KR20190006005A

KR20190006005A - 페라이트계 스테인리스 강판

Info

Publication number: KR20190006005A
Application number: KR1020187036383A
Authority: KR
Inventors: 히데타카 가와베; 슈지 니시다; 미츠유키 후지사와; 지카라 가미
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2016-06-27
Filing date: 2017-06-15
Publication date: 2019-01-16
Also published as: WO2018003521A1; CN109415784B; EP3476961B1; EP3476961A1; ES2835273T3; TW201805444A; TWI629366B; US11220732B2; KR102178605B1; CN109415784A; EP3476961A4; US20200308677A1; JP6274370B1; JPWO2018003521A1

Abstract

용접부 형상이 우수하고, 또한 오스테나이트계 스테인리스강과의 이질재 용접부의 내식성이 우수한 페라이트계 스테인리스 강판을 제공한다. 질량％ 로, C : 0.003 ∼ 0.020 ％, Si : 0.01 ∼ 1.00 ％, Mn : 0.01 ∼ 0.50 ％, P : 0.040 ％ 이하, S : 0.010 ％ 이하, Cr : 20.0 ∼ 24.0 ％, Cu : 0.20 ∼ 0.80 ％, Ni : 0.01 ∼ 0.60 ％, Al : 0.01 ∼ 0.08 ％, N : 0.003 ∼ 0.020 ％, Nb : 0.40 ∼ 0.80 ％, Ti : 0.01 ∼ 0.10 ％, Zr : 0.01 ∼ 0.10 ％, 를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 하기 식 (1) 을 만족하는, 페라이트계 스테인리스 강판. 3.0≥Nb/(2Ti＋Zr＋0.5Si＋5Al)≥1.5 … (1). 또한, 식 (1) 에 있어서의 원소 기호는, 그 원소의 함유량 (질량％) 을 나타낸다.

Description

페라이트계 스테인리스 강판

본 발명은 페라이트계 스테인리스 강판에 관한 것이다. 특히, 본 발명은, 용접부 형상이 우수한 페라이트계 스테인리스 강판에 관한 것이다. 또, 본 발명의 바람직한 양태에 있어서는, 가공 후에 있어서의 용접부의 표면 성상이 우수한 페라이트계 스테인리스 강판에 관한 것이기도 하다.

페라이트계 스테인리스 강판은 고가의 Ni 를 많이 포함하는 오스테나이트계 스테인리스 강판보다 저렴한 점에서, 많은 용도에 사용되고 있다. 예를 들어, 페라이트계 스테인리스 강판은 가전, 주방 기기, 건축 부재, 건축 하드웨어, 구조 부재 등 폭넓은 분야에서 사용되고 있다.

스테인리스 강판은 프레스 가공에 의해 소정 형상의 부재로 성형되고, 용접에 의해 복수의 부재를 조립하여 사용되는 경우가 있다. 건전한 제품을 얻기 위해서 용접은 중요하고, 특히 용접부 형상은 매우 중요해진다. 예를 들어, 용접부에 언더컷 등의 형상 불량이 있으면, 이음매 강도의 저하, 또는 응력 집중에 의한 균열 발생이나 피로 파괴의 기점이 되는 경우가 있으므로, 적절한 대책이 필요하다. 또, 용접부의 형상은, 용접 후 연마하여 사용되는 부재에 있어서도 중요하다. 예를 들어 모재의 맞댐 위치의 높이보다 용접 용융부가 늘어져 있으면, 버닝 제거 연마 (연마에 의한 템퍼 컬러의 제거) 가 불충분해져 용접부의 내식성을 확보하는 것이 곤란해지는 경우가 있다.

또한, 스테인리스 강판은 내식성이 요구되는 용도에 적용되기 때문에, 그 용접부에도 내식성이 요구된다. 용접은 동질재 용접뿐만 아니라 오스테나이트계 스테인리스 강판과의 이질재 용접의 경우도 있어, 동질재 용접부뿐만 아니라 이질재 용접부의 내식성의 확보도 필요하다.

그 때문에, 용접성, 및 이질재 용접부의 내식성을 확보하는 것에 대하여 다양한 검토가 지금까지 이루어지고 있다.

용접성에 관한 기술로서, 예를 들어 특허문헌 1 에서는, 저 Cr 함유 Ti, V 첨가강에 있어서 O, Al, Si, Mn 의 함유량을 제어함으로써 용입 깊이를 조정하여, 용접부의 연성을 확보하는 방법이 개시되어 있다.

용접부의 내식성을 개선하는 기술로서, 예를 들어 특허문헌 2 에서는, Nb 를 첨가하여 Cr 탄질화물 석출을 억제함으로써, 내식성을 향상시키는 방법이 개시되어 있다.

특허문헌 3 에서는, Al, Ti, Si, Ca 의 함유량을 최적화하고, TIG 용접부에 있어서의 블랙 스폿의 생성량을 억제하여, 용접부의 내식성 및 가공성을 향상시키는 기술이 개시되어 있다.

일본 공개특허공보 평8-170154호 일본 특허공보 5205951호 일본 특허공보 5489759호

종래의 페라이트계 스테인리스 강판에서는, 조리 기구, 연소 기기 가공 부품, 냉장고 앞문, 전지 케이스, 건축 하드웨어 등 다양한 용도의 용접에 있어서, 양호한 용접부 형상이 얻어지지 않는 경우가 있다. 또, 양호한 이질재 용접부의 내식성이 얻어지지 않는 경우가 있다.

상기 서술한 바와 같은 용도에 있어서는, 종래의 특허문헌 1 에 개시된 기술로 대처하기는 어려워, 우수한 이질재 용접부의 내식성을 확보할 수 없는 것이 염려된다. 특허문헌 2 또는 특허문헌 3 에 개시된 기술로도 대처하기는 어려워, Nb 단독 첨가강 및 블랙 스폿 생성 제어 기술에서는, 늘어짐이나 언더컷 등의 용접부 형상 불량의 개선을 검토하지 않았다.

본 발명은, 용접부 형상이 우수하고, 또한 오스테나이트계 스테인리스강과의 이질재 용접부의 내식성이 우수한 페라이트계 스테인리스 강판을 제공하고자 하는 것이다.

본 발명자들은, 상기한 과제를 달성하기 위해서, 용접부 형상 및 용접부의 내식성에 미치는 강의 화학 성분에 대하여, 예의 검토를 실시하였다. 그 결과, 함유 원소를 규정하고, 또한 Nb, Ti, Zr, Si, Al 의 함유량 밸런스를 적정화함으로써, 용접부 형상을 양호하게 하고, 또한 이질재 용접부의 내식성의 열화를 억제할 수 있는 것을 알아내었다. 용접부에 있어서 용접 금속의 탕류 (湯流) 에 영향을 미치는 Ti, Zr, Si, Al 의 양을 적성화하고, 탄질화물을 형성하고, 예민화 억제에 기여하는 Nb, Ti, Zr 의 함유량 밸런스를 적정화함으로써, 용접부 형상 및 이질재 용접부의 내식성 향상을 실현할 수 있다.

