JP2018536089A - オレンジピール抵抗性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼およびその製造方法 - Google Patents

オレンジピール抵抗性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼およびその製造方法 Download PDF

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Abstract

【課題】ステンレス鋼の後加工でも鋼板表面のオレンジピールによる表面粗さの劣化を防止できるオレンジピール抵抗性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼を提供する【解決手段】本発明のオーステナイト系ステンレス鋼は、前記オーステナイト系ステンレス鋼の全体厚さに対して、前記オーステナイト系ステンレス鋼の表面から１０％以下の深さに該当する第１領域に含まれる表面結晶粒の平均結晶粒のサイズＧｓおよび前記オーステナイト系ステンレス鋼の表面から１０％超過の深さに該当する第２領域に含まれる内部結晶粒の平均結晶粒のサイズＧｉの比Ｇｓ／Ｇｉが０．５以下である。したがって、オーステナイト系ステンレス鋼の強度を低減するために結晶粒のサイズを増加させながら、ステンレス鋼の後加工にも鋼板表面のオレンジピールによる表面粗さの劣化を防止することができ、エアコン冷媒配管に使用される銅管またはアルミニウム管をステンレス管に代えて費用を減少させることができる。【選択図】図１

Description

本発明は、オレンジピール抵抗性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼およびその製造方法に係り、より詳しくは、強度を低減するために結晶粒のサイズを増加させると共に、鋼板の厚さ領域別平均結晶粒のサイズを制御して、ステンレス鋼の後加工にも鋼板表面のオレンジピールによる表面粗さの劣化を防止できるオレンジピール抵抗性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼およびその製造方法に関する。
従来、家庭用および自動車用エアコン冷媒配管にステンレス鋼を適用しようとする試みがあった。これは、耐食性に優れているだけでなく、比較的素材の費用が安いからである。
しかし、エアコン冷媒配管の施工時に設置空間に制約を受けるので、多くの場合、配管を施工するに際して、人力で配管を曲げるなどの作業が必須である。しかし、従来の銅管またはアルミニウム管は、その材質が充分軟らかいため問題はないが、一般的なステンレス鋼は、配管の施工時に必要な可撓性を有しないという問題点が存在する。
金属材料は、引張または圧縮など変形を受けると、加工硬化が発生して、変形を受けるほど、さらに強くなる特性がある。配管を曲げることは、引張と圧縮の複合的な作用で曲げられる程度が激しくなるにつれて、素材がさらに硬質化される。特に、オーステナイト系ステンレス鋼として最も広く使用される３０４鋼は、加工硬化の程度が激しくて、エアコンの配管施工をしなければならない空間内で人力で配管を曲げることは非常に困難である。
これを解決するために、強度を低減するための方法としては、結晶粒のサイズ、すなわち粒度を増加させステンレス鋼の強度を低減させる方法がある。ステンレス鋼の強度は、粒度が増加するほど低くなるからである。しかし、結晶粒のサイズが増加すると、加工時に表面に凹凸形態の欠陥であるオレンジピールが現れるので、単純に結晶粒のサイズを増加させてステンレス鋼の強度を低減することは困難である。このようなオレンジピールは、美観上良くないため、除去対象となるが、これを研磨で除去すると、更なる費用および時間を要する問題点がある。
韓国特許公開第１０−２０１０−００２０４４６号公報
本発明が目的とするところは、強度を低減するために結晶粒のサイズを増加させると共に、鋼板の厚さ領域別平均結晶粒のサイズを制御して、ステンレス鋼の後加工でも鋼板表面のオレンジピールによる表面粗さの劣化を防止できるオレンジピール抵抗性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼を提供することである。
また、本発明は、ストリップキャスティングによりオーステナイト系ステンレス鋼を鋳造してデルタフェライト相の含量を制御することで、表面結晶粒の成長を抑制してオレンジピールによる表面粗さの劣化を防止できるオレンジピール抵抗性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法を提供することである。
