JP6853887B2 - 加工性および表面特性が優秀な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

加工性および表面特性が優秀な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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Description

本発明は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し、より具体的には、加工性および表面特性が優秀な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。
本発明はシンクなどで使われるステンレス鋼に関し、より詳細にはシンクに加工するときに、加工後にクラックなどの欠陥が発生せず、加工後の表面に突起、縞などの表面不良が発生しない加工性および表面特性が優秀なオーステナイト系ステンレス鋼に関する。
台所用シンク台のシンクボウルには、一般的にステンレス鋼が使われる。主に特定の汎用ステンレス鋼が使われるが、一般的なシンクボウルの形状には成形性に問題がないので広く使われる方である。
しかし、最近市場での競争力強化のために多様で複雑な形状のシンクボウルを設計しようとする試みが多くなっている。
オーステナイト系ステンレス鋼の成形において、加工性が足りない素材は加工後クラックなどの欠陥が発生する。また、加工後の表面に突起などが形成されることによって表面特性が悪い場合もある。クラックなどの欠陥の発生時には加工不良に該当するため歩留まりが悪くなる原因となり、表面特性が悪い場合、表面の研磨などの追加の工程が必要となるため生産費用を増加させる問題点が発生する。
従来にシンクなどの加工用として広く使われる鋼種として例えば、ＳＴＳ ３０４鋼があるが前述した加工クラックや表面劣化はたびたび発生する慢性的な問題として作用する。
韓国公開特許公報第１０−２０１３−００１４０６９号（２０１３．０２．０６．公開）
本発明の目的は、シンクなどとして複雑な形状に加工しても加工クラックや表面劣化が発生しない加工性および表面特性が優秀なオーステナイト系ステンレス鋼およびその製造方法を提供することにある。
本発明の一実施例に係る加工性および表面特性が優秀なオーステナイト系ステンレス鋼は、重量％で、Ｃ：０．００５〜０．１５％、Ｓｉ：０．１〜１．０％、Ｍｎ：０．１〜２％、Ｎｉ：６．０〜１０．５％、Ｃｒ：１６〜２０％、Ｎ：０．００５〜０．２％、残りはＦｅおよび不可避不純物を含み、下記式（１）で定義されるＮｉの表面負偏析度が０．６〜０．９の範囲である。
（ＣＮｉ−Ｍｉｎ）／（ＣＮｉ−Ａｖｅ）・・・式（１）
ここで、ＣＮｉ−Ｍｉｎは表面でのＮｉの最小濃度であり、ＣＮｉ−Ａｖｅは表面でのＮｉの平均濃度である。
また、本発明の一実施例によると、Ｍｏ：０．０１〜０．２％、Ｃｕ：０．１〜４．０％をさらに含むことができる。
また、本発明の一実施例によると、下記式（２）で定義されるＮｉ表面偏析比が１．１〜１．６の範囲である。
（ＣＮｉ−Ｍａｘ）／（ＣＮｉ−Ｍｉｎ）・・・式（２）
ここで、ＣＮｉ−Ｍａｘは表面でのＮｉ最大濃度であり、ＣＮｉ−Ａｖは表面でのＮｉの最小濃度である。
また、本発明の一実施例によると、Ｎｉ表面偏析部は面積分率で６０％未満であり、Ｎｉ表面負偏析部は面積分率で５％超過である。
また、本発明の一実施例によると、前記Ｎｉ表面偏析部は表面でのＮｉの平均濃度より大きいＮｉ濃化領域であり、前記Ｎｉ表面負偏析部は表面でのＮｉの平均濃度より小さいＮｉ欠乏領域である。
