本发明涉及铁素体系不锈钢的制造方法，更详细而言，涉及成型性及起皱特性优异的铁素体系不锈钢的制造方法。
背景技术：
：在不锈钢中，尤其是铁素体系不锈钢冷轧产品的热膨胀率、热疲劳特性等高温特性优异，对应力腐蚀裂纹强。因此，铁素体系不锈钢广泛使用于汽车排气类部件、家庭用器具、结构物、家电产品、电梯等。就铁素体系不锈钢材而言，由于其中添加有少量的高价合金元素的同时耐蚀性突出，因此，其与奥氏体系不锈钢材相比，是价格竞争力高的钢材。铁素体系不锈钢材以建筑材料、运输器械、厨房器械等用途使用，但是存在以下问题，即，与奥氏体系钢板相比加工性不足，并且，在成型加工时产生被称为起皱的褶皱形状的凹凸，从而损害加工品的外观，使表面研磨的负荷增大。通常而言，铁素体系不锈钢在进行成型加工时会产生褶皱形状的表面缺陷，将这种现象称为起皱(ridging)。从根源上来讲，起皱的发生原因在于铸造组织内柱状晶的发达。即，在具有一定方位的柱状晶在轧制或退火工序中没有被破坏而残留的情况下，在拉伸加工时因与周边的再结晶组织不同的宽度及厚度方向的变形举动而显示为起皱缺陷。这种起皱缺陷不仅使产品的外观变差，而且在产生严重的起皱时，在成型后需要进一步的研磨工序，因此成为提高最终产品的制造成本的原因。因此，目前为了扩大铁素体系不锈钢板的用途，需要提高加工性并改善起皱特性。为了解决这个问题，进行了多种用于促进对成型性有利的晶体组织的形成并去除诱发起皱的带(band)组织的尝试。[在先技术文献][专利文献]韩国公开专利文献第10-2008-0061863号技术实现要素：要解决的技术问题本发明实施例的目的在于提供通过在热轧以后并在退火热处理以前实施冷轧来提高铁素体系不锈钢的成型性及起皱特性的铁素体系不锈钢的制造方法。技术方案本发明一实施例的成型性及起皱特性优异的铁素体系不锈钢的制造方法包括以下步骤：对铁素体系不锈钢板坯进行热轧；用30％以上的总压下率对热轧钢板进行一次冷轧；实施退火热处理；及对热轧退火板进行二次冷轧。此外，根据本发明的一实施例，所述一次冷轧可以是对称轧制。此外，根据本发明的一实施例，所述一次冷轧可以是非对称轧制，以下述式(1)定义的上下轧辊的速度比可以为1.25以上，以下述式(2)定义的轧制形状因子(l/d)可以为1.7以上；vh/vl---式(1)，其中，vh：快的轧辊的速度，vl：慢的轧辊的速度，1：对轧辊缝(rollbite)内的辊和钢板的接触弧进行投影的长度，d：钢板的平均厚度d＝(h0+h)/2，r：轧辊半径，h0：轧制前的钢板的厚度，h：轧制后的钢板的厚度。此外，根据本发明的一实施例，所述热轧退火板的以下述式(3)定义的厚度中心部位的剪切应变率可以为0.4以上；剪切应变(e13)/平面应变(e11)---式(3)。此外，根据本发明的一实施例，所述退火热处理可以在550～1,100℃的温度下连续实施60分钟以下。此外，根据本发明的一实施例，以重量％计，所述铁素体系不锈钢可以包含0.005～0.1％的c、0.01～2.0％的si、0.01～1.5％的mn、0.05％以下的p、0.005％以下的s、10～30％的cr、0.005～0.03％的n、余量的铁(fe)及不可避免的杂质。此外，根据本发明的一实施例，所述铁素体系不锈钢可以进一步包含选自0.01～0.15％以下的al、1.0％以下的mo、1.0％以下的cu、0.01～0.50％的ti、0.01～0.50％的nb、0.01～0.30％的v及0.01～0.30％的zr中的任意一种以上。