本発明のオレンジピール抵抗性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼は、オーステナイト系ステンレス鋼の全体厚さに対して、前記オーステナイト系ステンレス鋼の表面から１０％以下の深さに該当する第１領域に含まれる表面結晶粒の平均結晶粒のサイズＧｓおよび前記オーステナイト系ステンレス鋼の表面から１０％超過の深さに該当する第２領域に含まれる内部結晶粒の平均結晶粒のサイズＧｉの比Ｇｓ／Ｇｉが０．５以下であることを特徴とする。
前記オーステナイト系ステンレス鋼は、質量％で、シリコン（Ｓｉ）：０．１〜０．６５％、マンガン（Ｍｎ）：１．０〜３．０％、ニッケル（Ｎｉ）：６．５〜１０．０％、クロム（Ｃｒ）：１６．５〜１８．５％、銅（Ｃｕ）：６．０％以下（０は除外）、炭素（Ｃ）＋窒素（Ｎ）：０．１３％以下（０は除外）、残部がＦｅおよび不可避不純物からなることを特徴とする。
前記表面結晶粒の平均結晶粒のサイズＧｓは、１００μｍ以下であることを特徴とする。
前記オーステナイト系ステンレス鋼は、ストリップキャスティングにより製造されることを特徴とする。
前記ストリップキャスティングにより前記オーステナイト系ステンレス鋼の鋳造で凝固時に残留するデルタフェライト相の含量が５％以上であることを特徴とする。
ってもよい。
前記オーステナイト系ステンレス鋼の冷間圧延組織は、デルタフェライト相の含量が０．５％以上であることを特徴とする。
また、本発明のオレンジピール抵抗性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼は、ステンレス鋼の鋳造時に回転する一対のロールの間を通過しつつ固体で冷却させるストリップキャスティングにより製造され、オーステナイト系ステンレス鋼を鋳造して凝固時に残留するデルタフェライト相の含量（Ｄｅｌｔａ）が５％以上となるように数（１）により成分を制御して、熱延鋼板を製造することを特徴とする。
数（１）：Ｄｅｌｔａ＝（（Ｃｒ＋Ｍｏ＋１．５Ｍｎ＋０．５Ｎｂ＋２Ｔｉ＋１８）／（Ｎｉ＋０．３Ｃｕ＋３０＊（Ｃ＋Ｎ）＋０．５Ｍｎ＋３６）＋０．２６２）×１６１−１６１
ここで、数（１）の元素記号は、当該元素の質量％を示す。
また、本発明の一実施例によれば、前記オーステナイト系ステンレス鋼は、重量％で、シリコン（Ｓｉ）：０．１〜０．６５％、マンガン（Ｍｎ）：１．０〜３．０％、ニッケル（Ｎｉ）：６．５〜１０．０％、クロム（Ｃｒ）：１６．５〜１８．５％、銅（Ｃｕ）：６．０％以下（０は除外）、炭素（Ｃ）＋窒素（Ｎ）：０．１３％以下（０は除外）、残部はＦｅおよび不可避不純物を含むことができる。
前記熱延鋼板を熱処理した後、総圧下率５０％以上で冷間圧延した冷延鋼鈑の冷間圧延組織は、デルタフェライト相の含量が０．５％以上であることを特徴とする。
本発明によれば、オーステナイト系ステンレス鋼の強度を低減するために結晶粒のサイズを増加させると共に、オーステナイト系ステンレス鋼の後加工でも鋼板表面のオレンジピールによる表面粗さの劣化を防止することができ、エアコン冷媒配管に使用される銅管またはアルミニウム管をステンレス管に代えて費用を減少させることができる。
また、オーステナイト系ステンレス鋼をストリップキャスティングにより鋳造してデルタフェライト相の含量を制御することで、表面結晶粒の成長を抑制してオレンジピールによる表面粗さの劣化を防止することができる。
本発明の一実施例によるオーステナイト系ステンレス鋼を製造するためのストリップキャスティング工程を説明するための装置の概略図である。 本発明の一実施例によるオーステナイト系ステンレス冷延鋼鈑を説明するための断面図である。 本発明の一実施例によるオーステナイト系ステンレス鋼配管を９０°曲げた様子を示す写真である。 図１によるオーステナイト系ステンレス鋼配管の表面を示す写真である。 従来のオーステナイト系ステンレス鋼配管の表面を示す写真である。 図１によるオーステナイト系ステンレス鋼配管の断面微細組織を示す写真である。 従来のオーステナイト系ステンレス鋼配管の断面微細組織を示す写真である。 本発明の一実施例によるオーステナイト系ステンレス鋼の結晶粒のサイズとオーステナイト系ステンレス鋼配管を９０°曲げた後に表面粗さを説明するためのグラフである。
本発明の一実施例によるオレンジピール抵抗性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼は、オーステナイト系ステンレス鋼の全体厚さに対して、前記オーステナイト系ステンレス鋼の表面から１０％以下の深さに該当する第１領域に含まれる表面結晶粒の平均結晶粒のサイズＧｓおよび前記オーステナイト系ステンレス鋼の表面から１０％超過の深さに該当する第２領域に含まれる内部結晶粒の平均結晶粒のサイズＧｉの比Ｇｓ／Ｇｉが０．５以下である。
以下、本発明の実施例を添付の図面を参照して詳細に説明する。以下の実施例は、本発明の属する技術分野における通常の知識を有する者に本発明の思想を十分に伝達するために提示するものである。本発明は、ここで提示した実施例にのみ限定されず、他の形態で具体化されてもよい。図面は、本発明を明確にするために説明と関係ない部分の図示を省略し、理解を助けるために構成要素のサイズを多少誇張して表現することができる。
