KR20210019519A - 페라이트계 스테인리스 강판 및 그 제조 방법 - Google Patents

Abstract

소정의 성분 조성으로 함과 함께, 원 상당 직경으로 0.05 ㎛ 이상인 Cr 계 탄질화물 간의 평균 거리를 3.0 ㎛ 이상으로 하고, 성형 한계선도에 기초하는 성형 한계의 최대 대수 변형의 최소값을 0.20 이상으로 한다.

Description

페라이트계 스테인리스 강판 및 그 제조 방법

본 발명은, 충분한 내식성을 가짐과 함께, 성형성, 특히 장출 (張出) 성형성이 우수한 페라이트계 스테인리스 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

SUS430 (16 ∼ 18 mass％ Cr) 계의 페라이트계 스테인리스 강판은, 경제적이고 내식성도 우수하기 때문에, 건축재, 수송 기기, 가전 제품, 주방 기기 및 자동차 부품 등의 여러 가지의 용도에 적용되고 있고, 그 적용 범위는, 최근 더욱 확대되고 있다.

이들 용도에 적용되는 강판에는, 내식성 뿐만 아니라, 프레스 성형 등에 의해, 소정의 형상으로 가공할 수 있는 충분한 성형성이 요구된다.

이와 같은 페라이트계 스테인리스 강판으로서, 예를 들어, 특허문헌 1 에는,

「mass％ 로, C : 0.02 ∼ 0.06 ％, Si : 1.0 ％ 이하, Mn : 1.0 ％ 이하, P : 0.05 ％ 이하, S : 0.01 ％ 이하, Al : 0.005 ％ 이하, Ti : 0.005 ％ 이하, Cr : 11 ∼ 30 ％ 이하, Ni : 0.7 ％ 이하를 함유하고, 또한 N 을, C 함유량과의 관계에서 0.06 ≤ (C ＋ N) ≤ 0.12 및 1 ≤ N/C 를 만족하도록 함유하고, 추가로 V 를, N 함유량과의 관계에서 1.5 × 10^-3 ≤ (V × N) ≤ 1.5 × 10^-2 를 만족하도록 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 것을 특징으로 하는 성형성이 우수한 페라이트계 스테인리스 강판.」

이 개시되어 있다.

또, 특허문헌 2 에는,

「mass％ 로, C : 0.010 ∼ 0.045 ％, N : 0.01 ∼ 0.05 ％, Mn : 1 ％ 이하, Cr : 13 ∼ 20 ％, Al : 0.01 ％ 이하를 함유하고, 또한 C, N 을 Cr 탄질화물의 체적률 v 가 0.09 ％ 이하가 되도록 함유하고, 추가로 Si : 0.4 ％ 이하, P : 0.05 ％ 이하, S : 0.010 ％ 이하를 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성을 갖고, 추가로 페라이트립의 평균 결정 입경이 10 ㎛ 이상이고, Cr 탄질화물이 페라이트립 1 개당 50 개 이하 분산된 페라이트 단일 조직을 갖는 것을 특징으로 하는 프레스 성형성이 우수한 페라이트계 스테인리스 냉연 강판.」

이 개시되어 있다.

일본 특허공보 제3584881호 일본 특허공보 제4682806호 일본 특허공보 제5884211호

그런데, 프레스 성형은, 장출 성형, 딥 드로잉 성형, 신장 플랜지 성형 및 굽힘 성형과 같은 4 종류의 성형 모드로 크게 구별된다.

최근, 프레스 성형에 있어서의 성형 모드가 주로 장출 성형이 되는 부재, 예를 들어, 배기 덕트나, 환기구 등에 사용되는 환형 (丸型) 루버의 옥외 후드와 같은 익스테리어 부재, 및 엠보싱 가공에 의한 의장성 혹은 기능성의 향상을 도모한 내장 패널 부재 등에 대한 페라이트계 스테인리스강의 적용이 진행되고 있다. 이 때문에, 이와 같은 부재 형상으로 가공할 수 있는 우수한 장출 성형성을 갖는 페라이트계 스테인리스 강판의 개발이 요망되고 있다.

그러나, 특허문헌 1 및 2 에 개시되는 페라이트계 스테인리스 강판은, 충분한 장출 성형성을 갖는다고는 할 수 없었다.

그래서, 발명자들은 먼저, 특허문헌 3 에 있어서,

「질량％ 로, C : 0.005 ∼ 0.025 ％, Si : 0.02 ∼ 0.50 ％, Mn : 0.55 ∼ 1.00 ％, P : 0.04 ％ 이하, S : 0.01 ％ 이하, Al : 0.001 ∼ 0.10 ％, Cr : 15.5 ∼ 18.0 ％, Ni : 0.1 ∼ 1.0 ％, N : 0.005 ∼ 0.025 ％ 를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 파단 신장이 28 ％ 이상, 평균 r 값이 0.75 이상, 또한, FLD (성형 한계선도) 에 기초하는 성형 한계의 최대 대수 변형의 최소값이 0.15 이상인 페라이트계 스테인리스 강판.」

을 개발하였다.

이로써, 특허문헌 1 및 2 에 개시되는 페라이트계 스테인리스 강판에 비해, 장출 성형성이 대폭 향상된 페라이트계 스테인리스 강판이 얻어지게 되었다.

그러나, 특허문헌 3 의 페라이트계 스테인리스 강판을, 배기 덕트와 같은 특히 높은 장출 성형성이 요구되는 부재로 성형하고자 하면, 더욱더 균열이 발생하는 경우가 있고, 그 때문에, 장출 성형성의 향상이 더욱 요구되고 있는 것이 현상황이다.

본 발명은, 상기한 현상황을 감안하여 개발된 것으로서, 충분한 내식성을 가짐과 함께, 장출 성형성이 우수한 페라이트계 스테인리스 강판을, 그 유리한 제조 방법과 함께 제공하는 것을 목적으로 한다.

여기서,「충분한 내식성」이란, JIS H 8502 에 규정된 염수 분무 사이클 시험을, 염수 분무 (35 ℃, 5 질량％ NaCl, 분무 시간 : 2 시간) → 건조 (60 ℃, 상대 습도 40 ％, 유지 시간 : 4 시간) → 습윤 (50 ℃, 상대 습도 ≥ 95 ％, 유지 시간 : 2 시간) 을 1 사이클로 하여 8 사이클 실시했을 때의, 강판 표면에 있어서의 녹 발생 면적률 (강판 표면의 녹 발생 면적/강판 표면의 전체 면적) × 100 (％)) 이 25 ％ 이하인 것을 의미한다.

또,「우수한 장출 성형성」이란, ISO12004-2 : 2008 에 준거하여 측정되는 성형 한계선도 (Forming Limit Diagram, 이하, FLD 라고도 한다) 에 기초하여 결정되는 성형 한계의 최대 대수 변형의 최소값이 0.20 이상인 것을 의미한다.

그래서, 발명자들은, 상기한 과제를 해결하기 위해, 여러 가지 검토를 거듭하였다.

먼저, 발명자들은, 성분 조성이나 제조 방법이 상이한 여러 가지의 페라이트계 스테인리스 강판을 준비하고, 이들 강판을 사용하여, 등 2 축 장출 및 부등 2 축 장출이 되는 부위가 포함되는 부재에 대한 프레스 가공 시험을 실시하였다.