다음으로, 조리 기구, 가전 기구, 건축 하드웨어 등 다양한 용도에 있어서는 용접 후에 성형 등의 가공을 실시하고, 그 상태로 의장성이 요구되는 경우가 있다. 용접 후에 프레스 등의 가공에 의해 소정 형상으로 성형하는 경우 또는 부품의 치수 정밀도를 산출하기 위해서 경가공하는 경우 등, 종래의 페라이트계 스테인리스 강판에서는 용접부에 변형이 도입되면 양호한 표면 성상이 얻어지지 않는 경우가 있다. 또한, 용접부로의 변형 도입 후의 표면 성상이 양호하지 않은, 즉 표면 조도가 큰 경우, 용접부의 가공 후의 내식성 저하가 염려된다. 즉, 용접부의 가공 후의 표면 성상에 대하여 개선의 여지가 있다.

본 발명자들은, 더 나아가 용접부의 성형 등의 가공 후의 표면 성상에 미치는 강의 화학 성분의 영향에 대하여 예의 검토를 실시하였다. 그 결과, 성분 조성을 규정하고, 또한 Ti, Nb, Zr, Al 의 복합 함유량을 적정화함으로써, 용접부에 있어서의 성형 등의 가공 후의 표면 성상의 열화를 억제할 수 있는 것을 알아내었다.

또한, 이하에 있어서, 용접부에 있어서의 성형 등의 가공을 가단히 「용접부에 있어서의 가공」이라고 칭하는 경우가 있다.

본 발명자들은 추가로 검토를 거듭하여 본 발명을 완성하였다. 본 발명의 요지는 다음과 같다.

[1] 질량％ 로,

C : 0.003 ∼ 0.020 ％,

Si : 0.01 ∼ 1.00 ％,

Mn : 0.01 ∼ 0.50 ％,

P : 0.040 ％ 이하,

S : 0.010 ％ 이하,

Cr : 20.0 ∼ 24.0 ％,

Cu : 0.20 ∼ 0.80 ％,

Ni : 0.01 ∼ 0.60 ％,

Al : 0.01 ∼ 0.08 ％,

N : 0.003 ∼ 0.020 ％,

Nb : 0.40 ∼ 0.80 ％,

Ti : 0.01 ∼ 0.10 ％,

Zr : 0.01 ∼ 0.10 ％,

를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 하기 식 (1) 을 만족하는, 페라이트계 스테인리스 강판.

3.0≥Nb/(2Ti＋Zr＋0.5Si＋5Al)≥1.5 … (1)

또한, 식 (1) 에 있어서의 원소 기호는, 그 원소의 함유량 (질량％) 을 나타낸다.

[2] 추가로, 하기 식 (2) 를 만족하는, [1] 에 기재된 페라이트계 스테인리스 강판.

2Ti＋Nb＋1.5Zr＋3Al≥0.75 … (2)

또한, 식 (2) 에 있어서의 원소 기호는, 그 원소의 함유량 (질량％) 을 나타낸다.

[3] 추가로, 질량％ 로, V : 0.01 ∼ 0.30 ％ 를 포함하는, [1] 또는 [2] 에 기재된 페라이트계 스테인리스 강판.

[4] 추가로, 질량％ 로,

Mo : 0.01 ∼ 0.30 ％,

Co : 0.01 ∼ 0.30 ％

의 1 종 이상을 함유하는, [1] 내지 [3] 중 어느 하나에 기재된 페라이트계 스테인리스 강판.

[5] 추가로, 질량％ 로,

B : 0.0003 ∼ 0.0050 ％,

Ca : 0.0003 ∼ 0.0050 ％,

Mg : 0.0005 ∼ 0.0050 ％,

REM : 0.001 ∼ 0.050 ％,

Sn : 0.01 ∼ 0.50 ％,

Sb : 0.01 ∼ 0.50 ％

의 1 종 이상을 함유하는, [1] 내지 [4] 중 어느 하나에 기재된 페라이트계 스테인리스 강판.

본 발명의 페라이트계 스테인리스 강판은, 우수한 용접부 형상을 형성할 수 있고, 또한 오스테나이트계 스테인리스강과의 이질재 용접부의 내식성을 종래재와 비교하여 대폭 향상시킬 수 있다.

또, 바람직한 양태에 있어서는, 본 발명의 페라이트계 스테인리스 강판은 용접부의 가공 후의 표면 성상을 종래재와 비교하여 대폭 향상시킬 수 있다. 즉, 본 발명의 페라이트계 스테인리스 강판은 가공 후에 의장성이 필요한 부재에 있어서 표면 성상의 열화를 현격히 저감시킬 수 있다.

이상으로부터, 본 발명의 페라이트계 스테인리스 강판은 제품의 특성을 현저하게 향상시키는 것이 가능해져, 산업상 각별한 효과가 있다.

도 1 은 실시예에 있어서의 TIG 용접부의 단면 형상의 관찰예이다. 우측이 페라이트계 스테인리스 강판, 좌측이 SUS304 강판이다. 늘어짐 있음 (A), 언더컷 있음 (B), 용접부 형상이 우수함 (C) 의 각 관찰예를 나타낸다.

이하에, 본 발명의 실시형태를, 그 최선의 형태를 포함하여 설명한다.

우선, 본 발명에 있어서 강의 성분 조성을 상기한 범위로 한정한 이유에 대하여 설명한다. 성분 조성에 관한 「％」표시는, 특별히 언급하지 않는 한 질량％ 를 의미하는 것으로 한다.

C : 0.003 ∼ 0.020 ％

C 는 예민화에서 기인하는 용접부의 내식성 저하의 원인이 되기 때문에, C 함유량은 낮을수록 바람직하다. 그래서, 본 발명에서는, C 함유량을 0.020 ％ 이하로 한다. C 함유량은, 바람직하게는 0.015 ％ 이하이다. 한편, 과도한 C 함유량 저감은 제강 비용이 증가하기 때문에, C 함유량의 하한을 0.003 ％ 로 한다. C 함유량은, 바람직하게는 0.005 ％ 이상이다.

또, C 는 재결정립의 입자성장을 억제하는 효과를 갖는 고용 강화 원소로, C 의 함유량이 과도하게 적으면, 용접부의 결정 입경이 조대화되어, 용접부의 가공 후의 표면 성상의 열화의 원인이 된다. 그 때문에, 용접부의 가공 후의 표면 성상을 향상시키는 경우에는, 0.003 ％ 이상의 C 의 함유가 필요하다. C 함유량은, 바람직하게는 0.005 ％ 이상이다.

