本发明涉及铁素体不锈钢及其制造方法，更详细地，涉及可通过添加Ti、N来铸造为微细粒度并控制结晶方位从而成型性和抗皱性得到提高的铁素体不锈钢及其制造方法。
背景技术：
：通常，铁素体不锈钢相比于奥氏体不锈钢，价格低廉，而且表面光泽、拉拔性能及抗氧化性良好，因而广泛使用于厨房用品、建筑外装材料、家电产品、电子部件等中。铁素体不锈钢在成型加工时，平行于轧制方向发生褶皱形式的表面缺陷，以适用于如上所述的用途的部件中，这种现象称为起皱(ridging)。发生起皱的原因根源上起因于粗大的铸造组织。即，在压制或退火工序中铸造组织不会被破坏而以粗大的带状组织残留的情况下，由于拉伸加工时发生与周边的再结晶组织不同的宽度及厚度方向的变形运动而表现为起皱缺陷。由于这种起皱缺陷导致产品外观不良,因此需要在成型后发生起皱的部分进行附加的研磨工序,从而成为提高最终产品的制造单价的原因。作为铁素体不锈钢之一的STS430钢为包含约16重量％的铬(Cr)的钢，是铁素体不锈钢的代表钢种，其广泛使用于家庭用西式餐具及家电产品部件中。虽然STS430钢在其它铁素体不锈钢中属于抗皱性优异的钢，但仍然会发生起皱缺陷，因此为了减少研磨费用或因起皱而导致的机械缺陷，实际上要求能够减少起皱的铁素体不锈钢。与其它铁素体不锈钢相比，STS430钢的抗皱性相对优异的原因在于，在铸造后至热轧结束为止的区间经过25～40％左右的奥氏体转变。如前述，在铁素体不锈钢中发生起皱的原因在于铸造时所形成的粗大组织，在STS430钢中因部分奥氏体转变而能去除一些这种铸造组织，由此起皱发生得到缓和。以往，在“面内各向异性较小且抗皱性优异的铁素体不锈钢板及其制造方法(公开专利10-1997-0015775)”等中具体公开了如下的铁素体不锈钢板及其制造方法：该铁素体不锈钢板及其制造方法通过使钢的组成、压制条件、退火条件最佳化而控制为特有的集合组织发展以提高抗皱性。另外，在“表面质量优异的铁素体不锈钢板及其制造方法(公开专利10-2011-0077095”等中具体公开了通过实施罩式退火而制造表面质量优异的铁素体不锈钢板及其制造方法。但是，如上所述的现有文献具有如下问题：具有奥氏体转变区间的铁素体不锈钢在热轧后需要进行用于分解奥氏体组织的罩式退火处理，因此消耗费用而使生产费用增加并增加制造时间。此外，由于热轧后实施罩式退火处理而生产费用及制造时间增加，并且未能解决生产率降低的问题，具有随着制造时间的增加而生产率降低的问题。技术实现要素：要解决的技术问题为了解决上述问题，本发明提供一种成型性和抗皱性得到提高的铁素体不锈钢及其制造方法，其可省略罩式退火处理工序而进行连续退火处理，由此能够降低成本的同时，提高抗皱性和成型性。技术方案根据本发明一实施例的成型性和抗皱性得到提高的铁素体不锈钢制造方法包括以下步骤：将钢水连续铸造成板坯，以重量％计，所述钢水包含12.5～18.5％的Cr、0.025％以下(0除外)的C、0.01～0.05％的N、0.05～0.4％的Ti、0.2％以下(0除外)的Al、0.5％以下(0除外)的Si、0.5％以下(0除外)的Mn，余量为Fe及不可避免的杂质，并且满足下述数学式(1)及(2)；通过对上述板坯进行粗轧及精轧工序而制造热轧钢板；在连续退火工序中进行一次热处理以使上述热轧钢板的温度达到875～1025℃；以及通过对上述热轧钢板进行冷轧工序而制造冷轧钢板，1.5≤N/C≤6-------(1),5≤Ti/N≤20-------(2)。优选地，根据本发明的第一实施例的成型性和抗皱性得到提高的铁素体不锈钢制造方法，所述钢水包含14.5～18.5％的Cr、0.01％以下(0除外)的C、0.012～0.03％的N、0.15～0.3％的Ti、0.15％以下(0除外)的Al，并且满足下述数学式(3)及(4)，1.5≤N/C≤5-------(3)，8≤Ti/N≤20-------(4)。在制造上述板坯的过程中，连续铸造工序优选在1530～1550℃的温度下以0.7～1.0m/min(m/分钟)的速度进行，并且将电磁搅拌器(EMS；ElectroMagneticStirrer)的电流范围优选控制在800～1700A。