此外，根据本发明的一实施例，所述铁素体系不锈钢的r-bar(平均塑性应变比)值可以是1.7以上。此外，根据本发明的一实施例，所述铁素体系不锈钢的起皱高度(wt)可以为14μm以下。发明效果本发明的实施例通过控制轧制条件，形成对成型性有利的晶体组织，并去除诱发起皱的带组织，从而能够提高铁素体系不锈钢的成型性及起皱特性。附图说明图1是显示根据上下辊的速度比和形状因子的板材厚度中心部位的剪切应变率的图表。具体实施方式下面，将参照附图对本发明的实施例进行详细说明。下面的实施例是为了向本发明所属
技术领域：
中具有常规知识的技术人员充分传递本发明的思想而提出的。本发明并不限定于在此提出的实施例，也可以具体化为其他形态。为了使本发明更明确，在附图中省略了与说明不相关的部分图示，并且为了有助于理解，可以对构成因素的大小进行扩大来显示。根据本发明的一实施例，成型性及起皱特性优异的铁素体系不锈钢的制造方法包括以下步骤：对铁素体系不锈钢板坯进行热轧；用30％以上的总压下率对热轧钢板进行一次冷轧；实施退火热处理；及对热轧退火板进行二次冷轧。以重量％计，所述铁素体不锈钢包含0.005～0.1％的c、0.01～2.0％的si、0.01～1.5％的mn、0.05％以下的p、0.005％以下的s、10～30％的cr、0.005～0.03％的n、余量的fe(铁)及不可避免的杂质。c的含量为0.005～0.1％。c是对钢材的强度造成很大影响的元素，当其含量过多时，钢材的强度会过度上升，从而导致降低延展性，因此限定为0.1％以下。但是，当其含量过低时，强度会过度降低，因此将其下限限定为0.005％。si的含量为0.01～2.0％。si是在制钢时为了钢水的脱氧和铁素体稳定化而添加的元素，在本发明中添加0.01％以上。但是，当其含量过多时，会导致材质的硬化，从而降低钢的延展性，因此限定为2.0％以下。mn的含量为0.01～1.5％。mn是对耐蚀性的改善有效的元素，在本发明中添加0.01％以上，优选添加0.2％以上。但是，当其含量过多时，在焊接时会使mn系烟雾(fume)的产生剧增，从而导致降低焊接性，并且因形成过多的mns析出物而导致钢的延展性降低，因此限定为1.5％以下，优选限定为1.0％以下。p的含量为0.05％以下。p为钢中不可避免地含有的杂质，是在酸洗时引起晶间腐蚀或阻碍热加工性的主要原因的元素，因此优选将其含量控制为低含量。在本发明中将所述p的含量的上限控制为0.05％。s的含量为0.005％以下。s为钢中不可避免地含有的杂质，是在晶界偏析而成为阻碍热加工性的主要原因的元素，因此优选将其含量控制为低含量。在本发明中将所述s的含量的上限控制为0.005％。cr的含量为10～30％。cr是对钢的耐蚀性的提高有效的元素，在本发明中添加10％以上。但是，当其含量过多时，不仅使制造费用剧增，而且还会有产生晶间腐蚀的问题，因此限定为30％以下。n的含量为0.005～0.03％。n是在进行热轧时析出奥氏体而起到促进再结晶的作用的元素，在本发明中添加0.005％以上。但是，当其含量过多时，会降低钢的延展性，因此限定为0.03％以下。例如，所述铁素体系不锈钢可以进一步包含选自0.01～0.15％以下的al、1.0％以下的mo、1.0％以下的cu、0.01～0.50％的ti、0.01～0.50％的nb、0.01～0.30％的v及0.01～0.30％的zr中的任意一种以上。al的含量为0.01～0.15％。