Si : 0.01 ∼ 1.00 ％

Si 는 강의 탈산에 기여하는데, Si 함유량이 0.01 ％ 미만에서는 그 효과는 얻어지지 않는다. 따라서, Si 함유량은 0.01 ％ 이상으로 한다. Si 함유량은, 바람직하게는 0.05 ％ 이상이며, 보다 바람직하게는 0.10 ％ 이상이다. 한편, Si 를 1.00 ％ 를 초과하여 과잉으로 함유하면 용접시에 Si 산화물을 다량으로 생성하여, 용접 용융부에 말려 들어가 용접부의 내식성에 악영향을 미친다. 또, Si 함유량이 많아지면 강이 경질화되어 가공성이 저하된다. 따라서 Si 함유량은 1.00 ％ 이하로 한다. Si 함유량은, 바람직하게는 0.50 ％ 이하이며, 보다 바람직하게는 0.25 ％ 이하이다.

또, Si 는 재결정립의 입자성장을 억제하는 효과를 갖는 고용 강화 원소로, Si 의 함유량이 과도하게 적으면, 용접부의 결정 입경이 조대화되어, 용접부의 가공 후의 표면 성상의 열화의 원인이 된다. 그 때문에, 용접부의 가공 후의 표면 성상을 향상시키는 경우에는, 0.03 ％ 이상의 Si 의 함유가 바람직하다. Si 함유량은, 보다 바람직하게는 0.05 ％ 이상이다.

Mn : 0.01 ∼ 0.50 ％

Mn 은 MnS 를 형성하고 내식성에 악영향을 미치기 때문에, Mn 함유량은 0.50 ％ 이하로 한다. Mn 함유량은, 바람직하게는 0.30 ％ 이하이며, 보다 바람직하게는 0.25 ％ 이하이다.

Mn 은, 고용 강화 원소로, 용접부에 있어서 강 중에 존재하는 고용 Mn 은 강도에 기여하고, 용접 용융부의 늘어짐을 억제하여 우수한 용접부 형상을 얻는 효과를 갖는다. 그러나, Mn 함유량이 0.01 ％ 미만에서는 그 효과는 얻어지지 않는다. 따라서, Mn 함유량은 0.01 ％ 이상으로 한다. Mn 함유량은, 바람직하게는 0.05 ％ 이상이며, 보다 바람직하게는 0.10 ％ 이상이다.

또, Mn 은 재결정립의 입자성장을 억제하는 효과를 갖는 고용 강화 원소로, Mn 의 함유량이 과도하게 적으면, 용접부의 결정 입경이 조대화되어, 용접부의 가공 후의 표면 성상의 열화의 원인이 된다. 그 때문에, 용접부의 가공 후의 표면 성상을 향상시키는 경우에는, 0.03 ％ 이상의 Mn 의 함유가 바람직하다. Mn 함유량은, 보다 바람직하게는 0.05 ％ 이상이다.

P : 0.040 ％ 이하

P 를 0.040 ％ 를 초과하여 함유하면 내식성에 악영향을 미치기 때문에, P 함유량은 0.040 ％ 이하로 한다. P 함유량은, 바람직하게는 0.030 ％ 이하이다. P 함유량은 낮을수록 바람직하고, 하한은 특별히 규정하지 않는다.

S : 0.010 ％ 이하

S 는, MnS 개재물을 형성하고, 내식성에 악영향을 미치기 때문에, S 의 함유량은 적을수록 바람직하다. 그래서, 본 발명에서는, S 함유량을 0.010 ％ 이하로 한다. S 함유량은, 바람직하게는 0.0050 ％ 이하이며, 보다 바람직하게는 0.0040 ％ 이하이다. S 함유량은 낮을수록 바람직하고, 하한은 특별히 규정하지 않는다.

Cr : 20.0 ∼ 24.0 ％

Cr 은, 내식성을 향상시키는 원소로, 페라이트계 스테인리스 강판에서는 불가결한 원소이다. 이와 같은 효과는 Cr 함유량 20.0 ％ 이상의 함유에서 현저해지기 때문에, Cr 함유량은 20.0 ％ 이상으로 한다. Cr 함유량은, 바람직하게는 20.5 ％ 이상이다. 한편, Cr 함량이 24.0 ％ 를 초과하면, 연신이 현저하게 저하된다. 따라서, Cr 함유량은 24.0 ％ 이하로 한다. Cr 함유량은, 22.0 ％ 이하가 바람직하고, 보다 바람직하게는 21.5 ％ 이하이다.

Cu : 0.20 ∼ 0.80 ％

Cu 는 내식성의 향상에 기여한다. 또 용접부에 있어서 강 중에 존재하는 고용 Cu 는 강도에 기여하고, 용접 용융부의 늘어짐을 억제하여 우수한 용접부 형상을 얻는 효과를 갖는다. Cu 를 0.20 ％ 이상 함유하면 이 효과를 발휘한다. 따라서, Cu 함유량은 0.20 ％ 이상으로 한다. Cu 함유량은, 바람직하게는 0.30 ％ 이상으로 하고, 보다 바람직하게는 0.40 ％ 이상이다. 한편, Cu 를 과도하게 함유하면, 연신이 저하되기 때문에, Cu 함유량을 0.80 ％ 이하로 한다. Cu 함유량은, 바람직하게는 0.60 ％ 이하이며, 보다 바람직하게는 0.50 ％ 이하이다.

Ni : 0.01 ∼ 0.60 ％

Ni 는, 내식성의 향상에 기여하고, 0.01 ％ 이상 함유하면 효과를 발휘한다. 따라서, Ni 함유량은 0.01 ％ 이상으로 한다. Ni 함유량은, 바람직하게는 0.05 ％ 이상이며, 보다 바람직하게는 0.10 ％ 이상이다. 한편, Ni 를 0.60 ％ 를 초과하여 과잉으로 함유하면, 연신이 저하되기 때문에, Ni 함유량은 0.60 ％ 이하로 한다. Ni 함유량은, 바람직하게는 0.40 ％ 이하이다.

Al : 0.01 ∼ 0.08 ％

Al 은 강의 탈산에 기여하는데, 0.01 ％ 미만에서는 그 효과는 얻어지지 않는다. 따라서, Al 함유량은 0.01 ％ 이상으로 한다. 한편, Al 을 0.08 ％ 를 초과하여 과도하게 함유하면 용접시에 Al 산화물을 다량으로 생성하고, 이 Al산화물이 용접 용융부에 말려 들어가 용접부의 내식성에 악영향을 미친다. 이 때문에, Al 함유량의 상한을 0.08 ％ 로 한다. Al 함유량은, 바람직하게는 0.06 ％ 이하이며, 보다 바람직하게는 0.05 ％ 이하이다. 더욱 바람직하게는 0.04 ％ 이하이다.