일반적으로, 장출 성형성은 신장이 높은 쪽이 우위라고 생각되고 있지만, 이 프레스 가공 시험에서는, 파단 신장이 높은 강판이라도 균열이 발생하는 경우가 있고, 이 시험 결과로부터, 장출 성형성의 우열이, 반드시 파단 신장의 크기만으로는 결정되지 않는 것을 알 수 있었다.

그래서, 발명자들은, 앞의 시험에서 균열이 발생한 강판을 별도로 준비하고, 당해 강판을 사용하여, 다시, 동일한 조건에서 프레스 가공 시험을 실시하고, 앞의 시험에서 균열이 발생한 상 (上) 금형의 압입 종료 위치 직전 (하사점 ＋ 2 ㎜) 에서 프레스 가공을 정지하고, 당해 강판으로부터 시험편을 채취하여, 그 금속 조직을 상세하게 관찰하였다. 구체적으로는, 상기한 프레스 가공의 정지 후, 금형으로부터 당해 강판을 발출하고, 이어서, 당해 강판의 단면 (斷面) 을 경면 연마한 후, 포화 피크르산-5 질량％ 염산 수용액에 의해 부식 처리를 실시하여 금속 조직 관찰용 시험편을 제작하고, 주사형 전자 현미경 (2 차 전자 이미지) 에 의해, 배율 500 배로 당해 시험편을 관찰하였다.

그 결과, 앞의 시험에서 균열이 발생한 강판에서는 모두, 프레스 가공의 도중 단계에서 이미 다량의 보이드가 Cr 계 탄질화물과 페라이트 모상의 계면에 생성되어 있고, 일부의 보이드는, 근방의 보이드와 연결되어 미소 균열로 성장하고 있는 것이 확인되었다.

이에 반해, 앞의 시험에서 균열 없이 프레스 가공할 수 있었던 강판의 프레스 가공 후의 금속 조직에서는, Cr 계 탄질화물과 페라이트 모상의 계면에 보이드가 생성되어 있었지만, 보이드끼리의 연결에 의한 미소 균열의 발생은 확인되지 않았다.

상기한 점에서, 발명자들은, 장출 성형성의 우열은 강판의 금속 조직에 크게 영향을 받고 있는 것으로 생각하여, 앞의 프레스 가공 시험에 있어서 균열이 발생한 강판과 균열 없이 성형할 수 있었던 강판 양방의 프레스 가공 전의 금속 조직을 조사하여, 양자의 상세한 비교를 실시하였다.

그 결과, 금속 조직은, 양자 모두 Cr 계 탄질화물이 분산되는 페라이트 조직이었지만, 앞의 프레스 가공 시험에 있어서 균열이 발생한 강판에서는, Cr 계 탄질화물 간의 거리가 비교적 짧은 경향이 있는 것을 지견하였다.

그래서, 발명자들은, 장출 성형성과 Cr 계 탄질화물 간의 거리의 관계에 주목하여 실험·검토를 거듭하였다. 그 결과, 장출 성형성과 일정 이상의 크기의 Cr 계 탄질화물 간의 평균 거리는 상관이 있는 것이 확인되었다. 특히, 원 상당 직경으로 0.05 ㎛ 이상인 Cr 계 탄질화물 간의 평균 거리를 3.0 ㎛ 이상으로 함으로써, 우수한 장출 성형성이 얻어졌다. 구체적으로는, 성형 한계선도 (FLD) 에 기초하여 결정되는 성형 한계의 최대 대수 변형의 최소값이 0.20 이상이 되는 우수한 장출 성형성이 얻어졌다. 이로써, 배기 덕트와 같은 특히 높은 장출 성형성이 요구되는 부재를, 균열 없이, 프레스 성형할 수 있게 된다는 지견을 얻었다.

여기서, 원 상당 직경으로 0.05 ㎛ 이상인 Cr 계 탄질화물 간의 평균 거리를 길게 함으로써, 우수한 장출 성형성이 얻어지는 이유에 대해, 발명자들은 다음과 같이 생각하고 있다.

즉, 강판을 가공하는 경우, 변형량의 증대에 수반하여 금속 조직 중의 페라이트 모상과 Cr 계 탄질화물의 계면에 보이드가 생성된다. 이 보이드는 변형량의 증가 및/또는 응력 집중의 증대에 수반하여 증가 및 성장하고, 근접하는 다른 보이드와 연결됨으로써 균열이 되어, 최종적으로 강판을 파단에 이르게 한다.

이와 같이, 보이드는 변형량의 증대에 수반하여 응력 집중을 받음으로써 성장하고, 근방의 보이드와 연결됨으로써 미소 균열로 성장한다. 특히, 응력이 2 차원 혹은 3 차원적으로 작용하는 다축 응력하의 변형에서는, 3 축 응력도가 높아짐으로써, 균열의 성장이 더욱 조장된다. 이와 같은 다축 응력하의 변형의 경우에는, 단축 응력하의 변형 (단축 응력하의 변형은, 신장의 평가에 사용되고, 인장 시험으로 대표된다) 과 비교하여, 보이드가 성장하기 쉽다. 그 때문에, 재료의 파괴 한계가 단축 응력하에 비해 낮아지는 (요컨대, 파단되기 쉬워지는) 것으로 생각된다.

장출 성형은, 통상, 다축 응력하에서의 변형이고, 강판 중에서 전방위적인 보이드의 연결이 발생하기 쉬워지기 때문에, 단축 응력하의 변형에 비해 파단이 발생하기 쉬워진다.

이 때문에, 인장 시험과 같은 단축 응력하의 변형에 있어서 높은 파단 신장을 나타내는 강판이라도, 일정 이상의 크기의 Cr 계 탄질화물 간의 평균 거리가 짧으면, 다축 응력하의 변형에서는 보이드의 연결이 발생하고, 보이드의 연결에서 기인한 미소 균열의 발생 그리고 그 진전이 조장된다.

한편, 일정 이상의 크기의 Cr 계 탄질화물의 평균 거리를 충분히 길게 하면, 다축 응력하에서의 변형이 되는 장출 성형을 실시하는 경우라도, 보이드의 연결이 발생하기 어렵고, 이 때문에, 보이드의 연결에서 기인한 미소 균열의 발생 그리고 그 진전이 억제된다.

이와 같은 이유로부터, 원 상당 직경으로 0.05 ㎛ 이상인 Cr 계 탄질화물 간의 평균 거리를 길게 함으로써, 장출 성형성이 대폭 향상되는 것으로 발명자들은 생각하고 있다.

또, 발명자들이, 추가로 검토를 거듭한 결과, 원 상당 직경으로 0.05 ㎛ 이상인 Cr 계 탄질화물 간의 평균 거리를 3.0 ㎛ 이상으로 하려면, 소정의 온도역에서 일정 시간 이상 유지하는 열연판 어닐링을 실시하고, 열연판 어닐링 후의 금속 조직을, 일단, Cr 계 탄질화물이 석출된 페라이트 단상 조직으로 하고, 그 후에, 냉간 압연 후의 냉연판 어닐링에 있어서,

(1) 500 ℃ ∼ 가열 온도까지의 가열 속도를 느리게 하여, Cr 계 탄질화물의 응집·조대화, 및 Cr 계 탄질화물의 페라이트상에 대한 고용을 동시에 촉진시키는 것 (또한, Cr 계 탄질화물의 페라이트상에 대한 고용이란, Cr 계 탄질화물이 Cr, 탄소 및 질소로 원자 단위로 분해되고, 각각의 원소가 페라이트상 중에 함유되는 현상이다),

(2) 가열 온도 및 유지 시간을 적정하게 제어하여, Cr 계 탄질화물의 페라이트상에 대한 고용을 더욱 촉진시키는 것, 그리고,

(3) 가열 온도 ∼ 500 ℃ 까지의 냉각 속도를 빠르게 하여, 고용된 Cr 계 탄질화물의 재석출을 억제하는 것

이 중요하고, 이들 조건을 모두 동시에 만족시킴으로써, 원 상당 직경으로 0.05 ㎛ 이상인 Cr 계 탄질화물 간의 평균 거리를 3.0 ㎛ 이상으로 하는 것이 가능해진다는 지견을 얻었다.