上述铁素体不锈钢制造方法的特征在于，在1180～1240℃下将上述板坯制造成热轧钢板。优选地，本发明的第一实施例的成型性和抗皱性得到提高的铁素体不锈钢制造方法可进一步包括以下步骤：通过冷轧连续退火工序对上述热轧钢板进行二次热处理以使其达到775～925℃。根据本发明的第二实施例的成型性和抗皱性得到提高的铁素体不锈钢制造方法，所述钢水包含12.5～16.5％的Cr、0.001～0.025％的C、0.01～0.2％的Al、0.01～0.5％的Si、0.01～0.5％的Mn、0.01～0.5％的Cu、0.001～0.5％的Mo、0.01～0.5％的Nb、0.01～0.5％的Ni。上述热轧钢板的晶粒优选为150μm以下(0除外)。优选地，本发明的第二实施例的成型性和抗皱性得到提高的铁素体不锈钢制造方法的特征在于，在对上述不锈钢进行冷轧之后，在775℃以上925℃以下的退火温度下进行连续退火(ContinuousAnnealingLine，CAL)。另外，本发明的第三实施例的成型性和抗皱性得到提高的铁素体不锈钢制造方法的特征在于，在对上述不锈钢进行冷轧之后，在775℃以上850℃以下的退火温度下进行连续退火(ContinuousAnnealingLine，CAL)。本发明一实施例的成型性和抗皱性得到提高的铁素体不锈钢的特征在于，以重量％计，包含12.5～18.5％的Cr、0.01％以下(0除外)的C、0.01～0.05％的N、0.05～0.4％的Ti、0.2％以下(0除外)的Al、0.5％以下(0除外)的Si、0.5％以下(0除外)的Mn，余量为Fe及不可避免的杂质，并且满足下述数学式(1)及(2)：1.5≤N/C≤6-------(1)，5≤Ti/N≤20-------(2)。本发明的第一实施例的成型性和抗皱性得到提高的铁素体不锈钢的特征在于，以重量％计，包含14.5～18.5％的Cr、0.01％以下(0除外)的C、0.012～0.03％的N、0.15～0.3％的Ti、0.15％以下(0除外)的Al，并且满足下述数学式(3)及(4)：1.5≤N/C≤5-------(3)，8≤Ti/N≤20-------(4)。进一步，本发明的第二实施例的成型性和抗皱性得到提高的铁素体不锈钢以重量％计包含12.5～16.5％的Cr、0.001～0.025％的C、0.01～0.2％的Al、0.01～0.5％的Si、0.01～0.5％的Mn、0.01～0.5％的Cu、0.001～0.5％的Mo、0.01～0.5％的Nb、0.01～0.5％的Ni。优选地，本发明一实施例的成型性和抗皱性得到提高的铁素体不锈钢的特征在于，从结晶方位{111}<112>偏移的角度在15°以内的A晶粒分数f(A)与从结晶方位{111}<110>偏移的角度在15°以内的B晶粒分数f(B)之比f(A)/f(B)小于3.0。此外，其特征在于，从结晶方位{113}<361>偏移的角度在15°以内的C晶粒分数在15％以下，从结晶方位{111}//ND起角度在15°以内的D晶粒分数在35％以上。另外，其特征在于，晶粒粒度为40μm以下(其中0μm除外)。优选地，本发明一实施例的成型性和抗皱性得到提高的铁素体不锈钢的特征在于,最大起皱宽度为2μm以下，最大起皱高度为15μm以下。本发明一实施例的成型性和抗皱性得到提高的铁素体不锈钢由板坯来制造，所述板坯的铸造组织由体积比为1:2的等轴晶粒和柱状晶粒组成，等轴晶粒的平均粒度大于0且小于等于1.5mm，柱状晶粒的平均粒度为2.0～6.0mm。关于上述热轧钢板的晶粒，冷轧方向的晶粒的长度/厚度比优选满足1.5～3.0范围。发明效果根据本发明的实施例，提供一种可通过控制Ti、N、C含量并控制结晶方位而成型性和抗皱性得到提高的铁素体不锈钢。此外，本发明具有如下效果：通过防止产品轧制时生成的表面缺陷，来提高待生产产品的质量。此外，本发明具有如下效果：由于可省略罩式退火处理，因此可降低生产成本并提高生产率。