또, Al 은, Al 계 석출물의 피닝 효과에 의해 용접부의 결정립의 입자성장을 억제하는 원소로, 0.01 ％ 이상 함유하면 용접부의 가공 후의 표면 성상을 향상시키는 효과를 발휘한다. 따라서, 용접부의 가공 후의 표면 성상을 향상시키는 경우에는, Al 함유량은 0.01 ％ 이상으로 한다. Al 함유량은, 바람직하게는 0.02 ％ 이상이다. 한편, Al 을 과도하게 함유하면, 용접부에 있어서 Al 계 개재물이 국소적으로 편재되어, 결정립의 입자성장이 불균일해진다. 그 결과, 조대한 결정립과 미세한 결정립이 혼재된 불균일한 조직이 형성되어, 용접부의 가공 후의 표면 성상이 열화된다. 이 때문에, 용접부의 가공 후의 표면 성상을 향상시키는 경우에는, Al 함유량의 상한을 0.08 ％ 로 하였다. Al 함유량은, 바람직하게는 0.06 ％ 이하이다.

N : 0.003 ∼ 0.020 ％

N 은 예민화에서 기인하는 용접부의 내식성 저하의 원인이 되기 때문에, N 함유량은 낮을수록 바람직하다. 그래서, 본 발명에서는, N 함유량을 0.020 ％ 이하로 한다. N 함유량은, 바람직하게는 0.015 ％ 이하이다. 한편, N 의 과도한 저감은 제강 비용이 증가하기 때문에, N 함유량의 하한을 0.003 ％ 로 하였다. N 량은, 바람직하게는 0.005 ％ 이상이다.

또, N 은 재결정립의 입자성장을 억제하는 효과를 갖는 고용 강화 원소로, N 의 함유량이 과도하게 적으면, 용접부의 결정 입경이 조대화되어, 용접부의 가공 후의 표면 성상의 열화의 원인이 된다. 그 때문에, 용접부의 가공 후의 표면 성상을 향상시키는 경우에는, 0.003 ％ 이상의 N 의 함유가 필요하다. N 함유량은, 바람직하게는 0.005 ％ 이상이다.

Nb : 0.40 ∼ 0.80 ％

Nb 는, 탄질화물 형성 원소로, C, N 을 고정시키고, 예민화에서 기인하는 용접부의 내식성 저하를 억제한다. 또, 용접부에 있어서 강 중에 존재하는 고용 Nb 는 강도에 기여하고, 용접 용융부의 늘어짐을 억제하여 우수한 용접부 형상을 얻는 효과를 갖는다. 상기 효과는, Nb 를 0.40 ％ 이상 함유하면 발휘된다. 따라서, Nb 함유량은 0.40 ％ 이상으로 한다. Nb 함유량은, 바람직하게는 0.45 ％ 이상이며, 보다 바람직하게는 0.50 ％ 이상이다. 한편, 과잉으로 Nb 를 함유하면 연신을 저하시키기 때문에, Nb 함유량은 0.80 ％ 이하로 한다. Nb 함유량은, 바람직하게는 0.75 ％ 이하이며, 보다 바람직하게는 0.70 ％ 이하이다.

또, Nb 는 Nb 계 석출물의 피닝 효과에 의해 용접부의 결정립의 입자성장을 억제할 수 있다. 이들 효과는 Nb 를 0.40 ％ 이상 함유하면 발휘된다. 따라서, 용접부의 가공 후의 표면 성상을 향상시키는 경우에는, Nb 함유량은 0.40 ％ 이상으로 하고, 바람직하게는 0.55 ％ 이상이다.

Ti : 0.01 ∼ 0.10 ％

Ti 는, Nb 와 마찬가지로 탄질화물 형성 원소로, C, N 을 고정시키고, 예민화에서 기인하는 내식성 저하를 억제한다. 또, 용접부에 있어서 강 중에 존재하는 고용 Ti 는 강도에 기여하고, 용접 용융부의 늘어짐을 억제하여 우수한 용접부 형상을 얻는 효과를 갖는다. 상기 효과는 Ti 를 0.01 ％ 이상 함유하면 발휘된다. 따라서, Ti 함유량은 0.01 ％ 이상으로 한다. 한편, Ti 를 0.10 ％ 를 초과하여 함유하면 개재물에서 기인하는 표면 결함을 초래하기 때문에, 상한을 0.10 ％ 로 한다. Ti 함유량은, 바람직하게는 0.05 ％ 이하이다. Ti 함유량은, 더욱 바람직하게는 0.04 ％ 이하이다.

또, Ti 는, Ti 계 석출물의 피닝 효과에 의해 용접부의 입자성장성을 억제하는 원소이다. 용접부의 가공 후의 표면 성상을 향상시키는 경우에는, Ti 함유량은 0.01 ％ 이상으로 한다. Ti 함유량은, 바람직하게는 0.02 ％ 이상이다. 한편, Ti 를 과도하게 함유하면, 용접부에 있어서 Ti 계 개재물이 국소적으로 편재되어, 결정립의 입자성장이 불균일해진다. 그 결과, 조대한 결정립과 미세한 결정립이 혼재된 불균일한 조직이 형성되어, 용접부의 가공 후의 표면 성상이 열화된다. 따라서, 용접부의 가공 후의 표면 성상을 향상시키는 경우에는, Ti 함유량을 0.10 ％ 이하로 하였다. Ti 함유량은, 0.08 ％ 이하가 바람직하고, 0.06 ％ 이하가 보다 바람직하다. Ti 함유량은, 더욱 바람직하게는 0.04 ％ 이하이다.

Zr : 0.01 ∼ 0.10 ％

Zr 은, Nb, Ti 와 마찬가지로 탄질화물 형성 원소로, C, N 을 고정시키고, 예민화에서 기인하는 용접부의 내식성 저하를 억제한다. 또, 용접부에 있어서 강 중에 존재하는 고용 Zr 은 강도에 기여하고, 용접 용융부의 늘어짐을 억제하여 우수한 용접부 형상을 얻는 효과를 갖는다. 상기 효과는 Zr 을 0.01 ％ 이상 함유하면 발휘된다. 따라서, Zr 함유량은 0.01 ％ 이상으로 한다. 한편, Zr 을 0.10 ％ 를 초과하여 함유하면 개재물에서 기인하는 표면 결함을 초래하기 때문에, Zr 함유량의 상한을 0.10 ％ 로 하였다. Zr 함유량은, 바람직하게는 0.05 ％ 이하이다.

Zr 은, 양호한 용접부의 표면 성상을 확보하기 위해서 중요한 원소이다. Zr 은 용접 용융부에 있어서의 응고시부터의 냉각 과정에 있어서, 미세 석출되어, 결정립의 조대화를 억제한다. 이로써, Zr 은 가공 후의 양호한 용접부의 표면 성상을 확보하는 것에 기여한다. 이 효과를 얻는 관점에서, Zr 함유량은 0.01 ％ 이상으로 한다. Zr 함유량은, 바람직하게는 0.02 ％ 이상이다. 한편, 과도하게 Zr 을 함유하면, 용접부에 있어서 Zr 계 개재물이 편재되어, 결정립의 입자성장이 불균일해져, 조대한 결정립과 미세한 결정립이 혼재된 불균일한 조직이 형성된다. 그 결과, 용접 후에 있어서의 표면 결함이 생길 뿐만 아니라, 용접부의 가공 후의 표면 성상도 열화된다. 이상으로부터, Zr 함유량을 0.10 ％ 이하로 하였다. Zr 함유량은, 0.08 ％ 이하가 바람직하고, 0.06 ％ 이하가 보다 바람직하다.

