KR102490247B1 - 페라이트계 스테인리스 강판 및 그의 제조 방법 - Google Patents

Abstract

소정의 성분 조성으로 하고, 또한, 판두께 방향의 비커스 경도의 최대값과 최소값과의 차를 Hv50 이하로 한다.

Description

페라이트계 스테인리스 강판 및 그의 제조 방법

본 발명은, 페라이트계 스테인리스 강판에 관한 것이다. 특히, 본 발명은, 판두께가 5.0㎜ 이상이고 또한, 전단 가공 후의 전단 분리면 성상이 우수한 페라이트계 스테인리스 강판에 관한 것이다.

페라이트계 스테인리스강은, 고가의 Ni를 다량으로 함유하는 오스테나이트계 스테인리스강보다 염가인 점에서, 최근, 보다 많은 용도에 사용되고 있다. 예를 들면, 자동차 부품의 플랜지나 브래킷 등에는, 강성 확보의 관점에서, 판두께가 두꺼운 페라이트계 스테인리스강의 적용이 진행되고 있다.

이러한 판두께가 두꺼운 페라이트계 스테인리스강으로서, 예를 들면, 특허문헌 1에는,

「질량％로, C: 0.030％ 이하, Si: 2.00％ 이하, Mn: 2.00％ 이하, P: 0.050％ 이하, S: 0.040％ 이하, Cr: 10.00∼25.00％, N: 0.030％ 이하, Ti: 0.01∼0.50％, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성을 갖고, 경도가 180HV 이하, 25℃에 있어서의 샤르피 충격값이 20J/㎠ 이상으로 조정되어 있는 판두께 5.0∼12.0㎜의 Ti 함유 페라이트계 스테인리스강 열연 코일.」

이 개시되어 있다.

일본특허 제5737951호 공보

그런데, 페라이트계 스테인리스강은, 전단 가공에 의해 소정의 형상의 부재로 가공되는 것이 일반적이다.

여기에서, 전단 가공은, 펀치와 다이와 같은 한 쌍의 공구를 이용하여, 강판 또는 강재의 전단 분리면에 전단 응력을 주로 발생시키고, 이에 따라, 강판 또는 강재를, 소정의 치수 및 형상으로, 절단 또는 분리하는 가공 방법이다.

이러한 전단 가공으로서는, 일반적으로, 전단기 등에 의한 전단, 프레스기 등을 이용한 펀칭 및 천공 등이 알려져 있다.

또한, 전단 가공에 의해 형성되는 강판 또는 강재의 전단 분리면(전단 단면)은, 도 1에 나타내는 바와 같이, 처짐, 전단면, 파단면, 버어(burr) 및 플래시(flash)로 구성되는 것이 알려져 있다.

그러나, 특허문헌 1에 기재되는 열연 코일로부터 얻은 판두께가 두꺼운 페라이트계 스테인리스 강판을, 자동차 부품인 플랜지나 브래킷 등의 부품 형상으로 전단 가공하면, 전단 분리면에 있어서, 전단면보다도 요철 형상으로 거칠어져 있는 파단면의 판두께에 차지하는 비율이 높아져, 외관 불량을 초래한다는 문제가 있다.

또한, 전술한 바와 같이, 파단면은, 평활한 표면과 비교하면 요철 형상으로 거칠어져 있기 때문에, 부식이 일어나기 쉬워, 내식성이 저하할 우려도 있다. 또한, 전단인 채의 강재를 플랜지 부품으로서 체결하여 사용하면, 반복 응력이 부여됨으로써, 파단면으로부터 균열이 발생 및 진전하여, 갈라짐이 발생할 우려가 있다. 더하여, 전단 분리면(전단 단면)의 절삭이나 연삭, 연마 등에 의해, 파단면을 제거하여 평활화하면, 수율의 저하나, 공정의 추가에 의한 생산성의 저하를 초래한다.

그 때문에, 판두께가 두꺼워져도, 파단면의 판두께에 차지하는 비율을 낮게 유지하고, 전단인 채라도 양호한 외관이나 내식성, 내피로 특성을 얻을 수 있는, 판두께가 두꺼운 페라이트계 스테인리스 강판의 개발이 요망되고 있는 것이 실상이다.

본 발명은, 상기의 실상을 감안하여 개발된 것으로서, 판두께가 두껍고, 구체적으로는, 판두께가 5.0㎜ 이상이고, 또한, 전단 가공 후의 전단 분리면 성상이 우수한 페라이트계 스테인리스 강판을, 그의 유리한 제조 방법과 함께 제공하는 것을 목적으로 한다.

또한, 「전단 가공 후의 전단 분리면 성상이 우수하다」라는 것은, 전단 가공을 실시한 경우에 형성되는 전단 분리면에 있어서, 다음식에 의해 정의되는 전단면 비율이 45％ 이상인 것을 의미한다.

전단면 비율(％)＝[판두께 방향의 전단면 길이(㎜)]/([판두께 방향의 전단면 길이(㎜)]＋[판두께 방향의 파단면 길이(㎜)])×100

그런데, 본 발명자들은, 상기 과제를 해결하기 위해 여러 가지 검토를 거듭하여, 이하의 인식을 얻었다.

1) 전단 가공 후의 전단 분리면 성상의 향상에는, 국소적으로 저변형능이 되는 영역을 최대한 작게 하는, 즉, 변형능의 편차가 적은 균일한 조직으로 하는 것이 중요하다.

2) 여기에서, 변형능의 편차는, 조대한 석출물과 미세한 석출물이 혼재한 조직이나 석출물이 편석한 조직 등 여러 가지의 불균일한 조직에 기인하는 것이라고 생각되지만, 이 변형능의 편차는, 판두께 방향의 비커스 경도의 편차와 강하게 상관한다.

3) 즉, 판두께 방향의 비커스 경도의 편차를 작게 하면, 변형능의 편차는 저감되고, 특히, 판두께 방향의 비커스 경도의 최대값과 최소값과의 차를 Hv50 이하로 제어함으로써, 판두께가 두꺼운 경우라도 우수한 전단 가공 후의 전단 분리면 성상이 얻어진다.

4) 또한, 판두께 방향의 비커스 경도의 최대값과 최소값과의 차를 저감하여, 변형능의 편차를 작게 하려면, 성분 조성 및 제조 조건을 적정하게 제어하는, 특히, 열간 압연 조건을 적정하게 제어하는 것이 중요해진다.

본 발명은, 상기의 인식에 기초하여, 추가로 검토를 더하여 완성된 것이다.

즉, 본 발명의 요지 구성은 다음과 같다.

1. 질량％로,

C: 0.001∼0.030％,

Si: 0.10∼1.00％,

Mn: 0.10∼1.00％,

P: 0.050％ 이하,

S: 0.010％ 이하,

Cr: 10.0∼24.0％,

Ni: 0.01∼1.00％,

Al: 0.010∼0.100％,

N: 0.001∼0.030％ 및

Ti: 0.15∼0.40％

를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고,

판두께가 5.0㎜ 이상이고, 판두께 방향의 비커스 경도의 최대값과 최소값과의 차가 Hv50 이하인, 페라이트계 스테인리스 강판.

2. 상기 성분 조성이, 추가로, 질량％로,

Cu: 0.01∼1.00％,

Mo: 0.01∼1.50％ 및

Co: 0.01∼0.50％

의 1종 또는 2종 이상을 함유하는, 상기 1에 기재된 페라이트계 스테인리스 강판.

3. 상기 성분 조성이, 추가로, 질량％로,

Nb: 0.01∼0.50％,

V: 0.01∼0.50％ 및

Zr: 0.01∼0.50％

의 1종 또는 2종 이상을 함유하는, 상기 1 또는 2에 기재된 페라이트계 스테인리스 강판.

4. 상기 성분 조성이, 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％ 및

Sb: 0.01∼0.50％

의 1종 또는 2종 이상을 함유하는, 상기 1∼3 중 어느 하나에 기재된 페라이트계 스테인리스 강판.

