KR101952054B1 - 오스테나이트계 스테인리스 강판 및 그것의 제조 방법 - Google Patents

Abstract

질량%로, C＋N：0.03~0.20%, Si：0.1~1.5%, Mn：0.10~1.5%, Cr：15.0~22.0%, Ni：4.5~10.0%, Cu：0.10~2.0%, Mo：0.1~2.0%, Nb：0.02~0.50%, 잔부가 Fe 및 불순물이며, 평균 결정 입경이 5.0μm 이하, 미재결정부 잔존율이 3.0% 이하, 결정 입자의 평균 애스펙트비가 1.2 이하인, 에칭, 레이저 가공 등의 정밀 가공에 적절한 오스테나이트계 스테인리스 강판.

Description

오스테나이트계 스테인리스 강판 및 그것의 제조 방법{AUSTENITIC STAINLESS STEEL SHEET AND METHOD FOR PRODUCING SAME}

본 발명은, 오스테나이트계 스테인리스 강판 및 그것의 제조 방법에 관한 것이다.

오스테나이트계 스테인리스 강판은 메탈 마스크 등 폭넓게 사용되고 있다. 예를 들어, 메탈 마스크는 에칭 가공, 레이저 가공 등의 정밀 가공에 의해 제조된다. 이들 정밀 가공은, 소재의 결정 입경이 미세하고, 정립도(整粒度)를 높임으로써 에칭면의 평활성이 향상하는 것이 알려져 있다.

예를 들어, 특허 문헌 1, 2 및 3에는, 화학 조성을 조정하여, 최종 냉간 압연 후의 소둔을 500~850℃로 통상보다 낮은 온도에서 실시함으로써, 결정 입자 성장을 억제시키고, 에칭면의 평활성을 확보한 오스테나이트계 스테인리스 강판이 제안되어 있다.

특히, 특허 문헌 2, 3에서 개시되어 있는 발명은, Nb를 첨가하여, Nb의 탄질화물을 석출시킴으로써, 최종 소둔에서의 결정 입자 성장을 억제시키고 있다.

일본국 특허 공개 평2-173214호 공보 일본국 특허 공개 2003-003244호 공보 일본국 특허 공개 2005-320587호 공보

그러나, 근년, 정밀 가공에는 지금까지 이상으로 가공면의 평활성이 요구되어, 특허 문헌 1~3에 개시되어 있는 방법으로는 그 요구를 충분히 만족시킬 수 없는 경우가 있다. 특히, 특허 문헌 2 및 3에서는, Nb를 함유하는 강판에 있어서, 최종 냉간 압연으로 하부 조직을 라스형상의 마텐자이트로 변태시키기 위해서는, 최종 냉간 압연에 제공하는 강판 중에 Nb를 고용시킬 필요가 있다. 따라서, 특허 문헌 2에서는, 최종 냉간 압연의 전 공정인 중간 소둔의 처리 온도를 1100℃로 높은 온도로 설정하지 않을 수 없었다고 생각된다. 또, 특허 문헌 3에서는, 조질 압연(최종 냉간 압연) 후의 잔류 응력 제거에 의해 에칭시의 휨을 억제하기 위해, 550℃ 이상 700℃ 이하의 온도역에서 응력 제거 소둔(최종 소둔)을 행하고 있다. 여기서, 특허 문헌 3에서는 표 2에 기재된 바와 같이 경도를 높이는 점에 착안하고 있다. 이를 위해서는 오스테나이트로의 역변태를 억제하여 마텐자이트를 잔존시킬 필요가 있다. 따라서, 특허 문헌 3에서는 최종 소둔 온도를 낮게 하지 않을 수 없었다고 생각된다.

특허 문헌 2 및 3에 기재된 바와 같이 Nb를 함유하는 재료의 경우, Nb가 오스테나이트상 중에 고용되어 있으면 재결정을 늦추기 때문에, 미(未)재결정부가 잔존하는 경우가 많다. 또, 실제 제조에 있어서는, 냉간 압연이나 소둔 온도의 조업 상의 불균일에 의해, 결정 입자가 충분히 미세화되지 않고, 미재결정부가 잔존하며, 이들 스테인리스 강판을 정밀 가공했을 때에는, 그 평활성이 불균일한 경우가 있다.

본 발명은, 에칭, 레이저 가공 등의 정밀 가공에 적절한 오스테나이트계 스테인리스 강판과, 그러한 오스테나이트계 스테인리스 강판을 공업적으로 안정적으로 제조하는 방법을 제공하는 것을 과제로 한다.

본 발명자들은, 상기 과제를 해결하기 위해 예의 검토를 거듭한 결과, 이하의 지견을 얻었다.

(1) 지금까지, 에칭 가공, 레이저 가공 등의 정밀 가공 후의 표면을 평활하게 하려면, 미재결정부가 없는, 미세 결정 입자가 바람직한 것이 알려져 있다. 이들에 더해, 또한, 결정 입자를 미세한 등축 입자로 함으로써, 정밀 가공면의 평활성이 더욱 향상한다.