본 발명은, 상기한 지견에 기초하여, 더욱 검토를 더한 끝에 완성된 것이다.

즉, 본 발명의 요지 구성은 다음과 같다.

1. 질량％ 로,

C : 0.025 ∼ 0.050 ％,

Si : 0.10 ∼ 0.40 ％,

Mn : 0.45 ∼ 1.00 ％,

P : 0.04 ％ 이하,

S : 0.010 ％ 이하,

Cr : 16.0 ∼ 18.0 ％,

Al : 0.001 ∼ 0.010 ％,

N : 0.025 ∼ 0.060 ％ 및

Ni : 0.05 ∼ 0.60 ％

를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 가짐과 함께,

원 상당 직경으로 0.05 ㎛ 이상인 Cr 계 탄질화물 간의 평균 거리가 3.0 ㎛ 이상이고,

성형 한계선도에 기초하는 성형 한계의 최대 대수 변형의 최소값이 0.20 이상인, 페라이트계 스테인리스 강판.

2. 상기 1 에 기재된 성분 조성을 갖는 강 소재를 열간 압연하여 열연 강판으로 하고, 그 열연 강판에, 가열 온도 : 800 ∼ 900 ℃, 유지 시간 : 1 시간 이상의 열연판 어닐링을 실시한 후, 냉간 압연하여 냉연 강판으로 하고, 이어서, 그 냉연 강판에, 가열 온도 : 800 ∼ 900 ℃, 유지 시간 : 5 ∼ 300 초의 냉연판 어닐링을 실시하고,

상기 냉연판 어닐링에 있어서, 500 ℃ ∼ 가열 온도에 있어서의 평균 가열 속도를 20 ℃/s 이하로 하고, 또한, 가열 온도 ∼ 500 ℃ 에 있어서의 평균 냉각 속도를 10 ℃/s 이상으로 하는, 페라이트계 스테인리스 강판의 제조 방법.

본 발명에 의하면, 충분한 내식성을 가짐과 함께, 장출 성형성이 우수한 페라이트계 스테인리스 강판이 얻어진다.

또, 본 발명의 페라이트계 스테인리스 강판을 사용하면, 배기 덕트와 같은 특히 높은 장출 성형성이 요구되는 부재를 프레스 성형에 의해 제조할 수 있으므로, 산업상 매우 유익하다.

도 1 은, 실시예의 No.1 의 금속 조직 사진이다.
도 2 는, 실시예의 No.12 의 금속 조직 사진이다.

이하, 본 발명을 구체적으로 설명한다.

먼저, 본 발명의 페라이트계 스테인리스 강판의 성분 조성에 대해 설명한다. 또한, 성분 조성에 있어서의 단위는 모두「질량％」이지만, 이하, 특별히 언급하지 않는 한, 간단히「％」로 나타낸다.

C : 0.025 ∼ 0.050 ％

C 는, 열간 압연시의 오스테나이트상의 생성을 촉진시켜, 리징의 발생을 억제하는 데에 유효한 원소이다. 이와 같은 효과를 얻는 관점에서, C 함유량은 0.025 ％ 이상으로 한다.

그러나, C 함유량이 0.050 ％ 를 초과하면, 열간 압연 및 열연판 어닐링시의 Cr 계 탄질화물의 석출량이 과도하게 많아져, Cr 계 탄질화물 간의 평균 거리를 길게 하는 것이 곤란해진다. 그 때문에, 장출 성형시에, 보이드의 연결에서 기인한 균열의 발생 및 진전에 의한 파단을 방지할 수 없어, 원하는 장출 성형성이 얻어지지 않는다. 또, 강이 과도하게 경질화되고 연성이 저하된다.

그 때문에, C 함유량은 0.025 ∼ 0.050 ％ 의 범위로 한다. C 함유량의 하한은, 바람직하게는 0.030 ％, 보다 바람직하게는 0.035 ％ 이다. 또, C 함유량의 상한은, 바람직하게는 0.045 ％ 이다.

Si : 0.10 ∼ 0.40 ％

Si 는, 강 용제시에 탈산제로서 작용하는 원소이다. 이와 같은 효과를 얻는 관점에서, Si 함유량은 0.10 ％ 이상으로 한다.

그러나, Si 함유량이 0.40 ％ 를 초과하면, 강이 과도하게 경질화되어 열간 압연시의 압연 부하가 증대된다. 또, 냉연판 어닐링 후에 얻어지는 강판의 연성이 저하된다.

그 때문에, Si 함유량은 0.10 ∼ 0.40 ％ 의 범위로 한다. Si 함유량의 하한은, 바람직하게는 0.20 ％ 이다. Si 함유량의 상한은, 바람직하게는 0.30 ％ 이다.

Mn : 0.45 ∼ 1.00 ％

Mn 은 C 와 동일하게 오스테나이트상의 생성을 촉진시켜, 리징의 발생을 억제하는 데에 유효한 원소이다. 이와 같은 효과를 얻는 관점에서, Mn 함유량은 0.45 ％ 이상으로 한다.

그러나, Mn 함유량이 1.00 ％ 를 초과하면, 강이 과도하게 경질화되어 열간 압연시의 압연 부하가 증대된다. 또, 냉연판 어닐링 후에 얻어지는 강판의 연성이 저하된다.

그 때문에, Mn 함유량은 0.45 ∼ 1.00 ％ 의 범위로 한다. Mn 함유량의 하한은, 바람직하게는 0.60 ％ 이다. Mn 함유량의 상한은, 바람직하게는 0.75 ％, 보다 바람직하게는 0.70 ％ 이다.

P : 0.04 ％ 이하

P 는, 입계 편석에 의한 입계 파괴를 조장하는 원소이다. 그 때문에, P 함유량은 적은 쪽이 바람직하고, 상한을 0.04 ％ 로 한다. 바람직하게는 0.03 ％ 이하이다. 보다 바람직하게는 0.01 ％ 이하이다. P 함유량의 하한에 대해서는 특별히 한정되는 것은 아니지만, 과도한 탈 P 는 비용의 증가를 초래한다. 그 때문에, P 함유량의 하한은 0.005 ％ 로 하는 것이 바람직하다.

S : 0.010 ％ 이하

S 는, MnS 등의 황화물계 개재물로서 강 중에 존재하여, 연성이나 내식성 등을 저하시키는 원소이고, 특히 S 함유량이 0.010 ％ 를 초과한 경우에, 그 악영향이 현저하게 발생한다. 그 때문에, S 함유량은 최대한 낮은 쪽이 바람직하고, S 함유량의 상한은 0.010 ％ 로 한다. 바람직하게는 0.007 ％ 이하이다. 보다 바람직하게는 0.005 ％ 이하이다. S 함유량의 하한에 대해서는 특별히 한정되는 것은 아니지만, 과도한 탈 S 는 비용의 증가를 초래한다. 그 때문에, S 함유량의 하한은 0.001 ％ 로 하는 것이 바람직하다.