附图说明图1a是表示本发明一实施例的一次热处理温度与起皱发生之间的关系的曲线图，图1b是用于说明本发明一实施例的一次热处理后的晶粒大小与起皱发生之间的关系的曲线图，图2是用于比较说明按铸造组织的类型形成等轴晶粒和柱状晶粒的图，图3a是表示本发明一实施例的二次热处理温度与起皱发生之间的关系的曲线图，图3b是说明本发明一实施例的二次处理后的晶粒大小与起皱发生之间的关系的曲线图，图4是表示本发明一实施例的成型性和抗皱性得到提高的铁素体不锈钢及比较钢的铸造组织粒度分布的曲线图，图5是表示在本发明一实施例的成型性和抗皱性得到提高的铁素体不锈钢中{113}<361>方位附近的晶粒分数与抗皱性之间的关系的图，图6是用于比较本发明一实施例的成型性和抗皱性得到提高的铁素体不锈钢及比较例的{113}<361>方位附近的晶粒的图，图7是表示在用本发明一实施例的成型性和抗皱性得到提高的铁素体不锈钢制造的冷轧产品中{111}//ND方位附近的晶粒分数与成型性之间的关系的图，图8是用于比较在本发明一实施例的成型性和抗皱性得到提高的铁素体不锈钢与比较例的冷轧产品的微细组织中{111}//ND方位附近的晶粒的图，图9是表示在冷轧后的退火处理中退火温度与{113}<361>方位附近的晶粒分数之间的关系的图，图10是表示在冷轧后的退火处理中退火温度与{111}//ND方位附近的晶粒分数之间的关系的图，图11是在对利用普通铁素体不锈钢(a)和本发明一实施例的成型性和抗皱性得到提高的铁素体不锈钢(b)来成型西式餐具(Φ＝270mm、H＝150mm)之后示出表面性状的图，图12是用于说明根据本发明一实施例成型之后，起皱谷的最大宽度及深度的图，图13是用于比较本发明一实施例的成型性和抗皱性得到提高的铁素体不锈钢与普通铁素体不锈钢的轧制加工后的起皱的图，图14是表示在比较钢和本发明一实施例的成型性和抗皱性得到提高的铁素体不锈钢的最终冷轧退火之后，对具有0.5mm厚度的材质的横向(TD,TransverseDirection)面的平均结晶粒度形状及结晶粒度分布进行比较的图。具体实施方式下面，参照附图，对本发明的优选实施例进行详细说明，但本发明并不限制或限定于实施例。作为参考，本说明中相同的附图标记实际上指相同的要素，在这种规则下可通过引用其它图中所记载的内容来进行说明，并且可省略被判断为对本领域技术人员来说显而易见的内容或重复的内容。本发明一实施方式的成型性和抗皱性得到提高的铁素体不锈钢制造方法包括，通过连续铸造钢水而制造板坯的步骤、制造热轧钢板的步骤、进行一次热处理的步骤以及制造冷轧钢板的步骤。板坯通过连续铸造钢水而制造，所述钢水以重量％计包含12.5～18.5％的Cr、0.025％以下(0除外)的C、0.01～0.05％的N、0.05～0.4％的Ti、0.2％以下(0除外)的Al、0.5％以下(0除外)的Si、0.5％以下(0除外)的Mn，余量为Fe及不可避免的杂质，并且满足下述数学式(1)及(2)：1.5≤N/C≤6-------(1)，5≤Ti/N≤20-------(2)。通常作为铁素体不锈钢中导致起皱的原因,可举例铸造时形成的粗大晶粒在热轧时未能去除而在热轧时保留的情况,这种晶粒在制造最终产品的冷轧后的退火处理中不容易被去除，并形成阻碍成型性的晶粒群。另外，在包含N的铁素体不锈钢中，需要通过罩式退火炉(BAF：BatchAnnealingFurnace)热处理来消除因铬-氮化物而形成的缺铬层。如果未能消除缺铬层，则具有引起耐蚀性和表面光泽劣化的问题。在本发明中，可通过添加钛(Ti)来形成由TiN化合物引起的微细等轴晶粒，并能获得粗大晶粒已去除的铸造组织。此外，本发明的主要内容如下：通过降低铬-氮化物的含量，从而即便不实施罩式退火炉(BAF)热处理，也能够制造耐蚀性优异的铁素体不锈钢。与普通铁素体不锈钢不同，通过将N/C比控制得较高，并可通过促进TiN化合物的形成而制造等轴晶粒微细的铁素体不锈钢，由此能够制造抗皱性优异的铁素体不锈钢。此外，即便N含量较高，也通过添加Ti来控制固溶在基质中的N含量，由此可制造成型性优异的铁素体不锈钢，而不会使延伸率变差。之后，在制造热轧钢板的过程中，对板坯进行粗轧及精轧工序而制造热轧钢板，通过作为一次热处理的连续退火过程和冷轧过程，将所述热轧钢板转变成冷轧钢板。优选一次热处理过程以875～1025℃的温度实施连续退火。