(2) 또, 결정 입자를 미세한 등축 입자로 하기 위해서는, 냉간 압연에 의해 마텐자이트를 생성시키고, 이것을 역변태 시키는 것 만으로는 불충분하다.

(3) 냉간 압연의 초기에 가공 유기(誘起) 마텐자이트를 생성시키고, 그것을 더욱 압하함으로써 라스형상으로부터 셀형상으로 마텐자이트의 형태를 변화시킬 수 있으며, 그 결과, 목표로 하는 미세 등축 입자 조직을 얻을 수 있다.

(4) 이를 위해서는, 냉간 압연율을 90% 이상으로 하는 것, 화학 조성에 의해 γ를 불안정하게 하는 것이 유효하다고 생각된다. 그러나, 전자는 공업적인 측면에서 어렵고, 후자는 γ가 과도하게 불안정하면 용해 또는 열간 압연으로 δ 페라이트가 생성되어, 열연이나 냉연에서의 균열을 조장한다.

(5) 따라서, 제조 초기에 있어서는, γ 안정도가 높고, 최종 냉연에서는 α＇ 변태시키는 제조 공정으로 함으로써, γ 안정도를 바꾸는 것이 유효하다. 그로 인해, 소재로서 δ 페라이트의 생성을 막기 위해, 최저한의 γ 안정도인 것으로 하고, 최종 냉연 전에 소둔(중간 소둔)을 행하여, γ 안정화 원소인 C, N을 석출시킨다. 이것에 의해, 그 후의 냉간 압연에서는, α＇를 생성하기 쉬워진다.

(6) 중간 소둔에서 Nb의 일부를 Nb(C, N)으로서 석출시키면, 피닝 효과에 의해 결정 입자 성장을 억제할 수 있고, 또, 최종 소둔에서의 고용 Nb량을 저감시킬 수 있기 때문에, 미재결정부 잔존율의 저감에도 유효하다.

(7) 중간 소둔에서 Nb의 일부를 Nb(C, N)으로서 석출시키면, δ 페라이트가 생성되지 않을 정도까지 γ 안정도를 내릴 수 있다. 이로 인해, 조업시의 압연율이 상정보다 낮아지거나, 최종 소둔 온도가 고르지 못하더라도, 안정적으로 미세한 등축 입자 조직을 만들 수 있다.

(8) γ 안정도를 높이기 위해, 재료의 화학 조성도 상세하게 검토했다. 그 결과, Cu는 오스테나이트 생성 원소임과 더불어 오스테나이트상의 안정도를 조정 가능한 원소이며, 또한, Mo이 함유되어 있는 경우에는, Mo와의 상승 효과로 적층 결함 에너지를 상승시켜 오스테나이트 모상 중의 변형의 축적을 억제하는 기능도 갖는다. 이것에 의해, 과도한 가공 경화가 억제되고, 박판 제조시의 부하가 크게 경감된다. 더욱이, 에칭이나 레이저 가공의 전후에 프레스나 굽힘 가공을 실시하여 사용되는 경우, 과도한 가공 경화의 억제에 의해, 이들의 성형이 하기 쉬워진다는 효과도 있다.

(9) 이상과 같이, 최종 냉연 전의 소둔에서 통상보다 낮은 온도로 소둔을 행함으로써, Nb 탄질화물을 석출시키고, 고용 C 및 고용 N량을 조정하여, 오스테나이트상의 안정도를 제어한다. 그 후, 냉간 압연을 행함으로써, 형성하는 가공 유기 마텐자이트를, 종래의 라스형상 α'가 아닌, 셀형상 α＇로 한다. 이것에 의해, 최종 소둔 공정에 있어서 초기의 소둔으로 형성된 Nb 탄질화물에 의한 피닝 효과와 아울러, 미세 입자이고 애스펙트비가 저하한 등축 입자를 얻을 수 있다. 그 결과, 미세 입자이고, 등축 입자인 오스테나이트계 스테인리스 강판이 얻어지고, 에칭 가공면의 평활성을 향상시킬 수 있다.

본 발명자들은, 상기의 지견에 의거하여, 본 발명을 완성시켰다. 본 발명은, 하기의 오스테나이트계 스테인리스 강판 및 그것의 제조 방법을 요지로 하고 있다.

(1) 질량%로,

C＋N：0.03~0.20%,

Si：0.1~1.5%,

Mn：0.10~1.5%,

Cr：15.0~22.0%,

Ni：4.5~10.0%,

Cu：0.10~2.0%,

Mo：0.1~2.0%,

Nb：0.02~0.50%,

잔부가 Fe 및 불순물이며,

평균 결정 입경이 5.0μm 이하,

미재결정부 잔존율이 3.0% 이하,

결정 입자의 평균 애스펙트비가 1.2 이하인,

오스테나이트계 스테인리스 강판.