Cr : 16.0 ∼ 18.0 ％

Cr 은, 강판 표면에 부동태 피막을 형성하여 내식성을 향상시키는 효과를 갖는 원소이다. 이와 같은 효과를 얻는 관점에서, Cr 함유량은 16.0 ％ 이상으로 한다.

그러나, Cr 함유량이 18.0 ％ 를 초과하면, 열간 압연시의 오스테나이트상의 생성량이 감소되어 내리징성이 저하될 우려가 있다.

그 때문에, Cr 함유량은 16.0 ∼ 18.0 ％ 의 범위로 한다. Cr 함유량의 상한은, 바람직하게는 17.0 ％, 보다 바람직하게는 16.5 ％ 이다.

Al : 0.001 ∼ 0.010 ％

Al 은, Si 와 동일하게, 탈산제로서 작용하는 원소이다. 이와 같은 효과를 얻는 관점에서, Al 함유량은 0.001 ％ 이상으로 한다.

그러나, Al 함유량이 0.010 ％ 를 초과하면, Al₂O₃ 등의 Al 계 개재물이 증가하여, 표면 성상의 저하를 초래하기 쉬워진다.

그 때문에, Al 함유량은 0.001 ∼ 0.010 ％ 의 범위로 한다. Al 함유량의 하한은, 바람직하게는 0.002 ％ 이다. Al 함유량의 상한은, 바람직하게는 0.007 ％, 보다 바람직하게는 0.005 ％ 이다.

N : 0.025 ∼ 0.060 ％

N 은, C 및 Mn 과 동일하게, 열간 압연시의 오스테나이트상의 생성을 촉진시켜, 리징의 발생을 억제하는 데에 유효한 원소이다. 이와 같은 효과를 얻는 관점에서, N 함유량은 0.025 ％ 이상으로 한다.

그러나, N 함유량이 0.060 ％ 를 초과하면, 냉연판 어닐링 후에 얻어지는 강판의 연성이 대폭 저하된다. 또, 열간 압연 및 열연판 어닐링시의 Cr 계 탄질화물의 석출량이 과도하게 많아져, Cr 계 탄질화물 간의 평균 거리를 길게 하는 것이 곤란해진다. 이 때문에, 장출 성형을 실시하는 경우에, 보이드의 연결에서 기인한 균열의 발생 및 진전에 의한 파단을 방지할 수 없어, 원하는 장출 성형성이 얻어지지 않는다.

그 때문에, N 함유량은 0.025 ∼ 0.060 ％ 의 범위로 한다. N 함유량의 하한은, 바람직하게는 0.030 ％, 보다 바람직하게는 0.040 ％ 이다. N 함유량의 상한은, 바람직하게는 0.055 ％, 보다 바람직하게는 0.050 ％ 이다.

Ni : 0.05 ∼ 0.60 ％

Ni 는, 오스테나이트상의 생성을 촉진시키고 열간 압연시의 오스테나이트상의 생성량을 증가시켜, 내리징성을 향상시키는 효과가 있는 원소이다. 또, Ni 는, 내식성의 향상에도 유효한 원소이다. 이와 같은 효과를 얻는 관점에서, Ni 함유량은 0.05 ％ 이상으로 한다. 그러나, Ni 함유량이 0.60 ％ 를 초과하면, 강이 과도하게 경질화되어 성형성이 저하된다. 그 때문에, Ni 함유량은 0.05 ∼ 0.60 ％ 의 범위로 한다. Ni 함유량의 하한은, 바람직하게는 0.10 ％ 이다. Ni 함유량의 상한은, 바람직하게는 0.50 ％, 보다 바람직하게는 0.30 ％ 이다.

또한, 상기 이외의 성분은 Fe 및 불가피적 불순물이다.

다음으로, 본 발명의 페라이트계 스테인리스 강판의 금속 조직에 대해 설명한다.

본 발명의 페라이트계 스테인리스 강판의 금속 조직은, 페라이트상을 주체로 한 조직, 구체적으로는, 조직 전체에 대한 체적률로 90 ％ 이상의 페라이트상을 갖고, 페라이트상 이외의 잔부 조직이 조직 전체에 대한 체적률로 10 ％ 이하가 되는 조직이 된다. 또한, 페라이트 단상이어도 된다. 또한, 잔부 조직으로는, 주로 마텐자이트상을 들 수 있고, 석출물 및 개재물의 체적률은 포함하지 않는 것으로 한다.

여기서, 페라이트상의 체적률은, 스테인리스 강판으로부터 단면 관찰용의 시험편을 제작하고, 경면 연마 후에 포화 피크르산-5 질량％ 염산 수용액에 의한 에칭 처리를 실시하고 나서, 판두께 1/4 위치에 있어서의 임의의 10 시야에 대해 배율 100 배로 광학 현미경에 의한 관찰을 실시하고, 금속 조직의 형태로부터 마텐자이트상과 페라이트상을 구별한 후, 화상 처리에 의해 페라이트상의 체적률을 구하고, 그 평균값을 산출함으로써 구한다.

그리고, 본 발명의 페라이트계 스테인리스 강판의 금속 조직에서는, 상기 서술한 바와 같이, 강 중에 석출되는 원 상당 직경으로 0.05 ㎛ 이상인 Cr 계 탄질화물 간의 평균 거리를 3.0 ㎛ 이상으로 하는 것이 중요하다.

여기서, 원 상당 직경이란,

상기한 단면 관찰용의 시험편의 금속 조직에 출현한 Cr 계 탄질화물이 촬영된 디지털 사진 (배율 500 배) 에 대해, 화상 처리를 실시하여 당해 Cr 계 탄질화물의 면적을 측정하고,

당해 측정된 Cr 계 탄질화물의 면적으로부터, 당해 Cr 계 탄질화물의 형상이 진원이라는 가정에 기초하여 산출되는 원 직경 (＝｛(4 × [측정된 Cr 계 탄질화물의 면적])/π｝^0.5)

을 의미한다.

원 상당 직경으로 0.05 ㎛ 이상인 Cr 계 탄질화물 간의 평균 거리 : 3.0 ㎛ 이상

원 상당 직경으로 0.05 ㎛ 이상인 Cr 계 탄질화물의 평균 거리를 3.0 ㎛ 이상으로 길게 하면, 다축 응력하에서의 변형이 되는 장출 성형을 실시하는 경우라도, 보이드끼리의 연결이 발생하기 어렵고, 그 결과, 보이드의 연결에서 기인한 미소 균열의 발생 및 그 진전이 억제된다.

이 때문에, 원 상당 직경으로 0.05 ㎛ 이상인 Cr 계 탄질화물의 평균 거리는 3.0 ㎛ 이상으로 한다. 바람직하게는 4.0 ㎛ 이상이다. 또한, 상한에 대해서는 특별히 한정되지 않고, 통상 6.0 ㎛ 정도이다.

