

그러나, 상기 특개소 57-62804호 공보에 기재된 방법으로는, 압하에 의해 주편의 중심 부근 영역을 부착하기 때문에, 미응고부가 큰 경우에는, 취약한 응고층에 커다란 압하력이 걸리고, 이것이 내부 갈라짐이나 중심 편석등의 원인이 된다. 한편, 압하부족이 발생하면, 중심 기공 등의 내부결함이 잔존하고, 이것이 원인이 되어, 제관(製管)공정에서 천공을 행할 때에, 갈라짐이나 패임 상처 등의 내부결함이 발생하여, 강관의 품질저하를 초래하는 등의 문제가 있다.

이처럼 종래의 방법으로는, 미세한 응고조직을 구비하여, 표면결함 및 내부결함을 억제한 크롬 함유강의 주편을 제조하는 것, 또한, 연속주조된 주편을 브리이크 다운(break down)(대압하)하지 않고 제관하는 것이 곤란하다. 또한, 크롬 함유강(페라이트계 스테인레스)의 강관을 공업적으로, 무결함으로 안정적으로 제조하기 위해서는, 어떠한 주조나 주편 처리를 행해야 좋을지에 대해, 현재까지 명확하지 않다.

또, 상기 (2)의 용강을 전자(電磁)교반하는 방법에는, 예를 들어, 특개소 49-52725호 공보나, 특개평 2-151354호 공보등에 기재되어 있듯이, 주형내 혹은 주형의 하류측에서의 응고과정의 용강에 전자교반을 실시해서, 개재물의 부상을 촉진하고, 주상정의 성장을 억제해서, 주편의 응고조직을 개선하는 방법이 있다.

그렇지만, 특개소 49-52725호 공보나 특개평 2-151354호 공보에 기재된 방법에서는, 전자교반에 의해 용강에 교반류를 부여한 경우는, 주편의 표층부를 미세한 응고조직으로 할 수 있으나, 주편 내부의 응고조직의 미세화는 충분하지 않다. 한편, 주형의 하류측의 용강에 교반류를 부여한 경우는, 주편 내부의 응고조직을 미세화 할 수 있으나, 주편의 표층부에는 조대한 주상정이 형성되어, 주편의 표층부와 내부의 응고조직을 동시에 미세하게 할 수 없다.

또한, 응고과정의 용강에 전자교반에 의해 교반류를 부여한 것만으로는, 소정의 입경을 구비한 미세한 응고조직을 갖는 주편을 얻는 것이 곤란하여, 전자교반에 의한 응고조직의 미세화 그 자체에는, 한계가 있다.

또한, 용강을 전자교반하는 방법에 대해서는, 특개소 50-16616호 공보에 기재되어 있듯이, 응고과정의 용강에 전자교반을 실시하고, 성장하는 주상정의 앞끝(先端)을 절단하여, 주상정의 잘라진 조각을 응고핵으로서 이용하여, 주편의 응고조직에서의 등축정률을 60% 이상으로 해서 리징을 방지하는 방법이 있다.

그러나, 특개소 50-16616호 공보에 기재된 방법에서는, 주형을 빠져 나온 주편에 전자교반을 실시하기 때문에, 주편의 표층부에는 주상정이 존재하게 되어, 이 주상정에서 기인하는 갈라짐이나 패임 상처등의 표면결함이 주편에 발생하거나, 혹은, 압연등의 가공을 실시한 강재에는, 벗겨짐이나 갈라짐에 덧붙여서 리징등의 표면결함이 발생한다.

또, 특개소 52-47522호 공보에 기재되어 있듯이, 연속주조 주형내의 탕면(湯面)으로부터 1.5∼3.0m의 위치에 전자교반장치를 설치해서, 60mmHg의 추력(推力)으로 교반해서, 미세한 응고조직을 갖는 주편을 제조하는 방법, 혹은 특개소 52-60231호 공보에 기재되어 있듯이, 용강의 과열도를 10∼15℃로 하여 주조를 행하고, 또한, 주조중의 주편의 미응고층에 전자교반을 실시해서, 주편의 응고조직을 등축정으로 이루어진 미세한 조직으로 해서, 중심편석이나 중심 기공 등의 내부결함이 없는 강재를 제조하는 방법이 있다.

그렇지만, 특개소 52-47522호 공보에 기재된 방법에서는, 주형내에서 응고하고 있는 용강에 교반을 실시하여, 성장하는 주상정(덴드라이트(dendrite) 조직)을 억제하기 때문에, 전자교반을 부여한 부위 근방의 응고조직을 어느 정도까지는 미세하게 할 수 있으나, 주편 전체의 응고조직을 미세하게 하기 위해서는, 여러 단의 전자교반장치가 필요해져서, 설비비가 증대한다고 하는 문제가 있다. 그리고, 여러 단의 전자교반장치를 설치하는 것은 설치 공간의 관점에서도 아주 곤란하여, 상기한 특개소 52-47522호 공보에 기재된 방법은 전체의 응고조직을 미세화시킨 주편을 제조하는 데에는 한계가 있다.

또, 특개소 52-60231호 공보에 기재된 방법에서는, 저온주조를 행하기 때문에, 침지 노즐의 내면에 개재물이 부착해서 노즐 막힘이 발생하거나, 주형내 용강의 온도가 저하해서 탕면에 껍질이 생기거나, 경우에 따라서는, 주조를 중단해야만 하는 등, 조업이 불안정해진다고 하는 문제가 있다.

상기한 바와 같이, 저온주조의 경우에는, 용강의 주조온도를 낮게하기 때문에, 주형에 주탕하는 침지 노즐의 막힘이 생겨서 주조가 중단되거나, 주탕량의 감소에 동반하는 주조속도가 저하하는 등의 사태를 초래하여, 주조온도를 주편의 응고조직을 안정시켜서 미세화 할 수 있는 정도까지의 온도로 낮추는 것이 곤란하다.

또한, 전자교반장치를 사용한 경우는, 용강의 응고과정에 있어서, 국부적으로 전자교반을 실시하더라도, 주편의 표층부 혹은 내부에는 주상정이나 조대한 등축정이 생성되고, 이것이 표면결함 혹은 내부결함의 원인이 되어, 손질의 증가나 파쇄화의 빈발에 의해 수율이 저하하거나, 내부 갈라짐이나 중심 기공, 중심편석등의 내부결함에 의해 강재의 품질이 손상된다고 하는 결함이 있다.

한편, 메니스커스(meniscus)를 포함한 하류측에, 복수의 전자교반장치를 설치해서 주편의 모든 단면의 응고조직을 미세하게 하는 것도 생각할 수 있으나, 교반하는 부위에 따라서 미세화의 정도가 다르기 때문에, 주편 전체에 걸쳐 안정적으로 미세한 응고조직을 얻을 수 없다. 또, 안정된 미세한 응고조직을 얻고자 한다면 전자교반장치의 설치수가 많아진다. 전자교반장치의 설치수는, 설비비용이나 연속주조장치의 구조적인 점에서 제약을 받기 때문에 필요한 수를 설치한다는 것 자체가 곤란하다. 어느 쪽이던지, 복수의 전자교반장치를 설치하더라도, 응고조직의 미세화를 꾀할 수 없다.

또한, 상기 (3)의, 응고핵이 되는 산화물이나 개재물 자체를 용강중에 첨가하거나, 성분첨가에 의해 그들을 용강중에서 생성시키는 방법의 구체적인 예로서는, 예를 들면, 특개소 53-90129호 공보에, 철분과 Co, B, W, Mo등의 산화물을 포함한 와이어를 용강에 첨가하고, 이 와이어가 용해되는 위치에 전자교반에 의한 교반류를 부여하여, 주편 전체를 등축정으로 이루어지는 응고조직으로 하는 방법이 기재되어 있다. 그러나, 이 방법으로는, 와이어 내에 있는 첨가물의 용해가 불안정하여, 용해하지 않은 찌꺼기가 생기는 경우가 있다. 상기 용해하지 않은 찌꺼기가 생긴 경우, 용해하지 않은 찌꺼기는 제품결함의 원인이 된다. 또, 와이어 내의 첨가물이 모두 용해하더라도, 상기 첨가물을 표층에서 내부에 걸쳐 주편 전체에 걸쳐서 균일하게 분산시키는 것은 아주 곤란하고, 그 결과, 응고조직의 크기가 불균일하게 되어서 바람직하지 않다. 또, 등축정화 효과는, 전자교반장치나 교반추력의 영향을 받기 때문에, 설비적인 조건에서 제약을 받는다고 하는 결점을 갖는다. 또, 특개소 63-140061호 공보에는, 주조시에 TiN등의 미립자를 첨가하는 방법이 기재되어 있으나, 이 방법을 실시할 때에는, 특개소 53-90129호 공보와 마찬가지의 결점이 나타난다.

용강에 필요성분을 첨가하는 것에 의해, 응고핵이 되는 개재물을 생성시킴으로써 얻어지는 효과에 대해서는, 예를 들면, 페라이트계 스테인레스강의 용강에 TiN을 생성시켜, 응고조직을 등축정화 하는 것이 일반적으로 알려져 있다(예를 들어, 철과 강, 1974년 4 - S 79). 그러나, 상기 TiN의 생성에 의해 충분한 등축정화 효과를 얻기 위해서는, 상기 「철과 강」에도 기재되어 있듯이, 용강중의 Ti농도를 0. 15 중량% 이상으로 높게할 필요가 있다.

따라서, 상기 TiN의 생성에 의해 충분한 등축정화 효과를 얻기 위해서는, 고가인 TiN의 첨가량이 증가해서, 결국, 제조 비용이 비싸지는 것 외에도, 주조 중에, 조대한 TiN에서 기인하는 노즐 막힘이 생기거나 제품 판에 벗겨짐이 생기는 등의 문제가 생긴다. 또한, 첨가하는 TiN량과의 관계에서, 강의 성분조성이 제약을 받기 때문에, 적용이 가능한 강의 종류가 한정되어 버린다.

그렇기 때문에, 가능한 한 미량의 어떤 성분을 첨가해서, 효율적으로 미세한 등축정 조직을 구비한 주편을 얻을 수 있는 수단이 요구되고, 그를 위해서 용강중에 Mg를 첨가하는 방법이 제안되었다.

그러나, Mg는 비점이 약 1107℃로 용강의 온도보다 낮고, 용강중으로의 용해도가 거의 없기 때문에, 금속 Mg를 용강중에 투입, 첨가하더라도 대부분은 증기가 되어서 날아가버린다. 따라서, 일반적으로 통상의 방법으로 첨가하더라도, Mg의 수율은 아주 낮게 되므로, Mg의 첨가법을 연구할 필요가 있다.

또한, 본 발명자는, Mg에 대해 연구를 계속하던 중에 Mg 수율이나, Mg 첨가후에 생성되는 산화물의 조성이, 용강 성분만이 아니라, 슬래그 성분에도 영향을 받는다는 것을 알아내었다. 즉, 단순히, 용강중에 Mg를 첨가한 것만으로는, 용강중에, 응고핵으로서 유효하게 작용하는 조성을 갖는 개재물을 생성하는 것이 곤란하다고 하는 것을 알아내었다.

예를 들면, 특개평 7-48616호 공보에는, 취과(取鍋) 등의 용기 내의 용강표면을 덮는 슬래그를, MgO를 3∼15 중량%, FeO, Fe₂O₃및 MnO를 5 중량% 이하로 한 CaO·SiO₂·Al₂O₃계의 슬래그로 만들어두고, 이 슬래그를 관통해서 Mg합금을 첨가하으로써, 용강중의 Mg의 수율을 높이고, 게다가, 미세한 MgO, 및 MgO·Al₂O₃의 산화물을 생성해서 강재의 품질을 향상시키는 방법이 기재되어 있다.

특개평 7-48616호 공보의 방법에서는, CaO·SiO₂·Al₂O₃계의 슬래그로 용강의 표면을 덮고 있기 때문에, Mg의 증발을 억제해서 수율의 향상을 꾀할 수 있다고 하는 이점을 갖는다. 그러나, 특개평 7-48616호 공보에 기재된 방법에서는, 용강을 덮는 슬래그중의 FeO, Fe₂O₃및 MnO의 총량을 5 중량% 이하로 규정할 뿐으로, SiO₂량을 규정하고 있지 않다. 그렇게하면, 슬래그중의 SiO₂의 함유량이 많은 경우에는, 금속 Mg나 Mg합금을 첨가했을 때에, Mg는 슬래그중에 포함되는 SiO₂와 반응해서, 용강중의 Mg 수율이 저하한다. Mg 수율이 낮은 경우, 용강중의 Al₂O₃등을 MgO를 포함하는 산화물로 개질하는 것이 불가능하고, 결국 Al₂O₃계의 조대한 산화물이 용강중에 잔존해서 그것이 원인이 되어, 주편이나 강재에 결함이 생긴다.

Al₂O₃계 산화물은, 응고핵으로서의 작용 정도는 작기 때문에, 주편의 응고조직은 조대화하여, 주편의 표면 혹은 내부에, 갈라짐이나 중심편석, 중심 기공등의 결함이 생겨, 주편 수율의 저하등을 초래하게 된다.

또한, 상기 주편을 가공한 강재에도, 조대한 응고조직에서 기인하는 표면결함 및 내부결함이 생겨, 수율이나 품질의 저하를 초래하는 등의 문제가 있다.

또한, 슬래그중의 CaO 농도 혹은 용강중의 Ca농도에 대해 아무런 제약을 두고있지 않기 때문에, 고융점의 MgO등이 생성되는 대신에 응고핵으로서 작용하지 않는 저융점의 복합 화합물(CaO-Al₂O₃-MgO계의 산화물)이 생성되는 경우가 있다.

또한, 특개평 10-102131호 공보, 및 특개평 10-296409호 공보에는, 용강중에 Mg를 0.001∼0.015 중량% 함유시켜서 미세하고 분산성이 좋은 산화물을 형성하고, 이 산화물을 주편의 전체에 걸쳐서 분포시킴으로써, 주편의 응고조직을 개선하는 방법이 제안되어 있다.

그러나, 특개평 10-102131호 공보에 기재된 방법 및 특개평 10-296409호 공보에 기재된 방법으로는, 산화물이 주편의 표층부로부터 내부로 균일하게 50개/mm2 이상의 고밀도로 분포되어 있기 때문에, 주편이나 가공 도중의 주편, 혹은 주편을 가공해서 얻은 강재에, 산화물에서 기인하는 갈라짐이나 벗겨짐등의 결함이 발생하는 경우가 있다. 이러한 경우, 표면 연삭등의 손질을 필요로 하고, 또한, 강재가 부스러기화 하기 때문에 제품의 수율이 저하한다.

또한, 강재의 표면에 산화물이 노출하거나, 또한, 표층 근방에 산화물이 존재하거나 하는 경우에는, 산이나 염수 등과 접촉했을 때에, 산화물(MgO를 함유하는 산화물)이 용출하여, 강재의 내식성이 저하하는 등의 문제가 있다.

또한, 본 발명자가, 용강으로의 Mg첨가에 의한 등축정화를 위한 최적조건을 알아내기 위해서, 여러 가지 실험을 행한 결과, 예를 들어, 동일한 용강성분, 및/또는, 동일한 슬래그 조성이라고 하더라도, Al등의 탈탄원소와 Mg첨가의 순서가 등축정화 효과에 크게 영향을 준다는 것을 새롭게 발견하였다.

즉, 용강중에, Mg를 첨가한 후에, Al을 첨가하면, Mg 첨가후에 생성된 MgO의 표면을 Al₂O₃가 덮기 때문에, 생성된 MgO가 응고핵으로서 유효하게 작용하지 않는다고 하는 것을 알아내었다.

그 결과, MgO에 의한 응고조직의 미세화 효과를 얻을 수가 없고, 응고조직이 조대화하여, 갈라짐등의 표면결함이나 중심편석, 중심 기공 등의 내부결함이 발생한다. 그 결과, 주편이나 강재로의 손질이 늘어나거나, 주편이나 강재의 부스러기화를 초래하게 되어, 제품의 수율이나 품질이 저하한다.

상기한 바와 같이, 종래의 응고핵으로서 산화물이나 개재물 자체를 용강중에 첨가하거나, 필요한 성분을 첨가함으로써 용강중에 응고핵을 생성시키는 방법에서는, 균일한 응고조직으로 된 무결함의 주편을 얻는 것이 곤란하고, 그렇기 때문에, 압연등의 가공특성이 높은 주편을 얻으며, 또한, 결함이 적은 좋은 품질의 강재를 얻을 수 없다고 하는 문제가 있다.

그리고, 또한, 현재까지, 무결함의 가공성이 좋은 주편을 안정적으로 공업적으로 제조하기 위해서는, 어떠한 응고조직으로 하면 좋을지에 대해서 아직까지 명확하지 않다.

상기한 바와 같이, 저온주조나 전자교반을 행하거나, 응고핵을 형성하는 산화물을 첨가해서 주편의 등축정화를 꾀하는 종래의 방법으로는, 주편에 생기는 갈라짐이나 벗겨짐, 중심편석, 중심 기공(쟈크)등의 표면결함 및 내부결함의 발생을 억제하면서, 게다가, 균일한 입경을 갖는 응고조직을 얻어서, 무결함의 주편으로 하며, 그 주편의 가공특성을 높여, 결함이 적고 품질이 뛰어난 강재를 안정적으로 공업적으로 제조할 수 없는 것이 현재의 실정이다.

본 발명은, 균일한 입경의 응고조직을 구비하여 표면결함이나 내부결함의 발생이 적고, 가공특성, 또는 품질특성이 우수한 주편 및 그 주편을 가공하여 제조한 강재에 관한 것이다.

또한, 본 발명은, 탈탄 정련을 행한 후의 용강을 조괴법 및 연속 주조법 등을 이용해서 주괴(鑄塊)나 주편(鑄片)으로 제조할 때에, 응고핵의 생성을 촉진하여, 응고 조직을 미세하게 해서 품질특성이나 가공특성을 높일 수 있는 용강의 처리방법에 관한 것이다.

또한, 본 발명은, 미세한 응고조직을 구비하여 표면결함이나 내부 결함이 적은 크롬 함유 용강의 주조방법 및 그것을 이용하여 제조하는 심리스(seamless) 강관에 관한 것이다.

도 1은, 본 발명의 주편을 주조하는 연속주조장치를 나타낸 단면도이고,

도 2는, 도 1에 나타낸 연속주조장치의 주형 부근을 나타낸 단면도이고,

도 3은, 도 2에 나타낸 주형의 B-B선 단면도이고,

도 4는, 도 1에 나타낸 연속주조장치의 A-A선 단면도이고,

도 5는, 본 발명의 용강의 처리방법에 사용하는 처리장치를 나타낸 단면도이고,

도 6은, 본 발명의 용강의 처리방법에 사용하는 다른 처리장치를 나타낸 단면도이고,

도 7은, 종래의 주편에서 두께방향의 응고조직을 나타낸 모식도이고,

도 8은, 본 발명의 주편에서, 표층으로부터의 거리와 등축정 직경 및 주상정의 폭과의 관계를 나타낸 도면이고.

도 9는, 본 발명의 주편에서, 두께방향의 응고조직을 나타낸 모식도이고,

도 10은, 본 발명의 주편에서, 표층으로부터의 거리와 등축정의 직경과의 다른 관계를 나타낸 도면이고,

도 11은, 본 발명의 주편에서, 표층으로부터의 거리와 등축정의 직경 및 주상정의 폭과의 다른 관계를 나타낸 도면이고,

도 12는, 본 발명의 주편에서, 표층으로부터의 거리와 등축정의 직경과의 다른 관계를 나타낸 도면이고,

도 13은, 본 발명의 주편에서의 두께방향을 나타낸 단면도이고,

도 14는, 본 발명의 주편에서, 표층으로부터의 거리와 결정입경에 따른 최대입경/평균입경과의 관계를 나타낸 도면이고,

도 15는, 종래의 주편에서, 표층으로부터의 거리와 결정입경에 따른 최대입경/평균입경과의 관계를 나타낸 도면이고,

도 16은, 주편에서 10μm 이하의 개재물의 개수(개/cm2)와 등축정률(%)와의 관계를 나타낸 도면이고,

도 17은, CaO-Al2O3-MgO계의 상태도에 있어서, 본 발명에 따른 조성영역을 나타낸 도면이고,

도 18은, 본 발명의 용강의 처리방법에 있어서의, 용강중의 Ti농도와 N농도와의 용해도곱 : [%Ti]×[%N]과 Cr농도 [%Cr]과의 관계를 나타낸 도면이고,

도 19는, 본 발명의 용강의 처리방법에서의, Mg 첨가 전의 슬래그중의 FeO, Fe₂O₃, MnO 및 SiO₂의 총질량%와 Mg 처리후의 용강중의 Mg 수율과의 관계를 나타낸 도면이고,

도 20은, 본 발명의 용강의 처리방법에서, 슬래그의 염기도와 CaO활량과의 관계를 나타낸 도면이다.

본 발명은, 이러한 사정을 감안하여 행해진 것으로서, 응고조직을 미세하고 균일한 응고조직으로 하여, 갈라짐이나 중심 기공, 중심 편석등의 표면결함 및 내부결함의 발생을 억제하고, 가공특성, 및/또는 품질특성이 뛰어난 주편을 제공하는 것을 목적으로 한다.

또한, 본 발명은, 이 주편을 가공해서 얻어지는, 표면결함 및 내부결함이 없고, 가공특성 및/또는 품질특성이 뛰어난 강재를 제공하는 것을 목적으로 한다.

또한, 본 발명은, 용강중에서, 고융점의 MgO함유 산화물의 생성을 촉진하고, 이것을 응고핵으로 작용시켜서, 주편의 응고조직을 미세하게 할 수 있는 용강의 처리방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

또한, 본 발명은, 주편의 응고조직을 미세한 응고조직으로 하여, 갈라짐이나 편석등의 표면결함 및 내부결함의 발생을 억제하여, 주편을 강재로 가공할 때, 강재에 발생하는 결함이 적고 내식성등의 품질특성이 뛰어난 주편을 제조할 수 있는 연속주조방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

또한, 본 발명은, 주편의 응고조직을 미세한 응고조직으로 하여, 갈라짐이나 편석등의 표면결함 및 내부결함의 발생을 억제하고, 주편을 심리스 강관으로 제관할 때, 강관에 발생하는 결함이 적고 제품의 수율등을 향상할 수 있는 크롬 함유강의 주편을 주조하는 주조방법 및 그 주편으로 제조한 강관을 제공하는 것을 목적으로 한다.

상기 목적에 적합한 본 발명의 주편(이하, 「주편A」라고 한다)은, 주조된 주편의 전체 단면의 60% 이상이 하기의 식을 충족하는 등축정인 것을 특징으로 한다.

D ＜ 1.2 X^1/3+ 0.75

여기서, D는 결정의 방위가 동일한 조직으로서의 등축정의 직경(mm), X는 주편의 표면으로부터의 거리(mm)이다.

주편에 있어서, 상기의 식을 만족하는 응고조직을 얻음으로써, 주편의 표층에 잔존하는 주상정의 폭을 작게하고, 응고시의 용강성분의 고액(固液)분배에서 기인하는 미크로 편석을 억제하여 갈라짐 저항을 강하게 하여, 응고과정의 뒤틀림이나 주편의 벌징이나 구부렸다 펴는 교정 등에 의해 가해지는 응력에서 기인하는 갈라짐 결함의 발생을 억제할 수 있고, 또한, 두께 중심부의 용강의 응고수축이나 용강 유동에서 기인하는 중심 기공, 중심편석등의 내부결함의 발생을 방지할 수 있다.

또한, 상기 식을 충족하는 응고조직을 갖는 주편A는, 압연등의 가공을 실시했을 때에, 변형이 균일하여 가공특성이 높기 때문에, 가공된 강재에 있어서는, 표면결함 및 내부결함의 발생이 억제된다.

또한, 주편A에 있어서, 상기 등축정이 주편의 전체 단면을 차지하도록 할 수 있다.

주편의 전체 단면을 주상정이 없는 균일하고 미세한 응고조직으로 하여, 주편의 표층 및 내부에서의 미크로 편석을 보다 작게하면, 응고과정의 뒤틀림이나 응력에서 기인하는 갈라짐 저항을 보다 강하게 할 수 있다. 그 결과, 주편에 있어서, 표면결함 및 내부결함의 발생을 한층 방지할 수 있어, 주편의 표층으로부터 내부에 걸쳐서, 가공시의 변형의 균일성이 증가하여 가공특성이 향상한다.

상기 목적에 적합한 본 발명의 가공특성이 뛰어난 다른 주편(이하, 「주편B」라 한다)는, 주조된 주편의 표면으로부터 동일한 깊이에서의 결정입경의 최대치가, 그 깊이에서의 평균 결정입경의 3배 이내인 것을 특징으로 한다.

결정입경에 관한 상기 관계를 충족하는 응고조직을 얻음으로써, 주편의 표층에서 미리 결정된 깊이에 존재하는 결정의 입경을 균일하게 할 수 있다. 그 결과, Cu등의 트럼프 엘리먼트(trump element)의 국부적인 입계편석이 억제되어서, 표층부의 입계 갈라짐이 억제된다. 또한, 가공을 실시했을 때에 균일한 결정립의 변형이 얻어져, 특정한 결정립으로 변형이 집중하는 것을 억제하기 때문에, 드로잉 가공 특성 지수인 r값을 향상 시킬 수 있고, 또, 주름, 리징, 로핑등의 표면결함을 방지할 수 있다.

또, 주편B에 있어서 주편의 두께방향의 단면의 60% 이상을 등축정으로 할 수 있다.

주편의 두께방향의 단면의 60% 이상을 등축정으로 함으로써, 주편의 응고조직을 주상정의 성장이 억제된 응고조직으로 할 수 있다. 그 결과, 주편의 표층 및 내부에서의 입계편석이 보다 억제되고, 응고과정의 뒤틀림이나 응력에서 기인하는 갈라짐 저항이 높아져, 주편에서의 표면결함 및 내부결함의 발생이 억제됨과 아울러, 가공을 실시했을 때의 변형거동의 등방성(압하에 의해 폭 및 길이방향의 늘어짐)이 향상하여, 가공특성이 향상한다. 즉, 강재에 있어서, 갈라짐이나 벗겨짐, 가공변형의 불균일성에서 기인하는 주름등의 표면결함이 발생하는 것을 방지할 수 있다.