また、本発明の一実施例によると、前記Ｎｉ濃化領域は表面でのＮｉの平均濃度より１．２倍以上のＮｉ濃度を有し、前記Ｎｉ欠乏領域は表面でのＮｉの平均濃度より０．８倍以下のＮｉ濃度を有することができる。
また、本発明の一実施例によると、前記Ｎｉ表面負偏析部は長径が１００μｍ以下である偏析を６０％以上含むことができる。
また、本発明の一実施例によると、真変形率０．１〜０．３範囲で加工硬化速度（Ｈ）が１，５００〜３，０００ＭＰａの範囲である。
また、本発明の一実施例によると、６０％以上の伸び率を有することができる。
本発明の一実施例に係る加工性および表面特性が優秀なオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法は、重量％で、Ｃ：０．００５〜０．１５％、Ｓｉ：０．１〜１．０％、Ｍｎ：０．１〜２％、Ｎｉ：６．０〜１０．５％、Ｃｒ：１６〜２０％、Ｎ：０．００５〜０．２％、残りはＦｅおよび不可避不純物を含むオーステナイト系ステンレス鋼を連続鋳造する段階を含む。
前記連続鋳造段階は、２次冷却帯において、１，１５０〜１，２００℃である第１温度区間で鋳片を６０℃／ｍｉｎ以上の速度で冷却する段階、９００〜１，１５０℃である第２温度区間で鋳片を１０℃／ｍｉｎ以下の速度で冷却する段階および９００℃以下である第３温度区間で鋳片を２０℃／ｍｉｎ以上の速度で冷却する段階を含む。
また、本発明の一実施例によると、前記２次冷却段階で冷却された鋳片を熱間圧延する段階および前記熱間圧延された鋳片を冷間圧延する段階を含むことができる。
また、本発明の一実施例によると、熱間圧延時、連続鋳造されたオーステナイト系ステンレス鋼のスラブの５時間以内に再加熱することができる。
また、本発明の一実施例によると、熱延焼鈍または冷延焼鈍時、１，０００〜１，２００℃の焼鈍温度まで３０秒以内に昇温させた後、維持時間は３０秒以内である。
本発明の実施例に係るオーステナイト系ステンレス鋼は、加工性を向上させてシンクなどとして複雑な形状に加工しても加工クラックなどの欠陥を防止することができ、加工後に表面に発生する突起〜縞などの表面不良を防止することができる。
本発明の一実施例に係るオーステナイト系ステンレス鋼表面に形成されたＮｉ偏析部および負偏析部を撮影した写真である。 従来のオーステナイト系ステンレス鋼の加工後の表面を撮影した写真である。 本発明の一実施例に係るオーステナイト系ステンレス鋼の加工後の表面を撮影した写真である。 本発明の比較例に係るオーステナイト系ステンレス鋼の加工後の表面を撮影した写真である。 従来のオーステナイト系ステンレス鋼でシンク加工した加工面を撮影した写真である。 本発明の一実施例に係るオーステナイト系ステンレス鋼でシンク加工した加工面を撮影した写真である。 本発明の一実施例に係るオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法を説明するためのグラフである。
本発明の一実施例に係る加工性および表面特性が優秀なオーステナイト系ステンレス鋼は、重量％で、Ｃ：０．００５〜０．１５％、Ｓｉ：０．１〜１．０％、Ｍｎ：０．１〜２％、Ｎｉ：６．０〜１０．５％、Ｃｒ：１６〜２０％、Ｎ：０．００５〜０．２％、残りはＦｅおよび不可避不純物を含み、下記式（１）で定義されるＮｉの表面負偏析度が０．６〜０．９の範囲である。
（ＣＮｉ−Ｍｉｎ）／（ＣＮｉ−Ａｖｅ）・・・式（１）
ここで、ＣＮｉ−Ｍｉｎは表面でのＮｉの最小濃度であり、ＣＮｉ−Ａｖｅは表面でのＮｉの平均濃度である。