또한, 원 상당 직경으로 0.05 ㎛ 미만인 Cr 계 탄질화물을 대상으로 하지 않는 것은, 원 상당 직경으로 0.05 ㎛ 미만인 매우 미세한 Cr 계 탄질화물은, 모상인 페라이트상과 접하는 면적이 작기 때문에, 프레스 가공 등에 의한 소성 변형을 가하였다고 해도, 페라이트상과 당해 Cr 계 탄질화물의 계면에 보이드를 거의 발생시키지 않고, 따라서, 성형성, 특히 장출 성형성에 대한 영향을 거의 무시할 수 있기 때문이다.

또, 여기서 말하는 Cr 계 탄질화물이란, Cr 탄화물 및 Cr 질화물의 총칭이다. Cr 탄화물로는, 예를 들어 Cr₂₃C₆ 이, Cr 질화물로는, 예를 들어 Cr₂N 을 들 수 있다. 또, Cr 탄화물 및 Cr 질화물에 있어서의 일부의 Cr 이, Fe 나 Mn 등의 원소로 치환된 것도, 여기서 말하는 Cr 계 탄질화물에 포함되는 것으로 한다.

또, 원 상당 직경으로 0.05 ㎛ 이상인 Cr 계 탄질화물을 대상으로 한 것은, 변형량의 증대에 수반하여 발생하는 보이드는, 주로 페라이트 모상과 원 상당 직경으로 0.05 ㎛ 이상인 Cr 계 탄질화물의 계면에 생성되어 있고, 원 상당 직경으로 0.05 ㎛ 이상인 Cr 계 탄질화물 간의 거리가, 보이드의 연결, 나아가서는, 장출 성형성에 특히 영향을 주기 때문이다.

또한, Cr 계 탄질화물의 크기는, 통상, 원 상당 직경으로 0.5 ㎛ 정도이다.

또, 원 상당 직경으로 0.05 ㎛ 이상인 Cr 계 탄질화물 간의 평균 거리는, 이하와 같이 하여 측정한 것이다.

즉, 강판의 압연 평행 단면에 대해, 경면 연마 후에 피크르산 포화 염산 용액에 의해 에칭을 실시하여 금속 조직을 출현시키고, 판두께 1/4 위치의 금속 조직을 배율 500 배의 광학 현미경으로 한 장 촬영한다.

또한, 당해 금속 조직 사진에서 파악되고 있는 석출물이 Cr 계 탄질화물인 것은, 주사 전자 현미경하에 있어서의 에너지 분산형 X 선 분광법에 의해 석출물의 성분 분석을 실시함으로써, 확인할 수 있다. 구체적으로는, 그 석출물로부터 에너지 분산형 X 선 분광법에 의해 취득한 원소 스펙트럼에 있어서의 Cr 의 피크가, 동 수법에 의해 모상으로부터 얻어지는 원소 스펙트럼에 있어서의 Cr 의 피크보다 높고, 또한 그 석출물의 각 원소의 스펙트럼 강도비로부터 산출되는 각 원소의 정량 분석값에 있어서, 그 석출물의 주성분이 Cr, Fe, C 및 N 이었을 경우에, 그 석출물을 Cr 계 탄질화물이라고 판단할 수 있다.

이어서, 얻어진 금속 조직 사진에 있어서, 원 상당 직경으로 0.05 ㎛ 이상인 임의의 Cr 계 탄질화물 (이하, 기준 탄질화물이라고도 한다) 을 선택하고, 기준 탄질화물로부터의 거리가 가까운 순서대로, 원 상당 직경으로 0.05 ㎛ 이상인 Cr 계 탄질화물 (대상 탄질화물이라고도 한다) 을 10 개 선택하고, 기준 탄질화물과 각 대상 탄질화물의 거리 (중심 간의 거리) 를 금속 조직 사진 상에서 측정한다.

이 측정을, 기준 탄질화물을 임의로 바꾸어 20 회 실시하고, 측정한 모든 기준 탄질화물과 대상 탄질화물의 거리를 산술 평균함으로써, Cr 계 탄질화물 간의 평균 거리를 구한다.

또한, 상기한 측정은 단일 페라이트립 내에 한정되지 않고, 입계를 걸쳐 있어도 된다. 또, 대표성이 있는 측정을 실시하기 위해, 앞의 측정에서 선택된 기준 탄질화물 및 대상 탄질화물이, 다른 측정에 있어서의 기준 탄질화물 또는 대상 탄질화물이 되지 않도록, 각 측정 지점은 서로 충분히 떨어진 지점을 선택한다.

이와 같이, 본 발명의 페라이트계 스테인리스 강판은, 상기한 성분 조성으로 하고, 또한, 원 상당 직경으로 0.05 ㎛ 이상인 Cr 계 탄질화물 간의 평균 거리를 3.0 ㎛ 이상으로 함으로써, 성형 한계선도 (FLD) 에 기초하여 결정되는 성형 한계의 최대 대수 변형의 최소값을 0.20 이상, 바람직하게는 0.23 이상으로 하여, 우수한 장출 성형성을 얻을 수 있다.

또한, 본 발명의 일 실시형태에 관련된 페라이트계 스테인리스 강판의 판두께는 특별히 한정되는 것은 아니지만, 예를 들어, 0.8 ∼ 2.0 ㎜ 이다.

다음으로, 본 발명의 페라이트계 스테인리스 강판의 제조 방법에 대해 설명한다.

본 발명의 페라이트계 스테인리스 강판은, 상기한 성분 조성을 갖는 강 소재를 열간 압연하여 열연 강판으로 하고, 그 열연 강판에, 가열 온도 : 800 ∼ 900 ℃, 유지 시간 : 1 시간 이상의 열연판 어닐링을 실시한 후, 그 열연 강판을 냉간 압연하여 냉연 강판으로 하고, 그 냉연 강판에, 가열 온도 : 800 ∼ 900 ℃, 유지 시간 : 5 ∼ 300 초의 냉연판 어닐링을 실시하는 것으로 하고, 상기 냉연판 어닐링에 있어서, 500 ℃ ∼ 가열 온도에 있어서의 평균 가열 속도를 20 ℃/s 이하로 하고, 또한, 가열 온도 ∼ 500 ℃ 에 있어서의 평균 냉각 속도를 10 ℃/s 이상으로 함으로써 제조할 수 있다.

즉, 본 발명의 일 실시형태에 관련된 페라이트계 스테인리스 강판은, 페라이트계 스테인리스 냉연 어닐링 강판이다.

먼저, 상기한 성분 조성으로 이루어지는 용강을, 전로 (轉爐), 전기로, 진공 용해로 등의 공지된 방법으로 용제하고, 연속 주조법 혹은 조괴-분괴법에 의해 강 소재 (슬래브) 로 한다.

이어서, 얻어진 강 소재를, 바람직하게는, 1100 ∼ 1250 ℃ 에서 1 ∼ 24 시간 가열하거나, 또는 고온의 슬래브를 직접 가열한 후, 이 강 소재에 열간 압연을 실시하여, 열연 강판으로 한다. 또한, 열간 압연 조건에 대해서는, 통상적인 방법에 따르면 된다.

이어서, 얻어진 열연 강판에, 이하의 조건에서 열연판 어닐링을 실시한다.

＜열연판 어닐링의 가열 온도 : 800 ∼ 900 ℃, 유지 시간 : 1 시간 이상＞

열연 강판의 금속 조직은, 열간 압연시의 권취 온도가 높은 경우에는, 페라이트상과, 고온에서 생성된 오스테나이트상이 분해됨으로써 생성된 페라이트상이 층상으로 적층된 금속 조직, 열간 압연시의 권취 온도가 낮은 경우에는, 페라이트상과, 고온에서 생성된 오스테나이트상이 변태되어 생성된 마텐자이트상이 층상으로 적층된 금속 조직으로 되어 있다.