또, 주편B에 있어서, 주편의 두께방향의 전체 단면을 등축정으로 할 수 있다.

이와 같은 응고조직에 있어서는, 미세 편석이 한층 억제되어, 보다 균일한 응고조직이 되기 때문에, 주편에 있어서는 갈라짐등에 대한 억제력이 보다 강해져서, 표면결함 및 내부결함의 발생이 보다 확실하게 방지되며, 또한, 표층에서 내부에 이르는 가공시의 변형의 균일성이 증가해서, 가공특성, r값, 인성이 보다 향상된다.

상기 목적에 적합한 본 발명의 품질특성과 가공특성이 뛰어난 주편(이하, 「주편C」라 한다)은, 용강의 응고시에 형성되는 δ페라이트와의 격자 부정합도가 6% 이하인 개재물을 100개/cm²이상 함유하고 있는 것을 특징으로 한다.

δ페라이트와의 격자 부정합도가 작은 개재물은, 응고핵을 효율 좋게 다수 생성할 수 있는 접종핵으로서 작용한다. 다수의 응고핵이 형성되면 응고조직은 미세하게 되고, 그 결과, 주편의 표층 및 내부에서의 미세 편석은 억제되어서, 냉각의 불균일이나 수축 뒤틀림등에 대한 갈라짐 저항이 향상한다. 또, 응고핵이 응고 후의 피닝(pinning)작용(응고직후의 결정립의 성장을 억제한다)을 이루어, 응고조직의 조대화가 억제되어서, 보다 안정된 미세한 응고조직을 얻을 수 있다.

그리고, 이와 같은 응고조직을 갖는 주편은, 압연등의 가공을 실시했을 때에는, 압하한 방향으로 용이하게 변형된다. 즉, 이 주편은 가공특성이 아주 우수하다.

또, 주편중에 포함되는 개재물의 개수가 100개/cm2 미만이 되면, 형성되는 응고핵의 수가 적어짐과 아울러, 응고후의 피닝작용이 충분하지 않게되므로, 주편의 응고조직이 조대하게 되어, 그 결과, 주편에는 표면결함 및 내부결함이 발생한다.

또한, 주편C에 있어서는, 상기 개재물에 10μm 이하의 크기를 갖는 개재물을 100개/cm2 이상 함유시킬 수 있다.

개재물이 미세하면, 응고핵을 효율 좋게 다수 생성할 수 있고, 피닝작용을 높일 수 있기 때문에, 보다 미세하고 균일한 응고조직을 얻을 수 있다. 이러한 응고조직을 갖는 주편에 있어서는, 압연등의 가공을 행할 때의 가공성이 높고, 강재에 벗겨짐이나 표면 갈라짐, 주름등의 표면결함 및 내부결함이 발생하지 않는다.

개재물의 크기가 10μm보다 크면, 용강이 응고할 때에 응고핵으로서 작용하기는 하지만, 벗겨짐이나 슬리버(sliver)등이 발생하기 쉬워져서 문제가 된다.

또한, 주편C는 응고초기의 결정이 δ페라이트 강종인 것이어도 좋다.

주편의 냉각중에 상 변태가 발생하여, 응고 후, 또는 냉각중에 페라이트 이외의 조직이 되는 강종이라고 하더라도, 주편C의 개재물은, 접종핵으로서 작용하여, δ페라이트 응고핵의 생성을 촉진하기 때문에, 미세하고 균일한 응고조직을 얻을 수 있다. 그 결과, 냉각후의 주편의 결정조직을 미세하게 할 수 있다.

상기 목적에 적합한 본 발명에 따른 품질특성이 뛰어난 주편(이하, 「주편D」라 한다)는, 용강의 응고시에 응고핵을 형성하기 위한 금속 또는 금속화합물을 용강에 첨가해서 주조한 주편에 있어서, 그 주편의 표층부에 포함되는 크기 10μm 이하의 금속화합물의 개수에 대해, 그 표층부로부터 내부에 포함되는 크기가 10μm이하인 금속화합물의 개수가 1. 3배 이상인 것을 특징으로 한다.

상기한 바와 같이, 주편D에 있어서는, 금속을 용강에 첨가해서 생성한 금속화합물, 또는 직접 용강에 첨가한 금속화합물 중에서, 크기가 10μm 이하인 금속화합물이, 주편의 표층부보다 주편의 내부에 많이 포함되어 있다. 상기 금속화합물이 용강이 응고할 때의 응고핵으로서 작용하여, 응고조직의 등축정의 입경을 작게하고, 그 결과, 입계편석을 억제한다. 또, 이 금속화합물은, 피닝 작용을 행하여 응고후의 등축정의 조대화를 억제한다.

결국, 주편D에 있어서는, 응고과정의 뒤틀림 및 응력에 의한 갈라짐이나 패임 상처, 개재물 등에서 기인하는 표면결함의 발생이 방지되고, 주편의 벌징이나 구부렸다 펴는 교정등에 의해 가해지는 뒤틀림으로부터 기인하는 내부 갈라짐으로의 저항이 강해지며, 또, 응고 말기의 용강의 응고수축이나 용강 유동에서 기인하는 중심 기공(쟈크)이나 중심편석등의 내부결함의 발생이 억제된다.

게다가, 주편D에 있어서는, 표층부의 금속 화합물의 개수를 내부의 금속화합물의 개수보다 적게하고 있기 때문에, 주편에 압연등의 가공이 실시되었을 때에, 개재물에서 기인하여 발생하는 표면결함이 적어지고, 내식성등의 품질특성이나 가공특성이 양호해진다.

또, 주편D에 있어서의 표층부란, 표층으로부터 10%를 넘어 표층으로부터 25%까지의 범위를 말한다. 이 범위를 벗어나면, 표층부가 너무 얇아져서 금속화합물이 많은 내부가 표층에 가깝게 되거나, 내부의 금속화합물의 개수가 증가하여, 표층부를 미세한 응고조직으로 하는 것이 불가능하고, 주편에 가공을 실시할 때에 금속화합물에서 기인하는 결함이 생기기 쉬워진다.

여기서, 용강에 포함되는 금속화합물과, 용강의 응고시에 형성되는 δ페라이트상과의 격자 부정합도를 6% 이하로 해도 좋다.

이처럼 하면, 용강의 응고시, 응고핵의 형성능이 높아지고, 한층 미세한 응고조직이 얻어져서, 표층부 및 내부의 미크로 편석을 아주 작게 할 수 있다. 게다가, 압하방향에 대한 변형이 쉬워져서, 가공특성 및 품질특성이 뛰어난 주편을 안정적으로 제조할 수 있다.

또, 주편D를 페라이트계 스테인레스 강의 주편으로 할 수 있다.

페라이트계 스테인레스 강의 주편D에 있어서는, 조대화하기 쉬운 응고조직을, 쉽게 미세한 등축정으로 할 수 있다.

본 발명의 상기 주편에는, Mg 혹은 Mg합금을 용강에 첨가해서 생성시킨 MgO함유 산화물을 함유시킬 수 있다.

MgO함유 산화물을 함유시킴으로써, 용강중의 산화물의 응집을 억제해서 산화물의 분산성을 높여, 응고핵으로서 작용하는 산화물의 개수를 증가시킬 수 있다. 그 결과, 주편의 응고조직은, 보다 안정하고 미세한 응고조직이 된다.

본 발명의 상기 주편은, 가열된 후, 예를 들어, 1100∼1350℃로 가열된 후, 압연등의 가공이 실시된 강재가 되는데, 상기의 각 특징을 구비하고 있기 때문에, 압연등의 가공시에 갈라짐 저항이 높고, 가공을 실시할 때에 특정 결정립으로 변형이 집중되는 것이 방지되어서, 결정립의 균일한 변형(변형거동의 등방성)이 얻어진 것이다.

따라서, 본 발명의 상기 주편은, 압하했을 때에, 폭 및 길이 방향으로 균일하게 변형하기 때문에, 그 주편을 가공해서 얻어지는 본 발명의 강재는, 강재에서 발생하는 벗겨짐이나 갈라짐등의 표면결함 및 중심 기공이나 중심편석등의 내부결함의 발생이 아주 작은 것이다. 게다가, 본 발명의 강재는 개재물에서 기인하는 표면결함 및 내부결함도 적고, 내식성등의 품질특성도 양호한 것이다.

여기서, 본 발명의 상기 주편을 제조하기 위해서 필요한 용강의 처리방법(이하, 「본 발명의 처리방법」이라 한다)에 대해서 설명한다.

본 발명의 처리방법의 하나(「이하, 처리방법Ⅰ」이라 한다)는, 정련로에서 정련된 용강중의 총 Ca량을 0.0010 wt% 이하로 하고, 이어서, 그 용강에 소정량의 Mg를 첨가하는 것을 특징으로 한다.

이 처리방법Ⅰ에 의해, 용강중에 있어서, 칼슘·알루미네이트(12CaO·7Al₂O₃등의 저융점 개재물)의 생성을 억제할 수 있다. 그 결과, 칼슘·알루미네이트에 Mg 산화물(MgO)가 가해져서 형성되는 CaO-Al₂O₃-MgO의 3원계 복합 산화물의 형성을 방지하여, 응고핵이 되는 MgO나 MgO·Al₂O₃등의 고융점 산화물을 형성 할 수 있다.

여기서, 총 Ca량이란, 용강중에 존재하는 Ca나 CaO 등의 Ca함유 화합물의 Ca분의 합계량으로서, 처리방법Ⅰ에서 규정하는 함유량은, 용강중에 Ca를 전혀 포함하지 않거나, 또는, 0. 0010 wt% 이하 포함하는 경우의 함유량이다.

또, 본 발명의 처리방법Ⅰ에 있어서는, 용강중에 칼슘·알루미네이트의 복합 산화물을 포함하지 않도록 하여도 좋다.

이처럼 하면, 용강중에 산화물(MgO)가 존재할 때, 통상, 칼슘·알루미네이트와 산화물(MgO)로 형성되는 CaO-Al₂O₃-MgO의 3원계 복합산화물의 형성을 안정적으로 방지할 수 있고, 그 결과, 용강중에 MgO나 MgO·Al₂O₃등의 고융점 산화물(이하, 「MgO함유 산화물」이라고 하는 경우가 있다)을 보다 확실하게 형성할 수 있어서, 주편의 응고조직을 미세화하여, 주편에 표면결함 및 내부결함이 발생하는 것을 방지할 수 있다.

용강에 첨가하는 MgO의 양은, 0. 0010∼0. 10 wt%가 바람직하다.

Mg의 첨가량이 0. 0010 wt% 미만이 되면, 용강중의 MgO함유 산화물에 의한 응고핵의 수가 적어져서, 응고조직을 미세하게 할 수 없다. 한편, Mg의 첨가량이 0. 10 wt%를 넘으면, 응고조직의 미세화 효과가 포화하여, 첨가하는 Mg나 Mg합금이 무용하게 되며, 또, Mg나 MgO함유 산화물을 포함한 산화물의 증가에서 기인하는 결함이 생기는 경우도 있다.

본 발명의 처리방법Ⅰ에 의해 처리된 용강을 주형에 주탕하고, 냉각시켜서 제조한 본 발명의 주편은, 미세한 MgO 및/또는 MgO함유 산화물에 의해 응고조직이 미세화 되어서, 주편의 표면에 발생하는 갈라짐이나 패임 상처등의 표면결함이나 내부 갈라짐이나 중심 기공(쟈크), 중심편석등의 내부결함의 발생이 억제된 것이다. 그리고, 이 주편에 압연등의 가공을 실시하여 강재를 제조할 때에는, 강재에 표면결함 및 내부결함이 발생되는 것이 방지되고, 또, 손질이나 부스러기화가 없어져서 제품의 수율과 재질이 향상된다.

본 발명의 다른 처리방법(이하, 「처리방법Ⅱ」라 부른다)는, 용강에, 소정량의 Mg를 첨가하기 전에, 소정량의 Al 함유합금을 용강에 첨가해서 탈산처리를 행하는 것을 특징으로 한다.

이 처리방법Ⅱ는, 먼저 Al 함유합금을 첨가하여, 이 Al함유합금과, 용강중의 산소, MnO, SiO₂, FeO등과 반응시켜서 Al₂O₃를 생성시키고, 그 후에, 소정량의 Mg를 첨가함으로써, Al₂O₃의 표면에, Mg의 산화에 의해 생성된 MgO 또는 MgO·Al₂O₃를 형성하는 것이다. Al₂O₃의 표면에 존재하는 MgO 또는 MgO·Al₂O₃는, 응고초기의 결정인 δ페라이트와의 격자 부정합도가 6% 이하이기 때문에, 용강이 응고할 때에, 응고핵으로서 작용한다. 그 결과, 응고조직이 미세화되어서, 갈라짐 등의 표면결함 및 중심편석, 중심 기공등의 내부결함의 발생이 억제되고, 더욱이, 가공성이나 내식성의 저하도 억제된다.

Al함유합금이란, 금속Al이나 Fe-Al합금등의 Al을 함유하는 것을 의미하고, 첨가하는 Mg는 금속Mg나 Fe-Si-Mg합금, Ni-Mg합금등의 Mg함유합금을 의미한다.

또, 본 발명의 처리방법Ⅱ에 있어서는, 용강에 Mg를 첨가하기 전에, 소정량의 Al함유합금 외에, 소정량의 Ti함유합금을 첨가해서 탈산처리를 행하는 것도 가능하다.

상기 Ti함유합금을 첨가함으로써, Ti를 용강중에 고용시켜, 그 일부를 TiN으로서 생성시켜서, 응고핵으로 작용시키고, 더욱이, 탈산에 의해 생성된 Al₂O₃의 표면에, MgO 또는 MgO·Al₂O₃를 형성시켜서, 응고핵으로서 작용시키는 것도 가능하다. Ti함유합금이란, 금속 Ti나 Fe-Ti합금등의 Ti를 함유한 것을 의미한다.

본 발명의 처리방법Ⅱ에 있어서는, Mg의 첨가량을 0. 0005∼0.010 wt%로 하는 것이 바람직하다.

이 범위의 Mg를 첨가함으로써, 탈산에 의해 생성된 Al₂O₃의 표면에, MgO 또는 MgO·Al₂O₃를 충분히 형성시킬 수 있다. 이 MgO 또는 MgO·Al₂O₃는, 용강이 응고할 때, 응고핵으로서 충분히 작용하여, 응고조직을 보다 미세하게 한다.

Mg의 첨가량이 0. 0005 wt%보다 적으면, δ페라이트와의 격자 부정합도가 6% 이하인 표면을 갖는 산화물의 개수가 부족하게 되어, 응고조직을 미세하게 할 수 없다. 한편, Mg의 첨가량이 0. 010 wt%를 넘으면, 산화물에 의한 응고조직의 미세화 효과가 포화됨과 아울러, Mg첨가에 필요한 비용이 많아진다.

또, 본 발명의 처리방법Ⅱ에 있어서는, 용강을 페라이트계 스테인레스강의 용강으로 할 수 있다.

본 발명의 처리방법Ⅱ에 따르면, 응고조직이 조대화하기 쉬운 페라이트계 스테인레스강의 응고조직을 미세화 할 수 있고, 그 결과, 주편의 표면에 발생하는 갈라짐이나 패임 상처, 내부 갈라짐, 중심 기공, 중심편석 등을 억제할 수 있다.

본 발명의 처리방법Ⅰ 및 Ⅱ에 있어서는, 용강중에 포함되는 슬래그나 탈산 생성물등의 산화물과, 용강에 Mg를 첨가했을 때에 생성되는 산화물이, 하기의 식(1) 및 (2)를 충족하도록, Mg를 첨가하는 것이 보다 바람직하다.

17.4(kAl₂O₃) + 3.9(kMgO) + 0.3(kMgAl₂O₄) + 18.7(kCaO) ≤ 500 ... 식(1)

(kAl₂O₃) + (kMgO) + (kMgAl₂O₄) + (kCaO) ≥95 ... 식(2)

여기서, k는 산화물의 몰%를 나타낸다.

이 Mg의 첨가에 의해, δ페라이트와의 격자 부정합도가 6% 이하이고, 응고핵으로서 유효하게 작용하는 산화물인 CaO·Al₂O₃·MgO, MgO, MgO·Al₂O₃등의 복합 산화물을 생성할 수 있다. 용강이 응고할 때, 이들 산화물이 응고핵으로서 작용하여, 등축정을 생성시켜서 주편의 응고조직을 미세하게 한다.

이 Mg의 첨가는, 페라이트계 스테인레스강의 용강에도 적용할 수 있다.

즉, 상기 Mg의 첨가에 의해, 응고조직이 조대화 하기 쉬운 페라이트계 스테인레스강의 응고조직을, 보다 미세한 응고조직으로 할 수 있어, 주편에서 발생하는 내부 갈라짐이나 중심편석, 중신 기공 등을 억제할 수 있다. 또한, 상기 주편을 가공한 강재에 있어서는, 조대한 응고조직에서 기인하는 로핑이나, 엣지 심(edge seam)의 발생을 방지할 수 있다.

본 발명의 다른 처리방법(이하, 「처리방법Ⅲ」이라고 한다)는, 용강의 액상선 온도 이상에서 TiN이 정출(晶出)되는 용해도의 곱을 충족하는 Ti농도와 N농도의 용강에, 소정량의 Mg를 첨가하는 것을 특징으로 한다.

이 처리방법Ⅲ에 따르면, TiN이 정출되지 않는 고온일 때에는, 분산성이 양호한 MgO나 MgO·Al2O3의 MgO함유 산화물이 생성되고, 용강 온도가 저하됨에 따라서, 이 MgO함유 산화물 위에 TiN이 정출되어서 용강중에 분산되며, 이것이 응고핵으로서 작용하여 주편의 응고조직이 미세화된다. 또, Mg의 첨가는, 금속Mg나 Fe-SI-Mg합금, Ni-Mg합금등의 Mg함유합금을 투입함으로써 행한다.

여기서, 상기 Ti농도[%Ti]와 N농도[%N]는 하기의 식을 만족하는 것이 바람직하다.

[%Ti] × [%N] ≥ ([%Cr]2.5 + 150) × 10-6

단, [%Ti]는 용강중의 Tiwt%, [%N]는 용강중의 Nwt%, [%Cr]은 용강중의 Crwt%이다.

본 발명의 처리방법Ⅲ에 있어서는, 용강중에 포함되는 Ti와 N의 농도를 소정 범위로 유지하고, 소정량의 Mg를 첨가하기 때문에, 생성된 TiN을 분산성이 높은 MgO함유산화물에 수반시켜서, 용강중에 안정하게 분산시킬 수 있다. 이 TiN이 용강이 응고할 때에 응고핵으로서 작용해서, 주편의 응고조직을 보다 미세하게 한다.

본 발명의 처리방법Ⅲ는, 응고조직이 조대화하기 쉬운 Cr함유 페라이트계 스테인레스강에 대해서도, 응고조직의 미세화 효과를 발휘하여, 주편이나 강재에 표면결함이나 내부결함이 발생하는 것을 방지할 수 있다.

본 발명의 처리방법Ⅲ은, 특히 Cr을 10∼23 wt% 함유하는 페라이트계 스테인레스 용강의 제조에 가장 적합한 것이다.

Cr의 함유량이 10 wt%보다 적으면, 강재의 내식성이 저하함과 아울러, 원하는 미세화 효과가 얻어지지 않는다. 한편, Cr의 함유량이 23wt%를 넘으면, Cr합금철을 첨가하더라도 강재의 내식성이 향상되지 않음과 아울러, 합금철의 첨가량이 증대하여 제조 비용이 비싸진다.

본 발명의 다른 처리방법(이하, 「처리방법Ⅳ」라 부른다)은, 용강을 덮는 슬래그중에, Mg에 의해 환원되는 산화물을 1∼30 wt% 함유시키는 것을 특징으로 한다.

이 처리방법Ⅳ에 따르면, 슬래그에 포함되는 산화물의 총 질량을 소정값으로 유지하고 있기 때문에, 용강에 첨가한 Mg가 MgO나 MgO를 포함하는 산화물을 생성할 비율(수율)을 높일 수 있고, 그 결과, 미세한 MgO, 혹은 MgO를 포함하는 산화물(이하, 「MgO함유 산화물」이라 부른다)를 용강중에 분산시키는 것이 가능하다.

그리고, 이 MgO 혹은 MgO 함유 산화물이 응고핵으로 작용하여, 주편의 응고조직이 미세화된다. 이 결과, 주편의 표면에 발생하는 갈라짐이나 패임 상처, 내부에 발생하는 갈라짐이나 중심편석, 중심 기공등을 억제할 수 있고, 주편의 손질을 불필요로 하거나 부스러기화 등을 방지해서 주편의 수율을 향상시키며, 이 주편에 압연등의 가공을 실시한 강재의 품질도 향상된다.

여기서, 상기 슬래그중의 산화물은 FeO, Fe₂O₃, MnO, SiO₂의 1종 또는 2종 이상을 의미한다.

슬래그중의 산화물을 적당히 선택함으로써, 슬래그중의 산화물에 의한 Mg의 소비를 억제하여 Mg 수율을 높이고, 용강중에 효율 좋게 Mg를 첨가할 수 있다.

또, 본 발명의 처리방법Ⅳ에 있어서는, 용강중에 포함되는 Al₂O₃를 0.005∼ 0.10 wt%로 하는 것이 바람직하다.

이에 따라, 융점이 높은 Al₂O₃를 MgO·Al₂O₃등의 복합산화물로 할 수 있고, 또 MgO의 분산성을 이용해서, 이 복합화합물을 용강중에 균일하게 분산시켜서, 응고핵으로 작용하는 MgO함유산화물의 비율을 높일 수 있다.

본 발명의 다른 처리방법(이하, 「처리방법Ⅴ」라 한다)은, 용강에 소정량의 Mg를 첨가하기 전에, 용강을 덮는 슬래그중의 CaO의 활량을 0.3 이하로 하는 것을 특징으로 한다.

이 처리방법Ⅴ에 따르면, 용강에 첨가한 MgO에 의해, δ페라이트와의 격자 정합도가 뛰어난 MgO나, 고융점의 MgO함유산화물을 미세하게 생성시켜서, 용강중에 분산시킬 수 있다.

그리고, 용강이 응고할 때, 이 MgO나 MgO함유산화물이 응고핵으로서 작용하기 때문에, 주편의 응고조직이 미세하게 된다.

슬래그중의 CaO의 활량이 0.3을 넘으면, 응고핵으로서 작용하지 않는 CaO를 포함하는 저융점의 산화물 혹은 δ페라이트와의 격자 부정합도가 6%를 넘는 산화물이 증가한다.

본 발명의 처리방법Ⅴ에 있어서는, 슬래그의 염기도를 10 이하로 하는 것이 바람직하다.

슬래그의 염기도가 10 이하로 조정되어 있으면, 슬래그중의 CaO의 활량을 안정적으로 억제할 수 있고, MgO 함유산화물이 저융점의 산화물 혹은 δ페라이트와의 격자 부정합도가 6%를 넘는 산화물로 되는 것을 방지할 수 있다.

또, 본 발명의 처리방법Ⅴ는, 페라이트계 스테인레스강의 용강에 가장 적합하게 적용할 수 있다.

본 발명의 처리방법Ⅴ를 페라이트계 스테인레스강의 용강의 처리에 적용하면, 용강이 응고할 때에, 조대화하기 쉬운 응고조직을 미세하게 할 수 있어, 주편이나 그것을 가공한 강재등에서 발생하는 표면 및 내부 결함을 방지할 수 있다.

본 발명의 상기 주편은, 연속주조에 의해 제조되는데, 그 연속주조방법은, MgO혹은 MgO함유산화물을 함유하는 용강을 주형에 주탕하고, 전자교반장치에 의해, 그 용강을 교반하면서 주조하는 것을 특징으로 한다.

이 연속주조방법에 따르면, 용강중에서 분산성이 높은 MgO 및/또는 MgO함유산화물을 형성시켜, 이 산화물에 의한 응고핵 생성 촉진작용 및 피닝작용(응고 직후의 조직의 성장을 억제함)에 의해, 주편의 응고조직을 미세화 할 수 있다.

게다가, 전자교반장치에 의한 교반에 의해, 주편의 표층부에 존재하는 산화물을 적게할 수 있어, 주편이나 강재에 있어서, 산화물에서 기인하여 발생하는 벗겨짐이나 갈라짐등의 결함을 방지하고, 또, 내식성을 높일 수 있다.

여기서, 본 발명의 연속주조방법에 있어서는, 전자교반장치를 주형내의 메니스커스로부터 하류측 2.5m까지의 범위에 설치하는 것이 바람직하다.

상기 범위에 전자교반장치를 설치하면, 초기에 응고한 표층부에 포착되는 산화물을 씻어가면서 표층부의 응고조직을 미세하게 하여, 주편 내부에 MgO 및/또는 MgO함유산화물을 많이 함유시켜서, 응고조직을 보다 미세한 응고조직으로 할 수 있다. 그리고, 그 결과, 주편이나 강재에 있어서, 산화물에서 기인하여 발생하는 벗겨짐이나 갈라짐등의 결함을 방지하고, 내식성을 높일 수 있다.

전자교반장치에 의해 교반하는 위치는, 메니스커스(탕면)보다 상부가 되면 용강에 교반류를 효율 좋게 부여할 수 없고, 한편, 2. 5m를 넘는 하류측에서는, 응고껍질이 너무 두꺼워져서, 표층부가 되는 응고껍질 내의 산화물이 증가하여 내식성이 저하하는 등의 문제가 발생한다.

또, 본 발명의 연속주조방법에 있어서는, 전자교반장치에 의해 용강에 부여하는 교반류의 유속을 10cm/초 이상으로 하는 것이 바람직하다.

그러므로써, 주편의 응고껍질에 포착되는 산화물을 용강의 흐름에 의해 세정하면서 제거할 수 있다.

교반류의 유속이 10cm/초 미만이면, 응고껍질 근방의 산화물을 세정하면서 제거할 수 없다. 또, 교반류의 유속이 너무 세지면, 용강의 표면을 덮는 파우더를 끌어들이거나, 주형내의 메니스커스에 흐트러짐이 생기기 때문에, 교반류의 유속의 상한을 50cm/초로 하면 바람직하다.