铝为强脱氧剂，起到降低钢水中的氧含量的作用，在本发明中添加0.01％以上。但是，当其含量过多时，因非金属夹杂物的增加，会产生冷轧钢带(strip)的板坯(slav)缺陷，同时还会劣化焊接性，因此限定为0.15％以下，优选限定为0.1％以下。mo的含量为1.0％以下。mo是为了提高耐蚀性，尤其为了提高耐点蚀性而添加的元素。但是，当添加过多mo时，会降低加工性，因此优选添加1.0％以下。cu的含量为1.0％以下。为了改善耐蚀性，优选添加超过0％且1.0％以下的cu。但是，当其含量过多而超过1.0％时，存在降低加工性的问题。ti的含量为0.01～0.50％。ti是固定c及n而降低钢中的固溶碳及固溶氮的量，且是提高钢的耐蚀性的有效元素，在本发明中添加0.01％以上，优选添加0.1％以上。但是，当其含量过多时，不仅会使制造费用剧增，而且还会因ti系夹杂物的形成而导致表面缺陷，因此限定为0.50％以下，优选限定为0.30％以下。nb的含量为0.01～0.50％。nb优先与c及n结合而形成抑制降低耐蚀性的析出物，nbn附着于tin而析出，当nbn析出时，在tin周围会形成对耐蚀性不会产生影响的程度的少量cr缺乏区域。如果nb的量少于0.01％，则由于固溶在材料内的nb少，从而具有降低材料的高温强度的问题，如果nb的量超过0.50％，则存在原料费用上升的问题。v的含量为0.01～0.30％，zr的含量为0.01～0.30％。v、zr是为了固定c、n而添加的元素，尤其是抑制在焊接部的cr碳氮化物的析出而提高耐蚀性，并且是在需要高温强度时所添加的元素。由于价格昂贵，因此优选添加0.01～0.30％。根据本发明一实施例的铁素体系不锈钢的制造方法，成型性及起皱特性优异的铁素体系不锈钢是通过以下步骤来制造：对包含上述成分的铁素体系不锈钢板坯进行热轧；用30％以上的总压下率对热轧钢板进行一次冷轧；实施退火热处理；及对热轧退火板进行二次冷轧。为了促进对成型性有利的晶体组织的形成，并去除诱发起皱的带组织，最重要的是在热轧板的退火热处理时促进再结晶，为此需要在退火热处理前充分蓄积变形能量。为了蓄积热轧板的变形能量，进行了降低热精轧温度的尝试，但对变形能量的蓄积而言不够充分，从而在本发明中欲在退火热处理前实施冷轧，由此可以知道再结晶充分产生而容易形成对成型性有利的晶体组织。这时，需要用30％以上的总压下率对热轧钢板进行冷轧，当没有在退火热处理前实施冷轧，或者例如总压下率不足30％时，作为成型性的指标的r-bar值为不足1.7或起皱高度超过14μm，从而存在成型性乃至起皱特性降低的问题。即，通过上述方法制造的所述铁素体系不锈钢的r-bar值可以为1.7以上。此外，所述铁素体系不锈钢的起皱高度(wt)可以为14μm以下。例如，这时所述一次冷轧可以以对称轧制来实施，并可以以1次10～25％的压下率实施1次以上。例如，所述退火热处理可以在550～1,100℃的温度下连续实施60分钟以下。热轧板退火是为了更加提高经过热轧的热轧板的延展性而实施的步骤，是为了通过该步骤来诱导ti、nb碳氮化物的析出和再结晶。为此，退火需要在550℃以上的温度下实施。但是，当退火温度超过1,100℃或退火时间超过60分钟时，因晶粒的粗大化而很可能使成型性或起皱特性变差。另外，无需特别限定退火时间的下限，但是为了得到充分的效果优选实施30秒以上。之后，可以对所述经过退火的热轧板进行二次冷轧及冷轧板退火而制造冷轧钢板。