本発明の一実施例によるオレンジピール抵抗性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼は、質量％で、シリコン（Ｓｉ）：０．１〜０．６５％、マンガン（Ｍｎ）：１．０〜３．０％、ニッケル（Ｎｉ）：６．５〜１０．０％、クロム（Ｃｒ）：１６．５〜１８．５％、銅（Ｃｕ）：６．０％以下（０は除外）、炭素（Ｃ）＋窒素（Ｎ）：０．１３％以下（０は除外）、残部は、Ｆｅおよび不可避不純物からなる。
以下、本発明の可撓性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼を構成する成分の数値限定理由について説明する。
シリコン（Ｓｉ）は、０．１〜０．６５質量％の範囲内で調節して添加する。
シリコン（Ｓｉ）は、脱酸のために必須に添加される元素であるから、０．１％以上が添加される。
しかし、過度に高い含量のＳｉを添加する場合、素材が硬質化し、酸素と結合して介在物を形成することにより、耐食性が低下するので、上限を０．６５％に制限する。
マンガン（Ｍｎ）は１．０〜３．０質量％の範囲内で調節して添加する。
マンガン（Ｍｎ）は、脱酸のために必須で、オーステナイト相の安定化度を増加させる元素であって、オーステナイトバランス維持のためには、１．０％以上を添加する。しかし、過度に高い含量のＭｎ添加は、素材の耐食性を低下させるので、その上限は３．０％に制限する。
ニッケル（Ｎｉ）は、６．５〜１０．０質量％の範囲内で調節して添加する。
ニッケル（Ｎｉ）は、クロム（Ｃｒ）と複合添加することにより、耐孔食性のような耐食性の改善に効果的であると共に、その含有量が増加すると、オーステナイトガンの軟質化を図ることができる。
また、オーステナイト系ステンレス鋼の相安定化度の改善にも寄与する元素に該当するところ、オーステナイトバランス維持のために６．５％以上を添加する。しかし、過度のニッケル（Ｎｉ）添加は、鋼の費用の上昇を招くので、上限を１０．０％に制限する。
クロム（Ｃｒ）は、１６．５〜１８．５質量％の範囲内で調節して添加する。
クロム（Ｃｒ）は、耐食性を向上させる必須の元素であって、汎用で使用されるためには、１６．５％以上が添加されなければならない。しかし、過度に高い含量のクロム（Ｃｒ）の添加は、オーステナイト相の硬質化を誘発し、費用の上昇を招くので、上限を１８．５％に制限する。
銅（Ｃｕ）は、６．０質量％以下の範囲内で調節して添加する。
銅（Ｃｕ）は、オーステナイトガンを軟質化する。しかし、過度に高い含量の銅（Ｃｕ）の添加は、熱間加工性を低下させ、かえって、オーステナイト相を硬質化させるので、その上限を６．０％に制限する。
炭素（Ｃ）＋窒素（Ｎ）の添加量は、０．１３質量％以下でなければならない。
炭素（Ｃ）と窒素（Ｎ）は、侵入型固溶強化元素であって、オーステナイト系ステンレス鋼を硬質化させると共に、その含量が高ければ、加工時に発生する変形有機マルテンサイトを硬質化して素材の加工硬化度が増加するようになる。したがって、炭素（Ｃ）および窒素（Ｎ）の含量を制限する必要性があり、本発明では、Ｃ＋Ｎの含量を０．１３％以下に制限する。
本発明の一実施例によるオレンジピール抵抗性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼は、オーステナイト系ステンレス鋼の全体厚さに対して、前記オーステナイト系ステンレス鋼の表面から１０％以下の厚さに該当する第１領域に含まれる表面結晶粒の平均結晶粒のサイズＧｓおよび前記オーステナイト系ステンレス鋼の表面から１０％超過の厚さに該当する第２領域に含まれる内部結晶粒の平均結晶粒のサイズＧｉの比率Ｇｓ／Ｇｉが０．５以下である。
すなわち、前記オーステナイト系ステンレス鋼の表面に隣接する第１領域に分布する表面結晶粒のサイズを前記オーステナイト系ステンレス鋼の内部結晶粒より小さく維持して、前記オーステナイト系ステンレス鋼配管の曲げにもかかわらず表面にオレンジピールを防止することができる。
例えば、前記表面結晶粒の平均結晶粒のサイズＧｓは、１００μｍ以下であってもよい。他方、前記内部結晶粒の平均結晶粒のサイズＧｉは、ステンレス鋼板の強度を低減するために１００μｍ超過であってもよい。
本発明の一実施例によるオレンジピール抵抗性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼は、ステンレス鋼の鋳造時に回転する一対のロールの間を通過しつつ固体で冷却させるストリップキャスティングにより製造される。
図１は、本発明の一実施例によるオーステナイト系ステンレス鋼を製造するためのストリップキャスティング工程を説明するための装置の概略図である。
前記ストリップキャスティング工程は、溶鋼から直接薄物の熱延ストリップを生産する工程であって、熱間圧延工程を省略して製造コスト、設備投資費用、エネルギー使用量、公害ガス排出量などを画期的に低減できる鉄鋼工程プロセスである。