以下、本発明の実施例を、添付図面を参照して、詳細に説明する。以下の実施例は、本発明の思想を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限定されず、他の形態で具体化されてもよい。
本発明の一実施例に係る加工性および表面特性が優秀なオーステナイト系ステンレス鋼は、重量％で、Ｃ：０．００５〜０．１５％、Ｓｉ：０．１〜１．０％、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｎｉ：６．０〜１０．５％、Ｃｒ：１６〜２０％、Ｎ：０．００５〜０．２％、残りはＦｅおよび不可避不純物を含む。また、追加的に、Ｍｏ：０．０１〜０．２％、Ｃｕ：０．１〜４．０％をさらに含むことができる。
以下では本発明の加工性および表面特性が優秀な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の理由について説明する。
Ｃは０．００５〜０．１５重量％範囲内で調節して添加する。
Ｃはオーステナイト相安定化元素であって、多く添加するほどオーステナイト相が安定化するため０．００５％以上含有するが、過度に含有すると強度が過度に高くなって加工が困難であるため０．１５％以下に制限する。
Ｓｉは０．１〜１．０重量％範囲内で調節して添加する。
Ｓｉは添加するほど一定水準の加工硬化および耐食性の効果を提供するため０．１％以上含有するが、過度に多く添加すると靭性を阻害する恐れがあるため１．０％以下に制限する。
Ｍｎは０．１〜２．０重量％範囲内で調節して添加する。
Ｍｎはオーステナイト相安定化元素であって、多く添加するほどオーステナイト相が安定化し、加工硬化の速度を下げる効果があるため、０．１％以上含有するが、過度に添加すると耐食性を阻害するため２．０％以下に制限する。
Ｎｉは６．０〜１０．５重量％範囲内で調節して添加する。
Ｎｉはオーステナイト相安定化元素であって、多く添加するほどオーステナイト相が安定化し、添加量が増加するとオーステナイト鋼の軟質化および加工硬化速度を下げる効果があり、本発明で偏析帯を形成する元素であるため６．０％以上添加するが、多く添加すると費用の上昇を招くため１０．５％に制限する。
Ｃｒは１６〜２０重量％範囲内で調節して添加する。
Ｃｒは耐食性を向上させる元素であって、１６％以上を含有するが、過度な添加は費用の上昇を招くため２０％に制限する。
Ｎは０．００５〜０．２重量％範囲内で調節して添加する。
Ｎはオーステナイト相安定化元素であって、多く添加するほどオーステナイト相が安定化し、耐食性を向上させるため０．００５％以上含有するが、過度に含有すると強度が過度に高くなって加工が困難であるため０．２％以下に制限する。
Ｍｏ：０．０１〜０．２重量％範囲内で調節して添加する。
Ｍｏは耐食性と加工性を向上させる効果があるため０．０１％以上含有するが、過度な添加は費用の上昇を招くため０．２％以下に制限する。
Ｃｕ：０．１〜４．０重量％範囲内で調節して添加する。
Ｃｕはオーステナイト相安定化元素であって、多く添加するほどオーステナイト相が安定化し、オーステナイト鋼の軟質化および加工硬化速度を下げる効果があるため０．１％以上含有し、添加量が増加するほどオーステナイト相が安定化して本発明で追求する特性が得られるため４．０％までも添加することができる。しかし、好ましくは、Ｃｕの過度な添加は費用の上昇を招くため２．０％に制限する。
図１は、本発明の一実施例に係るオーステナイト系ステンレス鋼表面に形成されたＮｉ偏析部および負偏析部を撮影した写真である。図２は、従来のオーステナイト系ステンレス鋼の加工後の表面を撮影した写真である。図３は、本発明の一実施例に係るオーステナイト系ステンレス鋼の加工後の表面を撮影した写真である。