또, 전자교반장치는, 주형내의 탕면에 대해, 수평방향으로 선회하는 교반류를 부여하도록 설치하는 것이 바람직하다.

수평방향으로 선회하는 교반류에 의해, 주편의 표층부에 포착되는 산화물을 효율 좋게 세정하면서 제거하여, 주편의 내부에 미세한 산화물을 많이 존재시킬 수 있다.

본 발명의 연속주조방법은, 페라이트계 스테인레스강의 용강으로부터 주편을 주조하는 경우에도, 가장 적합하게 적용할 수 있다.

특히, 상기 용강은, 크롬을 10∼23wt%, Mg를 0.0005∼0.010 wt% 포함하는 용강이다.

이 방법에 의해, 용강중에 분산성이 높은 MgO 및/또는 MgO함유산화물을 형성하여, 응고핵 생성의 촉진작용 및 핀닝작용에 의해 주편의 응고조직을 미세한 응고조직으로 할 수 있다.

그리고, 주편의 표층부에서 발생하는 표면결함이나 내부에서 발생하는 갈라짐이나 중심 기공등의 결함을 억제할 수 있다.

더욱이, 이 주편에 가공후 천공을 실시할 때, 구멍의 내면에서, 갈라짐이나 벗겨짐의 발생이 억제되어서, 강관의 품질이 향상된다.

Mg의 함유량이 0.0005 wt%보다 적으면, 용강중의 MgO가 적어져서, 응고핵이 충분히 생성되지 않고, 또, 핀닝작용이 약해져서, 응고조직을 미세하게 할 수 없다. 한편, Mg의 함유량이 0.010 wt%를 넘으면, 응고조직의 미세화 효과가 포화하여 현저한 효과가 발현되지 않음과 아울러, Mg, Mg함유합금 등의 사용량이 증대하여 제조 비용이 증가한다. 또, 크롬의 함유량이 10 wt%보다 적으면, 강관의 내식성이 저하하거나, 응고조직을 미세하게 하는 효과가 작아진다. 크롬의 함유량이 23 wt%를 넘으면, 첨가하는 크롬 합금의 양이 증가해서 제조 비용이 상승한다.

여기서, 본 발명의 연속주조방법을 페라이트계 스테인레스강의 용강의 연속주조에 적용한 경우, 전자교반장치에 의해, 그 용강을 교반하면서 주조해도 좋다.

상기 교반에 의해, 응고할 때에 생성된 주상정의 선단을 절단하여, 주상정 성장의 억제와, 절단 조각에 의한 응고핵의 상호작용에 의해, 주편의 응고조직을 보다 미세하게 할 수 있다.

또, 상기 적용한 경우, 주편의 고상률이 0.2∼0.7인 범위에서 주편의 가벼운압하를 개시하는 것이 바람직하다.

이 경압하에 의해, 주편의 내부에 잔존하는 미(未)응고부가 응고하여 수축함으로써 생기는 중심 기공을 압착할 수 있고, 미응고된 용강이 유동함으로써 생기는 중심편석등을 방지할 수 있다.

고상율이 0.2보다 작은 범위에서 압하하면, 미응고 영역이 너무 많기 때문에, 압하하더라도 압착효과가 얻어지지 않고, 또, 취약한 응고껍질에 갈라짐이 생기거나 한다. 고상율이 0.7보다 큰 범위에서 압하하면, 중심 기공이 압착되지 않는 경우가 있다. 그리고, 중심 기공을 압착하는 데에 커다란 압하력이 필요해져서, 압하장치가 대형화한다.

상기 목적에 적합한 본 발명의 심리스 강관은, 크롬을 10∼23중량% 포함하고, Mg를 0.0005∼0.010 중량% 첨가한 용강을 주형에 주탕하여, 그 주형에 의한 냉각과, 지지 부에 포설한 냉각수 노즐로부터 뿌려지는 물에 의한 냉각에 의해 응고시켜가면서 연속주조한 주편을, 제관공정에서 천공하여 제조된다.

이 강관은, 응고조직이 미세한 주편을 이용하고 있기 때문에, 제관공정에서의 천공시, 관의 표면 및 내면에서의 갈라짐이나 벗겨짐등의 발생이 억제되고, 연삭등의 손질도 불필요한 것으로서, 우수한 품질의 강관이다.

1) 첨부한 도면을 참조하면서, 본 발명을 구체화한 실시형태에 대해 설명하여 본 발명의 이해를 돕고자 한다.

도 1 및 도 2에 나타내었듯이, 본 발명의 주편의 제조에 이용하는 연속주조장치(10)는, 용강(11)을 저탕(貯湯)하는 턴디쉬(tundish)(12)와, 턴디쉬(12)로부터 용강(11)을 주형(13)에 주탕하는 토출구(14)를 설치한 침지 노즐(15)과, 주형(13) 내의 용강(11)을 교반하는 전자교반장치(16)와, 미도시의 냉각수 노즐로부터 물이 뿌려지면 용강(11)을 응고시키는 지지 부(17)과, 주편(18)의 중앙부를 압하하는 압하 부(19)와, 압하한 주편(18)을 빼내는 핀치롤(20, 21)을 구비하고 있다.

전자교반장치(16)는, 도 3에서 나타내었듯이, 주형(13)의 장편(長片)(13a와 13b)의 외측에 설치되고, 장편 13a측에 전자코일 16a, 16b가, 장편 13b측에 전자코일 16c, 16d가 배치되어있다.

이 전자교반장치(16)는, 필요에 따라 사용된다.

압하 부(19)는, 도 4에서 나타내었듯이, 주편(18)의 하면을 지지하는 지지롤 (22)과, 주편(18)의 상면측과 인접하는 볼록부(23)를 갖는 압하롤(24)로 이루어져있다. 상기 압하롤(24)이, 미도시된 유압장치에서 압하되어, 볼록부(23)가 미리 결정된 깊이의 위치까지 밀어넣어져 주편(18)의 미응고부(18b)가 압하된다. 도 2에 있어서, 부호(18a)는 주편(18)의 응고껍질이다.

주편(18)은, 그 후 소정의 사이즈로 절단된 후, 후공정으로 반송되어, 미도시의 가열로, 균열로등에서 가열된 다음에 압연등의 가공이 실시되어서 강재가 된다.

본 발명의 처리방법에 이용하는 처리장치를, 도 5 및 도 6에 나타낸다.

도 5에서 나타낸 처리장치(25)는, 용강(11)이 수납되는 취과(取鍋)(26)와, 취과(26)의 위쪽에 설치된 Al함유합금을 저장하는 호퍼(hopper)(27) 및 스폰지Ti, Fe-Ti합금등의 Ti합금, 또는 Fe-N합금, N-Mn합금, N-Cr합금등의 N합금을 저장하는 호퍼(28)과, 이들 저장호퍼(27, 28)로부터 상기 합금을 필요에 따라 취과(26)내의 용강에 첨가하는 슈트(shute)(29)를 구비하고 있다.

또, 처리장치(25)는, 철 파이프로 금속Mg를 덮어 선모양으로 가공한 와이어 (30)를 가이드 파이프(32)로 안내하고, 그 와이어(30)를 슬래그(33)을 관통해서 용강(11)내에 공급하는 공급장치(31)를 구비하고 있다.

도 5중, 부호(34)는, 취과(26)내의 용강(11)에 불활성 가스를 공급하는 다공성 스프래그(sprag)이다.

도 6에서 나타낸 처리장치(35)는, 취과(11)와, Mg 혹은 Mg합금의 분말을 불어넣는 랜스(lance)(36)를 구비하고 있다. 취과(26)에 수용되어, 표면에 슬래그 (33)이 형성된 용강(11)중에 랜스(36)를 침지하고, 상기 랜스(36)로부터 , 예를 들면, Mg량으로 0.0005∼0.010 wt%에 상당하는 양의 Mg 혹은 Mg합금의 분말을 불활성 가스에 의해 불어넣는다.

일반적으로, 주편의 응고조직은, 도 7에서 나타내었듯이, 표층(표층부)에서, 주형에 의해 급격하게 냉각되어서 응고된 섬세한 응고조직인 칠정(chill 晶)과, 이 칠정의 내측에 형성된 커다란 결정조직인 주상정과, 로 이루어진다.

또, 주편의 내부에는, 등축정이 형성되거나, 주상정이 중심부까지 도달하는 경우도 있다.

주상정은, 조대한 응고조직으로서, 압연등의 가공을 실시할 때, 변형의 이방성이 크고, 폭 방향과 길이 방향의 변형거동이 다르다.

그 때문에, 주상정이 차지하는 비율이 큰 응고조직을 갖는 주편으로 제조한 강재는, 미세한 등축정을 구비한 주편으로 제조한 강재에 비해 재질이 떨어지고, 주름등의 표면결함이 생기기 쉬운 것이다.

또, 주편의 표층에 조대한 주상정이 존재하는 경우에는, 커다란 주상정의 입계에 취약한 성질의 미세 편석이 존재하게 되어, 그 부위가 취약해지고, 주편의 표층에 갈라짐이나 패임 상처등의 표면결함이 발생한다.

또, 주편의 내부에 주상정이 존재하거나, 직경이 커다란 등축정이 존재하거나 하는 경우는, 응고조직에 존재하는 미세 편석이나 응고수축 등에서 기인하는 내부 갈라짐(갈라짐)이나 중심 기공(쟈크), 응고완료 직전의 용강의 유동에서 기인하는 중심편석등의 내부결함이 발생하여, 주편의 품질이나 강재의 품질을 손상시키게 된다.

2)

(1) 상기 표면결함 및 내부결함의 발생은, 주편의 전체 단면의 60% 이상이 하기의 식을 만족하는 등축정을 구비한 응고조직으로 함으로써 방지할 수 있다.

D ＜ 1.2 X^1/3+ 0.75

여기서, D는 결정의 방위가 동일한 조직으로서의 등축정의 직경(mm), X는 주편의 표면으로부터의 거리(mm)이다.

즉, 상기의 식을 만족하는 등축정을 구비한 응고조직으로 이루어지는 주편이, 본 발명의 주편A이다.

이 등축정의 직경은, 용강이 응고한 주편의 두께방향의 모든 단면을 에칭 (etching)하고, 그 표면에 빛을 쬐었을 때에, 미세 조직의 결정방위에 따라서 반사된 반사광의 명암에서 특정되는 응고조직의 크기이다.

이 등축정의 직경의 검출은, 주편의 두께방향의 단면이 나오도록 절단하여, 그 단면을 연마한 후에, 예를 들면, 염산이나 나이탈(nital, 초산과 알콜의 혼합액)등과 반응시켜서 에칭하여 행한다.

등축정의 평균 직경은, 미세 조직을 1∼100배의 확대사진으로 찍고, 이 확대사진을 화상처리해서 얻어지는 등축정의 직경(mm)로 구한다. 그 등축정의 직경중에서 가장 큰 것이 최대 등축정 직경이다.

도 8은, 본 발명의 주편A에 있어서, 표층으로부터의 거리와 등축정 직경의 관계를 나타낸 것이다. 주편의 전체 단면의 60% 이상을 상기 식을 만족하는 등축정을 구비한 응고조직으로 함으로써, 표층에서의 주상정의 생성을 억제함과 아울러, 내부에서의 등축정의 직경을 미세하게 한다.

이 주편A에 있어서는, 도 9에 나타내었듯이, 표층부의 주상정의 성장이 억제되어 있기 때문에, 입계에 존재하는 취약한 미세 편석이 적고, 또, 있다고 하더라도 극히 작다. 그 때문에, 이 주편A에 있어서는, 주형에 의한 냉각시나 응고시에 수축이나 응력의 불균일등이 발생하더라도, 미세 편석부를 기점으로 발생하는 갈라짐이나 패임 상처등의 표면결함의 발생이 억제된다.

또, 도 9에서 나타내었듯이, 내부의 등축정의 직경도 작아져있기 때문에, 표층부와 마찬가지로, 입계에 생기는 미세 편석이 작아지고, 갈라짐에 대한 저항이 높아져서, 주편의 벌징이나 구부렸다 회복시키는 교정에 동반하는 뒤틀림에서 기인하는 내부 갈라짐등의 발생이 억제된다.

이처럼, 주편A는, 가공특성이나 재질이 양호한 것이기 때문에, 이 주편A를 이용해서 강재를 제조하면, 주름등의 표면결함이 없는 강재를 얻을 수 있다.

상기 식을 충족하는 등축정이 주편의 전체 단면의 60% 미만이 되면, 주상정의 범위가 증가함과 아울러, 내부의 등축정의 직경이 커져서, 주편에 갈라짐이나 패임상처등이 발생한다. 그 결과, 주편의 손질이 필요하거나 부스러기화 등이 발생하거나, 또는, 주편에 가공을 실시했을 때에 강재에 표면결함이나 내부결함이 발생해서, 강재의 품질저하를 초래한다.

본 발명의 주편A의 응고조직에 있어서는, 도 10에 나타낸 것과 같이, 주편의 전체 단면을 상기 식을 충족하는 등축정으로 함으로써, 응고조직을 주편의 전체에 걸쳐 균일한 응고조직으로 할 수 있고, 입계에 존재하는 취약한 미세 편석도 주편 전체에 걸쳐서 작게 할 수 있다. 그 결과, 주편에 있어서는, 갈라짐에 대한 저항이 높아져서, 주형에 의한 냉각시나 응고시에 수축이나 응력의 불균일이 생기더라도, 미세 편석부를 기점으로 발생하는 갈라짐이나 패임상처등의 표면결함의 발생과, 주편의 벌징이나 구부렸다 펴는 교정에 동반하는 뒤틀림에서 기인하는 내부 갈라짐등의 발생이 확실하게 억제된다.

더욱이, 응고핵을 기점으로 하여 응고시키면, 등축정의 직경을 작게 할 수 있고, 그 결과, 응고완료 직전의 용강의 유동이 좋아져서, 용강의 수축에 의한 중심 기공(쟈크)나 중심편석등의 결함이 방지되어서, 결함이 없는 주편을 주조하는 것이 가능해진다.

또, 본 발명의 주편A에 있어서는, 최대 등축직경을 평균등축직경의 3배 이내로 함으로써, 응고조직을 더욱 미세한 것으로 하여 바람직한 결과가 얻어진다.

이것은, 응고조직중의 등축정의 직경이 들쭉날쭉한 것을 작게함으로써, 균일성이 높은 응고조직을 갖는 주편을 얻게되어, 등축정의 경계에 형성되는 미세 편석이 보다 작게 억제되어서, 표면결함 및 내부결함의 발생이 방지되기 때문이다.

또, 등축정의 직경이 작기 때문에, 압연등의 가공시에, 변형거동의 균일성이 보다 향상된다.

최대등축직경이 평균등축직경의 3배를 넘으면, 그 국부적인 부분의 가공변형이 불균일해져서, 강재에 줄무늬의 주름등이 발생하는 경우가 있다.

또, 본 발명의 주편A에 있어서는, 화상 처리하여 얻어지는 등축정의 직경에 착안하여, 도 11에서 나타내었듯이, 주편의 전체 단면의 60% 이상이 하기의 식을 충족하는 등축정으로 할 수 있어, 응고조직으로서 바람직한 것이 얻어진다.

D ＜ 0.08 X^0.79+ 0.5

여기서, X는 주편의 표면으로부터의 거리(mm), D는 주편의 표면으로부터 X의 거리에 있는 등축정의 직경(mm)이다.

또, 본 발명의 주편A에 있어서는, 도 12에 나타내었듯이, 주편의 전체 단면을 상기의 식을 만족하는 등축정으로 할 수 있어, 응고조직으로서 보다 바람직한 것이 얻어진다.

본 발명의 주편A를 도 1 및 도 2에 나타낸 연속주조장치에서 연속주조하는 경우에는, 턴디쉬(12) 내의 용강(11)에, Mg 또는 Mg합금을 첨가해서, 용강(11)중에 MgO의 단체(單體) 혹은 MgO를 함유하는 복합산화물(이하,「MgO함유 산화물」이라 한다)를 형성시킨다.

MgO는, 분산성이 좋고 작은 입자가 되어서 용강(11)중에 균일하게 분산되어 응고핵으로서 작용함과 아울러, 상시 산화물 자체, 피닝(응고 직후의 응고조직의 조대화를 억제)작용을 일으켜서, 응고조직의 조대화를 억제하여, 등축정을 형성함과 아울러, 등축정 자체를 미세하게 해서, 주편을 균질하게 한다.

첨가하는 Mg 또는 Mg합금은, Mg 당량으로 0.0005∼0.10wt%를 용강중에 첨가하는데에 충분한 양이 용강에 첨가되는데, 첨가된 Mg는, 용강중의 산소나 FeO, SiO₂, MnO등의 산화물로부터 공급되는 산소와 반응해서, MgO 혹은 MgO함유 산화물이 형성된다.

또, Mg 또는 Mg합금의 첨가방법은, Mg 또는 Mg합금을 용강에 직접 첨가하거나, 혹은 Mg 또는 Mg합금을 얇은 강으로 덮어서 선모양으로 가공한 와이어로 연속적으로 공급한다.

Mg의 첨가량이 0.0005 wt% 미만이면, 응고핵의 수가 부족하여, 생성되는 핵이 부족하기 때문에 미세한 응고조직을 얻기 어렵다.

또, Mg의 첨가량이 0.10wt%를 넘으면, 등축정의 생성효과가 포화됨과 아울러, 주편 내부의 총 산화물량이 증가해서 내식성등이 저하한다. 또, 합금 비용이 비싸다.

이와 같이 하여 주조된 주편은, 응고조직이 균일하고도 미세하여, 표면결함이나 내부결함이 아주 적으며, 양호한 가공특성을 구비한다.

또, 본 발명의 주편A는, 연속주조 이외에, 조괴법이나 밸트 캐스터, 쌍 롤러등의 주조법에 의해 주조할 수 있다.

다음으로, 본 발명의 주편A로부터 제조하는 강재에 대해 설명한다.

본 발명의 강재는, 응고조직의 전체 단면의 60% 이상이 하기의 식을 만족하는 등축정의 응고조직을 갖는 주편A를, 미도시의 가열로나 균열로등에 의해, 1150∼1250℃로 가열한 후, 압연등의 가공을 실시해서 제조된다(예를 들면, 강판, 형강).

D ＜ 1.2 X^1/3+ 0.75

여기서, D는 결정의 방위가 동일한 조직으로서의 등축정의 직경(mm), X는 주편의 표면에서의 거리(mm)이다.

이 강재는, 상기 응고조직을 갖는 주편A로부터 제조된 것이기 때문에, 입계에 존재하는 취약한 미크로 편석이 작고, 미크로 편석부의 갈라짐 저항이 높아져서, 갈라짐이나 벗겨짐등의 표면결함이 적은 강재이다.

또한, 주편 내부에 있어서는, 갈라짐이나 미응고 용강의 응고 및 수축에 의한 중심 기공(쟈크), 용강(12)의 유동에 의한 중심편석등이 억제되어 있기 때문에, 강재에 있어서는, 주편의 내부에 존재하는 내부결함에서 기인하여 발생하는 내부결함이 극히 적다.

게다가, 본 발명의 주편A는, 압연등의 가공시 변형의 균일성이 높고, 가공특성이 우수한 것이기 때문에, 강재에 있어서는, 인성등의 재질이 우수하고, 주름이나 갈라짐등의 표면결함이 적다.

특히, 전체 단면이 상기의 식을 만족하는 등축정인 주편을 이용하여, 가열후, 압연등의 가공을 실시해서 제조한 강재는, 균일한 응고조직을 구비한 주편을 이용하고 있기 때문에, 표면결함 및 내부결함이 아주 적고, 또, 가공시의 변형의 균일성이 더욱 좋기 때문에, 가공특성 및 재질등이 우수하다.

또, 주편의 최대 등축정 직경을 평균 등축정 직경의 3배 이내로 함으로써, 등축정 직경의 경계에 형성되는 미크로 편석의 크기를 억제할 수 있어, 한층 균질한 재질특성을 구비한 강재를 얻을 수 있다.

(2) 본 발명의 주편B는, 주편의 표면으로부터 동일한 깊이에서의 결정입경의 최대치를, 그 깊이에서의 평균 결정입경의 3배 이내로 하고있는 것을 특징으로 한다.

상기 주편B에 있어서는, 도 13에 나타낸 것과 같이, 주편(18)의 표면으로부터 동일한 깊이a mm, 예를 들면, 2∼10mm의 위치에서의 결정입경의 최대치를, 그 동일 깊이a mm에서의 평균 결정입경의 값에 대해 3배 이내로 함으로서, 표층에 조대한 주상정이 형성되는 것을 억제하고, Cu등의 트럼프 엘리먼트등의 입계편석을 적게한다. 그 결과, 주편에 있어서, 냉각이나 응고수축의 불균일에 따른 패임상처나 갈라짐등의 발생이 방지되어서, 주편의 조직을 갈라짐에 대한 저항력이 큰 조직으로 할 수 있다.

그리고, 또, 주편의 표면 및 내부에서 발생하는 갈라짐등이 감소하기 때문에, 주편에 대한 연삭등의 손질이나, 주편의 부스러기화가 적어지고, 주편의 수율이 향상한다.

또한, 주편에 압연등의 가공을 실시할 때의 가공성이 대폭으로 개선된다.

주편의 표면으로부터 동일한 깊이a mm에서의 결정입경의 값으로서는, 예를 들면, 주편 표면으로부터 2∼10mm인 위치까지 연삭하여, 노출표면의 결정입경을 측정한 값을 이용한다. 이 연삭은, 주편 중심부의 근방까지 행해도 좋다.

주편의 표면으로부터의 동일한 깊이에서의 결정입경의 최대치가, 평균 결정입경의 3배를 넘으면, 결정입경의 들쑥날쑥이 커지고, 그 결과, 가공시, 특정한 결정립으로 변형 뒤틀림이 집중해서 변형이 불균일해지며, 주름등의 표면결함이 발생하여 수율의 저하를 초래한다.

또, 입계편석이 높은 부위가 발생하기 쉬워지고, 이 부위를 기점으로 하여 표면 갈라짐이나 내부 갈라짐등이 생가는 경우가 있다. 그 결과, 표면결함 및 내부결함이 발생하여, 주편의 손질이나 주편의 부스러기화 등이 증가해서 수율이 저하하며, 강재의 재질이 저하한다.

또, 본 발명의 주편B에 있어서는, 도 14에서 나타낸 것과 같이, 결정입경의 최대치를, 그 동일한 깊이에서의 평균 결정입경의 값에 대해 3배 이내로 하고, 또, 주편의 전체 단면의 적어도 60% 이상을 등축정으로 함으로써, 도 9에 나타낸 것과 같은, 표층에서 조대한 주상정의 형성이 억제되고, 전체에 걸쳐서 균일한 조직으로 할 수 있다.

또, 도 15에, 종래의 주편에서 표층으로부터의 거리와 결정입경의 최대입경/평균입경의 관계를 나타낸다.

본 발명의 주편B에 가공을 실시하면, 특정한 결정립에 변형 뒤틀림이 집중하는 것이 억제되고, 변형거동의 등방성(압하에 의한 폭 방향과 길이방향의 늘어남)이 확보되기 때문에, 본 발명의 주편B는 가공성이 보다 높은 것이다.

그 때문에, 주편을 가공해서 강제를 제조할 때, 갈라짐이나 벗겨짐등의 결함에 덧붙여, 주름(특히, 스테인레스 강판에서의 리징, 로핑)등의 발생을 방지할 수 있다.

또, 입계에 형성되는 Cu등의 트럼프 엘리먼트 등의 입계편석을 보다 적게할 수 있고, 압연등의 압하에 의한 가공시의 갈라짐 등에 대한 갈라짐 저항을 높일 수 있어, 주편이나 강재에 생기는 갈라짐등의 결함의 방생이 방지된다.

그러나, 등축정이 주편의 전체 단면의 60% 미만이 되면, 주상정의 범위가 증가하기 때문에, 갈라짐이나 패임상처 등이 발생하여, 주편의 손질이나 부스러기화의 회수가 늘어나거나, 가공을 실시한 강재의 표면결함 및 내부결함이 발생하여, 수율이 저하됨가 아울러 품질등의 저하를 초래하는 경우가 있다.

같은 이유에서, 주편의 전체 단면을 등축정으로 함으로써, 전체에 걸쳐 미세하고 균일한 결정립을 구비한 조직으로 하여 입계편석을 작게하고, 표층부 및 내부의 갈라짐 저항을 높여서 패임 상처나 갈라짐등을 억제하고, 가공을 실시한 변형의 등방성을 보다 높여서, r값(드로잉 가공 특성)이나 강재의 인성등의 품질 및 재질을 높일 수 있다.

여기서, 결정입경은, 결정의 방위가 동일한 조직으로서의 입경(mm)으로서, 주편의 표면을 에칭하여, 미세 조직의 결정방위에 따라서 반사하는 반사광의 명암으로 특정하는 응고조직의 크기이다.

이 결정입경의 검출은, 응고한 주편의 두께방향의 단면이 노출되도록 소정의 길이로 절단하고, 그 외주로부터 소정 깊이까지를 연삭하여, 그 노출된 표면을 연마하고, 예를 들면, 염산이나 나이탈(초산과 알콜과의 혼합액)등과 반응시켜서 에칭하여 행한다.

또, 미세 조직을 1∼100배의 확대사진으로 찍고, 화상 처리하여, 결정입경을 측정하고, 최대입경과 평균치를 구한다.

또, 본 발명의 주편B를 연속주조할 때에는, 턴디쉬(12)(도 1 및 도 2 참조) 내의 용강(11)에, Mg 또는 Mg합금을 첨가하여, 용강(11)중에 MgO의 단체, 혹은, MgO함유산화물을 형성시킨다.

Mg의 첨가량, 작용효과 및 첨가방법은, 본 발명의 주편A의 경우와 동일하다.

또, 본 발명의 주편B는, 본 발명의 주편A와 마찬가지로, 연속주조 이외에, 조괴법이나 벨트 캐스터, 쌍 롤등의 주조법에 의해 주조할 수 있다.