前記ストリップキャスティング工程に使用される双ロール型薄板鋳造機は、図１に示す通り、溶鋼をラドル２に収容させて、ノズルに沿ってタンディッシュ３に流入し、タンディッシュ３に流入した溶鋼は、鋳造ロール１の両終端部に設置されたエッジダム６の間、そして鋳造ロール１の間に溶鋼注入ノズル４を介して供給され、凝固が開始される。この際、鋳造ロール１間の溶湯部には、酸化を防止するためにメニスカスシールド５で溶湯面を保護し、適切なガスを注入して雰囲気を適切に調節する。両ロールが出会うロールニップを抜け出ながら薄板７が製造され、引き抜かれながら圧延機８を経て圧延された後、冷却工程を経て、巻取設備９で巻取られる。
前記ストリップキャスティング工程は、液状の溶鋼を１〜５ｍｍ厚さの板材で直接鋳造しつつ、鋳造板に速い冷却速度を印加するもので、双ロール型ストリップキャスターを利用して熱延コイルを製造するものである。前記双ロール型ストリップキャスターは、互いに反対方向に回転する鋳造ロール１と側面に設置されたエッジダム６との間に溶鋼を供給し、水冷される鋳造ロール表面を介して多くの熱量を放出させながら鋳造することを特徴とする。この際、鋳造ロール表面で速い冷却速度で凝固セルが形成され、鋳造後に連続的に行われるインラインローリング（ｉｎ−ｌｉｎｅ ｒｏｌｌｉｎｇ）により１〜５ｍｍの薄い熱延鋼板が製造される。前記ストリップキャスティング工程では、薄板を直接鋳造するので、連続鋳造によるスラブ製造および熱間圧延工程を省略できる長所がある。
特に、オーステナイト系ステンレス鋼は、通常の連続鋳造時に凝固相の安定性確保のために、凝固初期にはデルタフェライト相から生成され、以後、オーステナイト相への凝固がなされる。この際、鋳造時に残留するデルタフェライト相の含量は、鋼種別に１〜１０％前後である。すなわち、通常のスラブ鋳造時に、スラブ内にデルタフェライト相が残留する。
ただし、以後、前記スラブを熱間圧延のために再加熱炉で２時間以上加熱を行うが、この際、大部分のデルタフェライト相は、固相変態によってオーステナイト相に分解され、以後、熱間圧延も、やはり高温で行われるので、スラブ鋳造組織に存在したデルタフェライト相はほとんどが分解される。したがって、通常のオーステナイトステンレス鋼熱延コイルのデルタフェライト含量は、０．５％未満である。
前記ストリップキャスティング工程は、水冷ロールを利用して溶鋼から直接薄板を鋳造するので、スラブの再加熱および熱間圧延工程が省略されるため、デルタフェライト相の含量が５％以上と高く現れ、前記デルタフェライト相は、ステンレス鋼板の表面に主に残留して、前記デルタフェライト相の存在は、結晶粒の成長を抑制することができる。
したがって、前記ストリップキャスティング工程により製造されたオーステナイト系ステンレス熱延鋼板の組織内残留するデルタフェライト相の含量を５％以上に制御して、最終製品に残留する組織内デルタフェライト相の含量を増加させることができ、これに伴って、前記オーステナイト系ステンレス鋼の表面に隣接する領域に分布する表面結晶粒のサイズを前記オーステナイト系ステンレス鋼の内部結晶粒より小さく形成することができる。
すなわち、本発明の一実施例によるオーステナイト系ステンレス熱延鋼板に残留するデルタフェライト相の含量は、５％以上であってもよい。
前記オーステナイト系ステンレス鋼を鋳造して凝固時に残留するデルタフェライト相の含量（Ｄｅｌｔａ）が５％以上になるように制御するために、数（１）により成分を制御することができる。
数（１）：Ｄｅｌｔａ＝（（Ｃｒ＋Ｍｏ＋１．５Ｍｎ＋０．５Ｎｂ＋２Ｔｉ＋１８）／（Ｎｉ＋０．３Ｃｕ＋３０＊（Ｃ＋Ｎ）＋０．５Ｍｎ＋３６）＋０．２６２）×１６１−１６１
ここで、数（１）の元素記号は、当該元素の質量％を示す。
以後、前記熱延鋼板を熱処理した後、総圧下率５０％以上で冷間圧延して、オーステナイト系ステンレス冷然鋼板を製造することができる。
前記冷間圧延工程を経て冷間圧延された本発明の一実施例によるオーステナイト系ステンレス冷延鋼鈑の冷間圧延組織は、デルタフェライト相の含量が０．５％以上である。
以下、実施例により本発明を詳細に説明する。
表１では、本発明で提示するように、ストリップキャスティング工法で製造して鋳造された熱延鋼板のデルタフェライト相の含量（Ｄｅｌｔａ）が５以上になるように制御して、オーステナイト系ステンレス鋼を製造した。以後、５０％総圧下率で冷間圧延を経て、冷然鋼板を製造し、これを１５％引張した後、表面粗さ（オレンジピール）を測定した。引張時には、ＪＩＳ１３Ｂのように標準引張試験片を製造してもよく、板材をそのまま引張してもよい。１５％は、同じ条件で比較するためであり、必ず１５％引張だけで本発明が特性が現れるわけではない。
オーステナイト系ステンレス鋼の全体厚さに対して、前記オーステナイト系ステンレス鋼の表面から１０％以下の深さに該当する領域に含まれる表面結晶粒の平均結晶粒のサイズＧｓおよび前記オーステナイト系ステンレス鋼の表面から１０％超過の深さに該当する領域に含まれる内部結晶粒の平均結晶粒のサイズＧｉを測定し、その比率Ｇｓ／Ｇｉを示した。