在此没有进行说明的热轧、冷轧等的详细条件可以按照常规的铁素体系不锈钢的各个制造条件来实施。下面，通过实施例对本发明进行更详细的说明。实施例准备具有下述表1的组成的钢水，并对连续铸造的板坯进行再加热而进行热轧，然后以初期厚度为3～7mm的材料实施冷轧，所述冷轧在退火热处理之前实施。表1csimnpscrtialn0.0060.180.150.0310.00318.40.280.0470.008在热轧退火前以每次10～25％的压下率实施一次冷轧，并进行退火热处理和酸洗，然后以每次50～85％的压下率进行二次冷轧，具体的冷轧压下率如下述表2中所示。在进行二次冷轧时，复数次的轧制是在进行1次冷轧后经过退火热处理，然后进行2次冷轧，并经过退火热处理和酸洗而制造试片。之后，加工与试片的轧制方向呈0°、45°、90°方向的拉伸试片，并进行15％拉伸试验后测定了r值。由每个方向上测定的r值(r0、r45、r90)并通过下述式计算了r-bar值。r-bar＝(r0+r90+2*r45)/4r0是0度方向的r值，r45是45度方向的r值，r90是90度方向的r值。r值是宽度应变/厚度应变。起皱高度是在15％拉伸试验后测定表面的粗糙度并表示为wt值。表2比较例3及4是在进行热轧后没有进行冷轧而进行退火热处理的铁素体系不锈钢，其的r-bar值不利，并且显示出约18μm以上的起皱高度，由此可以知道起皱特性不利。不仅如此，在进行热轧后且在退火热处理之前实施冷轧的比较例1及2的情况下，由于以小于30％的压下率实施，因此显示出约16μm以上的起皱高度，由此可以知道起皱特性依然不利。即，如实施例1～3所示，在退火热处理前实施冷轧，并以30％以上的总压下率实施的情况下，可以知道能够得到1.7以上的r-bar值，并且能够实现14μm以下的起皱高度，其中所述14μm以下的起皱高度是难以用肉眼观察到而不会降低加工品的外观特性的程度。根据本发明一实施例的铁素体系不锈钢的制造方法，所述一次冷轧可以以非对称轧制来实施。板材的轧制变形时的变形状态可以用剪切变形和平面变形两种因素表示。本发明一实施例的对称轧制为剪切变形作用于板材的表面层，由于作为本质特性的对称性，随着靠近板材的厚度中心部位剪切应变会减少，因此厚度中心部位的剪切应变一直是0。即，平面应变一直作用于板材的厚度中心部位。本发明的一实施例中可以使用非对称轧制，使剪切变形作用于板材的厚度中心部位。在使用非对称轧制时会存在多种轧制变量，只有将这些变量最优化才能使适当的剪切应变率作用于所有的厚度层，由此使得再结晶活性化而使精细组织产生变化，从而能够降低对最终冷轧产品的表面品质重要的沟条变形高度。图1为显示上下辊速度比和根据形状因子的板材厚度中心部的剪切应变率的图表。参照图1，在本发明中对于退火热处理前进行冷轧调查了非对称轧制时的轧制变量与成型性及起皱特性的相关性，结果可以知道能够通过调节上下轧辊的速度比、压下率及轧制形状因子(l/d)来改善成型性及起皱特性。下述表3为在退火热处理前进行非对称轧制的情况下的根据上下轧辊的速度比、压下率、辊直径及材料初期厚度变化而显示出的形状因子(l/d)。此外，显示了通过非对称轧制条件变化的通过fem(有限元)计算机模拟的厚度中心部位的剪切应变率。表3为了将厚度中心部位的带组织微细化，需要在厚度中心部位赋予剪切变形，当表示厚度中心部位的平面应变(e11)和剪切应变(e13)的比例的剪切应变率的值为0.4以上时，可以判断为已赋予剪切变形。