또한, 권취 온도가 높은 경우에 오스테나이트상이 분해됨으로써 생성된 페라이트상의 근방에는, 오스테나이트상의 분해에 수반하여 석출된 Cr 계 탄질화물이 편재되어 있어, 금속 조직 전체에서의 Cr 계 탄질화물의 분포는 불균일하다.

또, 권취 온도는 특별히 한정되는 것은 아니지만, 권취 온도를 450 ℃ ∼ 500 ℃ 로 한 경우, 475 ℃ 취화에서 기인한 열연 강판의 현저한 인성 저하가 발생하는 경우가 있다. 그 때문에, 권취 온도는 500 ℃ 초과 또는 450 ℃ 미만으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 열연판 어닐링 후에 소정의 금속 조직을 보다 용이하게 얻는다는 관점에서는, 열간 압연 후이고, 또한, 열연판 어닐링 전의 단계에서, Cr 계 탄질화물이 충분히 석출되어 있는 쪽이 유리해진다. 이 때문에, 권취 온도는, 오스테나이트상의 Cr 계 탄질화물 및 페라이트상으로의 분해가 보다 촉진되는 600 ℃ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다.

이와 같은 금속 조직을 갖는 열연 강판에, 800 ∼ 900 ℃ 의 온도 범위에서 1 시간 이상 유지하는 열연판 어닐링을 실시함으로써, 금속 조직에서는 재결정과 Cr 계 탄질화물의 석출이 발생하고, 열연판 어닐링 후에 얻어지는 강판에서는, 페라이트 단상 조직 중에 Cr 계 탄질화물이 충분히 또한 균일하게 분산된 금속 조직이 얻어진다.

여기서, 열연판 어닐링의 가열 온도를 800 ℃ 미만으로 한 경우, Cr 계 탄질화물의 응집·조대화 및 페라이트상에 대한 고용이 불충분해져, 소정의 금속 조직이 얻어지지 않는다. 또, 재결정이 불충분해져 열간 압연시에 형성된 층상 조직이, 특히 판두께 중앙부에 잔존한다. 그 때문에, 냉연판 어닐링 후에 판두께 중앙부에 현저한 전신립 (展伸粒) 을 갖는 불균일한 금속 조직이 발생하여, 내리징성이 저하될 우려가 있다.

한편, 열연판 어닐링 온도가 900 ℃ 를 초과하면, 열연판 어닐링의 유지 중에 오스테나이트상이 재생성되어, 열간 압연 공정에서 석출된 Cr 계 탄질화물이 오스테나이트상에 고용된다. 이 때문에, 열연판 어닐링 후에 얻어지는 강판의 금속 조직에 있어서, Cr 계 탄질화물을 충분히 석출시킬 수 없다. 또, 열연판 어닐링의 냉각 중에, 오스테나이트상에 있어서 페라이트상과 Cr 계 탄질화물로의 분해 반응이 발생한다. 그 결과, 열연판 어닐링 후의 금속 조직이, 페라이트상과, 오스테나이트상이 분해됨으로써 생성된 페라이트상, 요컨대, 그 주위에 다량의 Cr 계 탄질화물이 분포된 페라이트상의 혼립 조직이 되어, Cr 계 탄질화물의 분포가 불균일해진다. 이 때문에, 이후의 공정에서 소정의 조건에서 냉연판 어닐링을 실시했다고 해도, Cr 계 탄질화물 간의 평균 거리가 충분하지 않은 영역이 국소적으로 생성되어, 소정의 장출 성형성이 얻어지지 않는다.

따라서, 열연판 어닐링에 있어서의 가열 온도는 800 ∼ 900 ℃ 의 범위로 한다. 바람직하게는 800 ∼ 860 ℃ 의 범위이다.

또, 열연판 어닐링에 있어서의 유지 시간을 1 시간 미만으로 한 경우, Cr 계 탄질화물의 석출이 불충분해져, 이후의 공정에서 소정의 조건에서 냉연판 어닐링을 실시했다고 해도, Cr 계 탄질화물 간의 평균 거리를 충분히 길게 할 수 없어, 역시 소정의 장출 성형성이 얻어지지 않는다.

따라서, 열연판 어닐링에 있어서의 유지 시간은 1 시간 이상으로 한다. 바람직하게는 3 시간 이상, 보다 바람직하게는 5 시간 이상이다. 또한, 유지 시간의 상한에 특별히 한정은 없지만, 생산성의 관점에서 24 시간 이하로 하는 것이 바람직하다.

이어서, 열연판 어닐링 후에 얻어진 강판 (열연 어닐링 강판) 에, 필요에 따라 산세를 실시하고, 냉간 압연을 실시하여 냉연 강판으로 한다. 냉간 압연은, 신장성, 굽힘성 및 형상 교정의 관점에서, 50 ％ 이상의 압하율로 실시하는 것이 바람직하다. 또, 후술하는 냉연판 어닐링 조건을 만족하는 범위에서, 냉연-냉연판 어닐링을 2 회 이상 반복해도 된다. 또한, 표면 성상을 향상시키기 위해서, 열연판 어닐링 후에 얻어진 강판에 연삭이나 연마 등을 실시해도 된다.

이렇게 하여 얻어진 냉연 강판에, 이하의 조건에서 냉연판 어닐링을 실시한다.

＜냉연판 어닐링의 500 ℃ ∼ 가열 온도에 있어서의 평균 가열 속도 : 20 ℃/s 이하＞

냉연판 어닐링은, 냉간 압연에 의해 형성된 압연 가공 조직을 재결정시킴과 함께, Cr 계 탄질화물 간의 평균 거리를 충분히 길게 하기 위한 공정이고, 그러기 위해서는, 500 ℃ ∼ 가열 온도에 있어서의 평균 가열 속도를 20 ℃/s 이하로 하는 것이 중요하다.

즉, 500 ℃ ∼ 가열 온도에 있어서의 평균 가열 속도를 느리게 하면, 재결정의 구동력이 작아지기 때문에, 재결정이 개시되는 온도가 고온화되어, 냉간 압연에 의해 도입된 전위 혹은 전단대가 보다 고온까지 유지된다.

또, 가열 온도에 가까운 고온역에서는, 열연판 어닐링시에 생성된 Cr 계 탄질화물의 응집·조대화 (체적률이 거의 일정한 채로 각각의 Cr 계 탄질화물이 커져, Cr 계 탄질화물의 개수 밀도가 작아지는 현상) 및 페라이트상에 대한 고용이 발생한다. 이 응집·조대화는 Cr 계 탄질화물의 주요 구성 원소인 Cr 의 확산에 율속된다. 전술한 바와 같이 전위 혹은 전단대가 고온까지 유지되면, 전위 혹은 전단대를 통한 Cr 의 고속 확산이 발생하여, Cr 계 탄질화물의 응집·조대화가 촉진된다.