본 발명의 주편B는, 미도시의 가열로나 균열로등에 의해, 1150∼1250℃로 가열된 후, 압연등의 가공을 실시해서, 강판이나 형강등의 강재가 된다.

이 강재는, 갈라짐이나 벗겨짐등의 표면결함 및 내부 갈라짐 등의 내부결함이 적고, 가공특성이 우수한 강재이다.

특히, 주편의 두께방향의 단면의 적어도 60% 이상을 등축정으로, 혹은, 전체의 단면을 등축정으로 한 주편을 이용하면, 보다 결함이 적어져서, 가공특성, 예를 들면, 드로잉 가공특성이 우수한 강재를 얻을 수 있다.

(3) 본 발명의 주편C는, 용강의 응고시에 형성되는 δ페라이트와의 격자 부정합도가 6% 이하인 개재물을 100개/cm2이상 함유하고 있는 것을 특징으로 한다.

응고초기의 결정(용강(11)이 응고할 때에 최초로 정출되는 상)이 δ페라이트인 강종의 용강(크롬13wt%를 함유하는 페라이트계 스테인레스 용강)(11)은, 턴디쉬 (12)에 설치된 노즐(15)로부터 주형(13)(도 1 및 도 2 참조)에 주탕되고, 냉각되어서 응고껍질(18a)을 형성하면서 주편(18)이 되고, 지지 부(17)의 아래쪽으로 진행함에 따라서, 냉각수에 의해 열을 빼앗기고, 점차로 응고껍질(18a)의 두께를 증가시키면서, 도중에서 압하 부(19)에 의해 압하되어(도 4 참조), 완전히 응고한다.

종래의 주편의 두께방향의 단면에서의 응고조직은, 도 7에 나타낸 바와 같이, 주편의 표층(표층부)에, 주형에 의해 급격히 냉각되어서 응고된 미세한 조직의 칠(chill)정이 형성되고, 이 칠(chill)정에 의해 내측에 커다란 주상정이 형성되어 있는 것이다.

이 표층부에 있어서는, 주상정의 경계에 미세 편석이 존재하고, 이 미세 편석의 부위는 취약한 특성을 갖기 때문에, 주형에 의한 냉각이나 수축의 불균일성에 의해 주편의 표층에 갈라짐이나 패임 상처등의 표면결함의 원인이 된다.

또, 주편의 내부에 있어서는, 표층부보다도 냉각이 완만하기 때문에, 주상정 혹은 커다란 등축정이 생성되고, 응고조직의 경계에는 표층부와 동일한 미세 편석이 존재하게 된다.

이 미세 편석은, 표층부와 마찬가지로 취약한 특성을 가져, 내부가 응고할 때의 열수축, 주편의 벌징이나 구부렸다 펴는 교정등의 기계적인 응력에 의한 내부 갈라짐의 기점이 된다.

한편, 주편 내부에서 등축정의 입경이 큰 경우에는, 응고가 진행됨에 따라서, 주편 내부에 용강의 공급부족에서 기인하는 중신 기공이나, 응고 완료 직전의 용강의 유동에서 기인하는 중심편석등의 내부결함이 생겨서, 주편의 품질을 손상시킨다.

따라서, 상기한 표면결함 및 내부결함을 방지하기 위해서는, 용강이 응고할 때에, δ페라이트와의 격자 부정합도가 6% 이하인 개재물을 100개/cm2 이상이 되도록, 용강중에 존재시키는 것이 필요하다.

이 개재물은, 용강(12)중에 함유되는 O, C, N, S나 SiO₂등의 산화물과 반응해서 개재물을 형성하는 금속을 첨가하거나, 혹은, 개재물 그 자체를 용강에 첨가함으로써, 용강중에 존재시킨다.

상기 금속이 용강중의 O, C, N, S나 SiO₂등과 반응해서 생성된 개재물, 혹은 용강중에 첨가한 개재물은, 용강중에 10μm 이하의 개재물을 형성한다. 이 개재물은, 용강이 응고할 때의 응고핵으로써 작용하여, 응고를 개시하는 기점이 된다.

또, 상기 개재물의 피닝작용에 의해 응고조직의 성장이 억제되어, 미세한 응고조직을 갖는 주편을 얻을 수 있다.

특히, 개재물로서 분산성이 좋은 것을 이용하여, 주형(13) 내의 용강(11)의 토출류에 의한 교반이나, 전자교반장치(16)에 의한 교반에 의해, 크기 10μm 이하의 개재물을 100개/cm2 이상을 형성시키면, 상기 응고핵과 그 핀닝 작용이 보다 현저하게 발현해서, 도 16에서 나타낸 것처럼, 등축정률이 60% 이상인 응고조직을 갖는 주편을 얻을 수 있다.

주편의 두께방향의 단면에서의 응고조직은, 도 9에서 나타낸 것과 같으며, 주편의 내부에 있어서는, 미세한 등축정의 조직이 형성되고, 표층부에 있어서는, 주상정의 성장이 억제되어 있다.

그리고, 10μm 이하의 개재물을 많게함으로써, 주편의 표층부로부터 내부에 이르는 전체 단면의 응고조직을 보다 미세하고 균일한 등축정으로 할 수 있다.

미세한 등축정을 구비한 본 발명의 주편C는, 갈라짐 저항이 강하기 때문에, 주편의 표면에 발생하는 갈라짐이나 패임 상처등의 표면결함이 발생하기 어렵다.

또, 본 발명의 주편C의 내부에 있어서는,취약한 미크로 편석부가 적고, 열수축이나 어떤 응력이 생기더라도, 내부 갈라짐등의 발생이 적으며, 더욱이, 응고완료 직전의 용강의 공급부족에서 기인하는 중심 기공이나 중심편석등의 내부결함의 발생도 방지되어 있다.

또, 주편에 압연등의 가공을 실시할 때, 본 발명의 주편C의 미세한 등축정은, 압하하는 방향으로 쉽게 변형하기 때문에, 본 발명의 주편C는, 가공특성이 보다 높은 것이다.

더욱이, 가공성이 좋기 때문에 압연등의 가공을 실시했을 때에, 주름(로핑, 리징, 엣지 심)등의 표면결함이 발생하지 않고, 또, 압연등의 가공시에, 주편 내부에 존재하는 내부결함에서 기인하는 갈라짐등의 내부결함의 발생도 해소된다.

페라이트계의 강종에 이용되는 개재물(이 개재물은 금속 화합물이다)의 형성에는, Mg, Mg합금, Ti, Ce, Ca, Zr 등의 금속이나 금속화합물을 이용하여, 용강중의 O, C, N, S나 SiO₂등의 산화물과 반응시킨다.

용강에 첨가하는 개재물로서는, MgO, MgAl₂O₄, TiN, CeS, Ce₂O₃, CaS, ZrO₂, TiC, VN 등의 δ페라이트와의 격자 부정합도가 6% 이하인 것을 이용한다. 용강에 첨가했을 때의 분산성이나 응고핵 생성의 안정성으로 말하면, 특히, MgO, MgAl₂O₄, TiN가 바람직하다.

또, δ페라이트와의 격자 부정합도는, 용강이 응고해서 생성되는 δ페라이트의 격자정수와 금속화합물의 격자정수의 차를, 용강의 응고핵의 격자정수로 뺀 값으로서, 이 값이 작을수록, 응고핵의 생성이 양호해진다.

주편중의 개재물의 개수를 측정하는 데에는, 주사형 전자현미경SEM(Scanning Electron Microscope)나 슬라임법등을 이용해서, 단위 면적당 10μm 이하의 개재물의 개수를 센다.

금속화합물의 크기에 대해서는, SEM등의 전자 현미경에 의해 전체 단면의 개재물을 관찰하여, 각각의 개재물의 최대직경과 최소직경을 평균한 값을 그 개재물의 크기로 한다.

한편, 슬라임법의 경우는, 주편의 전체 단면의 일부를 잘라내서, 그 잘라낸 조각을 녹이고, 이어서, 개재물을 분급(分級)하여 꺼내서, 각각의 개재물의 최대직경과 최소직경을 평균한 값에 의해 크기를 판정하고, 그 크기마다의 개수를 구한다.

또, 이러한 개재물을 함유하는 주편을 연속주조하는 데에는, 턴디쉬(12) 내의 용강(11)에(도 1 및 도 3 참조), 용강중의 산소 혹은 FeO, SiO₂, MnO, 질소, 탄소등과 반응해서, MgO, MgAl₂O₄, TiN, TiC 등의 개재물을 형성하는 금속을 첨가하거나, 혹은, 직접적으로 이들 개재물을 첨가한다.

특히, Mg 혹은 Mg합금을 용강에 첨가하여, 용강중에 MgO의 단체 혹은 MgO함유 산화물로 이루어진 개재물을 형성시키면, 용강중에서의 개재물의 분산성을 향상시킬 수 있기 때문에, 보다 바람직한 결과가 얻어진다.

예를 들면, 용강에 대해, 0.0005∼0.10 wt%의 Mg가 첨가되도록 Mg 혹은 Mg 합금을 첨가한다.

첨가방법은, Mg 또는 Mg합금을 용강에, 직접 첨가하거나, 혹은 Mg 또는 Mg 합금을 얇은 강으로 덮어서 선 모양으로 가공한 와이어를 용강에 연속적으로 공급한다(도 5 및 도 6 참조).

Mg의 첨가량이 0.0005% wt% 미만이면, 응고핵이 부족하기 때문에, 미세한 응고조직이 얻어지기 어렵다. 또, 개재물 자체의 피닝 효과가 약해지기 때문에, 응고조직의 성장 억제효과가 감소하여 미세한 응고조직이 얻어지지 않는다.

한편, Mg의 첨가량이 0.10 wt%를 넘으면, 응고핵의 생성이 포화됨과 아울러, 주편 내부의 총 산화물량이 증가해서 내식성등이 저하한다. 또, 합금 비용이 증가한다.

또, 응고초기의 결정이 δ페라이트인 강종의 용강으로서는, 예를 들면, 크롬을 11∼17 중량% 함유한 스테인레스강등이 있다.

이처럼, 본 발명의 주편C는, 응고조직이 균일하고 미세하여, 표면결함 및 내부결함의 발생이 억제되어 있어서, 양호한 가공특성을 갖는다.

또, 본 발명의 주편C는, 연속주조 이외에, 조괴법이나 벨트 캐스터, 쌍롤등의 주조법에 의해 주조할 수 있다.

본 발명의 주편C는, 핀치롤(20, 21)(도 1 참조)에 의해 빼내져서, 미도시의 절단기에 의해 소정 사이즈로 절단된 후에, 압연등의 후공정으로 반송된다.

상기 반송후, 본 발명의 주편C는, 미도시의 가열로나 균열로등에 의해 1150∼1250℃로 가열된 후, 압연등의 가공이 실시되어서, 후판, 박판, 형강등의 강재가 된다.

이 강재는, 조직의 갈라짐 저항이 강하여, 가공중이나 가공후에 생기는 갈라짐이나 벗겨짐등의 표면결함이 적은 것이다.

또, 이 강재는, 주편 내부에서의 중심편석등이 억제되어 있기 때문에, 가공시, 주편의 내부결함에서 기인하여 발생하는 내부결함이 적은 것이다.

더욱이, 미세하고 균일한 응고조직을 구비한 본 발명의 주편C는, r값 등의 가공특성이 우수하여, 쉽게 주편을 가공할 수 있으며, 가공후의 용접부의 인성도 뛰어나다.

특히, 분산성이 좋고, 크기가 10μm 이하인 개재물을 많이 형성시킨 주편에, 압연등의 가공을 실시해서 제조한 강재는, 강재의 표면레서 발생하는 벗겨짐이나 갈라짐등의 발생이 확실하게 방지되어 있음과 더불어, 압하방향으로 변형이 용이하기 때문에, 늘어남 등의 가공특성이 보다 우수한 것이다.

(4) 본 발명의 주편D는, 용강의 응고시에 응고핵을 형성하기 위한 금속 또는 금속화합물을 용강에 첨가해서 주조한 주편에 있어서, 그 주편의 표층부에 포함되는 크기 10μm 이하의 금속화합물의 개수에 대해, 그 표층부로부터 내부에 포함되는 크기가 10μm이하인 금속화합물의 개수가 1. 3배 이상인 것을 특징으로 한다.

본 발명의 주편D에 있어서는, 표면결함 및 내부결함을 방지하기 위해서, 용강중의 O, C, N이나 산화물 등과 반응하여 금속화합물을 형성하는 금속, 혹은 그 금속화합물 그 자체를 용강에 첨가하여, 용강이 응고할 때에, 응고핵을 형성하도록 한다.

그러나, 용강중에, 여러 종류의 크기를 갖는 금속화합물이 형성되어, 금속화합물의 크기가 10μm를 넘으면, 응고핵이 되기 어렵고, 또, 금속화합물 자신의 피닝 작용에 의한 등축정의 조대화 억제효과가 충분히 발현하지 않아, 응고조직의 미세화를 꾀할 수 없다.

따라서, 용강에 첨가하는 금속, 혹은, 금속화합물로서는 분산성이 좋은 것을 사용하여, 크기가 10μm 이하인 금속화합물을 많이 형성시키는 것이 중요하다.

또한, 상기 10μm 이하의 금속화합물은, 주편의 표층부에 존재하는 개수에 대해, 주편의 내부에 존재하는 개수를 1.3배 이상으로 할 필요가 있다.

이 이유는, 주편의 표층부에서는, 냉각이 신속하게 행해지기 때문에, 응고핵이 되는 금속화합물이 비교적 적다고 하더라도, 미세한 등축정의 응고조직을 얻을 수 있기 때문이다.

또, 주편의 내부에서는, 10μm 이하의 금속화합물의 개수를 표층부에서의 개수의 1.3배 이상으로 함으로써, 응고핵으로서의 작용과, 핀닝 작용에 의해, 등축정의 미세화를 촉진함과 아울러, 등축정의 조대화를 억제하여, 균일하고 미세한 등축정을 구비한 응고조직을 얻을 수 있다.

도 9에서 나타낸 것과 같이, 주편의 두께방향의 단면에서의 응고조직의 60% 이상이 미세한 등축정이고, 표층부의 주상정도 작게 억제된 응고조직을 갖는 주편이 얻어진다.

또, 주편의 표층부에서 내부에 이르는 전체 단면의 응고조직을 미세하고도 균일한 등축정으로 이루어지는 응고조직을 갖는 주편도 얻을 수 있다.

그리고, 본 발명의 주편D는, 응고과정의 뒤틀림 및 응력에 의한 갈라짐이나 패임 상처와, 개재물 등에서 기인하는 표면결함의 발생이 억제되고, 주편의 벌징이나 구부렸다 펴는 교정등에 의해 가해지는 뒤틀림에 대한 내부 갈라짐에의 저항이 강화되고, 또, 용강의 유동성이 확보되기 때문에, 중신 기공이나 중심편석등의 내부결함의 발생이 억제된다.

특히, 본 발명의 주편D에 있어서는, 응고핵이 되는 금속화합물의 개수를, 표층부에서는 적고, 내부에서는 많게하고 있기 때문에, 주편을 박판이나 형강등의 강재로 가공했을 때에, 개재물에서 기인하는 표면의 벗겨짐이나 갈라짐등의 표면결함의 발생이 억제되며, 또, 금속화합물이 박판이나 형강등의 표면에 노출되거나, 표층 근방에 존재함에서 기인하는 내식성의 저하등도 방지된다.

주편의 표층부의 갯수 대해, 주편 내부의 개수가 1.3배보다 작게되면, 응고조직을 미세화하기 위한 응고핵이 부족하고, 또, 피닝 작용이 저하하기 때문에, 응고조직이 조대화하여, 균일한 응고조직을 얻을 수 없어, 주조시의 냉각이나 응고과정의 불균일 냉각 등에 의한 응력이나 내부의 수축등에 의한 갈라짐이나 패임 상처등의 표면결함이나 중심 기공, 중심편석등의 내부결함이 발생하고, 압연등의 가공을 행할 때의 가공성이 저해된다.

용강에 포함되는 금속화합물로서는, MgO, MgAl₂O₄, TiN, CeS, Ce₂O₃, CaS, ZrO₂, TiC, VN등의 δ페라이트와의 격자 부정합도가 6% 이하인 것을 이용한다. 용강에 첨가했을 때의 분산성이나 응고핵 생성의 안정성적인 면에서는, MgO, MgAl₂O₄, TiN가 보다 바람직하다.

용강에 첨가하는 금속으로서는, Mg, Mg합금, Ti, Ce, Ca, Zr 등의 금속을 이용한다. 용강 중의 O나, C, N, SiO₂등의 산화물과 반응하여, 상기 금속화합물을 형성하는 것을 사용하는데, 이들 금속을 포함하는 금속화합물을 이용하는 경우도 있다.

특히, δ페라이트와의 격자부정합도가 6% 이하인 금속화합물을 형성하는 금속, 혹은, 금속화합물을 용강에 첨가한 경우에는, 유효하게 작용하는 응고핵의 형성이 촉진되고, 또, 피닝작용이 현저하게 발현하기 때문에, 보다 미세한 등축정으로 이루어지는 응고조직을 갖는 주편이 얻어진다. 이 주편은, 압하방향으로 쉽게 변형되어, 늘어남 등의 가공특성이 특히 우수하다.

이러한 금속화합물을 포함하는 주편을 연속주조할 때에는, 턴디쉬(12) 내의 용강(11)에(도 1 및 도 2 참조), Mg, Mg합금, Ti, Ce, Ca, Zr 등을 첨가하여, 용강(11)중의 산소, 혹은 FeO, SiO₂, MnO, 질소, 탄소등과 반응시켜서, MgO, MgAl₂O₄, TiN, TiC 등의 금속화합물을 형성시킨다. 특히, Mg 혹은 Mg합금을 용강에 첨가하여, 용강중에 MgO의 단체 혹은 MgO함유 산화물을 형성시키면, 용강중에서의 금속화합물의 분산성이 향상되기 때문에, 보다 바람직한 결과가 얻어진다. 예를 들면, 용강에 대해, 0.0005∼0.10 wt%의 Mg가 첨가되도록, Mg 혹은 Mg 합금을 첨가한다.

첨가방법은, Mg 또는 Mg합금을 용강에, 직접 첨가하거나, 혹은 Mg 또는 Mg 합금을 얇은 강으로 덮어서 선 모양으로 가공한 와이어를 용강에 연속적으로 공급한다(도 5 및 도 6 참조).

Mg의 첨가량이 0.0005 wt% 미만이면, 응고핵의 절대량이 부족하여, 응고핵 및 핀닝 효과가 작아져서, 미세한 응고조직이 얻어지기 어렵다.

한편, Mg의 첨가량이 0.10 wt%를 넘으면, 응고핵의 형성효과가 포화됨과 아울러, 주편 내부의 총 산화물량이 증가해서 내식성등이 저하한다. 또, 합금 코스트가 증가한다.

이와 같이 하여 주조된 본 발명의 주편D는, 응고조직이 균일하여, 표면결함 및 내부결함의 발생이 억제되어 있어서, 양호한 가공특성을 갖는다.

또, 본 발명의 주편D는, 연속주조 이외에, 조괴법이나 벨트 캐스터, 쌍롤등의 주조법에 의해 주조할 수 있으나, 두께가 100mm 이상이 되면, 개재물(금속화합물)의 분포를 조정하기 쉬워지고, 표층에서 내부에 이르는 응고조직중의 등축정을 쉽게 조정할 수 있기 때문에, 바람직한 결과가 얻어진다. 주조에 있어서도, 예를 들어, 양단이 관통된 주형을 이용한 수직 혹은 완곡형의 연속주조에 의해 주조된 쪽이, 미세화에 의한 효과도 커져서, 바람직한 결과가 얻어진다.

본 발명의 주편D는, 미도시의 가열로나 균열로등에 의해 1150∼1250℃로 가열된 후, 압연등의 가공이 실시되어서, 박판, 형강등의 강재로 가공된다.

이 강재는, 주편 내부의 미크로 편석부의 갈라짐 저항이 강하여, 갈라짐이나 벗겨짐등의 표면결함이 적은 강재이다.

또한, 강재의 내부에 있어서도, 주편의 내부결함에서 기인하는 내부결함이나, 압연등의 가공에서 기인하는 내부 갈라짐등의 내부결함의 발생이 극히 적다. 또, 본 발명의 주편D는, 가공특성 및 내식성도 양호한 것이기 때문에, 그 주편D를 가공해서 제조한 강재도, 가공특성 및 내식성이 양호한 것이다.

3) 본 발명의 주편을 제조할 때에는, 용강에 대해, 뭔가의 처리를 실시할 필요가 있다. 이하, 본 발명의 용강의 처리방법(본 발명의 처리방법Ⅰ∼Ⅴ)에 대해 설명한다.

(1) 본 발명의 처리방법Ⅰ은, 용강의 총 Ca량을 0.0010 wt% 이하로 하고, 이어서, 그 용강에 소정량의 Mg를 첨가하는 것을 특징으로 한다.

도 5 및 도 6에 나타낸 처리방법에 있어서, 취과(26)중의 용강(11)에 있어서, 용강중에 함유하는 Ca나 CaO 등을 합계한 총 Ca량은, 0.0010 wt% 이하(0인 경우도 있다)가 되도록 조정된다. 더욱이, Al₂O₃와 CaO의 저융점 화합물(복합산화물)인 칼슘·알루미네이트(12CaO·7Al₂O₃)가 생성되지 않도록 하고 있다.

용강에 함유하는 총 Ca량이 0.0010 wt%를 넘으면, 강탈산제인 Ca가 CaO를 형성하고, 이것에, 이전부터 함유되어있는 CaO가 더해져서, Al₂O₃와 결합해서 저융점의 화합물이 형성된다.

또, Mg 또는 Mg합금의 첨가에 의해 생성된 MgO가, CaO·Al₂O₃의 복합산화물과 결합하여 저융점의 CaO-Al₂O₃-MgO의 3원계 복합 산화물을 형성한다. 이 복합산화물은, 용강의 온도범위에서 녹기 때문에, 응고핵으로서의 작용이 없어지고, 그 결과, 미세한 응고조직을 얻을 수 없다. 혹은, 상기 복합산화물이 비교적 고융점인 개재물이라고 하더라도, CaO를 함유하기 때문에, δ페라이트와의 격자 부정합성이 낮고, 응고핵으로서 작용하지 않는다.

이 총 Ca량이나, 칼슘·알루미네이트의 생성을 조정하기 위해서는, 용강(11)을, 정련로나 취과(26) 등에서 탈산할 때에, Ca나 Ca합금에 의한 탈산을 행하거나, 혹은, Ca를 함유하지 않는 합금철이나 Ca함유량이 적은 합금철을 이용해서 탈산한다.

Mg 또는 Mg합금의 첨가량은, Mg 당량으로 0. 0005∼0. 10 wt%로 한다.

이는, Mg의 첨가량이 0. 0005 wt% 미만이면, 생성되는 응고핵이 부족하여, 미세한 조직이 얻어지기 어려워지기 때문이고, 또, 0. 10 wt%를 넘으면, 등축정의 생성효과가 포화함과 아울러, 주편 내부의 총 산화물량이 증가하여 내식성등이 저하하기 때문이다. 또, 합금 코스트도 상승한다.

그리고, 본 발명의 처리방법Ⅰ에 있어서는, 용강중에 함유하는 총Ca량을 낮게하고 있기 때문에, 용강중에 함유되는 산소나, FeO, SiO₂, MnO 등의 산화물로부터 공급되는 산소에 의해, MgO의 단체나, MgO·Al₂O₃등의 복합산화물이 형성되고, 이들 산화물이, 세립화하여 용강중에 균일하게 분산된다.

이 용강이 응고할 때에는, 다수의 응고핵이 형성되고, 또, 상기 산화물 자체가 핀닝(응고직후의 조직의 조대화를 억제)효과를 나타내기 때문에, 주편의 응고조직의 조대화가 억제됨과 아울러, 등축정의 형성과, 등축정 그 자체가 미세화되고 균질화 된다.

Mg의 첨가량이나 용강중에 함유되는 총 Ca량은, 처리장치(25, 35)(도 5 및 도 6 참조)에서 조정되며, 칼슘·알루미네이트(12CaO·7Al₂O₃등의 저융점 화합물)의 생성이 억제되도록 조정되는 것이 바람직하다.

그리고, 용강중에 함유되는 산소나 FeO, SiO₂, MnO 등의 산화물로부터 공급되는 산소에 의해, MgO의 단체나, MgO·Al₂O₃등의 복합산화물을 형성하고, 세립화한 이들 산화물을, 용강중에 균일하게 분산시킨다.

본 발명의 처리방법Ⅰ에서 처리한 용강을 연속주조한 주편의 응고조직은, 도 9에서 나타내었듯이, 균질하고 미세한 등축정으로 이루어지는 응고조직이 된다.

이처럼 처리하여 주조된 주편은, 소정 사이즈로 절단되어, 후공정으로 반송되어서, 미도시의 가열로, 균열로등에서 가열된 후 압연등의 가공이 실시되어서, 강재로 제조된다. 이 주편에 있어서는, 가공성이 큰 폭으로 개선되어 있기 때문에, 이 주편으로부터 제조된 강재에 있어서는, 가공성 및 인성등이 우수하다.

또, 주편은, 연속주조 이외에 조괴법이나 벨트 캐스터, 쌍롤등의 주조법에 의해 주조할 수 있다. 예를 들면, 연속주조에 의해 두께 100mm 이상의 주편을 주조하면, 표층에서 내부에 이르는 조직중의 등축정의 직경을 쉽게 조정할 수 있어, 미세화에 의한 효과도 크기 때문에 바람직한 결과가 얻어진다.

(2) 본 발명의 처리방법Ⅱ는, 용강에 소정량의 Mg를 첨가하기 전에, 소정량의 Al함유합금을 그 용강에 첨가해서 탈산처리를 행하는 것을 특징으로 한다.

도 5에서 나타낸 처리장치(25)에 있어서, 탈탄 정련을 행한 후의 용강(11) (150톤)을 취과(26)에 수용하여 성분조정하고, 이어서, 이 용강(11)에 저장 호퍼 (27)로부터 Al을 70kg 잘라내어, 슈트(29)로부터 첨가하고, 동시에, 취과(26)의 바닥부에 설치한 디공성 스프래그(34)로부터, 아르곤 가스를 공급해서 용강(11)을 교반하면서, 첨가한 Al에 의해 용강(11)을 충분하게 탈산한다.