(2) 상기 (1)의 오스테나이트계 스테인리스 강판의 제조 방법으로서,

모재에 열간 압연, 소둔, 냉간 압연을 행한 후,

처리 온도가 1000℃ 미만인 중간 소둔, 총 판두께 감소율이 50% 이상인 최종 냉간 압연, 처리 온도가 700℃ 초과 950℃ 이하인 온도역에서 행하는 최종 소둔을 차례로 행하는, 오스테나이트계 스테인리스 강판의 제조 방법.

본 발명에 의하면, 미세 입자이고, 등축 입자인 오스테나이트계 스테인리스 강판을 얻을 수 있다. 이러한, 오스테나이트계 스테인리스 강판은, 에칭 가공면의 평활성이 뛰어나므로, 에칭, 레이저 가공 등의 정밀 가공에 적절하다. 본 발명은 또, 상기의 오스테나이트강을 공업적으로 안정적으로 제조할 수 있다.

도 1은, 종래의 제조 방법과 본 발명의 제조 방법의 차이를 나타내는 도면이다.
도 2는, 결정 입자의 애스펙트비를 나타내는 도면이다.

본 발명을 상세히 서술한다. 또한, 이하에서는, 「질량%」를 간단히 「%」로 기재한다.

1. 오스테나이트계 스테인리스 강판

(1) 화학 조성

·C＋N：0.03~0.20%

C 및 N는, γ 안정화 원소이며, 용해시, 열간 압연시의 δ 페라이트의 생성을 억제하기 때문에, 적당량 함유시킬 필요가 있다. 또한, C 및 N는, Nb와 결합하여 미세한 Nb 화합물로서 중간 소둔시, 또는, 최종 소둔시에 석출되고, 결정 입자 성장을 억제시키는 효과가 있다. 더욱이, 열연판의 시점에서는 고용하여, 중간 소둔시에 Nb 탄질화물로서 석출함으로써, 제조 공정의 도중에 모재의 γ 안정도를 조정할 수 있다. 따라서, C 및 N는, 합계로 0.03% 이상 함유시킬 필요가 있다. 바람직하게는 0.05% 이상이다. 한편, C 및 N의 합계 함유량이 너무 많으면, 중간 소둔시에 Nb 화합물로서 석출시켜도, 일부가 고용 C 또는 고용 N로서 잔존하고, 최종 냉연시의 모재의 γ 안정도가 높은 결과, 최종 냉연으로 충분한 셀형상 마텐자이트가 생성되지 않는다. 따라서, 상한은 0.20%로 한다. 바람직하게는 0.16% 이하이다. 또, C 및 N의 함유량은, 각각 0.01~0.10%, 0.01~0.15%인 것이 바람직하다.

·Si：0.1~1.5%

Si는, 용제시의 탈산재로서 사용되고, 강의 강화에도 기여한다. 따라서, 하한을 0.1%로 한다. 그러나, Si 함유량이 과도하게 많아지면, 에칭 속도를 저하시키는 악영향이 있다. 따라서, Si 함유량은, 1.5% 이하로 한다. 바람직하게는, 0.8% 이하로 한다.

·Mn：0.10~1.5%

Mn은, 열간 가공시의 취성 파괴 방지와 강의 강화에 기여한다. 따라서, 하한을 0.10%로 한다. 그러나, Mn은, 강력한 γ 생성 원소이기 때문에, 함유량이 과도하게 많아지면, 냉간 압연시에 생성되는 가공 유기 마텐자이트가 적어, 그 후의 소둔으로 미세 결정 입자를 얻을 수 없다. 따라서, Mn 함유량은, 1.5% 이하로 한다. 더 바람직하게는, 1.2% 이하로 한다.

·Cr：15.0~22.0%

Cr은, 스테인리스강의 기본 원소이며, 강재 표면에 금속 산화물층을 형성하고, 내식성을 높이는 작용을 하는 불가결한 원소이며, 15.0% 이상 함유시킨다. 그러나, Cr은, 강력한 페라이트 안정화 원소이기 때문에, 함유량이 너무 많으면, 용제 후에 다량의 δ 페라이트가 잔존한다. 이 δ 페라이트는 소재의 열간 가공성을 현저하게 열화시킨다. 따라서, Cr 함유량은, 15.0~22.0%로 한다. 바람직한 하한은, 15.0%, 바람직한 상한은 19.0%이다.

·Ni：4.5~10.0%

Ni은, γ 생성 원소이고, 실온에서 γ상을 안정적으로 얻기 위해 불가결한 원소이며, 하한값을 4.5%로 한다. 그러나, Ni 함유량이 너무 많으면, γ상이 너무 안정화되어, 냉간 압연시의 가공 유기 마텐자이트 변태가 억제된다. 또한, Ni은 고가의 원소이며, 함유량의 증대는, 비용의 대폭적인 상승을 초래한다. 따라서, 상한값은 10.0%로 한다.