5. 상기 1∼4 중 어느 하나에 기재된 페라이트계 스테인리스 강판의 제조 방법으로서,

상기 1∼4 중 어느 하나에 기재된 성분 조성을 갖는 강 소재에, 복수단의 압연 패스로 이루어지는 열간 압연을 실시하여 열연 강판으로 하고, 이어서, 당해 열연 강판에 열연판 어닐링을 실시하여 열연 어닐링 강판으로 하고,

상기 열간 압연에서는,

950∼1200℃의 온도역에 있어서,

압하율: 15％∼50％이고, 또한, 당해 압하율이, 1개 전의 압연 패스에 있어서의 압하율과의 관계에서 하기식 (1)을 만족하는 압연 패스를, 3회 이상 연속하여 행하고,

그 후, 900℃ 이상의 온도역에 있어서,

적어도 1회, 압연 패스 간의 시간을 20∼100초 확보하고,

또한, 열간 압연 종료 출측 온도를 800∼900℃로 하고,

상기 열연판 어닐링에서는,

어닐링 온도를 700∼1100℃로 하는,

페라이트계 스테인리스 강판의 제조 방법.

기

1.05≤r(n)/r(n－1)≤1.50 ···(1)

여기에서,

r(n): 당해 압연 패스(n단째의 압연 패스)에 있어서의 압하율

r(n－1): 1개 전의 압연 패스(n－1단째의 압연 패스)에 있어서의 압하율

n: 2 이상, 총 압연 패스수 이하의 정수(당해 압연 패스의 단수)

이다.

본 발명에 의하면, 판두께가 두껍고, 전단 가공 후의 전단 분리면 성상도 우수한 페라이트계 스테인리스 강판이 얻어진다.

또한, 본 발명의 페라이트계 스테인리스 강판을 이용하여, 전단 가공에 의해 플랜지나 브래킷 등의 자동차 부품을 제조하는 경우에는, 전단 분리면의 절삭이나 연삭 등에 의한 평활화를 행하지 않아도, 전단 분리면에 있어서의 양호한 외관이나 내식성 등이 얻어지기 때문에, 수율이나 생산성의 면에서 매우 유리하다.

도 1은 강판을 전단 가공했을 때에 형성되는 전단 분리면을 단부로 하는 단면의 일 예를 나타내는 도면이다.

(발명을 실시하기 위한 형태)

본 발명의 페라이트계 스테인리스 강판을, 이하의 실시 형태에 기초하여 설명한다.

우선, 페라이트계 스테인리스 강판의 성분 조성에 대해서 설명한다. 또한, 페라이트계 스테인리스 강판의 성분 조성에 있어서의 원소의 함유량의 단위는 모두 「질량％」이지만, 이하, 특별히 언급하지 않는 한 간단히 「％」로 나타낸다.

C: 0.001∼0.030％

C는 과잉으로 함유되면, 탄화물로서, 강 중에 불균일한 사이즈로 불균일하게 국재하여 석출된다. 이에 따라, 변형능의 편차가 큰 불균일한 조직의 형성을 초래하고, 나아가서는, 판두께 방향의 비커스 경도의 최대값과 최소값과의 차가 커진다. 이 때문에, C 함유량은 낮은 쪽이 바람직하고, C 함유량은 0.030％ 이하로 한다. C 함유량은, 바람직하게는 0.015％ 이하이다. 보다 바람직하게는 0.010％ 이하이다.

그러나, 과도한 C 함유량의 저감은 제강 비용의 증가를 초래한다. 따라서, C 함유량은 0.001％ 이상으로 한다. C 함유량은, 바람직하게는 0.005％ 이상이다.

Si: 0.10∼1.00％

Si는, 강 용제 시에 탈산제로서 작용하는 효과를 갖는 원소이다. 이 효과를 얻는 관점에서, Si 함유량은 0.10％ 이상으로 한다. Si 함유량은, 바람직하게는 0.15％ 이상, 보다 바람직하게는 0.20％ 이상이다.

그러나, Si 함유량이 1.00％를 초과하면, 강이 과도하게 경질화하여, 강의 취화의 요인이 된다. 따라서, Si 함유량은 1.00％ 이하로 한다. Si 함유량은, 바람직하게는 0.50％ 이하, 보다 바람직하게는 0.40％ 이하이다.

Mn: 0.10∼1.00％

Mn은, 강 중에 고용 Mn으로서 존재하고, 열간 압연 시의 페라이트립의 재결정을 지연시킴으로써 결정립의 미세화에 기여하여, 균일한 조직을 얻는 효과를 갖는다. 그 효과는, Mn 함유량이 0.10％ 이상에서 얻어진다. 따라서, Mn 함유량은 0.10％ 이상으로 한다. Mn 함유량은, 바람직하게는 0.15％ 이상, 보다 바람직하게는 0.20％ 이상이다.

그러나, Mn이 과잉으로 함유되면, MnS가 다량으로 형성되고, MnS가, 강 중에 불균일한 사이즈로 불균일하게 국재하여 석출된다. 이러한 석출물은, 재결정의 진행을 저해하여, 압연 방향으로 긴 조대 전신립(展伸粒) 조직이 판두께 방향으로 불균일하게 존재하는 것의 요인이 된다. 그 결과, 판두께 방향의 비커스 경도의 최대값과 최소값과의 차가 커져, 전단 가공 후의 전단 분리면 성상을 저하시킨다. 또한, 과잉의 Mn은, 내식성에도 악영향을 미친다. 따라서, Mn 함유량은 1.00％ 이하로 한다. Mn 함유량은, 바람직하게는 0.50％ 이하, 보다 바람직하게는 0.40％ 이하이다.

P: 0.050％ 이하

P는, 과잉으로 함유되면, 입계에 편석하여 인성에 악영향을 미친다. 또한, P는, FeTiP 등을 형성하고, 강 중에 불균일한 사이즈로 불균일하게 국재하여 석출된다. 이 때문에, P의 함유는, 불균일한 조직이 형성되는 요인이 되고, 결과적으로, 판두께 방향의 비커스 경도의 최대값과 최소값과의 차가 커져, 전단 가공 후의 전단 분리면 성상을 저하시킨다. 또한, P의 함유는, 내식성에도 악영향을 미친다. 따라서, P 함유량은 낮은 쪽이 바람직하고, P 함유량은 0.050％ 이하로 한다. P 함유량은, 바람직하게는 0.040％ 이하이다.

또한, 하한에 대해서는 특별히 한정되는 것은 아니지만, 과도한 P 함유량의 저감은 제강 비용의 증가를 초래하기 때문에, P 함유량의 하한은 0.010％로 하는 것이 바람직하다.

S: 0.010％ 이하

S는, 과잉으로 함유되면, MnS를 다량으로 형성하고, 강 중에 불균일한 사이즈로 불균일하게 국재하여 석출된다. 이러한 석출물은, 재결정의 진행을 저해하여, 압연 방향으로 긴 조대 전신립 조직이 판두께 방향으로 불균일하게 존재하는 것의 요인이 된다. 그 결과, 판두께 방향의 비커스 경도의 최대값과 최소값과의 차가 커져, 전단 가공 후의 전단 분리면 성상을 저하시킨다. 또한, S의 함유는, 내식성에도 악영향을 미친다. 따라서, S 함유량은 낮은 쪽이 바람직하고, S 함유량은 0.010％ 이하로 한다. S 함유량은, 바람직하게는 0.005％ 이하, 보다 바람직하게는 0.004％ 이하이다.

또한, 하한에 대해서는 특별히 한정되는 것은 아니지만, 과도한 S 함유량의 저감은 제강 비용의 증가를 초래하기 때문에, S 함유량의 하한은 0.001％로 하는 것이 바람직하다.

Cr: 10.0∼24.0％

Cr은, 내식성을 향상시키는 효과를 갖는 원소로서, 페라이트계 스테인리스 강판에서는 필수의 원소이다. 이 효과는, Cr 함유량이 10.0％ 이상에서 얻어진다. 따라서, Cr 함유량은 10.0％ 이상으로 한다. Cr 함유량은, 바람직하게는 10.5％ 이상이다.

그러나, Cr 함유량이 24.0％를 초과하면, 강이 과도하게 경질화하여, 강의 취화의 요인이 된다. 따라서, Cr 함유량은 24.0％ 이하로 한다. Cr 함유량은, 바람직하게는 18.0％ 이하, 보다 바람직하게는 14.0％ 이하이다.

Ni: 0.01∼1.00％

Ni는, 내식성 및 인성을 향상시키는 효과를 갖는 원소이다. 이 효과는, Ni 함유량이 0.01％ 이상에서 얻어진다. 따라서, Ni 함유량은 0.01％ 이상으로 한다. Ni 함유량은, 바람직하게는 0.10％ 이상이다.