其理由如下：如图1所示，在连续退火时，在小于875℃的退火温度下实施连续退火的情况下，由于因TiC、TiN等析出物引起的再结晶妨碍而难以进行再结晶，并且在退火温度超过1025℃而实施连续退火的情况下，随着晶粒过度生长而增加起皱的发生。因此，优选在一次热处理时将退火温度限制在875～1025℃。由此可知,在一次热处理后将晶粒的大小限制在150μm以下,以提高抗皱性。另外，在本发明中，所谓“退火温度”是指，在原材料通过连续退火炉的期间被加热而达到最高温度之后，脱离连续退火炉直至冷却为止的温度的平均值。此外，“最高温度”是指通常范围内原材料所处的最高温度而并不是临时测定的过渡值，“起皱高度”是指将热轧后连续退火的原材料继续冷轧及连续退火之后拉伸15％，然后在表面上沿与拉伸方向垂直的方向测定表面照度后的最大高度与最低高度之差。下面，对本发明的第一实施例进行说明。本发明的第一实施例的连续铸造过程的特征在于，以重量％计，所述钢水包含：14.5～18.5％的Cr、0.01％以下(0除外)的C、0.012～0.03％的N、0.15～0.3％的Ti、0.15％以下(0除外)的Al、0.5％以下(0除外)的Si、0.5％以下(0除外)的Mn，余量为Fe及其它不可避免的杂质，并且Ti和N及C和N的分数满足下述数学式(3)及(4)：1.5≤N/C≤5-------(3)，8≤Ti/N≤20-------(4)。下面，对本发明的第一实施例中的成分含量的数值限定理由进行说明。以下，在没有特别提到的情况下单位为重量％。Cr：12.5～18.5％优选铬(Cr)含量为14.5重量％至18.5重量％。这是因为，铬(Cr)是为了提高钢的耐蚀性而添加的合金元素，在铬含量小于14.5重量％的情况下，在本发明的组成范围内铁素体不锈钢的耐蚀性降低而成为问题。相反，在铬含量超过18.5重量％的情况下，在对板坯进行热轧的过程中，发生精轧轧辊负荷增加及热轧缺陷(Sticking)的可能性较高，而且增加不必要的制造单价。因此，本发明的实施例中的铬含量限定在14.5重量％至18.5重量％。C：0～0.010％(其中，0除外)优选碳(C)含量大于0且小于等于0.010重量％。这是因为，碳(C)为钢的奥氏体稳定化及固溶强化元素，在碳含量超过0.010重量％的情况下增加奥氏体分数，并由于固溶强化现象而导致延伸率下降从而降低产品的成型性，存在减少耐蚀性的问题，从而可防止塑性变形区间内的拉伸应变(stretcherstrain)缺陷。此时，延伸率是表示铁素体不锈钢的冷轧产品的加工性的品质特性之一，是被广泛应用的用语，其通过如下的值来计算：该值为对铁素体不锈钢的冷轧产品进行单轴拉伸时直至发生破断的瞬间为止所得到的延伸量除以初始长度而取得的值。N：0.012～0.030％氮(N)含量优选为0.012重量％至0.030重量％，更优选为0.015重量％至0.023重量％。这是因为，氮(N)在铸造及凝固时与Ti结合而形成TiN化合物，由此在具有使板坯微细组织微细化的效果的本发明中为起到重要作用的元素，在添加0.01重量％以上的大量氮，然而氮含量超过0.030重量％的情况下，不仅阻碍加工性，而且可导致由TiN引起的结疤(Scab)缺陷,从而成为妨碍加工性的问题和冷轧产品的拉伸应变(stretcherstrain)的原因。特别是，在将氮添加量控制在0.015重量％至0.023重量％的情况下，具有如下效果：将成型后的起皱谷的最大宽度(MaxA)控制在0.7～1.2μm，最大高度(MaxB)控制在8～14μm，等轴晶粒的粒度微细到0.7～1.5mm。Si：0～0.5％(其中，0％除外)优选硅(Si)含量大于0且小于等于0.5重量％。这是因为，硅(Si)为炼钢时作为脱氧剂而添加的元素，是铁素体稳定化元素，因此优选为含有微量的硅，但在硅含量超过0.5重量％的情况下引起材质的硬化而降低延展性，因此限定在0.5重量％以下。Mn：0～0.5％(其中，0％除外)优选锰(Mn)含量是大于0且小于等于0.5重量％。这是因为，锰(Mn)虽然为钢中不可避免地包含的杂质，在包含大量锰的情况下，焊接时发生锰烟雾(fume)且成为MnS相析出的原因,从而降低延伸率，因此将本发明的实施例中的Mn含量限定在上述范围。