·Cu：0.10~2.0%

Cu는, γ 생성 원소이며, Ni과 마찬가지로 γ상의 안정도를 조정 가능한 원소이다. 또, 소재를 연질화시키는 효과가 있기 때문에, 본 발명과 같이 높고 큰 압연율로 냉간 압연을 실시하는 경우, 압연의 부하를 저감시킬 수 있다. 또한, Cu는 오스테나이트 생성 원소이며, 오스테나이트상의 안정도를 조정 가능한 원소이다. Mo이 함유되어 있는 경우에는, Mo과의 상승 효과로 적층 결함 에너지를 상승시키고, 오스테나이트 모상 중의 변형의 축적을 억제하여, 과도한 가공 경화가 억제되며, 박판 제조시의 부하가 크게 경감된다. 더욱이, 에칭이나 레이저 가공의 전후에 프레스나 굽힘 가공을 실시하여 사용되는 경우, 과도한 가공 경화의 억제에 의해, 이들의 성형이 하기 쉬워진다는 효과도 있다. 따라서, 하한은 0.10%로 한다. 한편, Cu 함유량이 과도하게 많아지면, 제조 과정에서 입계에 편석한다. 이 입계 편석은, 열간 가공성을 현저하게 열화시켜, 제조가 어려워진다. 따라서, 상한값은 2.0%로 한다. 바람직한 하한은 0.2%, 바람직한 상한은 1.0%이다.

·Mo：0.1~2.0%

Mo은, γ 생성 원소이며, Ni과 마찬가지로 γ상의 안정도를 조정 가능한 원소이다. 또, Mo은, 균질한 산화 피막을 형성시키는 원소이기 때문에, 에칭 불균일을 저감시키는 효과가 있다. 또한, Mo은, Cu와의 상승 효과로, 적층 결함 에너지를 상승시켜 오스테나이트 모상 중의 변형의 축적을 억제하는 원소이며, 과도한 가공 경화를 억제하여, 박판 제조시의 부하를 크게 경감시킨다. 또한, 정밀 가공의 전후에 프레스나 굽힘 등의 가공을 실시하여 사용되는 경우, 과도한 가공 경화의 억제에 의해, 이들의 성형이 하기 쉬워진다는 효과도 있다. 따라서, 하한을 0.1%로 한다. 그러나, Mo 함유량이 과도하게 많아지면, 비용의 상승으로도 이어진다. 따라서, Mo 함유량은, 2.0% 이하로 한다. 바람직하게는 1.0% 이하로 한다.

·Nb：0.02~0.50%

Nb는, 미세한 탄화물 또는 질화물을 생성하고, 피닝 효과에 의해 결정의 입자 성장을 억제한다. 또, 중간 소둔에서 Nb의 탄질화물을 석출시킴으로써, 모재 중의 C 함유량, N 함유량을 저감시키며, 오스테나이트 안정도를 δ 페라이트가 생성되지 않을 정도까지 낮춘다. 그 결과, 중간 소둔 후의 냉간 압연에서는, 모상이 조기에 마텐자이트 변태하고, 그 후 셀형상의 마텐자이트가 다량으로 생성되게 된다. 또, Nb는, 결정 입자 성장을 억제하는 효과가 있는 한편, 고용 상태로 존재하면, 소둔시의 재결정을 지연시켜, 소둔 후에 미재결정부가 잔존하는 요인이 된다. 이들 효과를 고려하여, Nb 함유량의 하한값은 0.02%로 한다. 그러나, 고용 상태의 Nb의 함유량이 너무 많아지면, 소둔시의 재결정을 지연시켜, 미재결정부가 다량으로 잔존한다. 미재결정부가 다량으로 잔존하면, 정밀 가공한 제품의 평활성을 저하시키는 요인이 된다. 따라서, 상한값은 0.50%로 한다. 바람직한 하한은 0.04%, 바람직한 상한은 0.20%이다.

·잔부：Fe 및 불순물

스테인리스강의 제조에서는, 리사이클 추진의 관점으로부터, 스크랩 원료를 사용하는 경우가 많다. 이로 인해, 스테인리스강에는, 여러 가지의 불순물 원소가 불가피적으로 혼입된다. 불순물 원소의 함유량을 일의적으로 정하는 것은 어렵다. 따라서, 본 발명에 있어서의 불순물이란, 본 발명의 작용 효과를 저해하지 않는 양으로 함유되는 원소를 의미한다. 이러한 불순물로는, 예를 들어 P：0.05% 이하, S：0.03% 이하를 들 수 있다.