Al 탈산을 행한 후, 계속해서 다공성 스프래그(34)로부터 아르곤 가스를 공급하여, 공급장치(31)의 미도시한 회전 드럼을 작동해서 와이어(30)을, 가이드 파이프(32)에서 안내하면서 송출하여, 슬래그(33)을 관통시켜서, 0.75∼15kg의 금속 Mg(0.0005∼0.010 wt%)를 용강(11)내로 공급한다.

상기한 바와 같이, 소정량의 Mg를 첨가하기 전에, 소정량의 Al을 첨가해서 용강중의 산소, MnO, SiO₂, FeO등과 반응시켜서 Al₂O₃를 생성시키고, 그 후에, Mg를 첨가하여, δ페라이트와의 격자 부정합도가 6% 보다 크고, 용강이 응고할 때에, 응고핵으로서 작용하지 않는 Al₂O₃의 표면에, MgO, MgO·Al₂O₃등의 MgO 함유산화물을 생성시킨다. 이에 따라, 용강중의 개재물의 δ페라이트와의 격자 부정합도를 6%보다 작게하여, 이 개재물을, 용강이 응고할 때의 응고핵으로서 작용시킨다.

그 결과, 용강은, 다수로 분산된 MgO 및/또는 MgO함유 산화물을 포함하고, 응고시, 이들 산화물을 기점으로 하여 여러 곳에서 응고가 개시되기 때문에, 주편의 응고조직이 미세하게 된다.

본 발명의 처리방법Ⅱ에 따르면, 주편의 표면에 발생하는 갈라짐이나 패임 상처등을 없애고, 내부에서 발생하는 중심편석이나 중심 기공 등을 억제할 수 있어, 주편이나 그것을 가공한 강재의 손질이나 부스러기화등을 억제해서 품질을 향상시킬 수 있다.

또, 용강(11)을 첨가하기 전에, 즉, Al탈산을 행한 후에, Fe-Ti합금을 50kg, 저장 호퍼(28)에서 잘라내서, 슈트(29)를 거쳐서 취과(26) 내의 용강(11)에 첨가할 수도 있다.

먼저, 용강내에 Al을 첨가하고, 탈산방응에 의해 Al₂O₃가 생성되어 있기 때문에, Fe-Ti합금을 첨가하더라도, Ti는 TiO₂를 생성하지 않고, 용강중에 TiN으로서 고용되거나, 혹은, 용강중의 N과 결합해서 TiN을 생성한다.

그 후, 용강내에, 공급장치(31)의 회전드럼을 작동시켜, 가이드 파이프(32)에서 안내하면서 와이어(30)를 장입하고, 0.75∼15kg의 Mg를 용강(11)내에 공급하면, Al₂O₃의 표면에 MgO나 MgO산화물(MgO·Al₂O₃)이 생성된다.

Al₂O₃의 표면을 덮은 MgO 및/또는 MgO·Al₂O₃는 δ페라이트와의 격자 부정합도가 6%보다 작기 때문에, 용강이 응고할 때에 응고핵으로서 작용한다.

또, 상기 TiN도 마찬가지로 응고핵으로서 작용하여, MgO 및/또는 MgO·Al₂O₃와의 상승효과에 의해, 응고조직을 미세하게 할 수 있다. 특히, Al과 Ti의 첨가순서는, 상기 첨가 순서 이외에도, Ti를 먼저 첨가해서 TiO₂를 생성시키고, 그 후에, 첨가시킨 Al에 의해, TiO₂를 환원시켜, 환원된 Ti를 용강에 고용시켜도 좋다.

또, 어느 경우라고 하더라도, Ti는, MgO함유산화물 위에, 혹은, 단독으로 TiN을 형성하여, 응고핵으로서의 작용을 한층 향상시킬 수 있다. 그리고, Ti는 적은 첨가량으로 충분하기 때문에, 합금 코스트를 줄일 수 있으며, TiN에서 기인하는 결함을 방지할 수 있다.

본 발명의 처리방법Ⅱ에서 처리된 용강의 일부를 샘플링하여, MgO함유산화물의 조성을 전자현미경에 의한 EPMA(Electron Probe Micro Analyzer)법을 이용해서 조사하였다.

그 결과, Al을 첨가한 후에 Mg를 첨가한 경우에 있어서, 응고핵으로서 작용하는 개재물은, 내부가 Al₂O₃이고 그 바깥둘레가 MgO, 또는 MgO·Al₂O₃로 이루어진 MgO함유산화물로 피복된 것이라는 사실을 검증할 수 있었다.

또, Al을 첨가한 후에 Ti를 첨가하고, 그 후에 Mg를 첨가한 경우에는, Al₂O₃의 표면을 MgO함유산화물이 피복하고, 또, 그 바깥둘레의 일부를 TiN이 덮은 구조의 개재물이 관찰되었으나, 이 개재물은, δ페라이트와의 격자 부정합도가 6%보다 작기 때문에, 유효한 응고핵으로서 작용한다.

Ti의 첨가순서에 대해서, Ti, Al의 순서(또는 Al, Ti의 순서)로 첨가하고, 그 후에 Mg를 첨가한 경우, 또는, Al을 첨가한 후에 Mg를 첨가하고, 그 후에 Ti를 첨가한 경우의 모든 경우에도, 개재물의 피복구조는, Al₂O₃의 표면을 MgO 또는 MgO·Al₂O₃가 피복하고, 그의 일부 혹은 전체를 TiN이 피복하는 구조로서, 응고핵으로서 충분히 유효하다.

그리고, 본 발명의 처리방법Ⅱ를 실시한 용강주조한 주편은, 도 9에서 나타내었듯이, 모든 경우에도, 주편 단면의 표층부와 내부의 응고조직이 충분히 미세하게 되어있다.

(3) 본 발명의 처리방법Ⅰ 및 처리방법Ⅱ에 있어서, 용강중에 포함되는 슬래그나 탈산생성물 등의 산화물과, 용강에 Mg를 첨가했을 때에 생성되는 산화물이, 하기의 식(1) 및 (2)를 만족하도록, 소정량의 Mg를 용강에 첨가하는 것이 바람직하다.

17.4(kAl₂O₃) + 3.9(kMgO) + 0.3(kMgAl₂O₄) + 18.7(kCaO) ≤ 500 ... 식(1)

(kAl₂O₃) + (kMgO) + (kMgAl₂O₄) + (kCaO) ≥95 ... 식(2)

여기서, k는 산화물의 몰%를 나타낸다.

Mg를 첨가함으로써 산화물을 생성시켜, 주편의 응고조직을 미세화 시키는 경우, 다른 첨가원소나 슬래그 조성등에 의해, MgO·Al₂O₃·CaO계의 산화물이 형성되거나, MgO·CaO계의 고융점 산화물 등이 형성되거나 한다.

그러나, MgO·Al₂O₃·CaO계의 산화물은 저융점이기 때문에, 용강이 응고할 때에, 응고핵으로서 작용하지 않는다. 한편, MgO·CaO계의 산화물은, 융점이 높기 때문에 고상상태에서 존재하지만, 응고초기 결정의 δ페라이트와의 격자 부정합도가 나빠서 응고핵으로서 직용하지 않는다.

그렇기 때문에, 본 발명자는, 이들 MgO·Al₂O₃·CaO계의 산화물 및 MgO·CaO계의 산화물에 대해, 예의 연구를 거듭한 결과, 그 산화물 조성의 몰 분률을 적정한 범위로 한다면, 이 산화물의 저융점화를 억제하면서, 응고초기 결정인 δ페라이트와의 격자 부정합도를 개선할 수 있다는 것을 알았다.

도 5에 나타낸 처리장치에 있어서, 정련로를 이용해서, 탈탄 및 인, 유황등의 불순물을 제거한 용강(11)을 취과(26)에 150톤 수탕(受湯)하였다.

그 후, 다공성 스프래그(34)로부터 아르곤 가스를 불어넣으면서, 호퍼(27)로부터 Al을 50∼100kg 첨가하여 용강(11)을 교반하면서 균일하게 혼합하여 탈산을 행하였다.

그 후, 용강11을 샘플링하여 EPMA(Electron Probe Micro Analyzer)에 의해 산화물의 성분을 분석하고, 하기의 식(3)을 이용해서 산화물과 δ페라이트의 격자 부정합도의 지표인 α값을 계산하였다.

그 값이 500 이하가 되도록, 수율을 고려해서 Mg의 첨가량을 구하고, 이 값에 상당하는 Mg와이어(30)을 가이드 파이프(32)로 안내하면서 공급장치(31)을 작동시켜 용강(11)에 첨가하였다.

α = 17.4(kAl₂O₃)+3.9(kMgO)+0.3(kMgAl₂O₄)+18.7(kCaO) ≤ 500 ... (3)

여기서, k는 산화물의 몰%를 나타낸다.

도 17은, CaO - Al2O3 - MgO의 3원 상태도를 나타낸 것으로, 상기 식(3)을 만족하는 도면중의 영역(○로 에워싼 사선의 범위)내에 존재하는 CaO - Al₂O₃- MgO계의 복합산화물이라면, 응고핵으로서 유효하게 작용한다.

α값은, 500을 넘으면 복합산화물이 저융점화, 혹은 고융점화 하더라도, 산화물의 표면을 피복하는 MgO함유산화물이 적어져서 응고핵으로서 작용하지 않게된다.

또, 하기의 식(4)에 의해 β값을 구한다. 이 β값은, 95 미만이 되면, SiO₂, FeO등의 다른 산화물이 증가하여 응고핵이 되는 복합산화물의 생성이 저해된다.

β = (kAl₂O₃) + (kMgO) + (kMgAl₂O₄) + (kCaO) ≥95 ... (4)

여기서, k는 산화물의 몰%를 나타낸다.

따라서, α값이 500 이하가 되고, β값이 95 이상이 되도록, 수율을 고려해서 Mg의 첨가량을 구한다.

이렇게 구한 Mg의 값에 상당하는 Mg와이어(30)를 가이드 파이프(32)로 안내하면서 공급장치(31)를 작동해서 용강(11)에 첨가한다.

그 결과, Al₂O₃와 CaO에 MgO를 가한 MgO·Al₂O₃·CaO의 3원계 산화물을 다수 형성할 수 있는 외에도, Al₂O₃·MgO, MgO도 생성하여, 이 복합화합물을 용강중에 분산시켜서, 온도의 저하와 함께, 이들 응고핵을 기점으로 해서 용강(11)이 응고를 개시하여, 등축정이 생성되어서, 미세한 응고조직을 구비한 주편을 제조할 수 있게된다.

이와 같이하여, 용강(11)이 응고한 주편의 응고조직은, 도 9에서 나타내었듯이, 미세한 응고조직이 된다.

응고조직을 미세화 함으로써, 주편의 내부 갈라짐, 중심편석, 중심 기공 등의 내부결함을 방지할 수 있다. 또, 응고조직이 미세한 주편을 가공시킨 강재는, 압연등의 가공성이 양호해져서, 엣지 심이나 로핑등의 표면결함의 발생도 안정적으로 방지된다.

이 Mg의 첨가량으로서는 0,0005∼0.010 wt%의 농도에 상당하는 범위로 조정하는 것이 바람직하다.

Mg 농도가 0.0005 wt%보다 낮아지면, δ페라이트와의 격자 부정합도가 5% 이하인 복합 산화물을 생성하지 못하고, 주편의 응고조직을 미세화 할 수 없다.한편, Mg 농도를 0.010 wt%보다 높게하면, 응고조직의 미세화 효과가 포화하고, Mg의 첨가 코스트가 증가한다.

(4) 본 발명의 처리방법Ⅲ은, 용강의 액상선 온도 이상에서 TiN이 정출하는 용해도의 곱을 만족하는 Ti농도와 N농도의 용강에, 소정량의 Mg를 첨가하는 것을 특징으로 한다.

그리고, 본 발명의 처리방법Ⅲ에 있어서, 용강 페라이트계 스테인레스강의 용강인 경우에는, 상기 Ti농도[%Ti]와 N농도[%N]은, 하기의 식을 만족하는 것이 바람직하다.

[%Ti] × [%N] ≥ ([%Cr]2.5 + 150) × 10-6

단, [%Ti]는 용강중의 Ti wt%, [%N]은 용강중의 N wt%, [%Cr]은 용강중의 Cr wt%이다.

또, 본 발명의 처리방법Ⅲ에 있어서는, 용강중에 포함되는 Al₂O₃를 0.005∼ 0.10 wt%로 한다.

TiN은, δ페라이트와의 격자 부정합도(TiN의 격자정수와 δ페라이트와의 격자정수의 차를 δ페라이트와의 격자정수로 뺀 값)이 4% 정도로 양호한 것이지만, 이 TiN은 응집되기 쉽다. 그 때문에, 조대한 TiN이 침지 노즐의 막힘을 일으키거나, 혹은, 강재의 슬리버 등 결함의 원인이 되는 등의 문제가 있다.

본 발명의 처리방법Ⅲ에 있어서, 용강이 응고할 때에 TiN이 응고핵으로서 유효하게 작용하는 외에 특징으로 하는 점은, Mg를 용강에 첨가하여 생성되는 MgO함유 산화물은, 분산성이 아주 우수하다는 점, 게다가 TiN이 MgO함유 산화물 위에 우선적으로 정출되는 점이다.

본 발명자는, 이 점에 착안하여, 본 발명의 처리방법Ⅲ에서는, MgO 함유산화물을 이용해서, MgO 함유 산화물상에 정출하여 응고핵으로서 작용하는 TiN의 분산성을 높여서, 응고조직의 미세화에 유효한 응고핵을, 용강중에 다수 분산시키는 것이다.

용강에, Ti 및 N을 첨가하면, Ti농도와 N농도의 곱, 다시말해서 용해도의 곱[%Ti]×[%N]으로부터 TiN의 정출온도가 결정된다.

예를 들면, 용강에 첨가한 Ti 및 N은, 그 첨가량에 따라서는, 약 1500℃의 액상선 온도보다도 높고, 더욱이, TiN의 정출온도보다 높은 1506℃에서는, 용강중에 고용된채로여서, 약 1505℃ 이하의 정출온도로 냉각되었을 때에, TiN으로서 정출되기 시작하도록 할 수 있다.

본 발명자는, 소요량의 Cr을 함유하는 페라이트계 스테인레스강의 응고조직을 미세화하기 위해서, Ti농도와 N농도의 용해도의 곱과, Cr농도의 관계에 착안하여실험을 행한 결과, 도 18에 나타낸 결과가 얻어졌다. 상기의 식은, 도 18에 나타낸 결과에서 얻어진 것이다.

도 18에 있어서, ×는, 응고조직이 미세화 되지 않은 예이고, ○는, 응고조직이 충분히 미세화 되지 않은 예이며, △은, 응고조직은 미세화 되었으나, 주조시에 노즐 막힘이 발생한 예이다.

도 5에 나타낸 처리장치에 있어서, 정련로를 이용해서, 탈탄 및 인, 유황등의 불순물을 제거한 용강(11)을 취과(26)에 150톤을 수탕하였다.

상기 용강(11)은, 페라이트계 스테인레스 용강으로, Cr을 10∼23 wt% 포함하고 있다.

그 후, 호퍼(27)로부터 Fe-Ti합금을 150kg과, 호퍼(28)로부터 N-Mn합금을 30Kg첨가하여 용강(11)을 교반하면서 균일하게 혼합하였다.

그리고, 상기 Fe-Ti합금 및 N-Mn합금의 첨가에 있어서는, 용강(11)에 첨가되는 Ti, N농도가 상기 식을 충족하도록 10wt% Cr의 합금, Ti농도 : 0.020wt%, N농도 : 0.024wt%가 되도록 첨가하였다.

TiN은, δ페라이트와의 격자 부정합도가 4%로 낮고, δ페라이트의 응고핵이 되기 쉽다. 그리고, 용강이 응고할 때에 등축정을 쉽게 생성해서 응고조직을 미세하게 하는 효과가 우수하다.

TiN을 응고핵으로서 작용시키기 위해서는, 응고를 개시하는 용강의 액상선 온도이상, 예를 들면, 150℃ 이상에서 TiN이 정출되기 시작할 필요가 있고, 액상선 온도보다 저온에서 정출하더라도 응고조직의 미세화 효과가 얻어지지 않는다.

따라서, 액상선 온도를 결정하여, 용해도 곱이 상기 식을 충족하는 범위에서, Ti 및 N을 첨가할 필요가 있다.

이 TiN에 의한 미세화 효과를 보다 높이기 위해서는, Ti와 N의 첨가량을 늘려서, 동일 온도에서의 TiN 정출량을 늘리는 것을 생각할 수 있다. 그러나, 강에 따라서, Ti량 및 N량이 제한되어 있다. 예를 들어, Ti량 및 N량을 증가시켰을 경우라고 하더라도, 정출해서부터의 시간경과에 따라 TiN이 응집하여 조대화하여, 반드시 응고핵의 개수가 증가하지만은 않는 현상이 발견되고, 오히려, 조대TiN에 의한 노즐막힘이 생겨서, 강재의 벗겨짐이 발생하는 등의 폐해가 생긴다.

따라서, Ti량 및 N량이 동일하다고 하더라도, 용강(11)중에 공급장치(31)를 작동해서 Mg아이어(30)를 가이드 파이프(32)로 안내하면서(도 5 참조), 용강중에 75kg의 Mg를 공급해서, Mg를 0.0005∼0.010 wt%의 농도로 하여, MgO함유 산화물을 생성함으로써, 정출한 TiN을 미세한 상태에서 용강중에 분산시키는 것이 가능하다.

즉, Ti 및 N을 첨가하기 전, 혹은, Ti를 첨가한 후에, TiN의 정출온도에 의해 높은 온도에서 Mg를 첨가하여, MgO함유산화물을 생성시킨다.

그리고, 용강의 온도가 저하함에 따라서, TiN이 정출되는데, MgO함유산화물과 TiN 의 격자 부정합도가 가깝기 때문에, TiN은, 미세하게 분산된 MgO함유산화물의 위에 우선적으로 정출하고, Mg를 첨가하지 않았을 때 보다도 효율 좋게 용강중에 분산하여 다수 정출한다.

또, 용강에 첨가한 Mg의 수율을 높게 유지하기 위해, Ti를 첨가한 후에 Mg를 첨가하여, 주조까지의 시간을 단축하면, 바람직한 결과가 얻어진다.

그 결과, Ti 및 N을 첨가한(Mg를 첨가하지 않음) 경우에 생기는 조대한 TiN에서 기인하는 노즐 막힘 등의 조업 불안정화를 방지할 수 있고, 적은 Ti의 첨가량만으로도, 용강이 응고한 주편의 응고조직은 도 9에서 나타낸 것과 같이 미세하게 할 수 있다.

응고조직을 미세하게 함으로써, 응고시의 수축이나 조대조직에서 기인하는 내부 갈라짐, 중심편석, 중심 기공 등의 내부결함을 방지할 수 있다.

상기한 바와 같이, 응고조직이 미세한 주편을 가공한 강재는, 응고조직이 미세하기 때문에, 벗겨짐, 엣지 심, 로핑등의 제품의 표면결함의 발생도 안정적으로 억제된다.

(5) 본 발명의 처리방법Ⅳ는, 용강을 피복하는 슬래그중에, Mg에 의해 환원되는 산화물을 1∼30wt% 함유시키는 것을 특징으로 한다.

그리고, 본 발명의 처리방법Ⅳ에 있어서는, Mg에 의해 환원되는 산화물은 FeO, Fe₂O₃, MnO 및 SiO₂의 1종류 또는 2종류 이상이다.

또, 본 발명의 처리방법Ⅳ에 있어서는, 용강중에 포함되는 Al₂O₃를 0.005∼ 0.10wt%로 한다.

도 5에 나타낸 처리장치에 있어서, 탈탄 정련후, 진공 2차정련(2차정련)을 실시한 용강(11)을 취과(26)에 수탕한다.

용강(11)중에는, 알루미늄이나 알루미 합금의 탈산제를 첨가하여, Al₂O₃를 0.005∼0.10wt% 포함시켜둔다.

이것은, MgO·Al₂O₃등의 복합산화물의 생성을 촉진해서 고융점의 MgO을 형성하기 위한 것으로, 더욱이, 분산성이 나쁘고 응집되기 쉬운 Al₂O₃를 MgO과 결합시킴으로써, 미세화와 분산성을 좋게하고, 응고 핵으로서의 작용을 높이며, 주편이나 강재의 조직을 미세하게 하기 위해서이다.

또, 용강중에 포함되는 Al₂O₃가 0.005wt%보다 적으면, 생성된 MgO가 Fe₂O₃, SiO₂등과 결합하여 저융점의 산화물을 형성하여, 응고핵으로서의 작용이 저하한다. 한편, 용강중에 포함되는 Al₂O₃가 0.10wt%를 넘으면, 응집하기 쉬운 Al₂O₃가 너무 많아져서, 주편이나 강재에 산화물에서 기인하는 결함이 생기는 경우가 있다.

용강(11)을 취과(26)에서 수탕할 때에, 전로(轉盧)로부터 혼입되거나, 2차정련에서 첨가한 플랙스등에 의해 생성된 슬래그(33)도 유입해서 취과(26)내의 용강 (11)의 표면을 덮게된다.

다음으로, 공급장치(31)를 작동해서 가이드 파이프(32)를 통해, Mg나 Mg합금으로 된 와이어(30)를 2∼50m/분의 속도로, 슬래그(33)를 관통해서 용강(11)에 침입시켜, 용강(11)중에 Mg를 첨가한다.

종래, 용강의 표면을 덮는 슬래그는, CaO, SiO₂, Al₂O₃, FeO, Fe₂O₃, MnO등을 주성분으로 하고 있으나, 이 슬래그에 피복된 용강에 Mg를 첨가하면 용강과 슬래그의 계면에서, 슬래그중의 산화물과 Mg나 Mg합금이 반응해서 생긴 MgO가 슬래그중으로 들어간다. 그 결과, 용강중의 Mg의 농도를 높이는 것이 불가능하여, 용강중의 Mg수율이 저하되어 있었다.

이 현상에 대해, 발명자가 연구를 거듭한 결과, 산화물의 생성 자유 에너지가 MgO의 생성 자유 에너지보다 크다는 것, 다시 말해서, 열역학적으로 불안정한 산화물의 총중량과, 용강중의 Mg 수율과의 사이에는 중요한 관계가 있다는 것을 알아내었다.

즉, 도 19에 나타내었듯이, Mg를 첨가하기 이전의 슬래그중에 존재하는 열역학적으로 불안정한 산화물인 FeO, Fe₂O₃, MnO, SiO₂의 총 중량%를 1∼30wt%의 범위로 하여, Mg 나 Mg합금의 와이어를 슬래그를 관통해서 용강에 공급하면, 10% 이상의 Mg수율을 달성할 수 있다.

이 Mg수율은, 용강중에 포함되는 Mg나 MgO함유산화물의 모든 것을 Mg량으로 환산했을 때의 수율이다. 실제로 용강에서의 Mg의 존재 형태는, 그 대부분이 MgO의 단체이거나, 혹은 MgO·Al₂O₃등의 복합산화물이다.

용강에 Mg를 첨가하면 상기 슬래그중의 산화물은, 하기의 식(1)∼(4)에서 나타낸 화학반응에 의해 Mg에 의해 환원된다고 생각된다.

FeO + Mg → MgO + Fe ........ (1)

Fe₂O₃+ 3Mg → 3MgO + 2Fe ........ (2)

MnO + Mg → MgO + Mn ........ (3)

SiO₂+ 2Mg → 2MgO + Si ........ (4)

결국, 용강에 첨가된 Mg는, 상기 식(1)∼(4)에서 나타낸 화학반응에서 소비되고, 생성된 MgO가 슬래그 속으로 이행된다.

이 경우, 슬래그중의 FeO, Fe₂O₃, MnO, SiO₂의 총 질량%가 1wt%보다 적으면, 첨가한 Mg나 Mg합금중의 Mg와 슬래그와의 반응을 억제할 수 있으나, 슬래그와 용강의 열역학적 평형에 의해 결정되는 용강중의 용해산소의 양도 적어진다.

그 결과, 일단 용강중에 첨가된 Mg 그 자체가, MgO 혹은 MgO·Al₂O₃등의 복합산화물을 형성하지 못하고, 시간이 경과함에 따라 증발하여 Mg 수율이 저하한다.

또, 상기 슬래그중의 산화물의 총 중량이 30중량%를 넘으면, 용강에 첨가한 Mg나 Mg합금중의 Mg와 슬래그의 반응이 어려워져서, 첨가한 Mg의 대다수가 상기 식(1)∼(4)의 화학반응으로 MgO를 생성해서 슬래그중으로 이행하기 때문에, 용강중에서 응고핵으로서 기능하는 미세한 MgO함유산화물을 형성하는 양이 감소하여, 첨가한 Mg의 수율이 저하하고, 주편 조직의 미세화를 꾀할 수 없다.

더욱이, 미세화에 필요한 Mg농도로 하기 위해서는, 첨가량을 증가시킬 필요가 있어, 제조 코스트의 상승이나 Mg나 Mg합금의 첨가에 따른 온도의 저하, 나아가 슬래그 성상의 변화등에 의해 조업에 지장이 생긴다.

이처럼, 용강에 첨가하는 Mg의 수율을 높여, MgO, MgO·Al₂O₃등의 고융점의 복합산화물을 생성시켜서, 보다 안정되고 미세한 응고핵을 생성하기 위해서는, 슬래그중의 산화물을, 하기의 식으로 나타내는 범위로 하는 것이 좋고, 나아가, 2∼20중량%의 범위로 하면, 보다 바람직한 결과가 얻어진다.

1wt% ≤ FeO + Fe₂O₃+ MnO + SiO₂≤ 30wt%

용강을 덮는 슬래그중의 산화물의 농도를 상기 식에서 나타낸 범위로 조정하기 위해서는, Mg를 첨가하기 전의 슬래그를 긁어내서, 슬래그의 양을 줄여, 용강중의 환원성분에 의한 환원을 쉽게 하거나, 아니면, 슬래그에 환원제를 첨가해서 처리하는 등의 일반적으로 사용되는 방법을 적용할 수 있다.