図１を参照すると、本発明の一実施例に係る加工性および表面特性が優秀なオーステナイト系ステンレス鋼は、鋼表面にＮｉ偏析部およびＮｉ負偏析部を含む。前記Ｎｉ表面偏析部は表面でのＮｉの平均濃度より大きいＮｉ濃化領域であり、前記Ｎｉ表面負偏析部は表面でのＮｉの平均濃度より小さいＮｉ欠乏領域である。図１で明るい色がＮｉ負偏析部を意味し、暗い色がＮｉ偏析部を意味する。
図２を参照すると、従来のオーステナイト系ステンレス強であるＳＴＳ ３０１鋼の表面を撮影した写真である。これはオーステナイト系ステンレス鋼表面にＮｉ偏析部および負偏析部が形成されていない鋼であり、これの加工時に表面に突起が発生して表面が粗くなり表面特性が低下することが分かる。
これとは異なり、図３を参照すると、本発明の一実施例に係るオーステナイト系ステンレス鋼表面を撮影した写真である。これはオーステナイト系ステンレス鋼表面にＮｉ偏析部および負偏析部が形成されており、加工しても表面に縞または突起が発生せず秀麗な表面品質を有することが分かる。
このような効果について本発明者は、Ｎｉ偏析部が形成されたステンレス鋼を加工すると、同量のＮｉを含有しているにもかかわらず、偏析部を形成していない素材に比べて加工時に負偏析部でマルテンサイト変態が多量なされるため突起の形成が抑制されるものと推定している。
すなわち、本発明の一実施例に係る前記オーステナイト系ステンレス鋼は下記式（１）で定義されるＮｉの表面負偏析度が０．６〜０．９の範囲を有する。
（ＣＮｉ−Ｍｉｎ）／（ＣＮｉ−Ａｖｅ）・・・式（１）
ここで、ＣＮｉ−Ｍｉｎは表面でのＮｉの最小濃度であり、ＣＮｉ−Ａｖｅは表面でのＮｉの平均濃度である。
Ｎｉの表面負偏析度は前記式（１）で定義され、鋼表面のＮｉの最小濃度をＮｉの平均濃度で割った値であり、Ｎｉの最小濃度は前記Ｎｉ負偏析部で測定された値である。
図４は、本発明の比較例に係るオーステナイト系ステンレス鋼の加工後の表面を撮影した写真である。
前記Ｎｉの表面負偏析度が０．６未満の場合、表面に偏析帯が過度に形成されて加工後の表面に圧延方向に沿って激しい縞が現れる問題点がある。図４を参照すると、前記Ｎｉの表面負偏析度が０．５を有するオーステナイト系ステンレス鋼を加工した後に表面を撮影した写真であって、圧延方向に縞が観察されることが分かり、このような縞による表面不良は表面の研磨などの追加の工程が必要となるため生産費用を増加させることになる。
また、前記Ｎｉの表面負偏析度が０．９超過である場合、本発明で目的とする偏析部および負偏析部が形成されないかその形成量が小さいため負偏析部でのマルテンサイト変態がなされない。
すなわち、本発明の一実施例に係る前記オーステナイト系ステンレス鋼は下記式（２）で定義されるＮｉ表面偏析比が１．１〜１．６の範囲を有する。
（ＣＮｉ−Ｍａｘ）／（ＣＮｉ−Ｍｉｎ）・・・式（２）
ここで、ＣＮｉ−Ｍａｘは表面でのＮｉ最大濃度であり、ＣＮｉ−Ａｖｅは表面でのＮｉの最小濃度である。
前記Ｎｉ表面偏析比が１．１未満の場合、本発明で目的とする偏析部および負偏析部が形成されないかその形成量が小さいため負偏析部でのマルテンサイト変態がなされない。
また、前記Ｎｉ表面偏析比が１．６超過である場合、表面に偏析帯が過度に形成されて加工後の表面に圧延方向に沿って激しい縞が現れ、このような縞による表面不良は表面の研磨などの追加の工程が必要となるため生産費用を増加させることになる。
すなわち、本発明の一実施例に係る前記オーステナイト系ステンレス鋼は、前記Ｎｉ表面偏析部は面積分率で６０％未満であり、前記Ｎｉ表面負偏析部は面積分率で５％超過である。