또한, 가열 온도에 가까운 고온역에서 Cr 계 탄질화물의 고용이 발생하는 것은, 페라이트상 중에 고용될 수 있는 C 및 N 의 상한 (고용한 (固溶限)) 이 상승하는 것에 의한다. 이들 Cr 계 탄질화물의 응집·조대화의 촉진 효과 그리고 페라이트상에 대한 고용에 의해, Cr 계 탄질화물 간의 평균 거리는 길어진다. 즉, 가열 속도를 느리게, 구체적으로는, 500 ℃ ∼ 가열 온도에 있어서의 평균 가열 속도를 20 ℃/s 이하로 제어함으로써, Cr 계 탄질화물 간의 평균 거리를 길게 하는 것이 가능해진다.

한편, 500 ℃ ∼ 가열 온도에 있어서의 평균 가열 속도가 20 ℃/s 를 초과하면, 페라이트상의 재결정의 구동력이 과도하게 커져, 가열 과정의 비교적 저온역에서부터 페라이트상의 재결정이 발생하여, 냉간 압연에 의해 도입된 전위 혹은 전단대 등의 가공 조직이 저온역에서 재결정립으로 치환된다. 그 결과, Cr 계 탄질화물의 응집·조대화의 촉진 효과가 불충분해져 냉연판 어닐링 후에 얻어지는 강판에 있어서의 Cr 계 탄질화물 간의 평균 거리가 짧아지기 때문에, 원하는 장출 성형성이 얻어지지 않는다.

따라서, 500 ℃ ∼ 가열 온도에 있어서의 평균 가열 속도는 20 ℃/s 이하로 한다. 바람직하게는 15 ℃/s 이하, 보다 바람직하게는 12 ℃/s 이하이다. 또, 평균 가열 속도의 하한은 특별히 한정은 없지만, 가열 속도를 과도하게 느리게 하면, 생산성이 저하되기 때문에, 1 ℃/s 이상으로 하는 것이 바람직하다.

또한, 가열 속도의 제어는, 예를 들어 연속 어닐링법의 경우, 노 온도의 설정 혹은 연속 어닐링 라인의 통판 속도 등에 의해 제어할 수 있다.

또, 제어하는 온도 범위를 500 ℃ 이상으로 한 것은, 500 ℃ 미만의 온도역에서는 회복이나 재결정이 발생하지 않기 때문이다.

＜냉연판 어닐링의 가열 온도 : 800 ∼ 900 ℃, 유지 시간 : 5 ∼ 300 초＞

페라이트상 중에 고용할 수 있는 C 및 N 의 상한 (고용한) 은, 온도가 높아질수록 커진다. 냉연판 어닐링에서는, 가열 온도 : 800 ∼ 900 ℃, 유지 시간 : 5 ∼ 300 초로 함으로써, 열연판 어닐링시에 생성된 Cr 계 탄질화물의 일부를 페라이트상에 고용시키고 Cr 계 탄질화물의 개수 밀도를 감소시켜, Cr 계 탄질화물 간의 평균 거리를 길게 할 수 있다.

이 때문에, 냉연판 어닐링에 있어서의 가열 온도는 800 ∼ 900 ℃, 유지 시간은 5 ∼ 300 초로 한다. 바람직하게는 냉연판 어닐링에 있어서의 가열 온도는 800 ∼ 860 ℃, 유지 시간은 15 초 ∼ 180 초이다.

또한, 여기서 말하는 유지 시간이란, 가열 온도 ± 10 ℃ 의 온도역에 있어서의 체류 시간이다.

여기서, 가열 온도가 800 ℃ 미만이 되면, 페라이트상에 있어서의 C 및 N 의 고용한이 충분히 커지지 않고, 페라이트상에 고용되는 Cr 계 탄질화물의 양이 감소되어 Cr 계 탄질화물 간의 거리가 짧아진다. 그 때문에, 원하는 장출 성형성이 얻어지지 않는다. 또, 미재결정립이 잔존하여 연성이 크게 저하된다.

한편, 가열 온도가 900 ℃ 를 초과하면, 유지 중에 오스테나이트상이 생성되고, 그 후의 냉각에 있어서 오스테나이트상이 마텐자이트상으로 변태되어 강판이 현저하게 경질화된다. 또, 최종 제품판의 금속 조직이 페라이트상과 마텐자이트상의 2 상 조직이 되고, 소성 변형능이 현저하게 저하되어, 원하는 장출 성형성이 얻어지지 않는다.

또, 유지 시간이 5 초 미만이 되면, 당해 유지 중의 Cr 계 탄질화물의 페라이트상에 대한 고용이 불완전해지고 Cr 계 탄질화물 간의 거리가 짧아져, 원하는 장출 성형성이 얻어지지 않는다. 또한, 미재결정립이 잔존하기 때문에 연성이 크게 저하된다.

한편, 유지 시간이 300 초를 초과하면, 결정립이 현저하게 조대화되고 강판의 광택도가 저하되어, 표면 품질의 관점에서 바람직하지 않다.

＜냉연판 어닐링의 가열 온도 ∼ 500 ℃ 에 있어서의 평균 냉각 속도 : 10 ℃/s 이상＞

상기한 유지 후의 냉각에서는, Cr 계 탄질화물의 재석출이 발생한다. 즉, 냉연판 어닐링의 유지 중에, Cr 계 탄질화물은 페라이트 모상에 고용된다. 이로써 페라이트상 중의 고용 C 및 N 이 증가하여, 냉각 중에 페라이트상에 대해 과포화가 되어, Cr 계 탄질화물로서 재석출된다.

이 때문에, Cr 계 탄질화물의 평균 거리를 길게 하는 관점에서는, 특히, Cr 계 탄질화물의 석출 온도역인 500 ℃ 이상의 온도역에 있어서의 냉각 속도를 빠르게 함으로써 Cr 계 탄질화물의 재석출을 억제하여, 냉각 전까지 형성된 Cr 계 탄질화물 간의 평균 거리가 충분히 긴 금속 조직을 유지하는 것이 중요해진다.

여기서, 평균 냉각 속도가 10 ℃/s 미만인 경우, 냉연판 어닐링의 유지 중에 생성된 페라이트상 중의 고용 C 및 N 이, Cr 계 탄질화물로서 재석출되는 것을 충분히 억제할 수 없으므로, Cr 계 탄질화물 간의 평균 거리가 짧아져, 원하는 장출 성형성이 얻어지지 않는다

따라서, 냉연판 어닐링의 가열 온도 ∼ 500 ℃ 에 있어서의 평균 냉각 속도는 10 ℃/s 이상으로 한다. 바람직하게는 15 ℃/s 이상, 보다 바람직하게는 20 ℃/s 이상이다. 또한, 평균 냉각 속도의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 냉각을 급격하게 실시한 경우, 강판에 변형이 발생할 우려가 있기 때문에, 평균 냉각 속도는 200 ℃/s 이하가 바람직하다.

또한, 냉각 방법에 대해 특별히 한정은 없고, 가스 제트 냉각이나 미스트 냉각, 롤 냉각 등을 사용할 수 있다. 또, 냉연판 어닐링에 대해서는, 보다 높은 광택을 구하기 위해서, BA 어닐링 (광휘 어닐링) 을 실시해도 된다.

그리고, 상기한 냉연판 어닐링 후, 필요에 따라 산세를 실시함으로써, 상기한 페라이트계 스테인리스 강판이 제조된다.

실시예

실시예 1

표 1 에 나타내는 성분 (잔부는 Fe 및 불가피적 불순물) 의 용강을 각각, 용량 : 150 ton 의 전로와 진공 산소 탈탄 처리 (VOD) 법을 사용한 정련에 의해 용제하고, 이어서, 연속 주조에 의해 폭 : 1000 ㎜, 두께 : 200 ㎜ 의 슬래브로 하였다.