Ti：0.15～0.3％优选钛(Ti)含量为0.15重量％至0.30重量％。这是因为，钛(Ti)为起到使铸片组织的等轴晶粒粒度微细化的重要作用的元素，其起到通过将碳、氮等固定来提高加工性的作用，因此添加0.15重量％以上的钛。相反，在钛含量超过0.30重量％的情况下，增加铁素体钢的制造单价，成为冷轧产品的条状(sliver)缺陷的原因，因此本发明的实施例中将Ti含量限定在上述范围。Al：0～0.15％(其中，0％除外)优选铝(Al)含量大于0且小于等于0.15重量％。这是因为，铝(Al)为在炼钢时作为脱氧剂作用而添加的元素，但在铝含量超过0.15重量％的情况下，铝以非金属夹杂物存在而成为冷轧带钢的条状缺陷原因且使焊接性降低，因此将本发明的实施例中的AI含量限定在上述范围。除前述元素以外的剩余元素由铁(Fe)及其它不可避免的杂质构成。优选地，本发明的第一实施例的连续铸造过程在1530～1550℃的温度下以0.7～1.0m/min(m/分钟)的速度进行，此时，优选将电子搅拌器(EMS；ElectroMagneticStirrer)的电流范围控制在800～1700A。这是因为，如图3所示，在如类型-Ⅲ那样板坯的铸造组织形状沿厚度方向划分为3等分时，平均粒度为1.5mm以下(0除外)的等轴晶粒在中心部以整体厚度的约1/3厚度形成，各个平均粒度为2.0～6.0mm的柱状晶粒可从等轴晶粒的两端形成至表层部位置。即，具有通过将中心部的等轴晶粒形成为微细，提高材料的抗皱性的效果，关于类型-I及Ⅱ将在后面进行说明。如此，通过将制造的板坯加热至1180～1240℃，制造热轧钢板。下面，对本发明的第二实施例进行说明。本发明的第二实施例的连续铸造过程的特征在于，以重量％计，所述钢水12.5～16.5％的Cr、0.001～0.025％的C、0.01～0.05％的N、0.05～0.4％的Ti、0.01～0.2％的Al、0.01～0.5％的Si、0.01～0.5％的Mn、0.01～0.5％的Cu、0.001～0.5％的Mo、0.01～0.5％的Nb、0.01～0.5％的Ni，余量为Fe及不可避免的杂质，Ti和N及C和N的分数满足上述数学式(1)及(2)。下面说明本发明第二实施例中的成分含量的数值限定理由。Cr：12.5～16.5％，优选铬(Cr)含量为12.5重量％至16.5重量％。这是因为，铬(Cr)是为了提高钢的耐蚀性而添加的合金元素，在上述铬含量小于12.5重量％的情况下，铁素体不锈钢的耐蚀性降低，在铬含量超过16.5重量％的情况下，增加不必要的制造单价。因此，本发明的实施例中的上述铬限定在12.5～16.5重量％。C：0.001～0.025％，优选碳(C)含量为0.001～0.025重量％。这是因为，碳(C)为钢的奥氏体稳定化元素，起到使奥氏体分数最大化的作用，因此需要限制碳含量，在碳(C)为固溶强化元素且含量超过0.025重量％的情况下，使延伸率下降而降低产品的成型性并减少耐蚀性，在碳含量小于0.001重量％的情况下发生附加的精炼费用。此时，上述延伸率与在上述第一实施例中说明的相同。N：0.01～0.05％，优选氮(N)含量为0.01重量％至0.05重量％。这是因为，氮(N)在铸造及凝固时与Ti结合而形成TiN化合物，由此在具有使板坯微细组织微细化的效果的本发明中为起到重要作用的元素，在添加0.01重量％以上的大量氮而上述氮含量超过0.05重量％以上的情况下，不仅阻碍加工性，而且成为冷轧产品的拉伸应变(stretcherstrain)的原因。Ti：0.05～0.40％，优选钛(Ti)含量为0.05重量％至0.40重量％。这是因为，钛(Ti)为起到使铸片组织的等轴晶粒度微细化的重要作用的元素，其起到通过将碳、氮等固定来提高加工性的作用，因此添加0.05重量％以上的钛。相反，在上述钛含量超过0.40重量％的情况下，成为增加铁素体钢的制造单价及冷轧产品的条状(sliver)缺陷的原因。Al：0.01～0.2％，优选铝(Al)含量为0.01-0.2重量％。