Ti, Zr 은 강 중에서 탄질화물을 형성하는 원소로, 오스테나이트계 스테인리스강과의 이질재 용접부의 내식성을 향상시킨다. 따라서, 용접부 내식성을 확보하는 관점에서는, Ti, Zr 을 일정량 이상 함유하는 것이 바람직하다. 또한 Ti 또는 Zr 단독 첨가가 아니라, Zr 과 Ti 를 병용함으로써, Zr 계 석출물의 생성에 의해 조대한 Ti 계 석출물의 생성을 억제하여, 용접 금속 중에 석출물이 미세 분산되는 것이 가능해져, 양호한 내식성을 확보할 수 있다. 오스테나이트계 스테인리스강과의 이질재 용접부 내식성에 관해서는, Nb 도 마찬가지로 중요하여, 소정량 함유할 필요가 있다. 특히, 지금까지 없는 우수한 이질재 용접부의 내식성을 확보하려면, 용접 용융 금속이 냉각 응고되는 과정에 있어서, Zr, Ti 보다 나중에 탄화물을 형성하는 Nb 가 중요하다.

이상, 기본 성분의 조성에 대하여 설명했는데, 본 발명에서는 이하의 원소를 추가로 함유해도 된다.

V : 0.01 ∼ 0.30 ％

V 는, 탄질화물 형성 원소로, 예민화에서 기인하는 용접부의 내식성 저하를 억제한다. 이 효과를 얻는 관점에서, V 함유량은 0.01 ％ 이상이 바람직하다. 한편, V 를 과잉으로 함유하면 가공성이 저하되기 때문에 V 함유량의 상한은 0.30 ％ 가 바람직하다. V 함유량은, 보다 바람직하게는 0.20 ％ 이하이다.

Mo : 0.01 ∼ 0.30 ％

Mo 는 내식성의 향상에 유효하다. 또, 용접부에 있어서 강 중에 존재하는 고용 Mo 는 강도에 기여하고, 용접 용융부의 늘어짐을 억제하여 우수한 용접부 형상을 얻는 효과를 갖는다. 상기 효과를 얻는 관점에서, Mo 함유량은 0.01 ％ 이상이 바람직하다. 한편, Mo 를 과도하게 함유하면, 연신이 저하되기 때문에, Mo 함유량은 0.30 ％ 이하가 바람직하다. Mo 함유량은, 보다 바람직하게는 0.20 ％ 이하이며, 더욱 바람직하게는 0.15 ％ 이하이다.

Co : 0.01 ∼ 0.30 ％

Co 는 내식성의 향상에 유효하다. 또, 용접부에 있어서 강 중에 존재하는 고용 Co 는 강도에 기여하고, 용접 용융부의 늘어짐을 억제하여 우수한 용접부 형상을 얻는 효과를 갖는다. 상기 효과를 얻는 관점에서, Co 함유량은 0.01 ％ 이상이 바람직하다. 한편, Co 를 과도하게 함유하면, 연신이 저하되기 때문에, Co 함유량은 0.30 ％ 이하가 바람직하다. Co 함유량은, 보다 바람직하게는 0.20 ％ 이하이며, 더욱 바람직하게는 0.15 ％ 이하이다.

B : 0.0003 ∼ 0.0050 ％

B 는, 열간 가공성이나 2 차 가공성을 향상시키는 원소로, 이 효과를 얻는 관점에서, B 함유량은 0.0003 ％ 이상이 바람직하다. B 함유량은 보다 바람직하게는 0.0010 ％ 이상이다. B 함유량이 0.0050 ％ 를 초과하면 인성이 저하될 우려가 있다. 따라서, B 함유량은 0.0050 ％ 이하가 바람직하다. B 함유량은 보다 바람직하게는 0.0030 ％ 이하이다.

Ca : 0.0003 ∼ 0.0050 ％

Ca 는, 탈산에 유효한 원소로, 이 효과를 얻는 관점에서, Ca 함유량은 0.0003 ％ 이상이 바람직하다. Ca 함유량은 보다 바람직하게는 0.0005 ％ 이상이다. Ca 함유량이 0.0050 ％ 를 초과하면 내식성이 저하될 우려가 있다. 따라서, Ca 함유량은 0.0050 ％ 이하가 바람직하다. Ca 함유량은 보다 바람직하게는 0.0020 ％ 이하이다.

Mg : 0.0005 ∼ 0.0050 ％

Mg 는 탈산제로서 작용한다. 이 효과를 얻는 관점에서 Mg 함유량은 0.0005 ％ 이상이 바람직하다. Mg 함유량은 보다 바람직하게는 0.0010 ％ 이상이다. Mg 함유량이 0.0050 ％ 를 초과하면 강의 인성이 저하되어 제조성이 저하될 우려가 있다. 따라서, Mg 함유량은 0.0050 ％ 이하가 바람직하다. Mg 함유량은, 보다 바람직하게는 0.0030 ％ 이하이다.

REM (희토류 금속) : 0.001 ∼ 0.050 ％

REM (희토류 금속 : La, Ce, Nd 등의 원자 번호 57 ∼ 71 의 원소) 은, 내고온 산화성을 향상시키는 원소이다. 이 효과를 얻는 관점에서 REM 함유량은 0.001 ％ 이상이 바람직하다. REM 함유량은 보다 바람직하게는 0.005 ％ 이상이다. REM 함유량이 0.050 ％ 를 초과하면, 열간 압연시에 표면 결함이 생길 우려가 있다. 따라서, REM 함유량은 0.050 ％ 이하가 바람직하다. REM 함유량은 보다 바람직하게는 0.030 ％ 이하이다.

Sn : 0.01 ∼ 0.50 ％

Sn 은, 압연시에 있어서의 변형대 생성의 촉진에 의한 가공 표면 거침 억제에 효과적이다. 이 효과를 얻는 관점에서, Sn 의 함유량은 0.01 ％ 이상이 바람직하다. Sn 의 함유량은 보다 바람직하게는 0.03 ％ 이상이다. Sn 의 함유량이 0.50 ％ 를 초과하면 가공성이 저하될 우려가 있다. 따라서, Sn 함유량은 0.50 ％ 이하가 바람직하다. Sn 함유량은 보다 바람직하게는 0.20 ％ 이하이다.

Sb : 0.01 ∼ 0.50 ％

Sb 는, Sn 과 마찬가지로, 압연시에 있어서의 변형대 생성의 촉진에 의한 가공 표면 거침 억제에 효과적이다. 이 효과를 얻는 관점에서, Sb 함유량은 0.01 ％ 이상이 바람직하다. Sb 함유량은 보다 바람직하게는 0.03 ％ 이상이다. Sb 의 함유량이 0.50 ％ 를 초과하면 가공성이 저하될 우려가 있다. 따라서, Sb 함유량은 0.50 ％ 이하가 바람직하다. Sb 함유량은 보다 바람직하게는 0.20 ％ 이하이다.