前記Ｎｉ表面偏析部は表面でのＮｉの平均濃度より大きいＮｉ濃化領域であり、前記Ｎｉ表面負偏析部は表面でのＮｉの平均濃度より小さいＮｉ欠乏領域である。例えば、前記Ｎｉ濃化領域は表面でのＮｉの平均濃度より１．２倍以上のＮｉ濃度を有し、前記Ｎｉ欠乏領域は表面でのＮｉの平均濃度より０．８倍以下のＮｉ濃度を有することができる。
このような前記Ｎｉ表面負偏析部が前記オーステナイト系ステンレス鋼表面上に面積分率で５％以下に形成されるか、前記Ｎｉ表面偏析部が面積分率で６０％以上に形成される場合、加工時に前記Ｎｉ表面負偏析部でマルテンサイト変態が十分になされないため、加工後の表面上の突起を抑制し難い。
例えば、前記Ｎｉ表面負偏析部は長径が１００μｍ以下である偏析を６０％以上含むことができる。これに伴い、前記Ｎｉ表面負偏析部内の偏析を微細化することによって、偏析の大きさの増加によって加工後の表面に圧延方向に沿って縞が発生することを防止することができるため表面特性を改善することができる。
また、本発明の一実施例に係る前記オーステナイト系ステンレス鋼は真変形率０．１〜０．３範囲で加工硬化速度（Ｈ）が１，５００〜３，０００ＭＰａの範囲である。したがって、本発明の一実施例に係る前記オーステナイト系ステンレス鋼は６０％以上の伸び率を有することができる。
前記オーステナイト系ステンレス鋼は表面に形成された前記Ｎｉ表面偏析部および負偏析部とともに、素材の真変形率０．１〜０．３範囲で加工硬化速度を１，５００〜３，０００ＭＰａの範囲で製造して加工性を優秀にすることができる。真変形率と加工硬化速度を算出する方法は学界で広く定義するところに従うことができ、本発明での加工硬化速度（Ｈ）とは、一般的な１軸引張りから計算される加工硬化速度（Ｈ）を指定された区間、すなわち真変形率０．１〜０．３範囲で総平均した値を示す。これは、加工硬化速度（Ｈ）は真変形率−真応力から毎瞬間の傾きで計算される値であって、値の飛びが激しいため、局所的には本発明で指定する１，５００〜３，０００ＭＰａの範囲を逸脱することができるが、結論的に材質特性に寄与するのは平均値であるので、前記オーステナイト系ステンレス鋼は真変形率０．１〜０．３範囲で加工硬化速度（Ｈ）が１，５００〜３，０００ＭＰａの範囲を満足する。
図５は、従来のオーステナイト系ステンレス鋼でシンク加工した加工面を撮影した写真である。図６は、本発明の一実施例に係るオーステナイト系ステンレス鋼でシンク加工した加工面を撮影した写真である。
殆どの素材加工時に真変形率０．１〜０．３区間を通るが、この区間において加工硬化速度が３，０００ＭＰａ超過である場合は素材の過度な硬化によって加工が難しいため図５の例のようにクラックが発生し、このような場合、加工性の代表的な指標である伸び率が６０％未満を有することが分かる。それだけでなく、加工硬化速度が１，５００ＭＰａ未満では伸び率が６０％以上を満足するものの、素材の過度な軟化によりシワが発生する問題があるため制限することが好ましい。したがって、本発明が提示する範囲で製造された素材は、図６の例のようにシンク加工性が良好であることが分かる。
図７は、本発明の一実施例に係るオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法を説明するためのグラフである。
本発明の一実施例に係る加工性および表面特性が優秀なオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法は、重量％で、Ｃ：０．００５〜０．１５％、Ｓｉ：０．１〜１．０％、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｎｉ：６．０〜１０．５％、Ｃｒ：１６〜２０％、Ｎ：０．００５〜０．２％、残りはＦｅおよび不可避不純物を含むオーステナイト系ステンレス鋼を連続鋳造する段階を含む。