这是因为，铝(Al)为在炼钢时作为脱氧剂作用而添加的元素，优选含有0.01重量％以上的铝，但在铝含量超过0.3重量％的情况下，铝以非金属夹杂物存在而成为冷轧带钢的条状缺陷原因且使焊接性降低。Si：0.01～0.5％，优选硅(Si)含量为0.01重量％至0.5重量％。这是因为，硅(Si)为炼钢时作为脱氧剂而添加的元素，是铁素体稳定化元素，因此优选含有0.01重量％以上的硅。相反，在硅含量超过0.5重量％的情况下，具有引起材质的硬化而降低延展性的问题。Mn：0.01～0.5％，优选锰(Mn)含量为0.01重量％至0.5重量％。这是因为，锰(Mn)虽然为钢中不可避免地包含的杂质，在包含大量锰的情况下，焊接时发生锰烟雾(fume)，且成为MnS相析出的原因，从而降低延伸率。Cu：0.01～0.5％，优选铜(Cu)含量为0.01重量％至0.5重量％。这是因为，铜(Cu)为钢中不可避免地包含的杂质，在添加0.01％以上的铜的情况下，具有改善耐蚀性的效果，但铜为高价元素，在铜含量超过0.5％的情况下，具有使加工性降低的问题。Mo：0.001～0.5％，优选钼(Mo)含量为0.001重量％至0.5重量％。这是因为，在添加0.010重量％以上的钼(Mo)的情况下，具有提高耐蚀性特别是耐孔蚀性的效果，但钼为高价元素，在钼含量超过0.5重量％的情况下，具有使加工性降低的问题。Nb：0.001～0.5％，优选铌(Nb)含量为0.001重量％至0.5重量％。这是因为，铌(Nb)为高价元素，在添加0.001％以上的铌的情况下，使固溶C、N作为碳化物析出，从而具有改善耐蚀性及提高成型性的效果，相反，在铌含量超过0.5重量％的情况下，因夹杂物而导致外观不良及降低韧性，从而具有提高制造为本的问题。Ni：0.01～0.5％，优选镍(Ni)含量为0.01重量％至0.5重量％。这是因为，镍(Ni)为钢中不可避免地包含的杂质，在添加0.01重量％以上的镍的情况下具有提高耐蚀性的效果，相反在大量添加镍的情况下，奥氏体稳定化程度增加并由于为高价元素而具有提高制造为本的问题。除前述元素以外的剩余元素由铁(Fe)及其它不可避免的杂质构成。如图3及图4所示，虽然作为比较例的类型-I的铸造组织进行Al脱氧，但为在Ti、N比率及各自含量未被最佳化的情况下出现的现象，该现象为从N含量为通常0.005～0.01重量％范围内的Ti添加钢中呈现的铸造组织。此外，作为又一例的比较例的类型-Ⅱ的铸造组织在实施AI+Ti复合脱氧或Mg系脱氧的情况下呈现出等轴晶粒率提高到80％以上的铸造组织。这对提高等轴晶粒率具有较大的好处，但因复合脱氧或MG系脱氧等复杂工序而带来制造本的上升，对等轴晶粒的微细化方面未呈现出较大的效果。一般来讲，由于在板坯的表层部，中心部的一半位置(1/4t部分)处的铸造组织在热轧工序中被破坏，因此为了实际改善抗皱性，在中心部的一半位置(1/4t部分)处进行中心部等轴晶粒的铸造组织微细化将会更有效。本发明一实施方式的成型性和抗皱性得到提高的铁素体不锈钢的铸造组织以类型－III方式形成，这种类型－III的铸造组织可从由Al单独脱氧及0.012～0.03重量％的N含量构成的Ti添加钢中获取。可确认出，本发明中获取到的铸造组织的特征为如下：在热轧区间容易被破坏的部位(从表层部至中心部的一半位置(1/4t部分))具有柱状晶组织，在热轧工序中难以被破坏的部位(从中心部的一半位置(1/4t部分)至中心部)的等轴晶粒的铸造组织为1.5mm以下。如上所述，铸造出的板坯在制造热轧钢板的过程中通过粗轧及精轧被制造为热轧钢板之后，在经过一次处理制造冷轧钢板的过程中通过冷轧工序被制造为冷轧钢板。优选地，本发明的实施例的成型性和抗皱性得到提高的铁素体不锈钢的制造方法进一步包括以下过程：用775～925℃的温度对制造出的冷轧钢板进行连续退火的二次热处理。如图3所示，根据本发明的实施例，可知在第二次热处理过程中用775～925℃的退火温度实施连续退火的情况下，通过使冷轧钢板的晶粒大小达到40μm(其中，0μm除外)以下，来提高抗皱性。此外，可知在脱离本发明所提供的退火温度范畴的范围内进行制造的情况下，由于晶粒过度生长或再结晶未结束而起皱加重。更优选地，根据本发明的实施例，在二次热处理过程中用775～850℃的退火温度来实施连续退火。