그러나, Ni 함유량이 1.00％를 초과하면, 신장의 저하를 초래한다. 따라서, Ni 함유량은 1.00％ 이하로 한다. Ni 함유량은, 바람직하게는 0.90％ 이하이다. 보다 바람직하게는 0.60％ 이하이다.

Al: 0.010∼0.100％

Al은, 강의 탈산에 기여하는 효과를 갖는 원소이다. 이 효과는, Al 함유량이 0.010％ 이상에서 얻어진다. 따라서, Al 함유량은 0.010％ 이상으로 한다.

그러나, Al 함유량이 0.100％를 초과하면, Al이, AlN 등의 Al계 석출물로서, 강 중에 불균일한 사이즈로 불균일하게 국재하여 석출된다. 이러한 석출물은, 강판 내의 경도 분포의 불균일화를 초래한다. 또한, 이러한 석출물은, 재결정의 진행을 저해하여, 압연 방향으로 긴 조대 전신립 조직이 판두께 방향으로 불균일하게 존재하는 것의 요인이 된다. 그 결과, 판두께 방향의 비커스 경도의 최대값과 최소값과의 차가 커져, 전단 가공 후의 전단 분리면 성상을 저하시킨다. 이 때문에, Al 함유량은 0.100％ 이하로 한다. Al 함유량은, 바람직하게는 0.060％ 이하, 보다 바람직하게는 0.050％ 이하이다.

N: 0.001∼0.030％

N은, 과잉으로 함유하면, 질화물로서, 강 중에 불균일한 사이즈로 불균일하게 국재하여 석출된다. 이에 따라, 변형능의 편차가 큰 불균일한 조직의 형성을 초래하고, 나아가서는, 판두께 방향의 비커스 경도의 최대값과 최소값과의 차가 커진다. 이 때문에, N 함유량은 낮은 쪽이 바람직하고, N 함유량은 0.030％ 이하로 한다. N 함유량은, 바람직하게는 0.020％ 이하이다. 보다 바람직하게는 0.010％ 이하이다.

그러나, 과도한 N 함유량의 저감은 제강 비용의 증가를 초래한다. 따라서, N 함유량은 0.001％ 이상으로 한다. N 함유량은, 바람직하게는 0.003％ 이상이다.

Ti: 0.15∼0.40％

Ti는, 탄화물, 질화물 및, 이들의 복합 화합물(이하, 간단히 탄질화물이라고도 함)을 형성하는 원소로서, C나 N을 고정하고, 예민화에 기인하는 내식성의 저하를 억제하는 효과를 갖는다. 이 효과는, Ti 함유량이 0.15％ 이상에서 얻어진다. 따라서, Ti 함유량은 0.15％ 이상으로 한다. Ti 함유량은, 바람직하게는 0.20％ 이상이다.

그러나, Ti 함유량이 0.40％를 초과하면, Ti가, 탄질화물로서, 강 중에 불균일한 사이즈로 불균일하게 국재하여 석출된다. 이러한 석출물은, 강판 내의 경도 분포의 불균일화를 초래한다. 또한, 이러한 석출물은, 재결정의 진행을 저해하여, 압연 방향으로 긴 조대 전신립 조직이 판두께 방향으로 불균일하게 존재하는 것의 요인이 된다. 그 결과, 판두께 방향의 비커스 경도의 최대값과 최소값과의 차가 커져, 전단 가공 후의 전단 분리면 성상을 저하시킨다. 따라서, Ti 함유량은 0.40％ 이하로 한다. Ti 함유량은, 바람직하게는 0.35％ 이하, 보다 바람직하게는 0.30％ 이하이다.

이상, 기본 성분에 대해서 설명했지만, 상기의 기본 성분에 더하여, 필요에 따라서, 이하에 나타내는 1종 또는 2종 이상의 원소를 적절히 함유시킬 수 있다.

Cu: 0.01∼1.00％

Cu는, 내식성을 향상시키는 효과를 갖는 원소이다. 이 효과를 얻는 관점에서, Cu를 함유시키는 경우, 그의 함유량은 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Cu 함유량은, 보다 바람직하게는 0.10％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.30％ 이상이다.

그러나, Cu를 과잉으로 함유시키면, 강의 취화를 초래할 우려가 있다. 따라서, Cu 함유량은 1.00％ 이하로 하는 것이 바람직하다. Cu 함유량은, 바람직하게는 0.80％ 이하, 보다 바람직하게는 0.50％ 이하이다.

Mo: 0.01∼1.50％

Mo는, 내식성을 향상시키는 효과를 갖는 원소이다. 이 효과를 얻는 관점에서, Mo를 함유시키는 경우, 그의 함유량은 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

그러나, Mo를 과잉으로 함유시키면, 강이 경질화하여 굽힘성이 저하할 우려가 있다. 따라서, Mo 함유량은 1.50％ 이하로 하는 것이 바람직하다. Mo 함유량은, 보다 바람직하게는 1.30％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.80％ 이하이다.

Co: 0.01∼0.50％

Co는, 내극간 부식성을 향상시키는 효과를 갖는 원소이다. 이 효과를 얻는 관점에서, Co를 함유시키는 경우, 그의 함유량은 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Co 함유량은, 보다 바람직하게는 0.05％ 이상이다.

그러나, Co를 과잉으로 함유시키면, 강이 경질화하여 굽힘성이 저하할 우려가 있다. 따라서, Co 함유량은 0.50％ 이하로 하는 것이 바람직하다. Co 함유량은, 보다 바람직하게는 0.30％ 이하이다.

Nb: 0.01∼0.50％

Nb는, 탄질화물을 형성하는 원소로서, 열간 압연 시에 탄질화물로서 석출되고, 모상 중의 고용 C 및 고용 N을 저감시켜, 가공성을 향상시키는 효과가 있다. 이 효과를 얻는 관점에서, Nb를 함유시키는 경우, 그의 함유량은 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

그러나, Nb를 과잉으로 함유시키면, Nb가, 탄질화물로서, 강 중에 불균일한 사이즈로 불균일하게 국재하여 석출되게 된다. 이러한 석출물은, 강판 내의 경도 분포의 불균일화를 초래할 우려가 있다. 또한, 이러한 석출물은, 재결정의 진행을 저해하여, 압연 방향으로 긴 조대 전신립 조직이 판두께 방향으로 불균일하게 존재하는 것의 요인이 된다. 그 결과, 판두께 방향의 비커스 경도의 최대값과 최소값과의 차가 커져, 전단 가공 후의 전단 분리면 성상을 저하시킬 우려도 있다. 따라서, Nb 함유량은 0.50％ 이하로 하는 것이 바람직하다. Nb 함유량은, 보다 바람직하게는 0.30％ 이하이다.

V: 0.01∼0.50％

V는, 탄질화물을 형성하는 원소로서, 열간 압연 시에 탄질화물로서 석출되고, 모상 중의 고용 C 및 고용 N을 저감시켜, 가공성을 향상시키는 효과가 있다. 이 효과를 얻는 관점에서, V를 함유시키는 경우, 그의 함유량은 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

그러나, V를 과잉으로 함유시키면, V가, 탄질화물로서, 강 중에 불균일한 사이즈로 불균일하게 국재하여 석출되게 된다. 이러한 석출물은, 강판 내의 경도 분포의 불균일화를 초래할 우려가 있다. 또한, 이러한 석출물은, 재결정의 진행을 저해하여, 압연 방향으로 긴 조대 전신립 조직이 판두께 방향으로 불균일하게 존재하는 것의 요인이 된다. 그 결과, 판두께 방향의 비커스 경도의 최대값과 최소값과의 차가 커져, 전단 가공 후의 전단 분리면 성상을 저하시킬 우려도 있다. 따라서, V 함유량은 0.50％ 이하로 하는 것이 바람직하다. V 함유량은, 보다 바람직하게는 0.30％ 이하이다. 더욱 바람직하게는 0.10％ 이하이다.