図７を参照すると、このときに、前記連続鋳造段階は、２次冷却帯において、１，１５０〜１，２００℃である第１温度区間で鋳片を６０℃／ｍｉｎ以上の速度で冷却する段階、９００〜１，１５０℃である第２温度区間で鋳片を１０℃／ｍｉｎ以下の速度で冷却する段階および９００℃以下である第３温度区間で鋳片を２０℃／ｍｉｎ以上の速度で冷却する段階を含む。
連続鋳造された鋳片は１，１５０〜１，２００℃である第１温度区間で鋳片を６０℃／ｍｉｎ以上の速度で冷却する段階を経る。
前記本発明の成分系を有する溶鋼から連続鋳造をしてスラブを製造するが、このときに、鋳片の表面にＮｉ表面偏析部およびＮｉ表面負偏析部を形成するために、前記第１温度区間では前記鋳片の急冷を遂行する。この時、例えば全面ノズル噴射を通じて鋳片の面全体が速い速度で冷却されるように遂行する。これとは異なり、前記鋳片が前記第１温度区間で６０℃／ｍｉｎ未満の速度で冷却される場合には表面にＮｉ表面偏析部および負偏析部が形成されなくてもよい。
通常的に連続鋳造によるＮｉ偏析は鋳片の中心偏析が知られているが、本発明でのように一定の温度区間で急冷を遂行する場合、鋳片の表面にＮｉ偏析を形成することができる。
これに伴い、本発明の一実施例に係るオーステナイト系ステンレス鋼は前記式（１）で表示されるＮｉの表面負偏析度が０．６〜０．９の範囲を満足し、前記式（２）で表示されるＮｉ表面偏析比が１．１〜１．６の範囲を満足することができる。
以降、９００〜１，１５０℃である第２温度区間で鋳片を１０℃／ｍｉｎ以下の速度で冷却する段階を経る。
前記第１温度区間で表面にＮｉ偏析を形成した後、前記第２温度区間で前記鋳片の徐冷を遂行する。これにより、鋳片の表面のＮｉ偏析のうち一部が再固溶されることになる。
これに伴い、本発明の一実施例に係るオーステナイト系ステンレス鋼のＮｉ表面偏析部は面積分率で６０％未満であり、Ｎｉ表面負偏析部は面積分率で５％超過を満足することができる。
以降、９００℃以下である第３温度区間で鋳片を２０℃／ｍｉｎ以上の速度で冷却する段階を経る。
前記第２温度区間で表面にＮｉ偏析一部を再固溶した後、前記第３温度区間で前記鋳片の急冷を遂行する。これにより、鋳片の表面の前記Ｎｉ表面負偏析部内に偏析を微細化することができる。
これに伴い、前記Ｎｉ表面負偏析部は長径が１００μｍ以下である偏析を６０％以上含むことができる。
本発明の一実施例に係る加工性および表面特性が優秀なオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法は、前記２次冷却段階で冷却された鋳片を熱間圧延する段階および前記熱間圧延された鋳片を冷間圧延する段階を含む。
このとき、熱間圧延時、連続鋳造されたオーステナイト系ステンレス鋼のスラブの５時間以内に再加熱を遂行する。スラブの再加熱時間が５時間を超過すると、表面に形成された前記Ｎｉ表面偏析部および負偏析部が分解し始まるため本発明で目的とする表面の前記Ｎｉ表面負偏析部および前記Ｎｉ表面偏析比を満足することができなくなる。
また、熱延焼鈍または冷延焼鈍時、１，０００〜１，２００℃の焼鈍温度まで３０秒以内に昇温させた後、維持時間は３０秒以内で遂行する。熱延焼鈍または冷延焼鈍時の昇温時間および維持時間が増加するほど、表面に形成された前記Ｎｉ表面偏析部および負偏析部が分解し始まるため本発明で目的とする表面の前記Ｎｉ表面負偏析部および前記Ｎｉ表面偏析比を満足することができなくなる。