성분 조성에 있어서, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물이다.

본 발명에서는 각 성분이 상기 성분 조성 범위를 단지 만족하고 있는 것만으로는 불충분하여, 하기 식 (1) 의 관계도 함께 만족할 필요가 있다. 또한, 식 (1) 에 있어서의 원소 기호는, 그 원소의 함유량 (질량％) 을 나타낸다.

3.0≥Nb/(2Ti＋Zr＋0.5Si＋5Al)≥1.5 … (1)

상기 식 (1) 은, Nb, Ti, Zr, Si, 및 Al 의 함유량 밸런스를 적정화함으로써, 용접 용융부에 있어서의 늘어짐, 언더컷 등의 형상 불량이 없는 우수한 용접부 형상을 얻기 위해서 필요한 조건이다. 상기 식 (1) 의 계수는 실험적으로 구하고 있다.

상세한 이유는 불분명하지만, Nb 의 함유량이 적은 경우, 용접 용융부는 늘어지는 경향이 있다. 용접 용융부에 있어서의 응고시부터의 냉각 과정에 있어서 강 중에 존재하는 고용 Nb 는 강도에 기여한다. 이 때문에, Nb 의 함유량이 적은 경우, 용접 용융부의 고온에서의 강도가 낮아 용접 용융부에 있어서 늘어짐을 발생시키는 것으로 생각된다. 또, Ti, Zr, Si, Al 은 산화물을 형성하기 쉬운 원소이다. Ti, Zr, Si, Al 의 함유량이 과도하게 많은 경우, 형성된 산화물이 용융 금속의 유동성을 방해하여 용접 용융부의 형상 불량을 일으키는 경우가 있다. 특히, 이질재 용접시에 오스테나이트계 스테인리스 강판과 용융 금속의 경계에서 언더컷을 일으키는 경우가 있다. 따라서 우수한 용접부 형상을 얻으려면, Ti, Zr, Si, Al 의 총함유량은 적고, Nb 함유량은 많은 함유량 밸런스가 바람직하다. 식 (1) 의 값이 1.5 미만이면 용접부의 형상 불량의 발생이 현저해진다. 이에 비하여 식 (1) 의 값이 1.5 이상이면, 용접부 형상이 우수한 것이 된다. 따라서, 식 (1) 의 값은 1.5 이상으로 한다. 식 (1) 의 값은, 바람직하게는 1.6 이상이다.

한편, Ti, Zr, Si, Al 의 함유량이 과도하게 적은 경우, 용접 용융부에 있어서의 응고시부터의 냉각 과정에서의 석출물량이 적어진다. 즉 피닝 효과를 갖는 석출물량이 적은 것에서 기인하여 결정립은 조대화된다. 나아가서는, Nb 석출물이 증가하여 강 중의 고용 Nb 량이 감소하기 때문에 고온에서의 용접 용융부의 강도가 낮아진다. 이상으로부터, 용융 용접부에 있어서 늘어짐을 발생시키는 것으로 생각된다. 또, Nb 함유량이 과도하게 많은 경우, 용접 용융부의 형상 불량을 일으키는 경우가 있다. 특히, 이질재 용접시에 오스테나이트계 스테인리스 강판과 용융 금속의 경계에서 언더컷을 일으키는 경우가 있다. 상세한 이유는 불분명하지만, 용강의 표면 장력, 및 용융지의 아크의 안정성에 관계되어, 용융 금속의 탕류, 및 모재측에 대한 젖음성에 영향을 미치기 때문에, 용접 용융부의 형상 불량이 발생하는 것으로 생각된다. 따라서 우수한 용접부 형상을 얻으려면 Ti, Zr, Si, Al 의 총함유량은 적당히 많고, Nb 함유량은 과잉으로 많지 않은 함유량 밸런스가 바람직하다. 식 (1) 의 값이 3.0 초과이면 용접부의 형상 불량의 발생이 현저해진다. 이에 비하여 식 (1) 의 값이 3.0 이하이면, 용접부 형상이 우수한 것이 된다. 따라서, 식 (1) 의 값은 3.0 이하로 한다. 식 (1) 의 값은, 바람직하게는 2.9 이하이며, 보다 바람직하게는 2.8 이하이다.

본 발명에서는 상기 식 (1) 을 만족한 다음, 하기 (2) 식도 만족함으로써, 용접부의 가공 후에 있어서도 우수한 표면 성상이 실현 가능해진다. 또한, 식 (2) 에 있어서의 원소 기호는, 그 원소의 함유량 (질량％) 을 나타낸다.

2Ti＋Nb＋1.5Zr＋3Al≥0.75 … (2)

상기 식 (2) 는, 가공 후의 용접부에 있어서 양호한 표면 성상을 얻는 관점에서 유용하다. 상기 식 (2) 로부터 구해지는 값이 0.75 미만이면, 가공 후에 있어서의 용접부의 표면 성상이 충분히 향상하지 않는다. 이에 비하여, 식 (2) 로부터 구해지는 값이 0.75 이상이면, 가공 후에 있어서의 용접부의 표면 성상이 우수한 것이 된다. 식 (2) 로부터 구해지는 값은, 바람직하게는 0.80 이상이다. 한편, 과도한 경질화를 억제하는 관점, 양호한 연신의 확보의 관점에서, 식 (2) 로부터 구해지는 값의 상한은 1.00 이 바람직하다.

Ti, Nb, Zr, Al 은 강 중에 탄질화물, 산화물로서 석출될 수 있다. 석출물은 피닝 효과에 의해 용접부의 조직의 균일성을 향상시킨다.

그러나, Ti 단독 첨가강에서는 용접 용융부에 있어서 이하의 문제가 발생할 수 있다. 즉, 고온으로부터 석출을 개시하여 응집 조대화된 Ti 계 석출물과 냉각 도중의 저온에 있어서 석출된 미세한 Ti 계 석출물이 혼재한다. 응집 조대화한 Ti 계 석출물과 미세한 Ti 계 석출물에서는 입자성장에 대한 영향이 상이하고, 조대립과 미세립이 혼재하는 결정 입경이 불균일한 혼립 조직이 생성되어, 용접부의 가공 후의 표면 성상이 열화된다.

또, Nb 단독 첨가강에서는, Nb 가 Ti 보다 저온으로부터 석출된다. 이 때문에, Ti 의 석출 개시 온도역보다 낮은 온도역에서 미세한 Nb 계 석출물에 의한 피닝 효과가 기대된다. 그러나, Nb 가 미석출의 고온역에서 석출물에 의한 피닝 효과를 기대할 수 없고, 조대화된 결정립은 일정량 생성되어 버려, 용접부의 가공 후의 표면 성상이 열화된다.