·그 외

Md₃₀은, 30%의 변형을 부여했을 때에 금속 조직 전체의 50%가 마텐자이트가 되는 온도이며, 가공 유기 마텐자이트 변태가 일어나기 쉬움을 나타내는 지표 중 하나이다. 이로 인해, Md₃₀은, 30~55℃의 범위인 것이 바람직하다. 이 범위이면, 가공 유기 마텐자이트 변태가 일어나기 쉽기 때문이다.

SFE는, 적층 결함 에너지를 의미하고, 적층 결함을 형성하기 쉬움을 나타내는 지표 중 하나이다. SFE가 너무 낮은 경우에는, 적층 결함이 형성되기 쉽고, 가공 유기 마텐자이트 변태를 충분히 일으키는 것이 어려워진다. 이로 인해, SFE는, 3mJ/cm² 이상으로 하는 것이 바람직하다. 이 범위이면, 적층 결함의 형성을 억제하기 쉽고, 가공 유기 마텐자이트 변태를 충분히 촉진하기 쉽기 때문이다. SFE의 바람직한 상한은 100mJ/cm²이다.

(2) 오스테나이트계 스테인리스 강판의 금속 조직

·평균 결정 입경：5.0μm 이하

평균 결정 입경이 작아지면, 정밀 가공면의 거칠기가 작아진다. 이 효과는, 특히 평균 결정 입경을 5.0μm 이하로 하면 현저하게 나타난다. 이로 인해 평균 결정 입경은, 5.0μm 이하로 한다. 효과를 보다 한층 발휘하기 위해서는, 3.0μm 이하가 바람직하다. 평균 결정 입경을 너무 작게 하면 제조 비용의 상승을 초래하기 때문에, 그 하한은 0.3μm로 한다. 제조 비용과의 밸런스를 고려하면, 그 하한은 0.5μm로 하는 것이 바람직하다. 평균 결정 입경이란 구적법으로 산출한 평균 결정 입자 면적과 같은 면적을 갖는 원의 직경을 나타낸다.

·미재결정부 잔존율：3.0% 이하

미재결정부가 많이 잔존하면, 스테인리스 강판에 에칭 가공을 행할 때, 그 부분만이 주변의 재결정 입자에 대해 우선적으로 에칭되는 결과, 그 평활성이 손상되는 경우가 있다. 그로 인해, 평활성을 해치지 않는 미재결정 잔존율을 3.0% 이하로 하는 것이 바람직하다. 미재결정 입자 잔존율이 너무 낮은 소재의 제조는 생산 효율의 저하를 초래하기 때문에, 그 하한은 0.5%가 바람직하다.

·결정 입자의 평균 애스펙트비：1.2 이하

결정 입자가 미세한 등축 입자일수록 정밀 가공면의 거칠기가 작다. 그로 인해, 결정 입자의 평균 애스펙트비(입자의 장축 길이/단축 길이)를 1.2 이하로 한다. 본 발명에 있어서의 장축 길이란, 결정 입자를 타원 근사했을 때의 장축 길이를 나타낸다. 또, 본 발명에 있어서의 단축 길이란, 결정 입자를 타원 근사했을 때의 단축 길이를 나타낸다. 예를 들어, 결정 입자가 도 2에 도시하는 형상인 경우, 긴 쪽의 선분이 장축이며 짧은 쪽의 선분이 단축이다. 또한, 평균 애스펙트비는 작을수록 좋고, 하한은 1.0%로 하는 것이 좋다.

2. 오스테나이트계 스테인리스 강판의 제조 방법

(1) 열간 압연, 소둔, 냉간 압연

본 발명에 있어서의 열간 압연에 제공하는 모재에는, 전로나 전기로에서 상기 서술한 화학 조성을 갖는 용강을 용해한 후, 주형에 주입하여 형성된 주괴나, 연속 주조에 의해 얻어진 슬래브를 이용하는 것이 좋다. 주괴를 이용하는 경우에는, 절삭 가공 등에 의해 열간 압연이 가능한 형상으로 모재를 가공하는 것이 좋다. 슬래브의 경우에는, 연속 주조에 의해 슬래브(두께 120~280mm, 폭 700~1200mm, 길이 8~10m 정도)를 제조하는 것이 좋다. 이 주괴나 슬래브를 1100~1300℃ 정도의 온도역으로 가열한 후, 열간 압연하여 두께 2~10mm 정도의 열연 강판으로 하는 것이 좋다. 그 후, 1000~1200℃에서 행하는 소둔 처리와 종래와 같은 산세 처리를 실시하고, 또한 압연율이 20~70%의 냉간 압연을 행하여 0.2~2.0mm 정도의 냉연 강판으로 하는 것이 좋다.