ここで、表面結晶粒の平均結晶粒のサイズＧｓは、オーステナイト系ステンレス鋼の全体厚さに対して、前記オーステナイト系ステンレス鋼の表面から１０％以下の深さに該当する領域に含まれる結晶粒の平均結晶粒のサイズを意味する。また、内部結晶粒の平均結晶粒のサイズＧｉは、オーステナイト系ステンレス鋼の全体厚さに対して、前記オーステナイト系ステンレス鋼の表面から１０％超過の深さに該当する領域に含まれる結晶粒の平均結晶粒のサイズを意味する。
Figure 2018536089
 前記表１を参照すれば、ストリップキャスティング工程でオーステナイト系ステンレス鋼を製造し、デルタフェライト相の含量を５％以上に制御した場合、最終製品にオレンジピールが発生しないことが分かる。また、デルタフェライト相の含量を５％以上に制御した場合、表面結晶粒の平均結晶粒のサイズＧｓおよび内部結晶粒の平均結晶粒のサイズＧｉの比率Ｇｓ／Ｇｉが０．５以下であることが分かる。
前記実施例１〜実施例４および比較例１〜比較例４の表面粒度を測定し、表２に示した。
Figure 2018536089
 表２を参照すると、表面粒度Ｇｓが１００μｍ以下のステンレス鋼板材では、オレンジピールが良好であり、比較例のように表面粒度１００μｍ超過のステンレス鋼板材では、オレンジピールが明確に現れた。
前記実施例１〜実施例４および比較例１〜比較例４の表面粒度および内部粒度を測定し、これらの比率を表３に示した。
Figure 2018536089
 表３では、表面粒度Ｇｓが１００μｍ以下を満たし、表面粒度Ｇｓと内部粒度Ｇｉの比率Ｇｓ／Ｇｉが０．５以下である条件でオレンジピール抵抗特性が良好であることを示す。
表４では、本発明で提示するように、ストリップキャスティング工法で製造して鋳造された熱延鋼板のデルタフェライト相の含量（Ｄｅｌｔａ）が５以上になるように制御して、オーステナイト系ステンレス鋼を製造した。
以後、５０％総圧下率で冷間圧延を経て、オーステナイト系ステンレス鋼配管を製作し、これをハンドベンダーを利用して９０゜ベンディングし、曲げ部の表面粗さ（オレンジピール）を観察した。ハンドベンダーは、均一な曲げ半径で変形を加えるために使用されたものであり、必ずハンドベンダーである必要はない。また、９０゜の角度は、共通した変形量を加えるためであり、当該角度だけで本発明の特性が得られるわけではない。
図２は、本発明の一実施例によるオーステナイト系ステンレス冷延鋼鈑を説明するための断面図である。図３は、本発明の一実施例によるオーステナイト系ステンレス鋼配管を９０°曲げた様子を示す写真である。
オーステナイト系ステンレス鋼１００の全体厚さに対して、前記オーステナイト系ステンレス鋼１００の表面から１０％以下の深さに該当する第１領域Ａ１に含まれる表面結晶粒の平均結晶粒のサイズＧｓおよび前記オーステナイト系ステンレス鋼の表面から１０％超過の深さに該当する第２領域Ａ２に含まれる内部結晶粒の平均結晶粒のサイズＧｉを測定し、その比率Ｇｓ／Ｇｉを示した。
Figure 2018536089
 表４の実施例のように、表面粒度Ｇｓが１００μｍ以下の配管では、オレンジピールが良好であり、比較例のように表面粒度Ｇｓが１００μｍ超過の配管では、オレンジピールが明確に現れた。
したがって、表面粒度が１００μｍ超過の配管でオレンジピールが発生するところ、表面粒度Ｇｓは、１００μｍ以下に維持するものの、ステンレス鋼の結晶粒のサイズの増大によるステンレス鋼の強度の低減化のために内部結晶粒Ｇｉのサイズを増加させる。
例えば、オーステナイト系ステンレス鋼の内部結晶粒の平均結晶粒のサイズＧｉは、１００μｍ超過であってもよい。
Figure 2018536089
 表５の実施例のように、表面粒度Ｇｓが１００μｍ以下を満たし、表面粒度Ｇｓと内部粒度Ｇｉの比率Ｇｓ／Ｇｉが０．５以下である場合、オレンジピール抵抗性が良好であることが分かる。
図４は、図１によるオーステナイト系ステンレス鋼配管の表面を示す写真である。図５は、従来のオーステナイト系ステンレス鋼配管の表面を示す写真である。図６は、図１によるオーステナイト系ステンレス鋼配管の断面微細組織を示す写真である。図７は、従来のオーステナイト系ステンレス鋼配管の断面微細組織を示す写真である。
図４および図６は、実施例３によるオーステナイト系ステンレス鋼配管の表面および断面微細組織であり、図５および図７は、比較例３によるオーステナイト系ステンレス鋼配管の表面および断面微細組織である。