Zr 단독 첨가강도 Ti 와 마찬가지로 고온으로부터 석출된다. 이 때문에, Ti 단독 첨가강과 마찬가지로 Zr 단독 첨가강도 조대립과 미세립이 혼재하는 결정 입경이 불균일한 혼립 조직이 되어, 용접부의 가공 후의 표면 성상이 열화된다.

Al 단독 첨가강도 Nb 단독 첨가강과 마찬가지로 Ti 보다 저온으로부터 석출된다. 이 때문에, Al 단독 첨가강도 고온역에서 석출물에 의한 피닝 효과를 기대할 수 없고, 조대화된 결정립은 일정량 생성되어 버려, 용접부의 가공 후의 표면 성상이 열화된다.

또한, Ti, Nb, Zr, Al 을 소정량 함유하지 않고 석출물이 적은 경우, 강 중에 있어서 일정량 이상의 석출물이 균일하게 분산 석출되지 않고, 국소적으로 석출물이 편재된 영역이 존재하게 된다. 이로써 석출물의 분포 및 결정 입경이 불균일한 혼립 조직이 된다.

용접부의 조직이 불균일한 혼립 조직이면, 결정립계가 많은 영역과 적은 영역이 존재한다. 이 경우, 가공에 의해 도입되는 변형이 결정립계나 일부 결정립 내에 편재되어, 균일한 변형을 할 수 없기 때문에 양호한 표면 성상을 달성하기가 곤란해진다.

한편, Ti, Nb, Zr 및 Al 을 복합 함유함으로써, 용접부의 냉각 과정에 있어서 일정량 이상의 석출물을 보다 균일하게 분산할 수 있다. 이로써 석출물의 분포 및 결정 입경이 비교적 균일한 조직이 얻어진다. 상기 식 (2) 의 계수는 실험 결과와 각각의 원소의 산소 및 질소와의 친화력을 고려하여 구하고 있다.

본 발명의 페라이트계 스테인리스 강판은, 인장 가공, 굽힘 가공, 드로잉 가공, 벌징 가공 등의 가공이 실시되는 용도에 바람직하다. 강판의 판두께는 특별히 한정하지 않지만, 통상 0.10 ∼ 6.0 ㎜ 로 할 수 있다.

또, 본 발명의 페라이트계 스테인리스 강판은, 용접되는 용도에 바람직하다. 용접 조건은 특별히 한정되지 않고, 적절히 결정하면 된다. 상기 용접은 TIG 용접인 것이 바람직하다. 또, TIG 용접에 의해 페라이트계 스테인리스 강판과 오스테나이트계 스테인리스 강판이 조합된 용접 부재가 제조된다. 따라서, 그 TIG 용접은 본 발명 용접 부재의 제조 방법도 될 수 있다. TIG 용접의 용접 조건은 적절히 결정하면 되는데, 바람직한 조건을 예시하면 이하와 같다.

용접 전압 : 8 ∼ 15 V,

용접 전류 : 50 ∼ 250 A,

용접 속도 : 100 ∼ 1000 ㎜/min,

전극 : 1 ∼ 5 ㎜φ 텅스텐 전극,

표리 실드 가스 (Ar 가스) 5 ∼ 40 L/min

TIG 용접에 사용되는 상기 오스테나이트계 스테인리스 강판으로서, 예를 들어, SUS304, SUS304L, SUS316, SUS316L 등이 바람직하다. 후술하는 실시예에서는 SUS304 를 사용하고 있다. SUS304 는 다른 오스테나이트계 스테인리스 3 강종과 용접성이 유사하다는 이유에서, SUS304 를 사용하여 얻어진 본 발명의 효과는 다른 오스테나이트계 스테인리스 강판을 사용해도 얻어지는 것으로 합리적으로 추측된다.

또한, 본 발명의 페라이트계 스테인리스 강판은, 동질재끼리의 용접에 사용해도 되고, 오스테나이트계 스테인리스강, 마텐자이트계 스테인리스강, 석출계 스테인리스강, 2 상계 스테인리스강 등 이질재인 스테인리스강과의 용접에 사용해도 된다.

본 발명의 페라이트계 스테인리스 강판의 제조 방법은 특별히 한정되지 않는다. 이하, 본 발명의 페라이트계 스테인리스 강판의, 특히 냉연판에 대하여 바람직한 제조 방법을 설명한다.

상기한 성분 조성의 강을, 전로, 전기로, 진공 용해로 등의 공지된 방법으로 용제하고, 추가로 VOD (Vacuum Oxygen Decarburization) 법 등으로 2 차 정련을 실시한다. 그 후 연속 주조법 혹은 조괴-분괴법에 의해 강 소재 (슬래브) 로 한다. 이 강 소재를 1000 ℃ ∼ 1250 ℃ 로 가열 후, 마무리 온도를 700 ℃ ∼ 1050 ℃ 의 조건으로, 판두께 2.0 ㎜ ∼ 8.0 ㎜ 가 되도록 열간 압연한다. 이렇게 하여 제작한 열연판을 850 ℃ ∼ 1100 ℃ 의 온도에서 어닐링하고 산세를 실시하고, 다음으로 냉간 압연을 실시하고, 800 ℃ ∼ 1050 ℃ 의 온도에서 냉연판 어닐링을 실시한다. 냉연판 어닐링 후에는 산세를 실시하여, 스케일을 제거한다. 스케일을 제거한 냉연판에는 스킨 패스 압연을 실시해도 된다.

실시예

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

표 1 ∼ 3 에 나타내는 성분 조성 (잔부는 Fe 및 불가피적 불순물) 이 되는 강을, 소형 진공 용해로에서 용제하여, 50 ㎏ 의 강괴로 하였다. 이들 강괴를 1200 ℃ 의 온도로 가열하여 열간 압연을 실시하여 4.0 ㎜ 두께의 열연판으로 하였다. 이어서, 열연판에 대하여 1050 ℃ 에서 60 초간 유지하는 열연판 어닐링을 실시한 후, 산세하고 나서, 냉간 압연에 의해 판두께 1.0 ㎜ 의 냉연판으로 하고, 다시 950 ℃ 에서 30 초간 유지하는 냉연판 어닐링을 실시하였다. 연마에 의해 표면의 스케일을 제거한 후 에머리 연마지 ＃600 마무리로 하여 공시재로 하였다.

상기와 같이 하여 얻어진 각 강판으로부터 시험편 (압연 방향 (L 방향) 200 ㎜ × 압연 방향으로 직각 방향 (C 방향) 90 ㎜) 을 채취하였다. 그 시험편에, 용접 전압 : 10 V, 용접 전류 : 90 ∼ 110 A, 용접 속도 : 600 ㎜/min, 전극 : 1.6 ㎜φ 텅스텐 전극, 표리 실드 가스 (Ar 가스) 20 L/min 의 TIG 용접 조건으로, 판두께 1.0 ㎜ 의 SUS304 (압연 방향 200 ㎜ × 압연 방향으로 직각 방향 90 ㎜) 와, 200 ㎜ 의 변끼리 맞댐 용접 이음매를 제작하였다. 따라서, 용접 방향 (용접 비드의 방향) 은 압연 방향으로 평행하게 되어 있다.