(2) 중간 소둔

본 발명에서는 냉간 압연에 의해 얻어진 강판을 1000℃ 미만의 온도역에서 중간 소둔을 행한다. 이 중간 소둔은, 후술의 최종 냉간 압연의 직전에 행하는 소둔이다. 중간 소둔에서는, Nb의 일부가 고용하지 않고 탄질화물로서 석출되고, 모재의 오스테나이트 안정도를 δ 페라이트가 생성되지 않을 정도까지 낮추는 효과를 얻을 수 있다. 도 1에 도시한 바와 같이, 중간 소둔 온도가 1050℃를 넘는 경우에는, Nb가 강 중에 고용하고, 최종 냉연에서는 라스형상의 마텐자이트 변태가 되어, 최종 소둔에서 재결정이 늦어지기 때문에 미재결정부가 잔존하는 경우가 있다. 또, 미재결정부가 잔존하면, 정밀 가공했을 때에는 그 평활성이 불균일한 경우가 있다. 따라서, 본 발명에서는 중간 소둔의 처리 온도를 1000℃ 미만의 온도역에서 행한다.

처리 온도는, 낮을수록 고용 C 및 고용 N를 저하시키고, 나아가서는 오스테나이트 안정도를 저하시키므로, 셀형상 마텐자이트를 형성하는데 우위이다. 따라서, 바람직한 처리 온도는 980℃ 이하이며, 특히 바람직하게는 950℃ 이하이다. 한편, Nb의 탄질화물을 충분히 석출시킴과 더불어, 강판의 연질화에 의해 다음 공정의 냉간 압연의 부하를 저감시키기 때문에, 하한은 700℃가 바람직하고, 800℃가 보다 바람직하다. 또, 충분히 Nb 탄질화물을 석출시킴으로써, 즉, 고용 C 및 고용 N를 감소시킴으로써, 모재의 오스테나이트 안정도를 어느 정도 낮추기 위해서는, 소둔 유지 시간은 5~300초인 것이 바람직하다. 또, 처리 온도까지의 승온 속도, 소둔 후의 냉각 속도는 특별히 한정되지 않으나, 조대화하기 쉬운 Cr의 탄질화물의 생성을 억제하는 관점으로부터, 각각 10~30℃/초, 10~20℃/초(유지 온도로부터 300℃까지)인 것이 바람직하다. 중간 소둔의 분위기는 특별히 한정되지 않는다.

Nb의 탄질화물의 생성은, 투과형 전자현미경(TEM)에 의해 관찰함으로써 판별할 수 있다. 최종 냉간 압연에서 셀형상으로 변태시키는데 유효한 Nb의 탄질화물의 석출량은, 모재의 γ 안정도에 따라 상이하나, 강판 중의 Nb 중, 0.01% 정도의 Nb를 석출시킴으로써 목표로 하는 효과가 얻어진다.

3. 최종 냉간 압연

중간 소둔에 의해 얻어진 강판을 총 판두께 감소율이 50% 이상인 최종 냉간 압연을 행한다. 최종 냉간 압연은, 본 발명의 오스테나이트계 스테인리스 강판을 제조하는 공정 중에서 마지막에 행하는 냉간 압연이다. 본 발명의 목적을 달성하기 위해서는, 중간 소둔 후의 냉간 압연으로 가공 유기 마텐자이트를 생성시키고, 또한 마텐자이트의 형태를 라스형상으로부터 셀형상으로 변화시킬 필요가 있다. 그러기 위해서는, 총 판두께 감소율로 50% 이상의 냉간 압연을 실시한다. 총 판두께 감소율은 60% 이상으로 하는 것이 더 바람직하다. 한편, 총 판두께 감소율이 너무 크면 품질 저하로 연결되기 때문에, 총 판두께 감소율은 100% 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 셀형상의 마텐자이트인 것은, 투과형 전자현미경(TEM)에 의해 관찰할 수 있다. 이 관찰에 의해 줄기형상의 라스의 내부에 비교적 입자형상의 셀 구조의 마텐자이트가 생성되어 있는 것을 알 수 있기 때문에, 셀형상과 라스형상의 구별은 용이하다.

4. 최종 소둔

최종 냉간 압연에 의해 얻어진 강판을, 또한 700℃ 초과 950℃ 이하의 온도에서 최종 소둔을 행한다. 최종 소둔은, 본 발명의 오스테나이트계 스테인리스 강판을 제조하는 공정 중에서 마지막에 행하는 소둔이다. 조질 압연을 행하는 경우에는, 조질 압연 전까지의 공정에 있어서 마지막에 행하는 소둔이다. 최종 소둔에서는, 전 공정에서 생성된 셀형상 마텐자이트를 미세하고 등축인 오스테나이트 입자로 역변태시킨다. 이때, 최종 소둔 온도가 너무 낮으면, 충분한 재결정을 하지 못하고, 애스펙트비가 큰 미재결정 입자가 잔존한다. 한편, 최종 소둔 온도가 너무 높으면, 결정 입자가 조대화한다. 따라서, 최종 소둔은 700℃ 초과 950℃ 이하로 한다. 효과를 보다 확실히 발현시키기 위해서는, 최종 소둔의 온도의 하한은 800℃로 하는 것이 바람직하고, 상한은 930℃로 하는 것이 바람직하다. 최종 소둔의 분위기는 특별히 한정되지 않는다.