용강에 첨가하는 Mg합금으로서는, Si-Mg합금, Fe-Si-Mg합금, Al-Mg합금, Fe-Si-Mn-Mg합금등의 합금을 이용할 수 있다.

(6) 본 발명의 처리방법Ⅴ는, 용강에, 소정량의 Mg를 첨가하기 전에, 용강을 피복하는 슬래그중의 CaO의 활량을 0.3 이하로 하는 것을 특징으로 한다.

그리고, 또, 본 발명의 처리방법Ⅴ에 있어서는, 슬래그의 염기도를 10 이하로 한다.

도 5에서 나타낸 처리장치에 있어서, 탈탄 정련후, 진공 2차정련(2차정련)을 실시한, 탄소 0.01∼0.05wt%, 망간0.10∼0.50wt%, 크롬10∼20wt%를 포함하는 페라이트계 스테인레스강의 용강(11)을 취과(26)에 수탕하였다.

용강(11)을 취과(26)에서 수탕할 때에, 전로로부터 혼입하거나, 2차 정련에서 첨가한 플랙스등에 의해 생성된 슬래그(33)도 유입되어 용강(11)의 표면을 덮게 된다.

이 슬래그(33)은, 두께가 50∼100mm이고, 슬래그33중의 CaO활량은 0.3 이하로, 또, 염기도(CaO/SiO2)는 10 이하가 되도록, 플랙스등의 첨가에 의해 조정되어 있다.

다음으로, 공급장치(31)을 작동해서 가이드 파이프(32)에 의해,Mg나 Mg합금으로 된 와이어(30)를 안내하면서, 2∼50m/분의 속도로, 슬래그(33)를 관통해서 용강(11)에 진입시켜, Mg나 Mg합금을 용강중에 첨가한다.

종래, 용강의 표면을 덮는 슬래그는, CaO나 SiO2, Al2O3, FeO등의 산화물을 포함하고 있으나, 전로나 2차정련에 의한 탈유황이나 탈인산을 양호하게 하기 위해서, 슬래그중의 CaO의 농도를 높게하는 일이 있다.

이 경우에는, 하기식에서 나타내었듯이, 슬래그와 용강 사이의 평형반응에 의해, 용강중의 Ca농도도 높아진다.

CaO → Ca + O

이 용강에, Mg 혹은 Mg합금을 첨가하면, 용강중에는, CaO-Al₂O₃-MgO등의 저융점의 복합산화물이 생성되거나, δ페라이트와의 격자 부정합도가 큰 산화물이 생성된다.

이들 산화물은, 용강이 응고할 때의 응고핵으로서 작용하지 않고, 또, 피닝 현상도 일어나지 않기 때문에, 응고조작은 조대화한다. 그 결과, 주편이나 그것을 이용해서 가공한 강재에는, 갈라짐이나 벗겨짐, 센터 폴로시티등의 표면결함 및 내부결함이 발생한다.

따라서, 응고핵의 움직임 및 핀닝 현상을 높이기 위해서는, 도 20에서 나타내었듯이, 슬래그의 염기도로부터 하기식으로 구해지는 슬래그중의 CaO활량(aCaO)를 0.3 이하로 하고, Mg 혹은 Mg합금을 용강중에 첨가할 필요가 있다.

aCaO = 0.027(CaO/SiO₂)0.8 + 0.13

슬래그중의 CaO활량(aCaO)을 0.3 이하로 함으로써, Mg나 Mg합금등에 포함되는 Mg는, MgO 혹은 MgO-Al₂O₃등의 고융점이고 δ페라이트와의 격자 부정합도가 작은 MgO함유산화물이 되어, 용강이 응고할 때에, 응고핵으로서 충분히 작용한다. 게다가, 이 MgO함유산화물은 핀닝효과도 충분히 발현되기 때문에, 주편의 응고조직을 미세화하여, 주편에서의 표면결함 및 내부결함의 발생을 억제할 수 있다.

이 CaO활량을 0.2 이하로 하면, 생성되는 MgO함유산화물의 융점을 높일 수 있어, 응고핵으로서의 작용을 보다 강화시킬 수 있다.

또, 슬래그의 CaO활량을 대신하여, 슬래그의 염기도를 10 이하로 함으로써, MgO 혹은 MgO-Al₂O₃등의 고융점의 MgO함유산화물을 생성할 수 있다.

이 CaO활량이나 염기도는, 용강을 덮는 슬래그의 두께를 조정하거나, 슬래그중에 Al₂O₃나 MgO를 포함하는 플럭스(flux)를 첨가함으로써 조정할 수 있다.

염기도가 10을 넘은 경우에는, 첨가한 Mg나 Mg합금에 포함되는 Mg가 CaO-Al₂O₃-MgO등의 저융점의 복합산화물을 형성하여, 응고핵으로서의 작용을 하지 않을 뿐만이 아니라, 결함의 발생기점이 되거나 하여, 주편 또는 강재의 품질을 저해한다.

또, CaO활량을 0.2 이하 혹은 염기도를 6이하로 하면, MgO함유산화물(응고핵으로서 작용하는)의 생성이 촉진됨과 아울러, 그 피닝효과가 더욱 높아지기 때문에, 주편의 응고조직을 확실하게 미세하게 할 수 있다.

또, 용강에 첨가하는 Mg합금으로서는, Si-Mg합금, Fe-Si-Mg합금, Ai-Mg합금, Fe-Si-Mn-Mg합금, Ni-Mg합금등의 합금을 이용한다.

그리고, Mg를 0.0005∼0.010wt% 첨가한 용강을 주형중에서 응고시켜서 주편을 제조한다.

4) 다음으로, 본 발명의 주편A∼D의 제조방법에 대해 설명한다. 본 발명의 주편A∼D는, MgO함유산화물을 함유하는 용강을 주형에 주탕하고, 전자교반장치에 의해, 그 용강을 교반하면서 연속주조하여 제조된다.

본 발명의 주편을 연속 주조할 때, 전자교반장치를 주형내의 메니스커스로부터 하류측 2.5m까지의 범위에 설치한다.

또, 본 발명의 주편을 연속 주조할 때, 전자교반장치에 의해 용강에 부여하는 교반류의 유속을 10cm/초 이상으로 한다.

도 1∼도4에 나타낸 연속주조장치에 있어서, 크롬을 16.5wt% 함유하는 용강11은, 침지노즐(15)의 토출구(14)로부터 주형(13)내에 주탕되어, 주형(13)에 의한 냉각과,지지 부(17)에 부설한 냉각수 노즐로부터 뿌려지는 물에 의해 냉각되어서, 응고껍질(18a)을 형성하면서, 계속하여 응고되면서 주편(18)로서 핀치롤(20, 21)에 의해 빼내진다.

용강(11)에는, 0.0005∼0.010wt%의 Mg를 함유시키는데, 이 Mg는 용강(11)중의 산소나 SiO₂, MnO등의 산화물과 반응해서, MgO, MgO·Al₂O₃등의 산화물을 형성한다.

이 Mg의 함유량이 0.0005wt%보다 적으면, 용강중의 MgO가 적어져서, 응고핵의 생성량 및 피닝작용의 정도가 낮아져서, 응고조직을 미세하게 할 수 없다. 한편, Mg의 함유량이 0.010wt%를 넘으면, 응고조직의 미세화 효과가 포화해서 현저한 효과를 발현하지 못하고, 또, Mg등의 첨가 코스트가 증가한다.

또, 전자교반장치(16)는, 주형(13)내의 탕면(메니스커스)로부터 하류측500mm의 위치에 배치되어 있다.

교반의 형태는, 전자 코일(16a, 16b)에 의해 주형(13)의 긴변(13a)의 내측을 따라서 짧은변(13c)를 향하는 교반류를 부여하고, 전자코일(16c, 16d)에 의해, 긴변(13b) 내측을 따라서 짧은변(13c)로부터 짧은변13d를 향하는 교반류를 부여한다. 전체로서 도 3에 화살표로 나타내었듯이, 수평방향으로 선회하는 교반류를 용강 (11)에 부여한다.

그리고, 토출구(14)로부터 주탕된 용강(11)이 주형(13)에 의해 냉각되고, 응고껍질(18a)의 근방에 존재하는 산화물을 씻어내서, 산화물이 응고껍질(18a)에 포착되는 것을 방지하여, 산화물이 적은 표층부로 할 수 있다.

이 표층부는, 주형(13)에 의한 냉각과 지지 부(17)에 부설된 냉각 노즐로부터 뿌려지는 물에 의해 빠른 냉각속도로 냉각되기 때문에, 미세한 응고조직이 되기 쉽다. 더욱이, 교반류에 의해 주상정의 선단을 절단하거나, 흔히 말하는 조성적 과냉(組成的 過冷, 응고계면에서의 고액분배에 동반하는 용질성분의 농화에 의해 국부적으로 융점이 저하한다)의 완화에 의해 등축정화를 촉진하거나 하기 때문에, 산화물이 적더라도, 미세한 응고조직을 얻을 수 있다.

또한, 응고껍질(18a)의 근방으로부터 씻겨나간 산화물은, 일부가 부상하여 메니스커스의 표면에서 미도시된 파우더에 포착되지만, 대부분이 주편의 내부에 잔존하여 응고핵으로서 작용함과 아울러, 핀닝작용을 하기 때문에, 주편의 내부를 미세한 응고조직으로 할 수 있다.

용강(11)에 대한 교반류는, 전자코일(16a∼16d)에 흐르는 전류치를 바꿈으로써 조절하고, 10∼40mm/초의 유속이 되도록 조정한다.

그 결과, 주편(18)의 표층부로부터 내부에 이르는 60% 이상의 응고조직을 미세한 응고조직으로 할 수 있어, 갈라짐이나 패임 상처등의 표면결함과, 벌징이나 구부렸다가 되돌리는 교정에 의한 내부 갈라짐의 발생을 억제함과 아울러, 미응고용강의 유동성을 확보하여, 중심 기공(쟈크)나 중심편석의 발생을 억제한 고품질의 주편(18)을 제조할 수 있다.

상기 주편(18)에 압연등의 가공을 실시한 강재도, 갈라짐이나 벗겨짐, 중심 기공(쟈크)나 중심편석등의 표면결함 및 내부결함의 발생이 억제되는 것으로서, 조입 가공특성 및 재질특성이 우수한 것이다.

주편(18)의 미세한 응고조직이 60% 미만이 되면, 결정립이 커져서, 표면결함 및 내부결함이 발생하며, 조임 가공특성등의 재질이 나빠진다.

또, 상기한 이유에서, 주편(18)의 두께 방향의 전체 단면을 미세한 응고조직으로 함으로써, 응고조직을 보다 균일성이 높은 것으로 할 수 있어, 주편이나 강재의 표면 및 내부결함을 보다 확실하게 방지하고, 재질도 보다 안정적으로 향상할 수 있다.

특히, 이처럼 제조된 주편은, 표층부에 포함되는 산화물이 적기 때문에, 압연등의 가공을 실시한 박판이나 형강등의 표면이나 그 근방에 존재하는 산화물을 적게할 수 있다.

그리고, 표면 혹은 표면근방의 산화물이 감소하면, 산이나 염수등에 접촉했을 때에 용출하는 산화물(MgO함유산화물)의 양을 억제할 수 있기 때문에, 이것을 기점으로 하는 강재의 부식을 방지한다. 그 때문에, 본 발명의 연속주조방법으로 제조한 주편을 가공해서 얻은 강재는, 내식성도 뛰어나다.

(8) 본 발명의 연속주조방법은, 페라이트계 스테인레스 용강의 연속주조에 적용할 수 있다.

특히, 크롬을 10∼23wt%, Mg를 0.0005∼0.010wt% 포함하는 페라이트계 스테인레스 용강의 연속주조에 적용할 수 있다.

도1∼도4에 나타낸 연속주조장치에 있어서, 크롬을 10∼23중량% 함유하는 용강11은, 침지노즐(15)의 토출구(14)로부터 주형(13)내에 주탕되어, 전자교반장치 (16)에 의해 교반되면서, 주형(13)에 의한 냉각과, 지지 부(17)에 부설한 냉각수 노즐로부터 뿌려지는 물에 의해 냉각되어서, 응고껍질(18a)을 형성하고, 계속하여 응고되면서 주편(18)으로서 핀치롤(20, 21)에 의해 빼내진다.

용강(11)에는, 0.0005∼0.010wt%의 Mg를 함유시키는데, 상기 Mg는 용강 (11)중에 포함되는 O, SiO₂, MnO등의 산화물과 반응해서, MgO, MgO·Al₂O₃등의 고융점 산화물을 형성한다.

상기 MgO, MgO·Al₂O₃등의 산화물은, 응고핵으로서 작용하여 응고조직의 등축정화를 촉진하고, 또 응고조직에 있어서의 조직의 성장을 억제하는 피닝작용도 발휘한다. 또, 등축정의 생성을 촉진하여, 전체 단면의 60% 이상을 미세한 응고조직(등축정)으로 할 수 있다.

주편의 미세한 응고조직(등축정)이 60% 미만이 되면, 전체 단면의 결정입경이 커져서, 표면이나 내부 결함이 발생하기 쉬워진다.

또한, Mg의 함유량이 0.0005wt%보다 적으면, 용강중의 MgO 및/또는 MgO 함유산화물이 적어져서, 응고껍질의 생성 및 피닝작용이 낮아져서, 응고조직을 미세하게 할 수 없다. 한편, Mg의 함유량이 0.010wt%를 넘으면, 응고조직의 미세화 효과가 포화해서 현저한 효과를 발현하지 못하고, 또, Mg등의 첨가 코스트가 증가한다.

또한 전자교반장치(16)은, 주형(13)내의 탕면(메니스커스)25로부터 하류측 500mm의 위치에 배치되어 있어, 주형(13)내의 용강(11)에 주형(13)의 내벽을 따라서 선회하는 교반류를 부여한다.

이 교반류의 유속, 작용효과는, 상술한 (7)에서 설명한 것과 같다.

얻어지는 주편은, 도 9에서 나타내었듯이, 교반류가 작용하는 표층부가 아주 미세한 등축정이 되고, 내부가 미세한 등축정의 응고조직을 갖는 것이다.

더욱이, 미세한 등축정의 응고조직은, 주편 내부의 미응고부18b에서의 용강의 유동성을 양호하게 하기 때문에, 중심 기공(쟈크)나 중심편속의 발생이 억제되어, 주편이나 주편으로부터 제조된 강관에서도, 갈라짐이나 벗겨짐등의 표면결함 및 내부결함의 발생을 없앨 수 있다.

또, 중심 기공의 발생을 억제하기 위해서, 주편에 경(輕)압하를 실시하는 경우가 있다. 즉, 압하 부(19를) 이용해서, 주편(18)의 하면을 지지롤(22)에 의해 지지하고, 압하롤(24)의 볼록부(23)에 의해 상부 중앙을 3∼10mm 정도의 누름량이 되도록 경압하한다. 이 경압하에 의해, 주편(18) 내부의 미응고부(18b)나 생성된 중심 기공를 확실하게 압착할 수 있다.

경압하는, 주편(18)의 고상률(응고 두께/주편 두께)가 0.2∼0.7인 범위에서 개시한다.

또, 고상률은, 주편에 쐐기를 박아 넣고, 그 선단의 용손상태를 판정해서, 주편의 응고(고상)역과 미고상역을 판정해서 구한다.

이 주편(18)은, 압하비(比)가 0.90을 넘는 브레이크 다운(대압하)를 행할 필요가 없고, 일반적으로 행해지고 있는 분괴(分塊)공정등의 압연기로 행해지는 압연공정을 생략할 수 있어, 제조 코스트를 대폭적으로 줄일 수 있다.

다음으로, 이처럼 주조된 주편을 소정의 길이로 절단하여, 제관공정에 의해, 재가열을 행한 후에 성형한 다음, 플래그에 의해 천공해서 심리스 강관을 제조한다.

이 강관의 제조에 사용되는 주편은, 응고조직이 미세한데다, 경압하에 의해 중심 기공등을 확실하게 압착하고 있기 때문에, 플래그에서 내부를 확장하여 천공했을 때에, 쉽게 가공성형하여, 내면의 갈라짐이나 벗겨짐의 발생을 확실하게 방지한 뛰어난 품질의 강관으로 할 수 있다.

더욱이, 제관후에 연삭등의 손질을 행할 필요가 없고, 결함에 의한 부스러기화를 방지하여, 제품의 수율이나 생산성 등을 향상시킬 수 있다.

특히, 주형의 근방에서 전자교반을 실시하여 제조한 주편을 이용해서 제관한 경우에는, 주편의 표층부에 포함되는 산화물이 적기 때문에, 제관공정에 의해 천공한 강관의 표면이나 그 근방에 존재하는 산화물도 적게할 수 있기 때문에, 표면이 산이나 염수등에 접촉했을 때에 용출하는 산화물(MgO를 포함하는 산화물)의 양을 억제할 수 있어, 이것을 기점으로 하는 강관의 부식을 억제해서 부식성을 향상할 수 있다.

5) 이하, 본 발명의 실시예에 대해 설명한다.

본 발명은, 실시예에 한정되는 것이 아니라, 발명의 목적, 요지를 벗어나지 않는 범위에서의 조건의 변경, 실시양태의 변경등은, 본 발명의 범위 내이다.

실시예 1-1

본 실시예는, 본 발명의 주편A에 따른 것이다.

턴 디쉬내의 용강에 Mg를 0.005wt% 첨가하고나서, 사이즈가 폭 1200mm, 두께 250mm인 내측 사이즈의 주형에 주탕하고, 주형에 의한 냉각과 지지 부로부터 뿌려지는 물에 의해 주편을 냉각해서 응고시키고, 압하 세그먼트를 이용해서 3∼7mm의 압하를 행한 다음 핀치롤에 의해 빼내었다.

그리고, 주편을 절단해서 두께방향의 단면의 응고조직(등축정의 상태)와, 주편의 표층 및 내부에서의 결함을 조사하고, 또, 그 주편을 1250℃로 가열해서 압연하여, 강재의 표층 및 내부에서의 결함과 가공특성을 조사하였다. 표 1에 그 결과를 나타낸다.

항목	실시예1	실시예2	실시예3
주편 미세조직	표층: 주상정내부:등축정(60%)	전체단면이등축정	전체단면이 등축정, 최대등축정의 직경은 평균등축정 직경의 3배 이내
주편품질	○	○	○
강재의품질	표면결함	○	◎	◎
	내부결함	○	◎	◎
강재의 가공성	○	○	◎

항목	비교예1	비교예2
주편미세조직	표층:주상정(50%)내부:등축정(50%)	전체단면이 등축정이나, 표층의 등축정은 본 발명의 식을 충족하지 않는다.
주편품질	×	△
강재의품질	표면결함	×	△
	내부결함	×	△
강재의가공성	×	△

표 1에 있어서 실시예1은, 주편의 두께방향의 전체 단면에서의 응고조직의 60%를, 하기의 식을 충족하는 등축정(1∼5.2mm의 등축정 직경)으로 한 주편에 따른 것으로서, 그 주편에 있어서는, 표층의 주상정의 범위에 약간의 갈라짐이 보였으나, 내부결함이 갈라짐, 쟈크, 중심편석등의 내부결함이 억제되어 있어서, 전체로서는 좋은(○으로 표시) 결과가 얻어져있다.

D ＜ 1.2 X^1/3+ 0.75

여기서, D는 결정의 방위가 도일한 조직으로서의 등축정의 직경(mm), X는 주편의 표면으로부터의 거리(mm)이다.

또, 이 주편을 이용해서 압연한 강재는, 표층에 벗겨짐이나 갈리짐의 발생이 적고, 갈라짐, 중심 기공이나 중심편석등의 내부결함도 적고 양호(○으로 표시)하고, 응고조직이 미세하고 미세 편석이 적기 때문에, 압하하는 방위로 변형되기 쉽고, 가공후의 인성도 좋다(○으로 표시).

실시예 2는, 주편의 두께방향의 전체 단면이 상기의 식을 충족하는 등축정(1.0∼4.5mm의 등축정 직경)으로 이루어진 주편에 따른 것으로서, 그 주편은, 그 표층에 주상정이 없고, 표층 및 내부 결함이 적고 양호한 품질(○으로 표시)이다.

또, 이 주편을 이용해서 압연한 강재는, 표층에 벗겨짐이나 갈리짐의 발생이 아주 적고, 갈라짐, 중신 기공이나 중심편석등의 내부결함도 극히 적고 양호(◎으로 표시)하다. 또, 이 강재는, 응고조직이 미세하고 미세 편석이 적기 때문에, 압하하는 방위로 변형되기 쉽고, 가공후의 인성도 좋다(○으로 표시).

실시예 3은, 주편의 두께방향의 전체 단면에서의 응고조직이 상기의 식을 충족하는 등축정(0.9∼2.6mm의 등축정 직경)으로 이루어짐과 아울러, 최대 등축정 직경을 평균 등축정 직경의 3배 이내로 한 주편에 따른 것이다. 이 주편에서는, 표층부에 형성된 미세 편석이 적고, 더욱이 들쑥날쑥이 억제되어 있기 때문에, 벗겨짐이나 갈라짐의 발생이 보다 적고, 내부에 있어서도, 갈라짐, 중심 기공이나 중심편석등의 내부 결함이 없다(○으로 표시).

또, 이 주편을 이용해서 압연한 강재는, 표층에 벗겨짐이나 갈라짐의 표층결함, 및 갈라짐, 중심 기공, 중심편석등의 내부결함에 대해 아주 우수하며(◎으로 표시), 압하하는 방위로 변형되기 쉽고, 가공후의 인성도 좋다(○으로 표시).

이에 대해, 표 2에서 나타내었듯이, 비교예 1은, 등축정이 주편의 두께방향 단면의 50%로서, 표층에 주상정이 50% 존재한 주편에 따른 것이다. 이 주편에 있어서는, 표층의 주상정부에 갈라짐이 생기고, 내부결함도 발생하여 나쁜 평가(×로 표시)를 얻었다.

또, 이 주편을 이용해서 압연한 강재는, 벗겨짐이나 갈라짐의 표면결함 및 갈라짐, 중심 기공, 중심편석등의 내부결함이 발생해서(×로 표시), 가공성 및 가공후의 인성등의 평가도 나쁘다(×로 표시).

비교예 2에서는, 주편의 두께방향의 전체 단면이 등축정이지만, 그 표층(전체의 40%)의 등축정이 상기한 식을 충족하지 않는 주편에 따른 것이다. 이 주편에 있어서는, 표층에서의 벗겨짐이나 갈라짐등의 표면결함 및 중심 기공 중심편석등의 내부결함에 대해서는, 약간 나쁜 평가가 나왔다(△로 표시).

이 주편을 이용해서 압연한 강재에 대해서는, 표층에 벗겨짐이나 갈라짐이 약간 발생하고, 쟈크나 중심편석등의 내부결함도 약간 발생하여 조금 나쁘며(△로 표시), 가공성 및 가공후의 인성등도 조금 나쁜(△로 표시) 것이다.

실시예 1-2

본 실시예는, 본 발명의 주편A에 있어서, 등축정의 직경D(mm)가, D ＜ 0.08X^0.79+ 0.5(여기서, X는 주편의 표면으로부터의 거리(mm), D는 주편의 표면으로부터 X의 거리에 있는 등축정의 직경(mm))을 충족하는 경우의 것이다.

턴 디쉬내의 용강에 Mg를 0.1wt% 첨가하고나서, 사이즈가 폭 1200mm, 두께 250mm인 내측 크기의 주형에 주탕하고, 주형에 의한 냉각과 지지 부로부터 뿌려지는 물에 의해 주편을 냉각해서 응고시키고, 압하 부를 이용해서 3∼7mm의 압하를 행한 다음 핀치롤에 의해 빼내었다.

그리고, 주편을 절단해서 두께방향의 단면의 응고조직(등축정의 상태)와, 주편의 표층 및 내부에서의 결함을 조사하고, 또, 그 주편을 1250℃로 가열해서 압연하여, 강재의 표층 및 내부에서의 결함과 가공특성을 조사하였다. 표 3에 그 결과를 나타낸다.

항목	실시예1	실시예2	실시예3	비교예1	비교예2
주편의품질	표면결함내부결함	△○	○○	○◎	××	△×
강재의품질	표면결함내부결함가공특성	△○○	○○○	○◎◎	×××	△××

표 3에 있어서, ◎은 아주 양호, ○는 양호, △은 조금 양호, ×는 나쁜 품질을 의미한다.

표 3중, 실시예 1은, 주편의 전체 단면에서의 응고조직의 60% 이상을 상기의 식을 충족하는 등축정(1.5∼3.2mm의 등축정 직경)으로 한 주편, 및 그것을 이용한 강재에 따른 것이다. 주편의 품질에 대해서는, 갈라짐의 발생이 적고, 갈라짐, 쟈크, 중심편석등의 내부결함도 적어서 양호하였다.

또, 이 주편을 이용해서 압연한 강재의 품질은, 표층에 벗겨짐이나 갈리짐의 발생이 비교적 적고, 갈라짐, 중심 기공이나 중심편석등의 내부결함도 적고 양호하며, 가공후의 인성도 좋은 결과가 나왔다.

실시예 2는, 주편의 전체 단면을 상기의 식을 충족하는 등축정(0.3∼2.9mm의 등축정 직경)으로 한 주편, 및 그것을 이용한 강재에 따른 것이다. 이 주편에 았어서는, 갈라짐의 발생이 적고, 갈라짐, 중심 기공, 중심편석등의 내부결함도 없는 양호한 품질이 되어있다.

또, 이 주편을 이용해서 압연한 강재의 품질은, 표층에 벗겨짐이나 갈라짐의 발생이 적고, 갈라짐, 중심 기공이나 중심편석등의 내부결함도 적고 양호하며, 가공후의 인성도 뛰어나다.

실시예 3은, 주편의 전체 단면을 직경이 0.5∼1.4mm인 등축정이 차지하고, 최대 등축정 직경을 평균 등축정 직경의 3배 이내로 한 주편, 및 그것을 이용한 강재에 따른 것이다. 주편은, 갈라짐의 발생이 보다 적고, 내부에서도 갈라짐, 중심 기공, 중심편석등의 내부결함이 없는 아주 우수한 품질을 갖는다.