Zr: 0.01∼0.50％

Zr은, 탄질화물을 형성하는 원소로서, 열간 압연 시에 탄질화물로서 석출되고, 모상 중의 고용 C 및 고용 N을 저감시켜, 가공성을 향상시키는 효과가 있다. 이 효과를 얻는 관점에서, Zr을 함유시키는 경우, 그의 함유량은 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

그러나, Zr을 과잉으로 함유시키면, Zr이, 탄질화물로서, 강 중에 불균일한 사이즈로 불균일하게 국재하여 석출되게 된다. 이러한 석출물은, 강판 내의 경도 분포의 불균일화를 초래할 우려가 있다. 또한, 이러한 석출물은, 재결정의 진행을 저해하여, 압연 방향으로 긴 조대 전신립 조직이 판두께 방향으로 불균일하게 존재하는 것의 요인이 된다. 그 결과, 판두께 방향의 비커스 경도의 최대값과 최소값과의 차가 커져, 전단 가공 후의 전단 분리면 성상을 저하시킬 우려도 있다. 따라서, Zr 함유량은 0.50％ 이하로 하는 것이 바람직하다. Zr 함유량은, 보다 바람직하게는 0.30％ 이하이다. 더욱 바람직하게는 0.10％ 이하이다.

B: 0.0003∼0.0050％

B는, 저온 2차 가공 취화를 방지하는 데에 유효한 원소이다. 이 효과를 얻는 관점에서, B를 함유시키는 경우, 그의 함유량은 0.0003％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. B 함유량은, 보다 바람직하게는 0.0005％ 이상이다.

그러나, B를 과잉으로 함유시키면, 열간 가공성의 저하를 초래할 우려가 있다. 따라서, B 함유량은 0.0050％ 이하로 하는 것이 바람직하다. B 함유량은, 보다 바람직하게는 0.0020％ 이하이다.

Ca: 0.0003∼0.0050％

Ca는, 열간 가공성을 향상시키는 효과를 갖는 원소이다. 이 효과를 얻는 관점에서, Ca를 함유시키는 경우, 그의 함유량은 0.0003％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Ca 함유량은, 보다 바람직하게는 0.0005％ 이상이다.

그러나, Ca를 과잉으로 함유시키면, 강의 인성이 저하하여 제조성이 저하할 우려가 있다. 또한, CaS의 석출에 의해, 내식성이 저하할 우려도 있다. 따라서, Ca 함유량은 0.0050％ 이하로 하는 것이 바람직하다. Ca 함유량은, 보다 바람직하게는 0.0020％ 이하이다. 더욱 바람직하게는 0.0015％ 이하이다.

Mg: 0.0005∼0.0050％

Mg는, 용강 중에서 Al과 동일하게 산화물을 형성하고, 탈산제로서 작용하는 효과를 갖는다. 이 효과를 얻는 관점에서, Mg를 함유시키는 경우, 그의 함유량은 0.0005％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

그러나, Mg를 과잉으로 함유시키면, 강의 인성이 저하하여 제조성이 저하할 우려가 있다. 따라서, Mg 함유량은 0.0050％ 이하로 하는 것이 바람직하다. Mg 함유량은, 보다 바람직하게는 0.0030％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.0010％ 이하이다.

REM: 0.001∼0.050％

REM(희토류 금속: La, Ce, Nd 등의 원자 번호 57∼71의 원소)은, 내고온 산화성을 향상시키는 효과를 갖는 원소이다. 이 효과를 얻는 관점에서, REM을 함유시키는 경우, 그의 함유량은 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. REM 함유량은, 보다 바람직하게는 0.005％ 이상이다.

그러나, REM을 과잉으로 함유시켜도, 상기의 효과는 포화한다. 또한, 열간 압연 시에 표면 결함을 발생시켜, 제조성의 저하를 초래할 우려도 있다. 따라서, REM 함유량은 0.050％ 이하로 하는 것이 바람직하다. REM 함유량은, 보다 바람직하게는 0.030％ 이하이다.

Sn: 0.01∼0.50％

Sn은, 압연 시에 있어서의 변형대 생성의 촉진에 의한 가공성의 향상에 효과를 갖는 원소이다. 이 효과를 얻는 관점에서, Sn을 함유시키는 경우, 그의 함유량은 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Sn 함유량은, 보다 바람직하게는 0.03％ 이상이다.

그러나, Sn을 과잉으로 함유시켜도, 상기의 효과는 포화한다. 또한, 가공성의 저하를 초래할 우려가 있다. 따라서, Sn 함유량은, 0.50％ 이하로 하는 것이 바람직하다. Sn 함유량은, 보다 바람직하게는 0.20％ 이하이다.

Sb: 0.01∼0.50％

Sb는, 압연 시에 있어서의 변형대 생성의 촉진에 의한 가공성의 향상에 효과를 갖는 원소이다. 이 효과를 얻는 관점에서, Sb를 함유시키는 경우, 그의 함유량은 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Sb 함유량은, 보다 바람직하게는 0.03％ 이상이다.

그러나, Sb를 과잉으로 함유시켜도, 상기의 효과는 포화한다. 또한, 가공성의 저하를 초래할 우려가 있다. 따라서, Sb 함유량은, 0.50％ 이하로 하는 것이 바람직하다. Sb 함유량은, 보다 바람직하게는 0.20％ 이하이다.

상기 이외의 원소는, Fe 및 불가피적 불순물이다.

이상, 본 발명의 실시 형태에 따른 페라이트계 스테인리스 강판의 성분 조성에 대해서 설명했지만, 여기에서는, 판두께 방향의 비커스 경도의 최대값과 최소값과의 차를 작게 하여, 판두께 방향의 비커스 경도의 편차, 나아가서는 변형능의 편차를 저감하는 것이 중요하다.

판두께 방향의 비커스 경도의 최대값과 최소값과의 차: Hv50 이하

전술한 바와 같이, C나 N, Mn, P, S, Al, N, Ti 등의 원소는, 강 중에 석출물로서 전량 또는 일부 석출되어 존재하지만, 이들 원소가 다량으로 함유되면, 판두께 방향의 비커스 경도의 편차를 초래한다.

즉, 상기의 원소가 다량으로 함유되어 있으면, 용강, 슬래브 주조 응고, 슬래브 재가열 및 열간 압연의 각 공정에 있어서, 고용, 석출, 석출물의 조대화, 석출물의 용해 및, 재석출 등을 거침으로써, 상기의 원소가, 석출물로서, 강 중에 불균일한 사이즈로 불균일하게 국재하여 석출되게 된다. 이러한 석출물은, 강판 내의 경도 분포의 불균일화를 초래할 우려가 있다. 또한, 이러한 석출물은, 재결정의 진행을 저해하여, 압연 방향으로 긴 조대 전신립 조직이 판두께 방향으로 불균일하게 존재하는 것의 요인이 된다.

특히, 열연판 어닐링 전의 열연 강판에 있어서 강 중에 존재하는 석출물은, 열연판 어닐링 전의 변형의 양 및 변형의 분포, 그리고, 열연판 어닐링의 어닐링 온도 등의 제조 조건과의 조합에 의해, 회복, 재결정 및 입성장을 지연시킨다. 이 때문에, 특히 판두께가 두꺼운 강판에서는, 균일한 정립 조직을 얻는 것이 곤란해져, 조직의 불균일에 기인한 변형능의 편차, 나아가서는, 판두께 방향의 비커스 경도의 편차를 초래한다.

여기에서, 전단 가공 후의 전단 분리면 성상은, 판두께 방향에 있어서의 변형능의 편차에 크게 영향을 받고 있어, 소망으로 하는 전단 가공 후의 전단 분리면 성상을 얻으려면, 판두께 방향의 변형능의 편차, 나아가서는, 판두께 방향의 비커스 경도의 편차를 저감하는 것이 중요해진다. 이 때문에, 판두께 방향의 비커스 경도의 최대값과 최소값과의 차는 Hv50 이하로 한다. 판두께 방향의 비커스 경도의 최대값과 최소값과의 차는, 바람직하게는 Hv40 이하이다.

또한, 하한에 대해서는 특별히 한정되지 않고, 판두께 방향의 비커스 경도의 최대값과 최소값과의 차는 0이라도 좋다.

또한, 변형능의 편차, 나아가서는, 판두께 방향의 비커스 경도의 편차가, 전단 가공 후의 전단 분리면 성상에 크게 영향을 주는 이유에 대해서, 발명자들은 다음과 같이 생각하고 있다.

즉, 전단 가공에서는, 일반적으로, 펀치의 하강에 수반하여, 펀치가 강판에 파고들어, 큰 전단 변형을 받은 광택이 있는 깨끗한 부분인 전단면이 형성되고, 이어서, 균열을 발생시켜 파단한 요철 형상으로 거칠어져 있는 부분인 파단면이 형성된다.