表４、表５、図４〜図７を参照すれば、本発明の一実施例によるオーステナイト系ステンレス鋼配管の表面にオレンジピールが発生しないことが分かり、断面微細組織でステンレス鋼の表面に隣接する領域の結晶粒は、平均的に１００μｍ以下のサイズを有し、ステンレス鋼の内部の結晶粒は、平均的に１００μｍ超過のサイズを有し、ステンレス鋼の表面に隣接する領域の結晶粒のサイズがより微細に形成されることが分かる。また、比較例によるオーステナイト系ステンレス鋼配管の表面にオレンジピールが発生して美観が劣ることが分かり、断面微細組織でステンレス鋼の表面に隣接する領域の結晶粒のサイズがステンレス鋼の内部の結晶粒に比べて多少微細に形成されるが、ステンレス鋼の表面に隣接する領域の結晶粒は、平均的に１００μｍ超過のサイズを有することが分かる。
図８は、本発明の一実施例によるオーステナイト系ステンレス鋼の結晶粒のサイズとオーステナイト系ステンレス鋼配管を９０°曲げた後の表面粗さを説明するためのグラフである。
図８を参照すると、本発明によって表面の結晶粒のサイズＧｓを制限して、ステンレス鋼素材の強度低減のためにステンレス鋼全体の平均結晶粒のサイズを増加させながらも、オレンジピールが抑制されるステンレス鋼配管を製造することができることが分かる。すなわち、図８で、比較例は、表面粗さＲＺが１０μｍを超過してオレンジピールが発生するのに対し、実施例は、内部の結晶粒のサイズＧｉが比較例と同様に増加するにもかかわらず、表面粗さＲＺが１０μｍ以下の水準にオレンジピールが抑制されることが分かる。
図８で、内部結晶粒の平均結晶粒のサイズＧｉが１００μｍである実施例は、前記実施例１により製造されたオーステナイト系ステンレス鋼配管であって、表面粗さＲＺが約４．５μｍであり、オレンジピールが発生せず、内部結晶粒の平均結晶粒のサイズＧｉが１５０μｍである実施例は、前記実施例２により製造されたオーステナイト系ステンレス鋼配管であって、表面粗さＲＺが約４．８μｍであり、オレンジピールが発生せず、内部結晶粒の平均結晶粒のサイズＧｉが２００μｍである実施例は、前記実施例４により製造されたオーステナイト系ステンレス鋼配管であって、表面粗さＲＺが約５．２μｍであり、オレンジピールが発生しないことが分かる。
これとは異なり、内部結晶粒の平均結晶粒のサイズＧｉが１００μｍである比較例は、前記比較例１により製造されたオーステナイト系ステンレス鋼配管であって、表面粗さＲＺが約１２μｍであり、オレンジピールが発生し、内部結晶粒の平均結晶粒のサイズＧｉが１５０μｍである比較例は、前記比較例２により製造されたオーステナイト系ステンレス鋼配管であって、表面粗さＲＺが約１９μｍであり、オレンジピールが発生し、内部結晶粒の平均結晶粒のサイズＧｉが２００μｍである比較例は、前記比較例４により製造されたオーステナイト系ステンレス鋼配管であって、表面粗さＲＺが約２２μｍであり、オレンジピールが発生することが分かる。
前述したように、本発明の例示的な実施例を説明したが、本発明は、これに限定されず、当該技術分野における通常の知識を有する者であれば、下記に記載する特許請求範囲の概念と範囲を逸脱しない範囲内で多様な変更および変形が可能であることが理解できる。
本発明の実施例によるオーステナイト系ステンレス鋼は、家庭用および自動車用エアコン冷媒配管などに適用可能であるという産業上の利用可能性がある。

Claims (9)

  1. オーステナイト系ステンレス鋼の全体厚さに対して、前記オーステナイト系ステンレス鋼の表面から１０％以下の深さに該当する第１領域に含まれる表面結晶粒の平均結晶粒のサイズＧｓおよび前記オーステナイト系ステンレス鋼の表面から１０％超過の深さに該当する第２領域に含まれる内部結晶粒の平均結晶粒のサイズＧｉの比Ｇｓ／Ｇｉが０．５以下であることを特徴とするオレンジピール抵抗性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼。
  2. 前記オーステナイト系ステンレス鋼は、質量％で、シリコン（Ｓｉ）：０．１〜０．６５％、マンガン（Ｍｎ）：１．０〜３．０％、ニッケル（Ｎｉ）：６．５〜１０．０％、クロム（Ｃｒ）：１６．５〜１８．５％、銅（Ｃｕ）：６．０％以下（０は除外）、炭素（Ｃ）＋窒素（Ｎ）：０．１３％以下（０は除外）、残部はＦｅおよび不可避不純物からなることを特徴とする請求項１に記載のオレンジピール抵抗性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼。
  3. 前記表面結晶粒の平均結晶粒のサイズＧｓは、１００μｍ以下であることを特徴とする請求項１に記載のオレンジピール抵抗性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼。
  4. 前記オーステナイト系ステンレス鋼は、ストリップキャスティングにより製造されることを特徴とする請求項１に記載のオレンジピール抵抗性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼。
  5. 前記ストリップキャスティングにより前記オーステナイト系ステンレス鋼の鋳造で凝固時に残留するデルタフェライト相の含量が５％以上であることを特徴とする請求項４に記載のオレンジピール抵抗性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼。