또, 미재결정 입자의 박멸과 결정 입자 조대화의 억제의 관점으로부터, 소둔 유지 시간은 5~300초인 것이 바람직하다. 소둔 온도까지의 승온 속도, 소둔 후의 냉각 속도는 특별히 한정되지 않으나, 충분한 재결정에 의해 등축인 오스테나이트 입자로 역변태시킴과 더불어 결정 입자의 조대화를 억제하는 관점, 및 에칭성을 저해하는 조대한 Cr 탄질화물을 억제하는 관점으로부터, 승온 속도는 15~50℃/초로 하는 것이 바람직하고, 냉각 속도는 15~45℃/초(유지 온도로부터 300℃까지)인 것이 바람직하다.

[실시예]

공시재인 강의 화학 조성을 표 1에 기재했다. 강 A 내지 G는, 본 발명의 규정을 만족하는 화학 조성을 갖고, 강 H 내지 N은, 본 발명 범위 외의 비교예이다. 표 1의 화학 조성을 갖는 소형 주괴를 용제하고, 절삭 가공하여, 두께 40mm의 열간 압연용 소재로 했다. 그 후, 두께 4mm까지 열간 압연을 하고, 1200℃에서 열연 후 소둔한 후, 두께 2mm까지 냉간 압연을 실시했다. 그 후, 1150℃에서 소둔하고, 소정의 판두께까지 냉간 압연을 실시했다. 1150℃에서의 소둔 후에 행한 냉간 압연, 즉 중간 소둔 전의 냉간 압연의 냉간 압연율은, 표 2에 기재하는 압연율로 최종 냉간 압연을 했을 때에, 최종 냉간 압연 후의 두께가 0.4mm가 되도록 역산했다.

그 후, 표 2에 기재하는 조건으로 중간 소둔, 최종 냉간 압연, 최종 소둔을 실시하여, 두께 0.4mm의 강판을 얻었다. 또한, 중간 소둔에서는, 중간 소둔 온도까지 10~30℃/초의 승온 속도로 승온하고, 표 2에 기재된 중간 소둔 온도에서 5~300초간 유지한 후, 10~20℃/초의 강온 속도(유지 온도로부터 300℃까지)로 강온했다. 또, 최종 소둔에서는, 최종 냉간 압연 후, 최종 소둔 온도까지 15~30℃/초의 승온 속도로 승온하고, 표 2에 기재된 최종 소둔 온도에서 5~300초간 유지한 후, 15~30℃/초의 강온 속도(유지 온도로부터 300℃까지)로 강온했다.

얻어진 강판의 압연 방향 수직 단면의 마이크로 조직 사진을 주사형 전자현미경으로 촬영하여, 평균 결정 입경, 결정 입자의 평균 애스펙트비 및 미재결정부의 잔존율을 산출했다. 평균 결정 입경, 결정 입자의 평균 애스펙트비는, 모두 각 강판 50개 이상의 입자의 계측 결과로부터 산출했다. 미재결정부의 잔존율은, 촬영한 사진에 100점 이상의 격자점을 적어, 그 격자점이 결정 입자인지 미재결정부인지를 확인한 후, 전체 격자점의 수와 미재결정부의 격자점의 수의 비율로부터 산출했다.

또, 정밀 가공성을 평가하기 위해, 본 실시예에서는 가공면의 평균 거칠기를 조사했다. 평균 거칠기는, 염화제2철 용액으로 판두께가 절반이 될 때까지 에칭한 후에, 접촉식 조도계를 이용하여 측정했다. 압연 방향 수직 방향과 압연 방향 평행 방향으로 각각 4mm씩의 선 거칠기(산술 평균 거칠기)를 각 방향 3회씩 측정하고, 6회의 산술 평균 거칠기의 측정 결과를 또한 평균하여 대표값으로 하여 평가했다. 평균 거칠기가 0.10μm 이하를 메탈 마스크로서 문제없는 레벨이라고 판단했다. 결과를 표 2에 기재한다.

표 2의 강판 1~12는, 본 발명예이며, 정밀 가공면의 평활성이 뛰어나다. 또한, 최종 냉간 압연 종료 후, 최종 소둔 전의 강판으로부터 샘플을 채취하여, TEM에 의해 조직 관찰을 행한 결과, 셀형상의 마텐자이트로 변태되어 있는 것을 확인할 수 있었다. 또, 정밀 가공면의 평활성은, 강판을 염화제2철 용액으로 판두께가 절반이 될 때까지 에칭한 후에, 접촉식 조도계를 이용하여 측정한 에칭면의 평균 거칠기를 지표로 했다.

강판 13~25는, 비교예이며, 정밀 가공면의 평활성이 뒤떨어진다. 이하, 상세하게 설명한다.