여기에서, 판두께가 두꺼운 피가공재에 있어서 판두께 방향으로 국소적으로 변형능이 낮은 개소가 있으면, 통상은 전단면이 형성되는 바와 같은 가공의 초기에 있어서, 전단 변형에 기인하여 보이드나 크랙이 발생한다. 그리고, 이러한 보이드나 크랙이 연결되어 균열이 되고, 그 후, 복수의 균열이 회합하여, 보다 조기에 피가공재가 파단 분리된다.

그 결과, 전단 가공 시의 전단 분리면에 있어서, 판두께 방향에 있어서의 파단면의 비율이 높아져, 양호한 전단 분리면 성상이 얻어지지 않게 된다.

또한, 변형능은 재료의 연성과 정의 상관이 있고, 연성은 강도와 상반된다. 이 때문에, 고강도화하면, 변형능은 저하한다. 한편, 강도는 경도와 정의 상관을 갖기 때문에, 연성이 낮은 부분, 즉 변형능이 낮은 부분은, 경도가 높아진다. 따라서, 변형능의 편차는, 비커스 경도의 편차와 강한 정의 상관을 갖게 된다.

이상의 점에서, 변형능의 편차, 나아가서는, 판두께 방향의 비커스 경도의 편차가, 특히 판두께가 두꺼운 강판에 있어서의 전단 분리면 성상에 크게 영향을 주게 된다고 발명자들은 생각하고 있다.

또한, 변형능의 편차는, 조대한 석출물과 미세한 석출물이 혼재한 조직이나 석출물이 편석한 조직, 조대한 결정립과 미세한 결정립이 혼재한 혼립 조직, 재결정된 정립과 회복, 미재결정의 전신립이 혼재한 조직 등, 여러 가지의 불균일한 조직에 기인하여 발생한다.

특히, 판두께가 5.0㎜ 이상의 소위 후물의 강판의 경우, 판두께가 얇은 강판과 비교하면, 압연에 있어서의 합계의 압하율이 낮기 때문에, 가공도가 낮다. 또한, 판두께가 두꺼우면, 강판 표면에서 판두께 중심까지의 판두께 방향에 있어서의 열가공 이력에 차이가 생기기 쉬운, 즉, 판두께 방향에 있어서의 압연 시의 변형의 부여, 그리고, 회복 및 재결정 거동의 차이의 영향이, 판두께가 얇은 경우보다도 현저해진다.

이 때문에, 이러한 판두께가 5.0㎜ 이상인 후물의 강판에서는, 판두께 방향으로 균일 미세한 조직을 확보하는 것이 곤란하고, 결과적으로, 변형능의 편차가 커지는 경향이 있다.

또한, 판두께 방향의 변형능의 편차, 즉, 판두께 방향의 비커스 경도의 편차를 억제하려면, 특히, 열간 압연 조건을 적정하게 제어하는 것이 중요하다.

즉, 열간 압연에서는,

·우선, 950∼1200℃의 온도역에 있어서, 압하율: 15％∼50％이고, 또한, 당해 압하율이, 1개 전의 압연 패스에 있어서의 압하율과의 관계에서 소정의 조건을 만족하는 압연 패스를, 3회 이상 연속하여 행함으로써, 변형을 강판의 판두께 방향 전체에 효과적으로 부여하고, 재결정, 또는, 일부의 재결정을 촉진시켜 결정립을 미세화하고,

·이어서, 900℃ 이상의 온도역에 있어서, 적어도 1회, 압연 패스 간의 시간을 20∼100초 확보함으로써, 상기의 연속 압연 패스의 롤 바이트 내에서 발생한 판두께 방향에 있어서의 불균일한 변형 분포를, 회복 및 재결정에 의해 해소하여, 판두께 방향에 있어서의 변형 분포를 균일화하고,

·이어서, 열간 압연 종료 출측 온도를 800∼900℃로 설정하는,

것이 중요하다.

또한, 상기한 판두께 방향의 비커스 경도의 최대값과 최소값과의 차란, JIS Z 2244(2009)에 준거하여, 강판의 단면에 있어서, 판두께 방향으로, 표면에서 깊이: 0.2㎜의 위치를 시점(始点)으로 하여, 0.5㎜ 간격으로 반대측의 면까지 비커스 경도(Hv0.01)를 측정하고(단, 반대측의 면에서 깊이 0.2㎜까지의 위치는 측정하지 않음), 당해 측정한 각 위치에서의 비커스 경도의 최대값과 최소값과의 차로서 구한 것이다.

또한, 시험력은 0.09807N(10gf), 시험력의 유지 시간은 10초이다.

판두께: 5.0㎜ 이상

페라이트계 스테인리스 강판의 판두께는 5.0㎜ 이상으로 한다. 바람직하게는 7.0㎜ 이상이다. 또한, 판두께의 상한에 대해서는 특별히 한정되는 것은 아니지만, 통상, 15.0㎜ 정도이다.

또한, 판두께: 5.0㎜ 이상의 페라이트계 스테인리스 강판은, 열연 어닐링 강판인 것이 바람직하다.

여기에서, 열연 어닐링 강판이란, 열간 압연 후에 얻어진 열연 강판에, 열연판 어닐링을 실시하여 얻은 강판이고, 열간 압연 후에 냉간 압연을 행하여 얻어지는 냉연 강판이나 냉연 강판에 추가로 냉연판 어닐링을 실시하여 얻은 소위 냉연 어닐링 강판 등은 포함되지 않는다. 또한, 열연 어닐링 강판에는, 열연 어닐링인 채의 강판 외에, 열연 어닐링인 채의 강판에 산 세정을 실시하여 얻은 강판(열연 어닐링 산 세정 강판)이나 열연 어닐링판을 연마한 강판 등도 포함된다.

다음으로, 본 발명의 페라이트계 스테인리스 강판의 제조 방법을, 이하의 실시 형태에 기초하여 설명한다. 또한, 제조 조건에 있어서의 각 온도는, 강판의 표면 온도이다.

우선, 상기한 성분 조성의 강을, 전로, 전기로, 진공 용해로 등의 공지의 방법으로 용제하고, 추가로 VOD(Vacuum Oxygen Decarburization)법 등으로 2차 정련을 행한다. 그 후, 연속 주조법 또는 조괴-분괴법에 의해 강 소재(슬래브)로 한다.

이 강 소재를, 1050∼1250℃에서 1∼24시간 가열하거나, 또는 가열하는 일 없이 주조인 채로 직접, 이하의 조건의 열간 압연에 제공한다.

950∼1200℃의 온도역에 있어서, 압하율: 15％∼50％이고, 또한, 당해 압하율이, 1개 전의 압연 패스에 있어서의 압하율과의 관계에서 하기식 (1)을 만족하는 압연 패스를, 3회 이상 연속하여 행한다.

최종 제품이 되는 강판에 있어서, 변형능의 편차를 저감하려면, 우선, 변형을 강판의 판두께 방향 전체에 효과적으로 부여하고, 재결정, 또는, 일부의 재결정을 촉진시켜 결정립을 미세화하는 것이 중요해진다.

그 때문에, 950∼1200℃의 온도역에 있어서, 압하율: 15％∼50％이고, 또한, 당해 압하율이, 1개 전의 압연 패스에 있어서의 압하율과의 관계에서 하기식 (1)을 만족하는 압연 패스를, 3회 이상 연속하여 행하는 것으로 한다. 상기의 조건을 만족하는 연속 압연 패스(이하, 간단히 연속 압연 패스라고도 함) 횟수는, 바람직하게는 4회 이상이다. 상한에 대해서는 특별히 한정되는 것은 아니지만, 5회 정도이다.

기

1.05≤r(n)/r(n－1)≤1.50 ···(1)

여기에서,

r(n): 당해 압연 패스(n단째의 압연 패스)에 있어서의 압하율

r(n－1): 1개 전의 압연 패스(n－1단째의 압연 패스)에 있어서의 압하율

n: 2 이상, 총 압연 패스수 이하의 정수(당해 압연 패스의 단수)

이다.

여기에서, 당해 압연 패스에 있어서의 압하율을 15％∼50％로 한 것은, 다음의 이유에 의한다.

즉, 압하율이 15％에 미치지 않으면, 가공도가 작기 때문에, 회복 및 재결정이 불충분해져, 재결정에 의한 결정립의 균일 미세화가 곤란해진다. 한편, 압하율이 50％를 초과하면, 압연기에 과대한 부하가 걸리게 되어, 장치 파손, 재료의 휨, 판두께 변동 등의 형상 불량의 원인이 된다.