  6. 前記オーステナイト系ステンレス鋼の冷間圧延組織は、デルタフェライト相の含量が０．５％以上であることを特徴とする請求項５に記載のオレンジピール抵抗性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼。
  7. ステンレス鋼の鋳造時に回転する一対のロールの間を通過しつつ固体で冷却させるストリップキャスティングによるオレンジピール抵抗性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法において、
    オーステナイト系ステンレス鋼を鋳造して凝固時に残留するデルタフェライト相の含量（Ｄｅｌｔａ）が５％以上になるように数（１）により成分を制御して、熱延鋼板を製造する段階を含むことを特徴とするオレンジピール抵抗性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法。
    数（１）：Ｄｅｌｔａ＝（（Ｃｒ＋Ｍｏ＋１．５Ｍｎ＋０．５Ｎｂ＋２Ｔｉ＋１８）／（Ｎｉ＋０．３Ｃｕ＋３０＊（Ｃ＋Ｎ）＋０．５Ｍｎ＋３６）＋０．２６２）×１６１−１６１
    ここで、数（１）の元素記号は、当該元素の質量％である。
  8. 前記オーステナイト系ステンレス鋼は、質量％で、シリコン（Ｓｉ）：０．１〜０．６５％、マンガン（Ｍｎ）：１．０〜３．０％、ニッケル（Ｎｉ）：６．５〜１０．０％、クロム（Ｃｒ）：１６．５〜１８．５％、銅（Ｃｕ）：６．０％以下（０は除外）、炭素（Ｃ）＋窒素（Ｎ）：０．１３％以下（０は除外）、残部はＦｅおよび不可避不純物からなることを特徴とする請求項７に記載のオレンジピール抵抗性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法。
  9. 前記熱延鋼板を熱処理した後、総圧下率５０％以上で冷間圧延して、冷延鋼鈑を製造する段階をさらに含み、
    前記冷延鋼鈑の冷間圧延組織は、デルタフェライト相の含量が０．５％以上であることを特徴とする請求項７に記載のオレンジピール抵抗性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法。
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Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR102419898B1 (ko) * 2017-06-26 2022-07-12 엘지전자 주식회사 가스 히트 펌프 시스템

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH10158792A (ja) * 1996-12-02 1998-06-16 Nisshin Steel Co Ltd プレス加工後の研磨性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼
JP2001158944A (ja) * 1999-12-02 2001-06-12 Kawasaki Steel Corp オレンジピールの発生しにくいプレス成形用オーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法
JP2003290881A (ja) * 2002-04-02 2003-10-14 Nippon Steel Corp Ｃｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼薄板及びその製造方法
JP2005023343A (ja) * 2003-06-30 2005-01-27 Sumitomo Metal Ind Ltd 原子力用オーステナイト系ステンレス鋼管
JP3727240B2 (ja) * 1997-08-01 2005-12-14 アキアイ スペシアリ テルニ ソシエタ ペル アチオニ 鋳造物として良好な溶接性を有するオーステナイト系ステンレススチールストリップ
JP2011001564A (ja) * 2008-03-21 2011-01-06 Nisshin Steel Co Ltd 耐肌荒れ性に優れたフェライト系ステンレス鋼板及びその製造方法

Family Cites Families (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS53124115A (en) * 1977-04-05 1978-10-30 Sumitomo Metal Ind Ltd Manufacture of stainless steel tube with grain refined surface