其理由如下：如图3a所示，通过使起皱的发生最小化，能够大幅提升提高抗皱性。下面，参照附图，对通过本发明的实施例制造出的成型性和抗皱性得到提高的铁素体不锈钢进行说明。优选本发明的实施例的成型性和抗皱性得到提高的铁素体不锈钢满足下述数学式(1)及(2)，其理由与前述所说明的相同，1.5≤N/C≤6-------(1)5≤Ti/N≤20-------(2)。[表1]CrCNTiAlSiMnCuMoNbNi实施例115.20.0070.0200.1300.1000.140.250.0740.0200.0030.16实施例216.00.0080.0160.2400.0900.170.260.0710.0200.0040.16实施例316.20.0040.0200.1700.0300.190.100.0300.0200.0030.02实施例416.10.0040.0170.2300.0800.190.120.0300.0200.0020.01实施例517.80.0090.0170.3100.1200.220.110.0500.0300.0020.05实施例613.80.0050.0210.1900.0300.180.190.0800.0200.0030.09比较例117.60.0070.0080.3000.0700.190.280.0700.0300.0030.18比较例216.50.0100.0110.0050.0030.470.220.0200.0090.2900.12比较例316.20.0390.0400.0020.0030.320.350.0400.0200.0040.16比较例417.80.0100.0090.2100.0600.330.270.0600.0300.5000.19比较例513.80.0070.0080.2100.0050.580.300.0500.0260.0050.13[表2][表1]中示出了铁素体不锈钢的实施例及比较例的合金成分。在[表1]的实施例中对Ti、N、C的含量进行了控制，上述实施例及比较例通过真空熔解来确认了成分。关于[表1]所涉及的实施例及比较例，通过粗轧机和连续精轧机来制造铁素体不锈钢热轧钢板，之后进行连续退火及酸洗，并接着实施了冷轧及冷轧退火。[表2]中示出了[表1]所涉及的实施例及比较例的Ti/N、N/C，并示出了确认最终冷轧产品的代表质量即起皱等级后的结果。此时，[表2]中的抗皱性等级为拉伸15％后测定出的起皱高度等级(Wt基准)，1级表示小于11μm，2级表示11μm～14μm，3级为14μm～18μm，4级表示18μm以上，在此1级相当于本发明中视为目标的范围。参照[表1]至[表2]，实施例1至6的Ti/N满足5至20，N/C满足1.5至6。相反，可确认比较例1-6的Ti/N不能满足5-20，N/C不能满足1.5-6。此外，如实施例1-6，通过对钛(Ti)、氮(N)、碳(C)进行控制来满足本发明的组成范围，在均满足式(1)至式(2)的情况下，可知如同[表2]起皱等级具有1级。如比较例3所示，在因包含制造种类奥氏体相而需要进行罩式退火(BAF)工序的STS430钢的情况下，起皱等级相当于2级。因此，可确认实施例1-6省略罩式退火(BAF)工序，并与STS430钢相比降低成本的同时，与常用的STS430钢相比抗皱性优异。此外，可确认在如同比较例1、4、5即使添加大量的Ti，也不能满足本发明所提供的式的情况下，无法得到优异的抗皱性。另外，优选本发明一实施例的成型性和抗皱性得到提高的铁素体不锈钢被形成为，从晶体方位{111}<112>偏移的角度在15°以内的A晶粒分数f(A)与从晶体方位{111}<110>偏移的角度在15°以内的B晶粒分数f(B)之比f(A)/f(B)小于3.0。此时，优选从结晶方位{113}<361>偏移的角度在15°以内的C晶粒分数在15％以下，从结晶方位{111}//ND偏移的角度在15°以内的D晶粒分数在35％以上这是因为，由图8可知，在从晶体方位{113}<361>偏移的角度在15°以内的C晶粒分数在15％以下的情况下，能够使起皱的发生最小化，并且该分数越增加则起皱的发生越增加。