이 때문에, 당해 압연 패스에 있어서의 압하율을 15％∼50％로 했다. 바람직하게는 20∼35％이다.

또한, 여기에서 말하는 당해 압연 패스에 있어서의 압하율이란, ([당해 압연 패스 개시 시의 피압연재의 판두께(㎜)]－[당해 압연 패스 종료 시의 피압연재의 판두께(㎜)])/[당해 압연 패스 개시 시의 피압연재의 판두께(㎜)])×100으로 하여 구한 것이다.

또한, 당해 압연 패스에 있어서, 압하율이, 1개 전의 압연 패스에 있어서의 압하율과의 관계에서 상기식 (1)을 만족하는 것으로 한 것은, 다음의 이유에 의한다.

즉, r(n)/r(n－1)이 1.05에 미치지 않으면, 압연 변형을 강판의 판두께 방향 전체에 효과적으로 부여하는 것이 곤란하여, 재결정에 의한 결정립의 균일 미세화가 곤란해진다.

열간 압연에서는, 가열로로부터 피압연재를 취출한 후의 온도 강하, 특히, 압연 중의 온도 강하에 의해, 후단측의 압연 패스만큼 강판의 변형 저항이 높아진다. 따라서, 변형 저항이 높은 피압연재에, 효과적으로 변형을 도입하려면, n－1단째의 압연 패스의 압하율에 대한 n단째의 압연 패스의 압하율의 비의 값을 1.05 이상으로 하여, 후단측의 압연 패스를 보다 높은 압하율로 할 필요가 있다.

그러나, n－1단째의 압연 패스의 압하율에 대한 n단째의 압연 패스의 압하율의 비의 값이 1.50을 초과하면, 압연기에 과대한 부하가 걸리게 되어, 장치 파손, 재료의 휨, 판두께 변동 등의 형상 불량의 원인이 된다.

이 때문에, 당해 압연 패스에 있어서, 압하율이, 1개 전의 압연 패스에 있어서의 압하율과의 관계에서 상기식 (1)을 만족하는 것으로 했다. 바람직하게는 r(n)/r(n－1)이 1.10 이상, 1.40 이하이다.

또한, 상기의 연속 압연 패스를 행할 때의 온도역(이하, 연속 압연 패스 온도역이라고도 함)을, 950∼1200℃로 한 것은, 다음의 이유에 의한다.

즉, 연속 압연 패스 온도역이 950℃보다 낮으면, 회복 및 재결정이 불충분해져, 재결정에 의한 결정립의 균일 미세화가 곤란해진다. 그 때문에, 열간 압연 후에 얻어지는 열연 강판의 조직이, 조대 전신립 조직이 된다. 한편, 연속 압연 패스 온도역이 1200℃를 초과하면, 재결정 및 입성장의 과도한 진행을 초래하여, 결정립이 조대립화한다. 그 결과, 열간 압연 후에 얻어지는 열연 강판의 조직을 균일 미세한 조직으로 할 수 없어, 역시, 조대 전신립 조직이 된다.

이 때문에, 연속 압연 패스 온도역은 950∼1200℃로 했다. 바람직하게는 1000∼1150℃이다.

또한, 상기의 연속 압연 패스의 일 예를 나타내면, 열간 압연에 있어서의 1단째의 압연 패스의 압하율: 14％, 2단째의 압연 패스의 압하율: 18％, 3단째의 압연 패스의 압하율: 19％, 4단째의 압연 패스의 압하율: 20％, 5단째의 압연 패스의 압하율: 22％, 6단째의 압연 패스의 압하율: 20％의 경우,

2단째의 압연 패스(n＝2)에서는, r(n)/r(n－1)＝1.29

3단째의 압연 패스(n＝3)에서는, r(n)/r(n－1)＝1.06

4단째의 압연 패스(n＝4)에서는, r(n)/r(n－1)＝1.05

5단째의 압연 패스(n＝5)에서는, r(n)/r(n－1)＝1.10

6단째의 압연 패스(n＝6)에서는, r(n)/r(n－1)＝0.91

이 되기 때문에, 2∼5단째의 압연 패스에 있어서, 상기식 (1)을 만족하는 압연 패스를 4회 연속하여 행한 것이 된다.

이와 같이, 상기의 조건을 만족하는 압연 패스를, 3회 이상 연속하여 행하면, 950∼1200℃의 온도역에서 행하는 압연 패스에, 상기의 조건을 만족하지 않는 압연 패스가 포함되어 있어도 좋다.

또한, 상기의 연속 압연 패스는, 특별히 한정되는 것은 아니지만, 조압연기와 마무리 압연기열로 구성되는 일반적인 열연 밀에서는, 조압연기에서 행한, 즉, 조압연에 있어서의 압연 패스에서 행하는 것이 바람직하다.

또한, 통상, 총 압연 패스수는 10∼14 정도이고, 이 중, 조압연의 압연 패스수(총수)는 5∼7 정도이고, 마무리 압연의 압연 패스수(총수)는 5∼7 정도이다.

900℃ 이상의 온도역에 있어서, 적어도 1회, 압연 패스 간의 시간을 20∼100초 확보한다.

상기의 연속 압연 패스를 행한 후, 900℃ 이상의 온도역에 있어서, 적어도 1회, 압연 패스 간의 시간을 20∼100초 확보함으로써, 상기의 연속 압연 패스의 압연 가공 중의 롤 바이트 내에서 발생한 판두께 방향에 있어서의 불균일한 변형 분포를, 회복 및 재결정에 의해 해소하여, 판두께 방향에 있어서의 변형 분포를 균일화하는 것이 필요하다.

즉, 상기의 연속 압연 패스 후에 얻어지는 강판에서는, 상기의 연속 압연 패스의 압연 가공 중의 롤 바이트 내에서 판두께 방향에 있어서의 불균일한 변형 분포가 발생하고 있어, 변형 분포가 판두께 방향으로 완전하게는 균일하게 되어 있다고는 할 수 없다. 즉, 상기의 연속 압연 패스 후에 얻어지는 강판에서는, 변형량이 많은 영역과 변형량이 적은 영역이 혼재하고 있는 상태에 있다.

그 때문에, 상기의 연속 압연 패스를 행한 후, 900℃ 이상의 온도역에 있어서, 적어도 1회, 압연 패스 간의 시간을 20∼100초 확보함으로써, 상기의 연속 압연 패스에서 발생한 불균일한 변형 분포를, 회복 및 재결정에 의해 해소하여, 판두께 방향에 있어서의 변형 분포를 균일화하는 것이 필요해진다.

이에 따라, 이 후의 압연 패스에 있어서도, 강판의 판두께 방향에 의해 균일하게 변형이 도입되기 쉬워지고, 최종적으로, 균일한 변형 분포를 갖는 열연 강판이 얻어진다.

이 때문에, 900℃ 이상의 온도역에 있어서, 적어도 1회, 압연 패스 간의 시간을 20∼100초 확보하는 것으로 한다. 압연 패스 간의 시간 확보 횟수의 상한에 대해서는 특별히 한정되는 것은 아니지만, 2회 정도이다.

여기에서, 상기의 압연 패스 간의 시간 확보를 900℃ 이상의 온도역에서 행하는 것으로 한 것은, 900℃ 미만에서는, 상기한 회복 및 재결정이 불충분해져, 상기의 연속 압연 패스에 의해 발생한 판두께 방향에 있어서의 불균일한 변형 분포를 해소하는 것이 곤란해지기 때문이다.

또한, 압연 패스 간의 시간을 20∼100초로 한 것은, 다음의 이유에 의한다.

즉, 압연 패스 간의 시간이 20초보다 짧으면, 상기한 회복 및 재결정이 불충분해져, 상기의 연속 압연 패스에 의해 발생한 판두께 방향에 있어서의 불균일한 변형 분포를 해소할 수 없다. 한편, 압연 패스 간의 시간이 100초를 초과하면, 생산성의 저하를 초래한다.

이 때문에, 압연 패스 간의 시간을 20∼100초로 했다.

또한, 상기의 압연 패스 간의 시간 확보는, 특별히 한정되는 것은 아니지만, 조압연기와 마무리 압연기열로 구성되는 일반적인 열연 밀에서는, 조압연 시의 압연 패스 간에서 행하거나, 조압연기와 마무리 압연기의 사이(즉, 조압연에 있어서의 최후의 압연 패스와 마무리 압연에 있어서의 최초의 압연 패스와의 사이)에서 행하는 것이 바람직하다.