以下、実施例を通じて本発明をより詳細に説明する。
「実施例」
下記の表１の発明例１〜９、そして比較例１〜６の成分を含むオーステナイト系ステンレス鋼スラブを連続鋳造して製造した。以降、熱間圧延および、５０％総圧下率で冷間圧延を経て、冷延鋼板を製造した。
Figure 0006853887
したがって、製造された冷延鋼板のＮｉ表面負偏析度、偏析比、偏析の大きさおよび分布、そして鋼板の加工試験後の表面特性および加工後クラック乃至シワ発生の有無を肉眼で観察して下記の表２に示した。
Figure 0006853887
ここでＮｉ表面負偏析度および偏析比はオーステナイト系ステンレス鋼表面で測定されるが、測定面は圧延方向と幅方向を軸としてなされた面、すなわちよく圧延面と称する面に該当する。統計的に意味を有するために各軸の長さは５００μｍ以上とし、各軸で等間隔で５０ヶ所以上測定した。測定方法はｅｎｅｒｇｙ ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ（ＥＤＳ）またはｅｌｅｃｔｒｏｎ ｐｒｏｂｅ ｍｉｃｒｏ ａｎａｌｙｓｉｓ（ＥＰＭＡ）等のいずれを活用してもよいが、８００μｍ＊８００μｍ面積でＥＰＭＡ方法でＮｉの元素分布を撮影した。ステンレス鋼は一般的に表面に酸化層を形成するため、元素を測定する装置が酸化層以下の領域を測定できる程反応体積が充分でない時には、酸化層を表面から１〜２００μｍ研磨した面で測定した。また、異物は本発明の論外であり、Ｎｉ偏析は母材に対するものとした。
前記表１および表２を参照すると、本発明の一実施例に係るオーステナイト系ステンレス鋼の成分および範囲を満足する場合、表面特性および加工性が優秀であることが分かる。ただし、このような成分範囲を満足しても鋼表面のＮｉ負偏析度乃至偏析比を満足しない場合、表面特性乃至加工性が劣位であることが分かる。
また、追加的に加工硬化速度（Ｈ）とシンク加工性の相関関係を確認するために、追加の実験を遂行した。これに伴い、前記製造された冷延鋼板を利用してシンク加工を遂行したし、この時、前記鋼板の加工硬化速度および伸び率を測定したし、加工後クラック乃至シワ発生の有無を肉眼で観察して下記の表３に示した。
Figure 0006853887
したがって、シンク加工性が優秀であるため加工後の表面にクラック乃至シワが発生しないオーステナイト系ステンレス鋼は、真変形率０．１〜０．３範囲で加工硬化速度（Ｈ）が１，５００〜３，０００ＭＰａの範囲を満足するように製造されることが分かる。
以上、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、多様な変更および変形が可能である。
本発明の実施例に係る加工性および表面特性が優秀なオーステナイト系ステンレス鋼は台所用シンク台のシンクボウル等の用途で適用可能である。

Claims (6)

  1. 重量％で、Ｃ：０．００５〜０．１５％、Ｓｉ：０．１〜１．０％、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｎｉ：６．０〜１０．５％、Ｃｒ：１６〜２０％、Ｎ：０．００５〜０．２％、Ｍｏ：０．０１〜０．２％、Ｃｕ：０．１〜４．０％、残りはＦｅおよび不可避不純物からなり、
    下記式（１）で定義されるＮｉの表面負偏析度が０．６０〜０．９０の範囲であり、
    下記式（２）で定義されるＮｉ表面偏析比が１．１０〜１．６０の範囲であることを特徴とする加工性および表面特性が優秀なオーステナイト系ステンレス鋼。
    （ＣＮｉ−Ｍｉｎ）／（ＣＮｉ−Ａｖｅ）・・・式（１）