因此，为了确保优异的抗皱性，优选将C晶粒分数限制在15％以下。图6(a)是表示本发明一实施方式的成型性和抗皱性得到提高的铁素体不锈钢的照片，图6(b)是表示比较例的照片。由图6可知，本发明一实施方式的成型性和抗皱性得到提高的铁素体不锈钢的最终产品和比较例相比，该最终产品以较高的分数形成了微细组织，从而抗皱性得到提高。另外，为了提高成型性，从晶体方位{111}//ND起15°以内的D晶粒分数应高于35％以上。图7是表示D晶粒分数和成型之间的图，其中，作为表示成型性的指标之一的平均r值按下式定义。平均r值＝{r(0°)+4×r(45°)+r(90°)}/4此时，r(角度)表示将原材料沿该角度方向拉伸15％后的宽度方向与厚度方向的延伸率比，该值越大则越具有优异的成型性并以较高的分数形成该晶粒。因此，本发明一实施例的成型性和抗皱性得到提高的铁素体不锈钢的平均r值为1.2以上，为了提高成型性，优选将D晶粒分数限制在35％以上。另外，图8(a)是表示本发明一实施形态的成型性和抗皱性得到提高的铁素体不锈钢的照片，图8(b)是表示比较例的照片。图8b是表示特殊比较例的微细组织的照片，其通过其它方法表示从结晶方向{111}//ND起角度在15°以内的D晶粒分数与本发明一实施例的成型性和抗皱性得到提高的铁素体不锈钢相似的分数，从而即使成型性优异，起皱等级也为3级而处于劣势。如图9及10所示，上述理由提供更容易获取本发明的上述优异的成型性和抗皱性的方法，在冷轧后的冷轧退火处理时，在825℃以上975℃以下的退火温度中进行热处理。在该区间具有如下的相互冲突的效果：温度越低则对抗皱性带来不好的影响，本发明所提出的{113}<361>方位附近的C晶粒分数减少，相反，温度越高则对成型性带来有利的影响，本发明所提出的{111}//ND附近的D晶粒分数增加。因此，在本发明所提出的区间进行热处理时同时获得最佳成型性和抗皱性,在该区间外难以同时实现两种特性,本发明分别提出了这一点。上述晶体方位提供利用电子背散射衍射(Electron-backscatterdiffraction，EBSD)法而容易测定，该方法为在结晶方位测定中广为人知的测定法，本发明并非要限制晶体方位测定法。偏移角(misorientationangle，晶界角)是指作为比较对象的两个晶体方位之间的角度。图11(a)是普通铁素体不锈钢，图11(b)是对利用本发明一实施例的成型性和抗皱性得到提高的铁素体不锈钢的西式餐具(Φ＝270mm、H＝150mm)进行成型之后示出表面形状的照片。如图11所示，也可以用肉眼确认与利用普通铁素体不锈钢的西式餐具相比，在本发明的实施例的成型之后所观察到的起皱谷处的宽度和深度有所改善。此外，如图12及13所示，观察到本发明的实施例的起皱谷处的最大宽度(MaxA)为2μm以下，起皱最大高度(MaxB)为15μm以下，由此可知抗皱性得到提高。相反，在作为普通铁素体不锈钢的代表钢种类之一的STS430钢材料的情况下，呈现出与比较群B相同的形状。特殊点为起皱谷的最大宽度范围很广且为4～6μm，其与抛光工序的负荷相关联，从而有可能导致后处理工序费用的上升。此外，在STS439钢材的情况下，呈现出与比较A群相同的形状，并且呈现出被分类为稳定化钢的典型起皱图形。但是，可知在未应用抗皱性控制技术的情况下，起皱最大高度在15～25μm范围。另外，如图14所示，关于本发明一实施例的成型性和抗皱性得到提高的铁素体不锈钢，可知冷轧退火产品的最终退火再结晶组织的平均晶体粒度控制为大于0且小于等于25μm，平均晶粒的长度/厚度比控制在1.5～3.0，从而与比较例相比可形成微细晶粒。即，根据本发明的实施例，具有如下效果：平均晶粒的长度/厚度比即平均晶粒的纵横比(aspectratio)控制在1.5～3.0，与比较例相比可形成微细的0～25μm的晶粒，由此能够抑制对表面生成如同橘皮的凹凸的橘皮纹并提高抗皱性。如上述，虽然参照本发明优选实施例进行了说明，但应理解为如果是本发明所属
技术领域：
的技术人员，则在不脱离下述的权利要求书中记载的本发明的内容及领域的范围内，可对本发明进行多种修改及变更。当前第1页1 2 3