또, 이 주편을 이용해서 압연한 강재는, 표층에 벗겨짐이나 갈라짐 등의 표면결함 및 갈라짐, 중심 기공이나 중심편석등의 내부결함의 발생이 굉장히 억제되어 있고, 가공후의 인성도 뛰어나다.

이에 대해, 비교예 1은, 주편의 두께방향의 단면에서의 응고조직의 표층으로부터 40% 이상의 범위에 주상정이 존재하고, 내부의 응고조직의 등축정의 직경을 2.0∼3.1mm로 한 주편 및 그것을 이용한 강재에 따른 것이다. 이 주편 및 강재에 있어서는, 표층에서의 미세 편석이 크고, 주조중 또는 주형등의 냉각과정에서 기인한 갈라짐이 발생하며, 갈라짐, 중심 기공나 중심편석등의 내부결함도 발생하고 있다.

또, 이 주편을 이용해서 압연한 강재에 있어서는, 벗겨짐이나 갈라짐등의 표면결함 및 갈라짐, 중심 기공이나 중심편석등의 내부결함이 발생하며, 가공성 및 가공후의 인성도 나쁘다.

비교예 2는, 주편의 두께방향의 단면에서의 응고조직의 40%가 상기의 식을 충족하는 주상정(2.8∼5.7mm의 등축정 직경)인 주편 및 그것을 이용한 강재에 따른 것이다. 이 주편 및 강재에 있어서는, 표층에서의 갈라짐등에 대해서는 상당히 억제하였으나, 내부에 갈라짐, 중심 기공이나 중심편석등의 내부결함이 발생하고 있다.

또, 이 주편을 이용해서 압연한 강재에 있어서는, 표층에 벗겨짐이나 갈라짐이 다소 발생하고 있고, 표면결함 및 갈라짐, 중심 기공이나 중심편석등의 내부결함도 발생하며, 가공성 및 가공후의 인성도 나쁘다.

실시예 2

본 실시예는, 본 발명의 주편B에 따른 것이다.

턴 디쉬내의 용강에 Mg를 0.005wt% 첨가하고나서, 사이즈가 폭 1200mm, 두께 250mm인 내측 크기의 주형에서 연속주조를 행하고, 주형에 의한 냉각과 지지 부로부터 뿌려지는 물에 의해 주편을 냉각해서 응고시키고, 압하 부를 이용해서 3∼7mm의 압하를 행한 다음 핀치롤에 의해 빼내었다.

그리고, 주편을 절단해서 두께방향의 단면의 등축정과, 주편의 표면에서 2mm 마다 연삭한 다음, 같은 두께의 위치에서의 표면의 결정입경을 측정하여, 주편의 표층 및 내부에서의 결함을 조사하고, 또, 그 주편을 1250℃로 가열해서 압연하여, 강재의 표면 상처 및 주름과, 그 가공특성등을 조사하였다. 표 4에 그 결과를 나타낸다.

항목	주편	강재
	표면갈라짐	내부갈라짐	표면상처	주름	가공특성
실시예1실시예2	○◎	○◎	○◎	○◎	○◎
비교예	×	×	×	×	×

표중, 실시예 1은, 주편의 두께 방향의 전체 단면의 30%에 등축정이 형성되어 있고, 같은 두께의 위치의 표면에 있어서, 최대 결정입경/평균 결정입경을 2∼2.7로 한 주편에 따른 것이다. 이 주편에는, 표면 갈라짐이나 내부 갈라짐도 없고(○으로 표시), 이 주편을 압연가공해서 제조한 강재에는, 표면 상처, 주름등의 발생이 미미하며(○으로 표시), 가공특성도 양호하다(○로 표시).

실시예 2는, 도 14의 실선으로 나타낸 주편으로, 내부에 60% 이상의 등축정이 형성되어 있고, 같은 두께의 위치의 표면에 있어서, 최대 결정입경/평균 결정입경을 1.7∼2.5의 주편에 따른 것이다. 이 주편에는, 표면 갈라짐이나 내부 갈라짐도 없고(◎으로 표시), 이 주편을 압연가공해서 제조한 강재에는, 표면 상처, 주름등의 발생이 없으며(◎으로 표시), 가공특성이 아주 우수하다(◎로 표시).

이에 대해, 비교예 1은, 도 15의 실선으로 나타낸 주편으로, 주편 내부의 등축정률이 20% 정도로 낮고, 중심부가 조대 등축정이며, 같은 두께의 위치의 표면에 서의 결정입경중, 최대 결정입경/평균 결정입경의 일부가 3배를 넘는(2.5∼4.7) 주편에 따른 것이다. 이 주편에는, 표면 갈라짐이나 내부 갈라짐이 보이고(×으로 표시), 이 주편을 압연가공해서 제조한 강재에는, 표면 상처, 주름등의 발생하며(×으로 표시), 가공특성도 나쁘다(×로 표시).

실시예 3

본 실시예는, 본 발명의 주편C에 따른 것이다.

턴디쉬내의 용강에 Mg를 0.005wt% 첨가하고나서, 사이즈가 폭 1200mm, 두께 250mm인 내측 크기의 주형에서 연속주조를 행하고, 주형에 의한 냉각과 지지 부로부터 뿌려지는 물에 의해 주편을 냉각해서 응고시키고, 압하 부를 이용해서 3∼7mm의 압하를 행한 다음 핀치롤에 의해 빼내었다.

그리고, 주편을 절단해서 두께방향의 단면의 응고조직의 등축정률, 평균 등축정 직경(mm), 표층 및 내부에서의 결함을 조사하고, 또, 그 주편을 1250℃로 가열해서 압연하여, 강재의 표층 및 내부에서의 결함과 가공특성등을 조사하였다. 표 5에 그 결과를 나타낸다.

항목	개재물의 갯수(개/cm2)	개재물의 크기(μm)	등축정률(%)	평균등축정직경(mm)	주편 및 강재의 표면결함	주편 및 강재의 내부결함	강재의 r값	강재의 용접부인성
실시예1	104	10이하	62	1.8	○	○	○	○
실시예2	141	10이하	81	1.3	◎	◎	◎	○
비교예1	70	10이하	27	2.5	×	×	×	×
비교예2	45	10이하	15	4.7	×	×	×	×

표 5중, 실시예 1은, 페라이트강의 주편에 함유되는 δ페라이트와의 격자 부정합도가 6% 이하인 개재물의 갯수를 104개/cm2로 하고, 그 개재물의 사이즈를 10μm 이상으로 하며, 등축정률을 62%, 평균 등축정직경을 1.8mm로 한 주편에 따른 것이다. 이 주편에 있어서는, 갈라짐이나 패임상처등의 표면결함의 발생이 적고(○으로 표시), 내부결함이 갈라짐, 중심 기공나 중심편석 등의 내부결함도 양호하다(○으로 표시).

또, 이 주편을 이용해서 압연한 강재는, 표층에 리징이나 엣지 심등이 적고(○으로 표시), 갈라짐, 중심 기공나 중심편석등의 내부결함도 양호하며(○으로 표시), 가공성의 지표인 r값 등도 양호하다(○으로 표시).

실시예 2는, 페라이트강의 주편에 함유되는 δ페라이트와의 격자 부정합도가 6% 이하인 개재물의 갯수를 141개/cm2로 하고, 그 개재물의 사이즈를 10μm 이하로 하며, 등축정률을 81%, 평균 등축정직경을 1.3mm로 한 주편에 따른 것이다. 이 주편에 있어서는, 갈라짐이나 패임상처등의 표면결함의 발생이 적고(◎으로 표시), 내부결함인 갈라짐, 중심 기공이나 중심편석 등의 내부결함도 양호하다(◎으로 표시).

또, 이 주편을 이용해서 압연한 강재는, 표층에 리징이나 엣지심등이 없고(◎으로 표시), 갈라짐, 중심 기공이나 중심편석등의 내부결함도 양호하며(◎으로 표시), 가공성의 지표인 r값 등도 양호하다(◎으로 표시).

이에 대해, 비교예 1은, 주편에 함유되는 개재물의 개수를 70개/cm2로 하고, 그 개재물의 사이즈를 10μm 이하로 하며, 등축정률을 27%, 평균 등축정직경을 2.5mm로 한 주편에 따른 것이다. 이 주편에 있어서는, 갈라짐이나 패임상처등의 표면결함이 발생하고(×으로 표시), 주편의 내부에 갈라짐, 중심 기공나 중심편석 등의 내부결함이 발생하였다(×으로 표시).

또, 이 주편을 이용해서 압연한 강재는, 표층에 벗겨짐, 리징이나 엣지심등이 발생하고(×으로 표시), 갈라짐, 공동이나 중심편석등의 내부결함도 나쁘며(×으로 표시), 가공성의 지표인 r값 등도 나쁘다(×으로 표시).

비교예 2는, 주편의 단위면적당 존재하는 금속화합물 내에서, 10μm 이하인 금속화합물의 개수가, 표층부에서 45개/cm2, 내부에서 45개/cm2로 한 주편으로, 표층부의 최대 등축정 입경 및 내부의 최대 등축정 입경이 커진 주편에 따른 것이다. 이 주편에 있어서는, 갈라짐이나 패임상처등의 표면결함 및 갈라짐, 중심 기공나 중심편석 등의 내부결함도 발생하고 있다(×으로 표시).

또, 이 주편을 이용해서 압연한 강재는, 벗겨짐 및 갈라짐 등의 표면결함 및 갈라짐, 중심 기공쟈크나 중심편석등의 내부결함이 발생하며(×으로 표시), 가공성의 지표인 r값 등도 나쁘다(×으로 표시).

실시예 4

본 실시예는, 본 발명의 주편D에 따른 것이다.

턴디쉬내의 용강에 Mg를 0.005wt% 첨가하고나서, 사이즈가 폭 1200mm, 두께 250mm인 내부 크기의 주형에서 연속주조를 행하고, 주형에 의한 냉각과 지지 부로부터 뿌려지는 물에 의해 주편을 냉각해서 응고시키고, 압하 부를 이용해서 3∼7mm의 압하를 행한 다음 핀치롤에 의해 빼내었다.

그리고, 주편을 절단해서 두께방향의 단면의 응고조직의 등축정의 크기와, 표층 및 내부에서의 결함을 조사하고, 또, 그 주편을 1250℃로 가열해서 압연하여, 강재의 표층 및 내부에서의 결함과 가공특성등을 조사하였다. 표 6에 그 결과를 나타낸다.

표 6중, 실시예 1은, 주편에 함유된 금속화합물중, 10μm 이하의 금속화합물의 수가 표층부에서 50개/cm2, 내부에서 66개/cm2로, 양호한 등축정이 형성된 주편에 따른 것이다. 이 주편에 있어서, 갈라짐이나 패임 상처의 발생이나 리징, 엣지심 등이 적고, 갈라짐, 중심 기공, 중심편석등의 내부결함도 적다. 또, 이 주편을 이용해 압연한 강재는, 표층의 리징이나 엣지심 또 갈라짐, 중심편석이나 중심 기공등의 내부결함도 적고(○으로 표시), 가공성의 지표인 r값등이 양호하다(○으로 표시).

실시예 2는, 주편의 단위면적당 존재하는 금속화합물 내에서, 10μm 이하의 금속화합물의 개수가 표층부에서 95개/cm2, 내부에서 130개/cm2로, 양호한 등축정이 형성된 주편에 따른 것이다. 이 주편에 있어서, 갈라짐이나 패임 상처의 발생이나 리징, 엣지심 등이 적고, 갈라짐, 중심 기공, 중심편석등의 내부결함도 적다. 또, 이 주편을 이용해 압연한 강재는, 표층의 리징이나 엣지심 또 갈라짐, 중심편석이나 중심 기공등의 내부결함도 적고(○으로 표시), r값등이 양호하다(○으로 표시).

이에 대해, 비교예 1은, 주편의 단위 면적당 존재하는 금속화합물중, 10μm 이하의 금속화합물의 수가, 표층부에서 45개/cm2, 내부에서 46개/cm2로 한 주편, 표층부의 최대 등축정 입경 및 내부의 최대 등축정 입경이 커진 주편에 따른 것이다. 이 주편에 있어서, 갈라짐이나 패임 상처등의 표면결함, 및 갈라짐, 중심 기공, 중심편석등의 내부결함이 발생하고. 또, 이 주편을 이용해 압연한 강재는, 벗겨짐이나 갈라짐등의 표면결함, 및 갈라짐, 중심편석이나 중심 기공등의 내부결함이 발생하고(×으로 표시), 가공성의 지표인 r값도 나쁘다(×으로 표시).

비교예 2는, 주편의 단위 면적당 존재하는 금속화합물중, 10μm 이하의 금속화합물의 수가, 표층부에서 97개/cm2, 내부에서 116개/cm2로 한 주편으로, 표층부 및 내부의 최대 등축정 입경이 작아진 주편에 따른 것이다. 이 주편 및 이 주편으로 제조한 강재는, 표면결함 및 내부결함의 발생에 대해서는 양호하나(○으로 표시), r값이 나쁘다(×으로 표시).

실시예 1 및 실시예 2와 동일한 10μm 이하의 금속화합물의 개수비를 갖고, 금속화합물로서, MgO, MgAl2O4, TiN, TiC를 0.06wt% 첨가한 주편, 및 이 주편을 압연등의 가공을 실시한 강재에 대해서도, 응고조직의 등축정의 크기와, 표층 및 내부에서의 결함의 조사를 행하고, 또, 그 주편을 1250℃로 가열하고 압연해서, 강재의 표층 및 내부에서의 결함과 가공특성을 조사하였으나 양호한 특성이 얻어졌다.

실시예 5

본 실시예는, 본 발명의 처리방법Ⅰ에 따른 것이다.

턴디쉬내의 용강이 Ca를 포함하지 않는 경우, 및 용강이 총 Ca를 0.0002 wt%, 0.0005wt%, 0.0006wt% 및 0.0010wt% 포함하는 경우에 있어서, 각각의 용강에, Mg를 0.005wt% 첨가하고나서, 사이즈가 폭 1200mm, 두께 250mm인 내측 크기의 주형에서 연속주조를 행하고, 주형에 의한 냉각과 지지 부로부터 뿌려지는 물에 의해 주편을 냉각해서 응고시키고, 압하 부를 이용해서 3∼7mm의 압하를 행한 다음 핀치롤에 의해 빼내었다.

그리고, Mg를 첨가하기 이전의 용강중의 산화물의 주성분, Mg를 첨가한 후의 용강중의 산화물의 주성분, 주편조직의 미세화 상황을 조사하였다. 표 7에 그 결과를 나타낸다.

		Mg첨가전의 용강중의 Ca의 총질량%	Mg첨가전의 용강중의 개재물	Mg첨가후의 용강중의 개재물	주편의 응고조직의 미세화 상황	종합평가
실시예	1	0.0000%	Al2O3	Al2O3·MgO2·MgO	아주 미세(입경＜1mm)	◎
	2	0.0002%	Al2O3	Al2O3·MgO2·MgO	아주 미세(입경＜1mm)	◎
	3	0.0005%	Al2O3	Al2O3·MgO2·MgO	아주 미세(입경＜1mm)	◎
	4	0.0006%	Al2O3·CaO(CaO는 수%이하)	Al2O3·MgO·CaO, MgO·CaO(CaO는 수%이하)	미세(입경＜3mm)	○
	5	0.0010%	Al2O3·CaO(CaO는 수%이하)	Al2O3·MgO·CaO, MgO·CaO(CaO는 수%이하)	미세(입경＜3mm)	○
비교예	1	0.0012%	Al2O3·CaO	Al2O3·MgO·CaO	조대	×
	2	0.0015%	Al2O3·CaO	Al2O3·MgO·CaO	조대	×
	3	0.0023%	Al2O3·CaO	Al2O3·MgO·CaO	조대	×

표 7에 있어서, 실시예 1은, 용강중에 Ca를 포함하지 않는 경우로서, Mg를 첨가하기 이전의 용강중의 개재물이 Al₂O₃를 주성분으로 한 산화물, 그리고, Mg첨가후의 용강중의 개재물이 Al₂O₃·MgO 및 MgO를 주성분으로 한 산화물인 경우이다. 이 용강을 주조해서 얻은 주편의 응고조직은 아주 미세화되어 있고, 종합평가는 아주 좋다(◎으로 표시).

실시예 2는, 용강중에 Ca를 0.0002wt% 포함한 경우로서, Mg를 첨가하기 이전의 용강중의 개재물이 Al₂O₃를 주성분으로 한 산화물, Mg첨가후의 용강중의 개재물이 Al₂O₃·MgO 및 MgO를 주성분으로 한 산화물인 경우이다. 이 용강에 있어서는 칼슘·알루미나이트의 생성이 없고, 이 용강을 주조해서 얻은 주편의 응고조직은 아주 미세화되어 있고, 종합평가는 아주 좋다(◎으로 표시).

실시예 3은, 용강중에 Ca를 0.0005wt% 포함한 경우로서, Mg를 첨가하기 이전의 용강중의 개재물이 Al₂O₃를 주성분으로 한 산화물, Mg첨가후의 용강중의 개재물이 Al₂O₃·MgO 및 MgO를 주성분으로 한 산화물인 경우이다. 이 용강에 있어서는 칼슘·알루미나이트의 생성이 없고, 이 용강을 주조해서 얻은 주편의 응고조직은 아주 미세화되어 있고, 종합평가는 아주 좋다(◎으로 표시).

실시예 4는, 용강중에 Ca를 0.0006wt% 포함한 경우로서, Mg를 첨가하기 이전의 용강중의 개재물이 주성분인 Al₂O₃이외에도, 수% 이하의 CaO를 포함하는 산화물이고, 또, Mg첨가후의 용강중의 개재물이 수% 이하의 CaO를 포함하는 Al₂O₃·MgO·CaO 및 MgO·CaO를 주성분으로 한 산화물인 경우이다.

이 용강에 있어서는 Mg를 첨가하기 전, 후의 개재물 속에 CaO가 검출되지만, 그 함유량이 수% 이하이기 때문에, 용강의 응고시에는, 접종효과가 발현한다. 그 때문에 이 용강을 주조해서 얻은 주편의 응고조직은 아주 미세화되게 되고, 종합평가도 좋다(○으로 표시).

실시예 5는, 용강중에 Ca를 0.0010wt% 포함한 경우로서, Mg를 첨가하기 이전의 용강중의 개재물이 주성분인 Al₂O₃이외에도, 수% 이하의 CaO를 포함하는 산화물이고, 또, Mg첨가후의 용강중의 개재물이 수% 이하의 CaO를 포함하는 Al₂O₃·MgO·CaO 및 MgO·CaO를 주성분으로 한 산화물인 경우이다.

이 용강에 있어서는 Mg를 첨가하기 전, 후의 개재물 속에 CaO가 검출되지만, 그 함유량이 수% 이하이기 때문에, 용강의 응고시에는, 접종효과가 발현한다. 그 때문에 이 용강을 주조해서 얻은 주편의 응고조직은 아주 미세화되게 되고, 종합평가도 좋다(○으로 표시).

이에 대해, 비교예 1은, 용강중에 Ca를 0.0012wt% 포함한 경우로서, Mg를 첨가하기 이전의 용강중의 개재물이 Al₂O₃-CaO(칼슘·알루미나이트)를 주성분으로 한 산화물, Mg첨가후의 용강중의 개재물은 CaO-Al₂O₃-MgO를 주성분으로 한 산화물인 경우이다. 이 용강을 주조해서 얻은 주편의 응고조직은 조대화되어 있고, 종합평가는 나쁘다(×으로 표시).

비교예 2는, 용강중에 Ca를 0.015wt% 포함한 경우로서, Mg를 첨가하기 이전의 용강중의 개재물이 Al₂O₃-CaO(칼슘·알루미나이트)를 주성분으로 한 산화물, Mg첨가후의 용강중의 개재물은 CaO-Al₂O₃-MgO를 주성분으로 한 산화물인 경우이다. 이 용강을 주조해서 얻은 주편의 응고조직은 조대화되어 있고, 종합평가는 나쁘다(×으로 표시).

비교예 3은, 용강중에 Ca를 0.023wt% 포함한 경우로서, Mg를 첨가하기 이전의 용강중의 개재물이 Al₂O₃-CaO(칼슘·알루미나이트)를 주성분으로 한 산화물, Mg첨가후의 용강중의 개재물은 CaO-Al₂O₃-MgO를 주성분으로 한 산화물인 경우이다. 이 용강을 주조해서 얻은 주편의 응고조직은 조대화되어 있고, 종합평가는 나쁘다(×으로 표시).

실시예 6

본 실시예는, 본 발명의 처리방법Ⅱ에 따른 것이다.

탈탄정련을 행하여 성분 조정을 한 용강을 취과에 150톤 수강(受鋼)하고, 이 용강에, Al과 Ti의 첨가조건을 바꿔서 첨가하며, 동시에 취과에 설치한 다공성 스프래그로부터, 아르곤 가스를 뿜어내면서 교반하여 탈산을 행하고, 그 후에, Mg를 0.75∼15kg 용강내에 공급하였다. 그리고, 이 용강을 이용해서 연속주조한 주편의 표층 및 내부에서의 결함의 유무, 응고조직의 미세화 여부를 조사하였다. 표 8에 그 결과를 나타낸다.

실시예 8에 있어서, 실시예 1은, Al을 50Kg첨가하여 탈산을 행한 다음에, 0.75kg의 Mg를 첨가한 경우이다. 주편의 표층 및 내부에는 결함이 없고, 응고조직이 충분히 미세화 되어 있어, 종합평가는 양호하다(○으로 표시).

실시예 2는, Al을 75Kg첨가하고나서 Fe-Ti합금을 50Kg 첨가하여 탈산을 행한 다음에, 15kg의 Mg를 첨가한 경우이다. 주편의 표층 및 내부에는 결함이 없고, 응고조직이 충분히 미세화 되어 있어, 종합평가는 양호하다(○으로 표시).

실시예 3은, Fe-Ti합금을 50Kg 첨가하고나서 Al을 75Kg첨가하여 탈산을 행한 다음에, 15kg의 Mg를 첨가한 경우이다. 주편의 표층 및 내부에는 결함이 없고, 응고조직이 충분히 미세화 되어 있어, 종합평가는 양호하다(○으로 표시).

실시예 1∼3의 모든 경우에도 도 9에서 나타내었듯이, 주편의 응고조직은 내부에 등축정이 형성되어서 미세화 되어있다.

이것에 대해, 비교예 1은, Al 75Kg과 Mg 0.75Kg을 동시에 용강에 첨가하여탈산을 행한 경우이다. 용강중에, MgO와 Al₂O₃의 복합산화물이 생성되었으나, MgO복합산화물의 표면조직은, MgO의 비율이 10% 이하로 δ페라이트와의 격자 부정합도가 나쁘고, 응고핵으로서 부적당하였다. 그 결과, 주편의 표층 및 내부에는 결함이 발생하여, 도 7에 나타내었듯이, 응고조직도 조대화 되어, 종합평가로서는 나쁜(×으로 표시)것이다.

비교예 2는, Fe-Ti합금을 50Kg 첨가한 후에 Mg를 15Kg 첨가하고, 그 후에 Al을 75Kg 첨가하여 탈산을 행한 경우이다. 용강중의 산화물은, 그 중심부는 MgO이지만, 표면에 Al₂O₃가 생성되어있기 때문에, 응고핵으로서 작용하지 않았다. 그 결과, 주편의 표층 및 내부에는 결함이 발생하고, 응고조직도 조대화 되어, 종합평가로서는 나쁜(×으로 표시)것이다.

실시예 7

본 실시예는, 본 발명의 처리방법Ⅰ 및 처리방법Ⅱ에 있어서, 용강중에 포함되는 슬래그나 탈산생성물등의 산화물과, 용강에 Mg를 첨가했을 때에 생성되는 산화물이, 하기의 식(1) 및 (2)(여기서, k는 산화물의 몰%)를 충족하도록, 소정량의 Mg를 용강에 첨가하는 처리방법에 따른 것이다.

α = 17.4(kAl₂O₃)+3.9(kMgO)+0.3(kMgAl₂O₄)+18.7(kCaO) ≤ 500 ... (1)

β = (kAl₂O₃) + (kMgO) + (kMgAl₂O₄) + (kCaO) ≥95 ... (2)

상저취전로를 이용해서, 크롬을 10∼23wt% 포함하는 용강을 취과에 150톤 수탕하고, 다공성 스프래그로부터 아르곤 가스를 불어넣어가면서, 호퍼로부터 Al을 100Kg 첨가하여 용강을 교반하면서 균일하게 혼합하여 탈산을 행하였다.

그 후, 용강을 샘플링하여, EPMA에 의해 산화물의 조성을 측정하고, 상기의 식(1) 및 (2)를 충족하도록, Mg의 첨가량을 조정하여, 복합산화물을 생성시켰다. 그 후, 용강을 연속주조하여 주편을 제조하였다.

그리고, 주편의 내부 갈라짐이나 중심편석, 센터 폴로시티등의 내부결함의 유무, 응고조직의 좋고 나쁨, 가공후의 강재의 표면성상 및 가공성을 조사하였다. 그 결과를 표 9에 나타낸다.

항목	Mg첨가량(Kg)	산화물 조성(몰%)	산화물의 α값	주편의내부결함	주편의 응고조직	강재의 표면성상	강재의 가공성	종합평가
		Al2O3							MgO	MgAl2O4	CaO	기타
실시예1	125	5.1	37.2	52.4	4.1	1.2	326	무	양호	양호	양호	○
실시예2	30	7.4	22.3	51.2	14.2	4.9	497	무	양호	양호	양호	○
비교예1	85	3.3	46.8	29.3	16.8	3.8	563	유	나쁨	나쁨	나쁨	×
비교예2	30	15.9	30.8	37.2	12.3	11.2	638	유	나쁨	나쁨	나쁨	×

표 9중, 실시예 1은, 용강에 Mg를 125kg 첨가하여 용강을 교반하고, 용강중에 포함되는 복합산화물의 α값(상기 식(1)의 좌변. 산화물과 δ페라이트와의 격자 부정합도의 지표)를 326으로 한 경우로서, 주편에 내부결함이 발생되지 않고, 응고조직이 미세화 되어서, 강재의 표면성상이나 가공성도 양호하여, 종합평가는 양호하다(○으로 표시).