열간 압연 종료 출측 온도: 800∼900℃

또한, 열연판 어닐링 후에 얻어지는 강판에 있어서, 판두께 방향의 경도의 편차를 적게 하려면, 열간 압연 종료 출측 온도를 적절히 제어할 필요가 있다.

여기에서, 열간 압연 종료 출측 온도가 900℃를 초과하면, 압연 시의 피압연재의 강도(이하, 고온 강도라고도 함)가 과도하게 저하하는, 즉, 압연 시의 변형 저항이 과도하게 저하한다. 여기에서, 고온 강도가 저하하여 피압연재가 과도하게 연질화하면, 압연 롤과 접촉하는 피압연재의 표면 바로 아래에 있어서 전단 변형이 발생하기 쉬워져, 압연 시에 전단 변형이 피압연재의 판두께 방향의 표층부(표면 근방)에 많이 도입되고, 판두께 중심부에서는 변형의 도입이 적어진다. 그 결과, 판두께 방향으로 불균일한 변형 분포가 발생하게 된다. 또한, 고온에서 압연이 종료하기 때문에, 전체 압연 패스 종료 후에, 단시간에 재결정이나 입성장이 과도하게 진행될 우려가 있다. 그 때문에, 결정립의 조대 또한 불균일한 혼립 조직이 형성되어, 경도의 편차가 발생한다.

이 점, 열간 압연 종료 출측 온도를 900℃ 이하로 하면, 압연재의 표면 바로 아래에 있어서의 전단 변형이 발생하기 어려워져, 판두께 방향으로 균일하게 변형을 축적하는 것이 가능해져, 열간 압연의 다음 공정이 되는 열연판 어닐링 후에 균일한 재결정 조직이 얻어지게 된다.

그러나, 열간 압연 종료 출측 온도가 800℃ 미만이 되면, 압연 하중이 현저하게 상승하기 때문에 제조상 바람직하지 않다. 또한, 강판 표면에 표면 거칠어짐이 발생하여, 표면 품질이 저하하는 경우가 있다.

그 때문에, 열간 압연 종료 출측 온도는 800∼900℃의 범위로 한다. 바람직하게는, 열간 압연 종료 출측 온도는 820∼900℃의 범위이다. 보다 바람직하게는, 열간 압연 종료 출측 온도는 820∼880℃의 범위이다.

상기 이외의 열간 압연 조건에 대해서는 특별히 한정되지 않고, 상법에 따르면 좋다.

예를 들면, 상기한 연속 압연 패스 이외의 압연 패스에 있어서의 1회당의 압하율은, 조압연에 있어서의 압연 패스에서는 5∼30％, 마무리 압연에 있어서의 압연 패스에서는 10∼40％로 하면 좋다.

또한, 열간 압연에 있어서의 총 압하율은, 80∼98％로 하는 것이 바람직하다.

또한, 열간 압연 후의 냉각 조건에 대해서도 특별히 한정되지 않고, 예를 들면, 열연 강판을, 수냉, 기수 냉각 또는 방냉하고, 이어서, 권취를 행한다. 또한, 권취 온도에 대해서도 특별히 한정되지 않지만, 권취 온도를 450℃ 초과 500℃ 미만으로 한 경우, 475℃ 취화에 기인한 취화가 발생할 우려가 있다. 그 때문에, 권취 온도는 450℃ 이하, 또는, 500℃ 이상 750℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.

열연판 어닐링 온도: 700∼1100℃

상기의 열간 압연에 의해 얻어진 열연 강판에 열연판 어닐링을 실시하여 열연 어닐링 강판으로 한다. 열연판 어닐링에서는, 열간 압연 시에 형성된 균일한 압연 가공 조직을 충분히 재결정시켜, 판두께 방향에 있어서의 경도의 편차를 저감한다. 그러기 위해서는, 열연판 어닐링 온도를 700∼1100℃의 범위로 할 필요가 있다.

여기에서, 열연판 어닐링 온도가 700℃ 미만이 되면, 재결정이 불충분해져, 회복한 전신립, 재결정립, 입성장한 재결정립 등이 혼재한 불균일한 혼립 조직이 되어, 소정의 판두께 방향의 비커스 경도의 최대값과 최소값과의 차로 하는 것이 곤란해진다.

한편, 열연판 어닐링 온도가 1100℃를 초과하면, 재결정립이 과도하게 성장하고, 현저하게 조대한 결정립 조직이 되어, 인성이 저하한다. 또한, 석출물의 재용해량 및 재석출량이 증가하고, 이들 석출물이, 강 중에 불균일한 사이즈로 불균일하게 국재하여 석출되어, 판두께 방향의 경도의 편차를 초래할 우려가 있다.

그 때문에, 열연판 어닐링 온도는 700∼1100℃의 범위로 한다. 바람직하게는, 열연판 어닐링 온도는 750∼1000℃의 범위이다.

상기 이외의 열연판 어닐링 조건에 대해서는 특별히 한정되지 않고, 상법에 따르면 좋다.

또한, 상기의 열연 어닐링 강판에, 필요에 따라서, 쇼트 블라스트나 산 세정에 의한 탈스케일 처리를 행해도 좋다. 추가로, 표면 성상을 향상시키기 위해, 연삭이나 연마 등을 실시해도 좋다.

실시예

표 1에 나타내는 성분 조성(잔부는 Fe 및 불가피적 불순물)이 되는 강을, 용량 150㎏의 소형 진공 용해로에서 용제하고, 열간 가공에 의해, 두께: 75mm×폭: 90mm×길이: 160㎜의 압연용 소재(강 소재)로 했다. 이들 압연용 소재를, 1100∼1200℃로 가열하고, 표 2에 나타내는 조건으로 열간 압연을 행했다.

또한, 표 2 중의 「연속 압연 패스 횟수」는, 950∼1200℃의 온도역에 있어서, 압하율: 15％∼50％이고, 또한, 당해 압하율이, 1개 전의 압연 패스에 있어서의 압하율과의 관계에서 상기식 (1)을 만족하는 압연 패스를, 연속하여 행한 횟수이다.

또한, 표 2 중의 「연속 압연 패스 온도역」은, 상기한 연속 압연 패스 횟수에 포함되는, 압연 패스의 온도 범위이다.

또한, 표 2에 나타내는 이외의 패스 간 시간은, 모두 15초 이하로 했다.

또한, No.1, 2, 4, 5, 8∼13, 15, 16, 19∼22, 24∼26의 열간 압연에 있어서의 총 압연 패스수는 14,

No.3, 7의 열간 압연에 있어서의 총 압연 패스수는 11,

No.6, 14, 17, 18의 열간 압연에 있어서의 총 압연 패스수는 13,

No.23의 열간 압연에 있어서의 총 압연 패스수는 10이다.

이어서, 상기와 같이 하여 얻은 열연 강판에, 표 2에 나타내는 조건으로 열연판 어닐링을 실시하여, 표 3에 나타내는 판두께의 열연 어닐링 강판을 얻었다.

이렇게 하여 얻어진 열연 어닐링 강판으로부터 시험편을 채취하고, 상기한 방법에 의해, 판두께 방향에 있어서의 비커스 경도의 최대값과 최소값과의 차를 구했다. 또한, 측정에서는, 시마즈세이사쿠쇼 제조의 HMV-FA1 비커스 경도계를 이용했다. 결과를 표 3에 병기한다.

또한, 이하의 요령으로, 전단 가공 후의 전단 분리면 성상의 평가를 행했다.

즉, 상기의 열연 어닐링 강판으로부터 판두께×폭 35㎜(압연 방향에 평행)×길이 140㎜(압연 방향에 직각)의 시험편을 채취하고, 당해 시험편에, 가부시키가이샤 아마다 제조의 유압 전단기: H-1213을 이용하여, 전단 분리면이 압연 방향에 평행한 단면(L단면)이 되도록, 전단 가공을 실시하여, 상기의 시험편을 판두께×폭 35㎜(압연 방향에 평행)×길이 70㎜(압연 방향에 직각)의 시험편으로 2분할했다.

또한, 전단 가공에 있어서의 클리어런스는, 시험편의 판두께에 따라서 변화시켰다.