参照图1及表3可以知道，为了确保0.4以上的剪切应变率，上下辊的速度比需为1.25以上，形状因子(l/d)需为1.7以上。例如，在以非对称轧制实施的所述一次冷轧时，由下述式(1)定义的上下轧辊的速度比为1.25以上。vh/vl---式(1)其中，vh：快的轧辊的速度，vl：慢的轧辊的速度。在非对称冷轧中，为了将剪切变形赋予至厚度中心部位，上下轧辊的速度比需为1.25以上。在这个数值以下的情况下，剪切变形不会赋予至厚度中心部位，因此下限控制为1.25。在所述一次冷轧时，由下述式(2)定义的轧制形状因子(l/d)为1.7以上。其中，1：对轧辊缝(rollbite)内的辊和钢板的接触弧进行投影的长度，d：钢板的平均厚度d＝(h0+h)/2，r：轧辊半径，h0：轧制前的钢板的厚度，h：轧制后的钢板的厚度。在非对称冷轧中，为了将剪切变形赋予至厚度中心部位，轧制形状因子需为1.7以上。在这个数值以下的情况下，剪切变形不会赋予至厚度中心部位，因此下限控制为1.7。通过控制所述上下轧辊的速度比及轧制形状因子，可以得到0.4以上的厚度中心部位的剪切应变率。即，所述热轧退火板的由下述式(3)定义的厚度中心部位的剪切应变率可以为0.4以上。当所述剪切应变率小于0.4时，由于难以充分微细化厚度中心部位的带组织，因此存在难以改善起皱特性的问题。剪切应变(e13)/平面应变(e11)---式(3)以下，通过实施例对本发明进行更详细的说明。实施例准备具有所述表1的组成的钢水，并对连续铸造的板坯进行再加热而进行热轧，然后以初期厚度为3～7mm的材料实施冷轧，所述冷轧在退火热处理之前实施。在热轧退火前以非对称轧制作为一次冷轧，以每次10～25％的压下率来实施，并进行退火热处理和酸洗，然后以每次50～85％的压下率进行二次冷轧，具体的冷轧压下率如下述表3中所示。进行二次冷轧时，复数次的轧制是进行1次冷轧后经过退火热处理，然后进行2次冷轧，并经过退火热处理和酸洗而制造试片。一次冷轧时按照上下辊的速度比为1.25、轧制形状因子为1.7的非对称轧制条件来实施。之后，加工与试片的轧制方向呈0°、45°、90°方向的拉伸试片，并进行15％拉伸试验后测定了r值。由每个方向上测定的r值(r0、r45、r90)计算了r-bar值。起皱高度是在15％拉伸试验后测定表面的粗糙度并表示为wt值。表4与实施例1～3相比，实施例4～6除了以非对称轧制来实施而不是以对称轧制来实施以外，其他条件均相同，与比较例1及2相比，比较例5及6除了以非对称轧制来实施而不是以对称轧制来实施以外，其他条件均相同。参照表1及表4可以知道，与对称轧制相比，以非对称轧制实施一次冷轧时，起皱高度约减少20％以上。可以知道这是由于与对称轧制相比，在非对称轧制时根据剪切变形可以使厚度中心部位的带组织充分微细化，从而能够改善起皱特性。在热轧以后且在退火热处理之前实施冷轧的比较例5及6的情况下，即使以非对称轧制实施了冷轧，但是以30％以下的压下率来实施，从而显示出约15μm以上的起皱高度，从而可以知道起皱特性依然不利。即，如实施例4～6，在退火热处理前实施冷轧且以30％以上的总压下率实施时，可以知道能够得到1.7以上的r-bar值，并能够实现12μm以下的起皱高度，其中所述12μm以下的起皱高度是难以用肉眼观察到而不会降低加工品的外观特性的程度。如上所述，对本发明的例示性实施例进行了说明，但本发明并不限定于此，本领域技术人员应可以理解只要在没有超出本发明的权利要求书的概念和范围的范围内可进行多种变更及变形。当前第1页12