실시예 2는, 용강에 Mg를 30kg 첨가하여 교반하고, 용강중에 포함되는 복합산화물의 α값을 497으로 한 경우로서, 주편의 표면 및 내부에 결함이 발생되지 않고, 도 9에 나타내었듯이 응고조직이 미세화 되어서, 강재의 표면성상이나 가공성도 양호하여, 종합평가는 양호하다(○으로 표시).

이것에 대해, 비교예 1 및 비교예 2는, Mg를 첨가하기 이전의 용강에 포함되는 산화물의 조성을 아무것도 고려하지 않고, Mg를 각각 85Kg, 30Kg첨가하여 용강을 교반한 것이다. 그 결과, 용강에 포함되는 복합산화물의 α값이 500을 넘어, 주편에는 내부결함이 발생하고, 모든 경우에서, 도 7에서 나타내었듯이 응조직이 조대화해서 나빠져, 종합평가는 나쁜(×으로 표시) 것이다.

실시예 8

상저취전로를 이용해서, 탈탄 및 인, 유황등의 불순물을 제거한 크롬을 0∼23wt% 포함하는 용강을 취과에 150톤 수탕하고, 다공성 스프래그로부터 아르곤 가스를 불어넣어가면서, Fe-Ti합금과 N-Mn합금을 첨가하여, 용강의 Ti농도를 0.013∼0.125 wt%, N농도를 0.0012∼0.024wt%로 하고나서, Mg를 첨가하여 연속주조를 행하여 주편을 제조하였다.

그리고, 주조시의 조업의 안정성여부, 주편의 응고조직의 미세화의 좋고 나쁨, 주편의 내부결함 및 강재의 표면결함 유무를 조사하였다. 그 결과를 표 10에 나타낸다.

항목	용강량(톤)	Cr농도(wt%)	Ti농도(wt%)	N농도(wt%)	Mg농도(wt%)	조업의안정성	응고조직의미세화	주편의내부결함	강재의표면결함	종합평가
실시예	1	150	0	0.013	0.012	0.0035	양호	양호	무	무	○
	2	150	10	0.020	0.024	0.0015	양호	양호	무	무	○
	3	150	23	0.125	0.022	0.0025	양호	양호	무	무	○
비교예	1	150	10	0.021	0.023	첨가무	나쁨	나쁨	유	유	×
	2	150	23	0.198	0.038	첨가무	나쁨	양호	무	유	△(노즐막힘발생)

표 10중, 실시예 1은, Cr농도 0%인 용강의 Ti농도를 0.013wt%로, N농도를 0.012wt%로 하고나서, Mg를 0.0035wt% 첨가한 경우이다. 주조시의 조업이 안정하고, 주편의 응고조직이 미세화 되어있어, 주편이나 강재에 결함이 없고, 종합평가는 양호하다(○으로 표시).

실시예 2는, Cr농도 10wt%인 용강의 Ti농도를 0.020wt%로, N농도를 0.024wt%로 하고나서, Mg를 0.0015wt% 첨가한 경우이다. 주조시의 조업이 안정하고, 주편의 응고조직이 미세화 되어있어, 주편이나 강재에 결함이 없고, 종합평가는 양호하다(○으로 표시).

실시예 3은, Cr농도 23wt%인 용강의 Ti농도를 0.125wt%로, N농도를 0.022wt%로 하고나서, Mg를 0.0025wt% 첨가한 경우이다. 주조시의 조업이 안정하고, 주편의 응고조직이 미세화 되어있어, 주편이나 강재에 결함이 없고, 종합평가는 양호하다(○으로 표시).

이에 대해, 비교예 1은, 용강의 Cr농도를 10wt%로, Ti농도를 0.021wt%로, N농도를 0.023wt%로 하고, Mg를 첨가하지 않은 경우이다. 주조시에 노즐 막힘이 발생하여 조업이 불안정하고, 주편의 응고조직이 도 7에서 나타내었듯이 조대화하여, 주편이나 강재에 결함이 발생하고, 종합평가는 불량하다(×으로 표시).

비교예 2는, 용강의 Cr농도를 23wt%로, Ti농도를 0.198wt%로, N농도를 0.038wt%로 하고, 두 원소의 용해도의 곱([%Ti]×[%N])를 TiN이 석출되지 않는 범위내로 하여, Mg를 첨가하지 않은 경우이다. 비교예 2의 경우, 응고조직은 미세화 되어 있으나, 주조시에 노즐 막힘이 발생하여 조업이 불안정하고, 조대한 TiN에서 기인하는 결함이 강재의 표면에 발생하여 있기 때문에, 종합평가는 일단 나쁘다(△으로 표시)고 하였다.

실시예 9

본 실시예는, 본 발명의 처리방법Ⅳ에 따른 것이다.

취과에 150톤의 용강을 수탕하고, 이 용강을 피복하는 슬래그의 두께를 100mm로 하여, FeO, Fe2O3, MnO, SiO2의 총 질량을 소정의 범위로 조정하며, 이 슬래그를 관통해서 용강에 Mg 순분량으로 50Kg(0.0333wt%)가 되도록 Mg합금 와이어를 공급하였다.

또, 이 용강을, 주형의 내측 사이즈가 두께 250mm, 폭 1200mm인 연속주조장치를 이용해서 0.6m/분의 주조속도로 주조하였다.

그리고, Mg처리후의 용강중의 Mgwt%, 주편중의 Mgwt%, 주편의 응고조직의 미세화상태를 조사하였다. 그 결과를 표 11에 나타낸다.

항목	Mg첨가전,슬래그중의FeO+Fe2O3+MnO+SiO2의총질량	Mg처리후,용강중의Mgwt%	주편중의Mgwt%	응고조직의미세화상황
실시예	1	2.5	0.0041	0.0015	미세
	2	11.3	0.0061	0.0020	미세
	3	16.1	0.0065	0.0035	미세
	4	22.4	0.0063	0.0031	미세
	5	28.5	0.0036	0.0019	미세
비교예	1	0.5	0.0025	0.0009	일부조대
	2	36.3	0.0028	0.0008	일부조대

표 11에 있어서, 실시예 1은, Mg를 첨가하기 전의 슬래그중의FeO, Fe2O3, MnO, SiO2의 총질량을 2.5wt%로 한 경우이다. 용강중의 Mg를 0.0041wt%, 주편중의 Mg를 0.0015wt%로 할 수 있고, 주편의 응고조직이 미세화 되어있다.

실시예 2, 3 및 4는, Mg를 첨가하기 전의 슬래그중의FeO, Fe2O3, MnO, SiO2의 총질량을 각각 11.3wt%, 16.1wt%, 22.4wt%로 한 경우이다. 용강중의 Mg가 각각 0.0061wt%, 0.0065wt%, 0.0063wt%이고, 주편중의 Mg가 각각 0.0020wt%, 0.0035wt%, 및 0.0031wt%로서 수율이 높고, 안정되어 있어, 주편의 응고조직이 미세화 되어있다.

실시예 5는, Mg를 첨가하기 전의 슬래그중의FeO, Fe2O3, MnO, SiO2의 총질량을 28.5wt%로 한 경우이다. 용강중의 Mg를 0.0036wt%, 주편중의 Mg를 0.0019wt%로 할 수 있고, 주편의 응고조직이 미세화 되어있다.

이에 대해, 비교예 1은, Mg를 첨가하기 전의 슬래그중의FeO, Fe2O3, MnO, SiO2의 총질량을 0.5wt%로 한 경우이다. 용강중의 Mg는 0.0025wt%이지만, 주편중의 Mg가 0.0009wt%가 되어, Mg의 수율이 나쁘고, 주편의 응고조직에 있어서는 일부가 조대화 되어있다.

비교예 2는, Mg를 첨가하기 전의 슬래그중의FeO, Fe2O3, MnO, SiO2의 총질량을 36.3wt%로 한 경우이다. 용강중의 Mg는 0.0028wt%이지만, 주편중의 Mg가 0.0008wt%가 되어, Mg의 수율이 나쁘고, 주편의 응고조직에 있어서는 일부가 조대화 되어있다.

실시예 10

본 실시예는, 본 발명의 처리방법Ⅴ에 따른 것이다.

취과에 150톤의 용강을 수탕하고, 이 용강을 피복하는 슬래그의 두께를 100mm로 하여, 슬래그중의 CaO활량이나 슬래그의 염기도를 조정하고, Mg합금 와이어를 이 슬래그를 관통해서 용강중에 공급하여, 용해시켜서, 용강에 Mg 순분량으로 50Kg을 첨가하였다.

또, 이 용강을, 주형의 내측 사이즈가 두께 250mm, 폭 1200mm인 연속주조장치를 이용해서 0.6m/분의 주조속도로 주조하였다.

그리고, Mg처리후의 용강중의 Mgwt%, 주편의 응고조직의 미세화상태를 조사하였다. 그 결과를 표 12에 나타낸다.

항목	슬래그중의CaO활량	슬래그염기도(CaO/SiO2)	용강중Mg농도(wt%)	주편의응고조직	종합평가
실시예	1	0.20	3	0.0010	◎	◎
	2	0.25	7	0.0020	◎	◎
	3	0.30	10	0.0020	◎	◎
비교예	1	0.36	15	0.0050	×	×
	2	0.42	20	0.0100	×	×

실시예 1은, 슬래그중의 CaO활량을 0.2로, 염기도를 3으로 하여 Mg합금 와이어를 첨가한 경우이다. Mg처리후의 용강중의 Mg농도가 0.0010wt%로, 주편의 응고조직을 미세화(◎으로 표시)할 수 있고, 종합평가는 우수하다(◎으로 표시).

실시예 2 및 3은, 슬래그중의 CaO활량을 각각 0.25 및 0.30으로, 슬래그 염기도를 각각 7 및 10으로 한 경우이다. 용강중의 Mg농도도 높고, 주편의 응고조직도 미세(◎으로 표시)하며, 종합평가는 우수하다(◎으로 표시).

이에 대해, 비교예 1은, 슬래그중의 CaO활량을 0.36으로, 염기도를 15로 하여 Mg합금 와이어를 첨가하고, Mg처리후의 용강중의 Mg를 0.0050wt%로 한 경우이다. 주편의 응고조직이 조대화(×으로 표시)되었고, 종합평가가 나쁘다(×으로 표시).

비교예 2는, 슬래그중의 CaO활량을 0.42으로, 염기도를 20으로 하여 Mg합금 와이어를 첨가하고, Mg처리후의 용강중의 Mg를 0.0100wt%로 한 경우이다. 주편의 응고조직이 조대화(×으로 표시)되었고, 종합평가가 나쁘다(×으로 표시).

실시예 11

본 실시예는, 본 발명의 주편A∼D를 제조하는 연속주조방법에 따른 것이다.

크롬을 16.5wt% 함유한 용강에 Mg를 0.005wt% 첨가하고, 그 후, 폭 1200mm, 두께 250mm인 내부 크기의 진동주형을 이용해서 연속주조를 행하고, 주형에 의한 냉각과 지지 부로부터 뿌려지는 물에 의해 주편을 냉각해서 응고시키고, 핀치롤에 의해 빼내었다.

그리고, 주편의 표층 및 내부에서의 결함 및 개재물의 개수, 응고조직을 조사하고, 또, 그 주편을 1250℃로 가열해서 압연하여 제조한 강재에 있어서, 표면의 내식성과 주름의 발생을 조사하였다. 표 13에 그 결과를 나타낸다.

항목	실시예	비교예1	비교예2
Mg첨가	있음	있음	없음
전자교반	있음	없음	있음
주편	표층	개재물	적음	많음	없음
		응고조직	미세	미세	미세
		표면갈라짐	없음	없음	없음
	내부	개재물	많음	많음	없음
		응고조직	미세	미세	조대
		내부갈라짐	없음	없음	있음
		중심편석	경미	경미	현저
강재	표면내식성	양호	불량	양호
	압연시의 주름	양호	양호	불량

표 13중, 실시예는, 주형내의 메니스커스로부터 하류측 500mm의 위치에 코어의 중심이 오도록 전자교반장치를 설치하여용강을 교반하면서 주조한 경우이다. 이 실시예에 있어서는, 주편의 표층에서의 MgO함유산화물(개재물)의 개수를 적게하여 표층의 응고조직을 미세하게 하여, 표면 갈라짐 등의 결함을 방지할 수 있었다.

또한, 주편의 내부에 있어서는, MgO함유산화물(개재물)의 개수가 많아지고, 미세한 등축정이 얻어져, 그 결과, 내부 갈라짐이 없어지고, 중심편석을 경미하게 할 수 있었다.

또한, 이 주편을 압연한 강재에 있어서는, 표면의 내식성이 양호하고, 응고조직의 조대화에서 기인하는 주름등의 발생도 없다.

이에 대해, 비교예 1은, 전자교반장치에 의한 용강의 교반을 행하지 않은 경우이다. 주편의 표층 및 내부에 있어서, MgO함유산화물(개재물)의 개수가 많아지며, 표층 및 내부에서의 응고조직은 미세화 되었으나, 압연한 강재의 표면에 MgO함유산화물을 기점으로 하는 부식 지점이 존재하는 것이 확인되었다. 이 강재는 실용상, 불량이다.

비교예 2는, Mg의 첨가를 행하지 않고, 전자교반장치에 의해 용강의 교반을 행한 것이다. 주편의 내부에서의 응고조직이 조대하게 되고, 내부갈라짐이나 중심편석이 발생하며, 이 주편을 가공해서 제조한 강재에는, 응고조직의 조대화에서 기인하는 주름등이 발생하였다.

실시예 12

본 실시예는, 본 발명의 상기 연속주조를 페라이트계 스테인레스 용강의 주조에 적용하고, 또, 주조한 주편으로부터 심리스 강관을 제조하는 것에 따른 것이다.

크롬을 13.0wt% 함유하는 용강에 Mg를 0.0010wt% 첨가하고, 그 후, 폭 600mm, 두께 250mm인 내부(?) 크기의 진동주형을 이용해서 연속주조를 행하고, 주형에 의한 냉각과 지지 부로부터 뿌려지는 물에 의해 주편을 냉각해서 응고시키고, 핀치롤에 의해 빼내었다.

그리고, 주편의 응고조직 및 천공한 심리스 강관의 표면 및 내부에서의 결함의 발생을 조사하였다. 표 14에 그 결과를 나타낸다.

표 14에 있어서, 실시예 1은, 용강에 Mg를 0.0010wt% 첨가하여 주조하고, 심리스 강관을 제조한 경우이다. 주편의 응고조직이 미세화되고(○으로 표시), 천공했을 때의 강관의 표면 및 내부에는 갈라짐이나 벗겨짐이 없고(○으로 표시), 종합평가는 양호하다(○으로 표시).

실시예 2는, 주형내의 메니스커스로부터 하류측 500mm의 위치에 코어의 중심이 오도록 전자교반장치를 설치하여 용강을 교반하면서 주조하고, 고상률이 0.5가 된 위치로부터 경압하를 개시한 경우이다. 주편의 표층에 있어서 MgO함유산화물의 개수를 적게하고, 주편 전체의 응고조직을 미세화 할 수 있으며(◎으로 표시), 천공했을 때의 강관의 표면 및 내부에는 갈라짐이나 벗겨짐이 전혀 없고(◎으로 표시), 종합평가는 우수하다(◎으로 표시).

실시예 3은, 용강에 Mg를 0.0010wt% 첨가하여 주조하고, 고상률이 0.4가 된 위치로부터 응고하기까지의 범위를, 전체 누름 깊이 7mm로 경압하 한 경우이다. 주편의 응고조직이 미세화되고(○으로 표시), 천공했을 때의 강관의 표면 및 내부에는 갈라짐이나 벗겨짐이 없고(◎으로 표시), 종합평가는 우수하다(◎으로 표시).

이에 대해, 비교예 1은, 용강에 Mg를 첨가하지 않고 주조하고, 메니스커스로부터 하류측 500mm의 위치에서 전자교반을 행하여, 천공한 경우이다. 주편의 응고조직이 조대화하고(×으로 표시), 천공했을 때의 강관의 표면 및 내부에는 갈라짐이나 벗겨짐이 발생하며(×으로 표시), 종합평가는 나쁘다(×으로 표시).

비교예 2는, 용강에 Mg를 첨가하지 않고 주조하여, 고상률이 0.4가 된 위치로부터 응고하기까지의 범위를, 전체 누름 깊이 7mm로 경압하 한 경우이다. 주편의 응고조직이 조대화되고(×으로 표시), 천공했을 때의 강관의 표면 및 내부에는 갈라짐이나 벗겨짐이 발생하며(×으로 표시), 종합평가는 나쁘다(×으로 표시).

본 발명의 주편은, 응고과정의 뒤틀림이나 응력에 의해서 주편에 생기는 갈라짐이나 패임등의 표면결함, 개재물등에서 기인하는 표면결함 및 내부 갈라짐이나 중심 기공(쟈크), 중심편석등의 내부결함의 발생이 억제되어 있는 것이다.

따라서, 본 발명의 주편은, 가공특성이나 품질특성이 우수한 것이고, 또, 연삭등 주편의 손질을 필요로 하지 않으며, 부스러기화가 강력히 줄어들기 때문에, 수율이 높다.

본 발명의 처리방법은, 용강의 응고시, 응고조직이 미세화 되도록, 용강의 특성, 용강중의 개재물의 형태를 조정하는 것으로서, 본 발명의 주편을 얻기 위해서 아주 유용한 용강의 처리방법이다.

또, 본 발명의 주편을 제조하는 연속주조방법은, 본 발명의 처리방법에서 용강에 부여한 작용효과를, 연속주조시에, 더욱 높일 수 있다.

그리고, 본 발명의 주편을 가공해서 제조한 강판, 강관등의 강재는, 주편과 마찬가지로, 표면결함이나 내부결함등의 발생이 억제되게 되어, 가공특성 및 품질특성도 우수하다.

Claims (32)

1. 주편의 전체 단면의 60% 이상이 아래의 식을 충족하는 등축정인 것을 특징으로 하는 가공특성이 우수한 주편.

   D ＜ 1.2X^1/3+ 0.75

   (여기서, D는 결정의 방위가 동일한 조직으로서의 등축정의 직경(mm), X는 주편의 표면으로부터의 거리(mm)이다.)
2. 주편의 표면으로부터 동일한 깊이에서의 결정입경의 최대치가, 그 깊이에서의 평균 결정입경의 3배 이내인 것을 특징으로 하는 가공특성이 우수한 주편.
3. 제 2 항에 있어서,

   주편의 두께 방향 단면의 60% 이상이 등축정인 것을 특징으로 하는 가공특성이 우수한 주편.
4. 용강의 응고시에 형성되는 δ페라이트와의 격자 부정합도가 6% 이하인 개재물을 100개/cm²이상 함유하고 있는 것을 특징으로 하는 품질특성과 가공특성이 우수한 주편.
5. 제 4 항에 있어서,

   상기 개재물에는 10μm 이하의 크기를 갖는 개재물이 100개/cm²이상 함유되어 있는 것을 특징으로 하는 품질특성과 가공특성이 우수한 주편.
6. 용강의 응고시에 응고핵을 형성하기 위한 금속, 혹은, 금속화합물을 용강에 첨가하여 주조한 주편에 있어서, 그 표층부에 포함되는 크기가 10μm 이하인 금속화합물의 수에 대해, 그 표층부보다 내부에 포함되는 크기 10μm 이하인 금속화합물의 수가, 1.3배 이상인 것을 특징으로 하는 품질특성이 우수한 주편.
7. 제 1 항 내지 제 6 항 중 어느 한 항에 있어서,

   상기 주편이 MgO 및/또는 MgO를 포함하는 산화물을 함유하는 것을 특징으로 하는 가공특성 및 품질특성이 우수한 주편.
8. 제 1 항 내지 제 6 항 중 어느 한 항에 있어서,

   상기 주편이 페라이트계 스테인레스강의 주편인 것을 특징으로 하는 가공특성 및 품질특성이 우수한 주편.
9. 주편의 응고조직을 미세화 하기 위해서 용강을 처리하는 용강의 처리방법에 있어서, 용강중의 총 Ca량을 0.0010wt% 이하로 하고, 이어서, 그 용강에 미리 결정된 양의 Mg를 첨가하는 것을 특징으로 하는 용강의 처리방법.
10. 주편의 응고조직을 미세화 하기 위해서 용강을 처리하는 용강의 처리방법에 있어서, 용강에 미리 결정된 양의 Mg를 첨가하기 전에, 미리 결정된 양의 Al함유합금을 그 용강에 첨가하여 탈산처리를 행하는 것을 특징으로 하는 용강의 처리방법.
11. 제 10 항에 있어서,

    용강에 미리 결정된 양의 Mg를 첨가하기 전에, 미리 결정된 양의 Al함유합금 외에, 미리 결정된 양의 Ti함유합금을 첨가하여 탈산처리를 행하는 것을 특징으로 하는 용강의 처리방법.
12. 제 9 항 또는 제 10항에 있어서,

    용강중에 포함되는 슬래그나 탈산 생성물 등의 산화물과, 용강에 Mg를 첨가했을 때에 생성되는 산화물이, 아래의 식(1) 및 (2)를 충족하도록, 미리 결정된 양의 Mg를 용강에 첨가하는 것을 특징으로 하는 용강의 처리방법.

    17.4(kAl₂O₃) + 3.9(kMgO) + 0.3(kMgAl₂O₄) + 18.7(kCaO) ≤ 500 ... 식(1)

    (kAl₂O₃) + (kMgO) + (kMgAl₂O₄) + (kCaO) ≥95 ... 식(2)

    (여기서, k는 산화물의 몰%를 나타낸다.)
13. 제 9 항 또는 제 10 항에 있어서,

    용강에 첨가하는 Mg는 0.0010∼0.10wt% 인 것을 특징으로 하는 용강의 처리방법.
14. 제 9 항 또는 제 10 항에 있어서,

    용강은 페라이트계 스테인레스 용강인 것을 특징으로 하는 용강의 처리방법.
15. 주편의 응고조직을 미세화하기 위해서 용강을 처리하는 용강의 처리방법에 있어서, 용강의 액상선 온도 이상에서 TiN이 정출하는 용해도 곱을 만족하는 Ti농도와 N농도의 용강에, 미리 결정된 양의 Mg를 첨가하는 것을 특징으로 하는 용강의 처리방법.
16. 제 15 항에 있어서, Ti농도[%Ti]와 N농도[%N]이, 아래의 식을 충족하는 것을 특징으로 하는 용강의 처리방법.

    [%Ti] × [%N] ≥ ([%Cr]2.5 + 150) × 10-6

    (단, [%Ti]는 용강중의 Tiwt%, [%N]는 용강중의 Nwt%, [%Cr]은 용강중의 Crwt%이다.)
17. 제 15 항 또는 제 16 항에 있어서,

    용강은 Cr을 10∼23wt% 포함하는 페라이트계 스테인레스 용강인 것을 특징으로 하는 용강의 처리방법.
18. 주편의 응고조직을 미세화하기 위해 용강을 처리하는 용강의 처리방법에 있어서, 용강을 피복하는 슬래그중에, Mg에 의해 환원되는 산화물을 1∼30wt% 함유시켜두는 것을 특징으로 하는 용강의 처리방법.
19. 제 18 항에 있어서,

    Mg에 의해 환원되는 산화물이, FeO, Fe₂O₃, MnO 및 SiO₂의 1종류 또는 2종류 이상인 것을 특징으로 하는 용강의 처리방법.
20. 제 18 항 또는 19 항에 있어서,

    용강중에 포함되는 Al₂O₃를 0.005∼0.10wt%로 하는 것을 특징으로 하는 용강의 처리방법.
21. 주편의 응고조직을 미세화하기 위해 용강을 처리하는 용강의 처리방법에 있어서, 용강에 미리 결정된 양의 Mg를 첨가하기 전에, 용강을 피복하는 슬래그중의 CaO의 활량(活量)을 0.3 이하로 하는 것을 특징으로 하는 용강의 처리방법.
22. 제 21 항에 있어서,

    슬래그의 염기도를 10 이하로 하는 것을 특징으로 하는 용강의 처리방법.
23. 제 21 항 또는 22 항에 있어서,

    용강이 페라이트계 스테인레스강인 것을 특징으로 하는 용강의 처리방법.
24. 미세화한 응고조직을 갖는 주편을 연속적으로 주조하는 주편의 연속주조방법에 있어서, MgO 및/또는 MgO를 포함하는 산화물을 함유하는 용강을 주형에 주탕하고, 전자교반장치에 의해 그 용강을 교반하면서 주조하는 것을 특징으로 하는 주편의 연속주조방법.
25. 제 24 항에 있어서,

    전자교반장치를 주형내의 메니스커스로부터 하류측 2.5m까지의 범위에 설치하는 것을 특징으로 하는 주편의 연속주조방법.
26. 제 24 항 또는 25 항에 있어서,

    전자교반장치에 의해 용강에 부여되는 교반류의 유속이 10cm/초 이상인 것을 특징으로 하는 주편의 연속주조방법.
27. 제 24 항에 있어서,

    용강은 페라이트계 스테인레스 용강인 것을 특징으로 하는 주편의 연속주조방법.
28. 제 27 항에 있어서,

    상기 용강은, 크롬을 10∼23wt%, Mg를 0.0005∼0.010wt% 포함하는 페라이트계 스테인레스 용강인 것을 특징으로 하는 주편의 연속주조방법.
29. 제 27 항에 있어서,

    전자교반장치에 의해 용강을 교반하면서 주조하는 것을 특징으로 하는 주편의 연속주조방법.
30. 제 27 항에 있어서,

    상기 주편의 고상률이 0.2∼0.7인 범위로부터 주편의 경압하를 개시하는 것을 특징으로 하는 주편의 연속주조방법.
31. 제 1 항 내지 제 8 항 중 어느 한 항에 기재된 가공특성 및 품질특성이 뛰어난 주편을 1100∼1350℃로 가열하고, 그 후, 압연등의 가공을 실시해서 제조한 것을 특징으로 하는 가공특성 및 품질특성이 뛰어난 강재.
32. 제 28 항에 기재된 주편의 연속주조방법에 의해 연속주조한 주편을, 가공후 천공하여 제조한 것을 특징으로 하는 심리스 강관.