(1) 용접부 형상

상기와 같이 하여 얻어진 각 맞댐 용접 이음매로부터, 시험편의 길이 방향이 용접 방향으로 평행 또한 용접 비드가 폭 방향의 중심에 위치하도록 판두께 1.0 ㎜ × 폭 15 ㎜ × 길이 10 ㎜ 의 시험편을 채취하여, 왕수 (王水) 에칭하고, 용접 방향으로 수직인 단면 관찰을 실시하였다. 맞댄 좌우의 모재의 위치보다 0.15 ㎜ 이상 용접 용융부가 낮은 지점이 있는 경우, 늘어짐 있음, 이라고 판정하였다 (도 1(A) 「늘어짐」참조). 또, 모재에 접하는 부분의 용접 용융부의 두께가 모재의 판두께보다 0.15 ㎜ 이상 얇은 지점이 있는 경우를 언더컷 있음, 이라고 판정하였다 (도 1(B) 「언더컷 있음」참조). 늘어짐 있음, 또는 언더컷 있음에 해당한 경우, 용접부 형상 불량 「×」라고 판정하였다. 한편, 용접부 형상 불량에 해당하지 않는 것을 용접부 형상 양호 「○」라고 판정하였다 (도 1 「용접부 형상이 우수함」참조). 결과를 표 1 ∼ 3 「용접부 형상」란에 나타낸다.

(2) 용접부의 내식성

시험편의 길이 방향이 용접 방향으로 평행 또한 시험편의 폭 방향의 중심선 전체 길이에 용접 비드가 위치하도록 판두께 1.0 ㎜ × 폭 60 ㎜ × 길이 80 ㎜ 의 시험편을 각 맞댐 용접 이음매로부터 채취하여, ＃600 번의 연마지로 표면 (용접시의 전극측) 을 표면 연마하고, 이면의 전면 및 시험편 외주 단부의 폭 5 ㎜ 를 시일로 피복 후, 염수 분무 (35 ℃, 5 ％ NaCl, 2 시간), 건조 (60 ℃, 4 시간), 습윤 (50 ℃, 4 시간) 을 1 사이클로 하는 복합 사이클 부식 시험을 30 사이클 실시하고, 용접 비드부를 중심으로 하여 폭 20 ㎜ 의 표면 부분의 발수 (發銹) 면적률을 측정하였다. 발수 면적률이 10 ％ 이하인 경우를 용접부의 내식성 양호 「○」라고 판정하였다. 발수 면적률이 10 ％ 초과인 경우를 용접부의 내식성 불량 「×」라고 판정하였다. 결과를 표 1 ∼ 3 의 「내식성」란에 나타낸다.

(3) 가공 후에 있어서의 용접부의 표면 성상

인장 방향이 용접 방향과 직각 또한 시험편의 길이 방향의 중심에 용접 비드가 위치하도록 JIS5 호 인장 시험편을 맞댐 용접 이음매로부터 채취하여, ＃600 번의 연마지로 표면 연마 후, 20 ％ 인장 소성 변형을 가하여, 용접부의 최대 높이 거침도 (Rz) 를 용접선 방향으로 측정하였다. 용접부란 용접 용융 금속부와 용접 열영향부이다.

인장 후의 용접부에 있어서의 최대 높이 거침도 (Rz)≤10 ㎛ 의 경우를 표면 성상이 우수한 「○」라고 판정하였다. 인장 후의 용접부에 있어서의 최대 높이 거침도 (Rz)＞10 ㎛ 의 경우를 표면 성상의 현저한 향상 없음 「×」라고 판정하였다. 표면 성상 시험 결과를 표 1 「표면 성상」란에 나타낸다. 또한, 최대 높이 거침도 (Rz) 의 측정은, JIS B 0601 (2013) 에 준거하여 실시하였다. 측정 길이는 5 ㎜, 측정 횟수는 각 시료에 대하여 3 회 실시하여, 단순 평균낸 값을 그 시료의 최대 높이 거침도 (Rz) 로 하였다.

표 1 ∼ 3 에 나타내는 바와 같이, 본 발명강은 모두 우수한 용접부 형상 및 우수한 이질재 용접부의 내식성을 갖고 있다. 또한, 식 (2) 의 조건도 만족하는 경우에는, 가공 후에 있어서의 용접부의 표면 성상도 우수하다. 이에 비하여, 본 발명 범위 외의 비교강은 용접부 형상, 용접부 내식성, 혹은 이들 양방이 열등하였다.

Claims

질량％ 로,
C : 0.003 ∼ 0.020 ％,
Si : 0.01 ∼ 1.00 ％,
Mn : 0.01 ∼ 0.50 ％,
P : 0.040 ％ 이하,
S : 0.010 ％ 이하,
Cr : 20.0 ∼ 24.0 ％,
Cu : 0.20 ∼ 0.80 ％,
Ni : 0.01 ∼ 0.60 ％,
Al : 0.01 ∼ 0.08 ％,
N : 0.003 ∼ 0.020 ％,
Nb : 0.40 ∼ 0.80 ％,
Ti : 0.01 ∼ 0.10 ％,
Zr : 0.01 ∼ 0.10 ％,
를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 하기 식 (1) 을 만족하는, 페라이트계 스테인리스 강판.
3.0≥Nb/(2Ti＋Zr＋0.5Si＋5Al)≥1.5 … (1)
또한, 식 (1) 에 있어서의 원소 기호는, 그 원소의 함유량 (질량％) 을 나타낸다.
제 1 항에 있어서,
추가로, 하기 식 (2) 를 만족하는, 페라이트계 스테인리스 강판.
2Ti＋Nb＋1.5Zr＋3Al≥0.75 … (2)
또한, 식 (2) 에 있어서의 원소 기호는, 그 원소의 함유량 (질량％) 을 나타낸다.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
추가로, 질량％ 로, V : 0.01 ∼ 0.30 ％ 를 포함하는, 페라이트계 스테인리스 강판.
제 1 항 내지 제 3 항 중 어느 한 항에 있어서,
추가로, 질량％ 로,
Mo : 0.01 ∼ 0.30 ％,
Co : 0.01 ∼ 0.30 ％
의 1 종 이상을 함유하는, 페라이트계 스테인리스 강판.
제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 있어서,
추가로, 질량％ 로,
B : 0.0003 ∼ 0.0050 ％,
Ca : 0.0003 ∼ 0.0050 ％,
Mg : 0.0005 ∼ 0.0050 ％,
REM : 0.001 ∼ 0.050 ％,
Sn : 0.01 ∼ 0.50 ％,
Sb : 0.01 ∼ 0.50 ％
의 1 종 이상을 함유하는, 페라이트계 스테인리스 강판.