강판 13은, 중간 소둔 온도가 높아, 중간 소둔에서의 Nb 탄질화물의 석출이 없기 때문에, 그 최종 압연으로 생성되는 마텐자이트가 주로 라스형상이며, 최종 소둔 후의 평균 입경은 비교적 미세하지만, 미재결정부가 많이 잔존해, 결정 입자의 평균 애스펙트비도 크다.

강판 14는, 최종 냉간 압연율이 부족하기 때문에, 생성되는 마텐자이트가 적고, 생성된 마텐자이트도 주로 라스형상이며, 최종 소둔 후의 결정 입자의 평균 애스펙트비가 크다.

강판 15는, 최종 소둔 온도가 높아, 결정 입자가 크게 성장하고 있으며, 가공면의 평활성이 나쁘다.

강판 16은, 최종 소둔 온도가 낮기 때문에, 재결정 입자는 작지만, 미재결정부가 다량으로 잔존하고 있으며, 가공면의 평균 거칠기가 크다.

강판 17은, 중간 소둔 온도가 높아, 중간 소둔에서의 Nb 탄질화물의 석출이 없기 때문에, 그 후의 최종 압연으로 생성되는 마텐자이트가 주로 라스형상이며, 최종 소둔 후의 평균 입경은, 비교적 미세하지만, 미재결정부가 많이 잔존해, 결정 입자의 평균 애스펙트비도 크다.

강판 18은, 중간 소둔 온도는 본 발명의 규정을 만족하나, 최종 소둔 온도가 낮기 때문에, 최종 냉간 압연으로 생성된 마텐자이트의 오스테나이트로의 역변태가 불충분하고, 통상의 방법으로는 결정 입경 등을 산출할 수 없다. 또, 본 강판의 조직은, 다량의 마텐자이트와 미재결정 오스테나이트로 구성되기 때문에, 정밀 가공면의 거칠기가 매우 크다.

강판 19 내지 25는, 화학 조성이 본 발명의 범위 외이며, 평균 결정 입경, 미재결정부 잔존율, 결정 입자의 평균 애스펙트비 중 적어도 하나가 본 발명에서 규정되는 범위를 벗어나는 비교예이다.

강판 19, 20은 Nb량이 낮아, 저온에서의 중간 소둔으로도 오스테나이트 안정도를 조정할 수 없다.

강판 21은, Ni량, C＋N량이 높아, 오스테나이트 안정도가 매우 높고, 최종 냉간 압연으로 셀형상의 마텐자이트가 생성되지 않는다.

강판 22는, Cu가 적어, 오스테나이트 안정도가 낮기 때문에, 최종 소둔 후에 다량의 마텐자이트가 잔존하여, 결정 입경 등을 산출할 수 없다. 또, 가공 후의 거칠기도 크다.

강판 23은, 다량의 Cu를 함유하고 있으며, 최종 냉간 압연으로 셀형상의 마텐자이트가 생성되지 않는다.

강판 24는, Nb가 다량으로 함유되어 있으며, 최종 소둔 후에도 미재결정부가 다량으로 잔존해 버린다.

강판 25는, Mn, Ni량이 많아, 오스테나이트 안정도가 매우 높고, 최종 냉간 압연으로도 셀형상의 마텐자이트가 생성되지 않는다.

[산업상의 이용 가능성]

본 발명에 의하면, 미세 입자이고, 등축 입자인 오스테나이트계 스테인리스 강판을 얻을 수 있다. 이러한, 오스테나이트계 스테인리스 강판은, 에칭 가공면의 평활성이 뛰어나므로, 에칭, 레이저 가공 등의 정밀 가공에 적절하다. 본 발명은 또, 상기의 오스테나이트강을 공업적으로 안정적으로 제조할 수 있다.

Claims (2)

1. 질량%로,
   C＋N：0.03~0.20%,
   Si：0.1~1.5%,
   Mn：0.10~1.5%,
   Cr：15.0~22.0%,
   Ni：4.5~10.0%,
   Cu：0.10~2.0%,
   Mo：0.1~2.0%,
   Nb：0.02~0.50%,
   잔부가 Fe 및 불순물이며,
   평균 결정 입경이 5.0μm 이하,
   미(未)재결정부 잔존율이 3.0% 이하,
   결정 입자의 평균 애스펙트비가 1.2 이하인, 오스테나이트계 스테인리스 강판.
2. 청구항 1에 기재된 오스테나이트계 스테인리스 강판의 제조 방법으로서,
   모재에 열간 압연, 소둔, 냉간 압연을 행한 후,
   처리 온도가 1000℃ 미만인 중간 소둔, 총 판두께 감소율이 50% 이상인 최종 냉간 압연, 처리 온도가 700℃ 초과 950℃ 이하인 온도역에서 행하는 최종 소둔을 차례로 행하는, 오스테나이트계 스테인리스 강판의 제조 방법.

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