    （Ｃ Ｎｉ−Ｍａｘ ）／（Ｃ Ｎｉ−Ｍｉｎ ）・・・式（２）
    ここで、ＣＮｉ−Ｍｉｎは表面でのＮｉの最小濃度であり、ＣＮｉ−Ａｖｅは表面でのＮｉの平均濃度であり、Ｃ Ｎｉ−Ｍａｘ は表面でのＮｉ最大濃度である。
  2. 表面でのＮｉの濃度が平均濃度より大きいＮｉ濃化領域であるＮｉ表面偏析部は、面積分率で６０％未満であり、
    表面でのＮｉの濃度が平均濃度より小さいＮｉ欠乏領域であるＮｉ表面負偏析部は、面積分率で５％超過であることを特徴とする請求項１に記載の加工性および表面特性が優秀なオーステナイト系ステンレス鋼。
  3. 前記Ｎｉ濃化領域は表面でのＮｉの平均濃度より１．２倍以上のＮｉ濃度を有し、前記Ｎｉ欠乏領域は表面でのＮｉの平均濃度より０．８倍以下のＮｉ濃度を有することを特徴とする請求項２に記載の加工性および表面特性が優秀なオーステナイト系ステンレス鋼。
  4. 前記Ｎｉ表面負偏析部は長径が１００μｍ以下である偏析を６０％以上含むことを特徴とする請求項２に記載の加工性および表面特性が優秀なオーステナイト系ステンレス鋼。
  5. ６０％以上の伸び率を有することを特徴とする請求項１に記載の加工性および表面特性が優秀なオーステナイト系ステンレス鋼。
  6. 請求項１乃至５のうちいずれか一項による加工性および表面特性が優秀なオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法において、
    重量％で、Ｃ：０．００５〜０．１５％、Ｓｉ：０．１〜１．０％、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｎｉ：６．０〜１０．５％、Ｃｒ：１６〜２０％、Ｎ：０．００５〜０．２％、Ｍｏ：０．０１〜０．２％、Ｃｕ：０．１〜４．０％、残りはＦｅおよび不可避不純物からなるオーステナイト系ステンレス鋼を連続鋳造する段階を含み、
    前記連続鋳造する段階は、
    ２次冷却帯において、１，１５０〜１，２００℃である第１温度区間で鋳片を６０℃／ｍｉｎ以上の速度で冷却する段階、
    ９００〜１，１５０℃である第２温度区間で鋳片を１０℃／ｍｉｎ以下の速度で冷却す
    る段階、および
    ９００℃以下である第３温度区間で鋳片を２０℃／ｍｉｎ以上の速度で冷却する段階からなる２次冷却段階を含み、
    前記２次冷却段階で冷却された鋳片を熱間圧延する段階、および
    前記熱間圧延された鋳片を冷間圧延する段階を含み、
    前記熱間圧延時、連続鋳造されたオーステナイト系ステンレス鋼のスラブの５時間以内に再加熱し、
    前記熱間圧延以降、熱延焼鈍または前記冷間圧延以降、冷延焼鈍する時は、１，０００〜１，２００℃の焼鈍温度にまで３０秒以内に昇温させた後、維持時間は３０秒以内であり、
    下記式（１）で表示されるＮｉの表面負偏析度が０．６０〜０．９０の範囲を満足し、下記式（２）で表示されるＮｉ表面偏析比が１．１０〜１．６０の範囲を満足することを特徴とする加工性および表面特性が優秀なオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法。
    （Ｃ Ｎｉ−Ｍｉｎ ）／（Ｃ Ｎｉ−Ａｖｅ ）・・・式（１）
    （Ｃ Ｎｉ−Ｍａｘ ）／（Ｃ Ｎｉ−Ｍｉｎ ）・・・式（２）
    ここで、Ｃ Ｎｉ−Ｍｉｎ は表面でのＮｉの最小濃度であり、Ｃ Ｎｉ−Ａｖｅ は表面でのＮｉの平均濃度であり、Ｃ Ｎｉ−Ｍａｘ は表面でのＮｉ最大濃度である。
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