JPH08165523A (ja) * 1994-12-13 1996-06-25 Nippon Steel Corp 冷延表面品質の優れたオーステナイト系ステンレス鋼薄鋳片の製造方法
JP3373078B2 (ja) * 1995-04-06 2003-02-04 新日本製鐵株式会社 冷延表面品質の優れたオーステナイト系ステンレス鋼薄帯状鋳片の製造方法および鋳片
JP2002001495A (ja) * 2000-06-22 2002-01-08 Nippon Steel Corp 表面品質の優れたオーステナイト系ステンレス鋼薄板の製造方法及び薄鋳片
JP2002011551A (ja) * 2000-06-29 2002-01-15 Nippon Steel Corp 表面品質の優れたオーステナイト系ステンレス鋼薄鋳片及びその製造方法
EP1739200A1 (fr) * 2005-06-28 2007-01-03 UGINE & ALZ FRANCE Bande en acier inoxydable austenitique présentant un aspect de surface brillant et d'excellentes caractéristiques mécaniques
JP5337473B2 (ja) * 2008-02-05 2013-11-06 新日鐵住金ステンレス株式会社 耐リジング性と加工性に優れたフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板およびその製造方法
JP2010137344A (ja) * 2008-12-15 2010-06-24 Jfe Steel Corp せん断端面の耐食性に優れるフェライト系ステンレス鋼板のせん断方法
FR2976589B1 (fr) * 2011-06-17 2014-09-12 Wheelabrator Allevard Traitement de surface d'une piece metallique
CN102534409A (zh) * 2012-02-08 2012-07-04 河北联合大学 一种低成本抗皱铁素体不锈钢及其生产方法
KR101543867B1 (ko) * 2013-11-14 2015-08-11 주식회사 포스코 쌍롤식 박판주조기를 사용한 마르텐사이트계 스테인리스 강판의 제조 방법
KR20150074668A (ko) * 2013-12-24 2015-07-02 주식회사 포스코 오스테나이트계 스테인리스 열연강판 및 그 제조방법
KR20150075538A (ko) * 2013-12-26 2015-07-06 주식회사 포스코 성형성 및 가공 후 표면성상이 우수한 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조방법
CN103924163B (zh) * 2014-04-11 2016-01-13 广东广青金属科技有限公司 一种奥氏体不锈钢的生产方法
CN104017967A (zh) * 2014-05-28 2014-09-03 华南理工大学 一种高强度高塑性不锈钢的制备方法和应用

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH10158792A (ja) * 1996-12-02 1998-06-16 Nisshin Steel Co Ltd プレス加工後の研磨性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼
JP3727240B2 (ja) * 1997-08-01 2005-12-14 アキアイ スペシアリ テルニ ソシエタ ペル アチオニ 鋳造物として良好な溶接性を有するオーステナイト系ステンレススチールストリップ
JP2001158944A (ja) * 1999-12-02 2001-06-12 Kawasaki Steel Corp オレンジピールの発生しにくいプレス成形用オーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法
JP2003290881A (ja) * 2002-04-02 2003-10-14 Nippon Steel Corp Ｃｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼薄板及びその製造方法
JP2005023343A (ja) * 2003-06-30 2005-01-27 Sumitomo Metal Ind Ltd 原子力用オーステナイト系ステンレス鋼管
JP2011001564A (ja) * 2008-03-21 2011-01-06 Nisshin Steel Co Ltd 耐肌荒れ性に優れたフェライト系ステンレス鋼板及びその製造方法

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