즉,

판두께: 5.0∼6.0㎜의 경우의 클리어런스는 0.8㎜,

판두께: 6.0㎜ 초과∼7.5㎜의 경우의 클리어런스는 1.0㎜,

판두께: 7.5㎜ 초과∼8.5㎜의 경우의 클리어런스는 1.2㎜,

판두께: 8.5㎜ 초과∼10.0㎜의 경우의 클리어런스는 1.4㎜,

판두께: 10.0㎜ 초과∼11.5㎜의 경우의 클리어런스는 1.6㎜,

판두께: 11.5㎜ 초과∼15.0㎜의 경우의 클리어런스는 2.0mm

로 했다.

이어서, 전단기측에 남은 판두께×폭 35㎜(압연 방향에 평행)×길이 70㎜(압연 방향에 직각)의 시험편(폭 35㎜의 한 변이 전단 분리면으로 되어 있음)으로부터, 마이크로 커터로 전단 분리면이 포함되도록, 판두께×폭 35㎜(압연 방향에 평행)×길이 20㎜(압연 방향에 직각)의 시험편(폭 35㎜의 한 변이 전단 분리면으로 되어 있음)의 시험편을 잘라냈다.

이어서, 이 잘라낸 시험편을, 마이크로 커터로 절반 분할하여, 판두께×폭 17.5㎜(압연 방향에 평행)×길이 20㎜(압연 방향에 직각)의 시험편(폭 17.5㎜의 한 변이 전단 분리면으로 되어 있음)의 시험편으로 하고, 이 시험편을 이용하여, 전단 분리면의 관찰을 행했다.

전단 분리면의 관찰은, 관찰면이 압연 방향과 직각의 단면(C단면)이 되도록(환언하면, 도 1과 같이 전단 분리면을 단부로 하는 단면을 압연 방향으로부터 관찰하기 위해) 시험편을 수지 매입, 연마하고, 에칭 없이, 광학 현미경에 의해, 전단 분리면을 단부로 하는 단면을 배율: 25배로 관찰하여, 판두께 방향에 있어서의 전단면 길이 및 파단면 길이의 측정을 행했다.

또한, 상기의 측정에서는, 압연 방향으로부터 전단 분리면을 단부로 하는 단면을 관찰하고,

도 1에 나타내는 바와 같이,

처짐을, 전단 가공 시의 공구의 파고듦 시에 압하되어, 피가공재의 표면이 만곡하고 있는 영역이라고,

전단면을, 전단 분리면(단면의 단부)이 판두께 방향으로 대략 평행이 되는 영역이라고,

파단면을, 전단면의 하방이고, 또한, 전단 분리면(단면의 단부)이, 전단면을 통과하는 판두께 방향으로 대략 평행한 직선으로부터 벗어나, 피가공재측(압연 방향에 직각인 방향)으로 만곡한 영역이라고,

플래시를, 판두께 방향으로 하향으로 돌출된 예리한 형상의 영역이라고,

각각 판단하고, 처짐 및 플래시를 제외하고, 판두께 방향에 있어서의 전단면 길이 및 파단면 길이를 측정했다.

그리고, 다음식에 의해 전단면 비율을 구하고, 이하의 평가 기준에 의해, 전단 가공 후의 전단 분리면 성상을 평가했다. 평가 결과를 표 3에 병기한다.

전단면 비율(％)＝[판두께 방향의 전단면 길이(㎜)]/([판두께 방향의 전단면 길이(㎜)]＋[판두께 방향의 파단면 길이(㎜)])×100

·평가 기준

합격(○): 전단면 비율이 45％ 이상

불합격(×): 전단면 비율이 45％ 미만

표 3에 나타내는 바와 같이, 발명예에서는 모두, 우수한 전단 가공 후의 전단 분리면 성상이 얻어지고 있다.

한편, 비교예에서는 모두, 충분한 전단 가공 후의 전단 분리면 성상이 얻어지지 않았다.

Claims (7)

1. 질량％로,
   C: 0.001∼0.030％,
   Si: 0.10∼1.00％,
   Mn: 0.10∼1.00％,
   P: 0.050％ 이하(0%를 포함함),
   S: 0.010％ 이하(0%를 포함함),
   Cr: 10.0∼24.0％,
   Ni: 0.01∼1.00％,
   Al: 0.010∼0.100％,
   N: 0.001∼0.030％ 및
   Ti: 0.15∼0.40％
   를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고,
   판두께가 5.0㎜ 이상이고, 판두께 방향의 비커스 경도의 최대값과 최소값과의 차가 Hv50 이하인, 페라이트계 스테인리스 강판.
2. 제1항에 있어서,
   상기 성분 조성이, 추가로, 질량％로,
   Cu: 0.01∼1.00％,
   Mo: 0.01∼1.50％ 및
   Co: 0.01∼0.50％
   의 1종 또는 2종 이상을 함유하는, 페라이트계 스테인리스 강판.
3. 제1항에 있어서,
   상기 성분 조성이, 추가로, 질량％로,
   Nb: 0.01∼0.50％,
   V: 0.01∼0.50％ 및
   Zr: 0.01∼0.50％
   의 1종 또는 2종 이상을 함유하는, 페라이트계 스테인리스 강판.
4. 제2항에 있어서,
   상기 성분 조성이, 추가로, 질량％로,
   Nb: 0.01∼0.50％,
   V: 0.01∼0.50％ 및
   Zr: 0.01∼0.50％
   의 1종 또는 2종 이상을 함유하는, 페라이트계 스테인리스 강판.
5. 제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서,
   상기 성분 조성이, 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％ 및
   Sb: 0.01∼0.50％
   의 1종 또는 2종 이상을 함유하는, 페라이트계 스테인리스 강판.
6. 제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 기재된 페라이트계 스테인리스 강판의 제조 방법으로서,
   제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 기재된 성분 조성을 갖는 강 소재에, 복수단의 압연 패스로 이루어지는 열간 압연을 실시하여 열연 강판으로 하고, 이어서, 당해 열연 강판에 열연판 어닐링을 실시하여 열연 어닐링 강판으로 하고,
   상기 열간 압연에서는,
   950∼1200℃의 온도역에 있어서,
   압하율: 15％∼50％이고, 또한, 당해 압하율이, 1개 전의 압연 패스에 있어서의 압하율과의 관계에서 하기식 (1)을 만족하는 압연 패스를, 3회 이상 연속하여 행하고,
   그 후, 900℃ 이상의 온도역에 있어서,
   적어도 1회, 압연 패스 간의 시간을 20∼100초 확보하고,
   또한, 열간 압연 종료 출측 온도를 800∼900℃로 하고,
   상기 열연판 어닐링에서는,
   어닐링 온도를 700∼1100℃로 하는,
   페라이트계 스테인리스 강판의 제조 방법.
   기
   1.05≤r(n)/r(n－1)≤1.50 ···(1)
   여기에서,
   r(n): 당해 압연 패스(n단째의 압연 패스)에 있어서의 압하율
   r(n－1): 1개 전의 압연 패스(n－1단째의 압연 패스)에 있어서의 압하율
   n: 2 이상, 총 압연 패스수 이하의 정수(당해 압연 패스의 단수)
   이다.
7. 제5항에 기재된 페라이트계 스테인리스 강판의 제조 방법으로서,
   제5항에 기재된 성분 조성을 갖는 강 소재에, 복수단의 압연 패스로 이루어지는 열간 압연을 실시하여 열연 강판으로 하고, 이어서, 당해 열연 강판에 열연판 어닐링을 실시하여 열연 어닐링 강판으로 하고,
   상기 열간 압연에서는,
   950∼1200℃의 온도역에 있어서,
   압하율: 15％∼50％이고, 또한, 당해 압하율이, 1개 전의 압연 패스에 있어서의 압하율과의 관계에서 하기식 (1)을 만족하는 압연 패스를, 3회 이상 연속하여 행하고,
   그 후, 900℃ 이상의 온도역에 있어서,
   적어도 1회, 압연 패스 간의 시간을 20∼100초 확보하고,
   또한, 열간 압연 종료 출측 온도를 800∼900℃로 하고,
   상기 열연판 어닐링에서는,
   어닐링 온도를 700∼1100℃로 하는,
   페라이트계 스테인리스 강판의 제조 방법.
   기
   1.05≤r(n)/r(n－1)≤1.50 ···(1)
   여기에서,
   r(n): 당해 압연 패스(n단째의 압연 패스)에 있어서의 압하율
   r(n－1): 1개 전의 압연 패스(n－1단째의 압연 패스)에 있어서의 압하율
   n: 2 이상, 총 압연 패스수 이하의 정수(당해 압연 패스의 단수)
   이다.

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