그 슬래브를 1200 ℃ 에서 1 시간 가열한 후, 열간 압연으로서, 3 단의 스탠드로 이루어지는 리버스식 압연기를 사용한 7 패스의 조압연과, 7 단의 스탠드로 이루어지는 일 방향 압연기를 사용한 7 패스로 이루어지는 마무리 압연을 실시하고, 약 750 ℃ 에서 권취 처리를 실시하여, 판두께 : 약 5.0 ㎜ 의 열연 강판으로 하였다.

이어서, 이들 열연 강판에, 표 2 에 기재하는 조건에서 박스 어닐링법을 사용한 열연판 어닐링을 실시한 후, 표면에 숏 블라스트 처리와 산세에 의한 탈스케일을 실시하였다.

이렇게 하여 얻어진 강판을, 판두께 : 1.0 ㎜ 까지 냉간 압연한 후, 표 2 에 기재된 조건에서 냉연판 어닐링을 실시하였다. 또한, 유지 후의 냉각은, 가스 제트 냉각 또는 미스트 냉각에 의해 실시하였다. 또, 냉각 종료 후, 산세에 의한 탈스케일 처리를 실시하였다.

여기서, 표 2 의 유지 시간은, 가열 온도 ± 10 ℃ 의 온도역에 있어서의 체류 시간이다.

또한, 표 2 에 기재된 평균 가열 속도는, 500 ℃ ∼ 가열 온도에 도달할 때까지의 평균 가열 속도이다. 또, 표 2 에 기재된 평균 냉각 속도는, 가열 온도 ∼ 500 ℃ 에 도달할 때까지의 평균 냉각 속도이다.

이렇게 하여 얻어진 강판에 대해, 금속 조직의 동정 (同定) 및 페라이트의 체적률의 측정, 그리고, 원 상당 직경으로 0.05 ㎛ 이상인 Cr 계 탄질화물 간의 평균 거리의 측정을 실시하였다.

여기서, 금속 조직의 동정 및 페라이트의 체적률의 측정은, 전술한 방법에 의해 실시하였다. 즉, 얻어진 강판으로부터 단면 관찰용의 시험편을 제작하고, 피크르산 포화 염산 용액에 의한 에칭 처리를 실시하고 나서, 판두께 1/4 위치의 10 시야에 대해 배율 100 배로 광학 현미경에 의한 관찰을 실시하여, 금속 조직의 형태로부터 마텐자이트상과 페라이트상을 구별한 후, 화상 처리에 의해 페라이트상의 체적률을 각 시야에서 구하고, 그 평균값을 페라이트상의 체적률로 하였다. 또한, 석출물 및 개재물의 체적률은 제외하고 있다.

또, 원 상당 직경으로 0.05 ㎛ 이상인 Cr 계 탄질화물 간의 평균 거리의 측정도 전술한 방법에 의해 실시하였다.

이들 결과를 동일하게 표 2 에 나타낸다. 또, 참고를 위해, 도 1 및 도 2 에, 표 2 의 No.1 및 No.12 에 대해 Cr 계 탄질화물 간의 평균 거리의 측정에 사용한 금속 조직 사진을 나타낸다.

또, 이하의 방법에 의해, (1) 장출 성형성의 평가, 및 (2) 내식성의 평가를 실시하였다. 평가 결과를 표 2 에 병기한다.

(1) 장출 성형성의 평가

얻어진 강판의 압연 평행 방향, 압연 45°방향 및 압연 직각 방향을 각각 최대 대수 변형 방향으로 하여, ISO12004-2 : 2008 에 준거한 성형 시험을 실시하고, 성형 한계선도 (FLD) 를 작성하였다.

구체적으로는, 강판 표면에 평점 간 거리가 1 ㎜ 가 되도록 직경 5 ㎜ 의 스크라이브드 서클을 마킹하고, 여러 가지의 조건하에 있어서의 성형 시험, 즉,

·단축 응력하의 성형 한계에 대해서는, JIS 5 호 인장 시험편을 사용한 인장 시험,

·평면 변형 상태에 있어서의 성형 한계에 대해서는, 가로세로 130 ㎜ 로 전단한 후에 원주 상에 비드를 부여한 시험편을 사용한 벌징 시험,

·등 2 축 응력하에 있어서의 성형 한계에 대해서는, 정원형 (正圓形) 으로 블랭크한 시험편을 사용한 벌징 시험,

·부등 2 축 응력하에 있어서의 성형 한계에 대해서는, 여러 가지의 타원율로 타원형으로 블랭크한 시험편을 사용한 벌징 시험

을 각각 실시하고, 각 시험 전후의 시험편을 각각 사진 촬영하였다. 이어서, 각 시험 전후에서의 시험편의 스크라이브드 서클의 형상 변화량을, 사진의 화상 처리에 의해 정량 측정하고, 각 시험에 의해 부여된 변형을 측정하여, 성형 한계선도 (FLD) 를 작성하였다.

얻어진 성형 한계선도 (FLD) 로부터 성형 한계의 최대 대수 변형의 최소값을 구하고, 최대 대수 변형의 최소값이 0.20 이상인 경우를 합격 (○), 0.20 미만인 경우를 불합격 (×) 으로 하여 평가하였다.

(2) 내식성의 평가

얻어진 강판으로부터, 60 × 100 ㎜ 의 시험편을 채취하고, 표면을 ＃600 에머리 페이퍼에 의해 연마 마무리하였다. 그 후, 시험편의 단면 (端面) 을 시일하고, JIS H 8502 에 규정되는 염수 분무 사이클 시험에 제공하였다.

여기서, 염수 분무 사이클 시험은, 염수 분무 (35 ℃, 5 질량％ NaCl, 분무 시간 : 2 시간) → 건조 (60 ℃, 상대 습도 40 ％, 유지 시간 : 4 시간) → 습윤 (50 ℃, 상대 습도 ≥ 95 ％, 유지 시간 : 2 시간) 을 1 사이클로 하여 8 사이클 실시하였다.

염수 분무 사이클 시험 후의 시험편의 표면을 사진 촬영하고, 화상 해석에 의해 시험편 표면의 녹 발생 면적을 측정하여, 시험편 표면의 전체 면적과의 비율로부터 녹 발생 면적률 ((시험편 표면의 녹 발생 면적/시험편 표면의 전체 면적) × 100 (％)) 을 산출하였다.

그리고, 산출된 녹 발생 면적률이 10 ％ 이하인 경우를 합격 (◎, 특히 우수하다), 10 ％ 초과 25 ％ 이하를 합격 (○), 25 ％ 초과인 경우를 불합격 (×) 으로 하여 평가하였다.

발명예에서는 모두, 우수한 장출 성형성과 우수한 내식성이 얻어지고 있었다.

특히, Ni 를 0.58 ％ 함유한 No.6 (강 A6), 및 Cr 을 17.8 ％ 함유한 No.8 (강 A8) 에서는, 염수 분무 사이클 시험에 있어서의 녹 발생 면적률이 10 ％ 이하 (◎) 로, 더욱 우수한 내식성이 얻어지고 있었다.

한편, 비교예인 No.12 (강 B1) 및 No.13 (강 B2) 은, 제조 조건은 적정하지만, C 함유량 및 N 함유량이 각각 적정 범위를 상회하기 때문에, Cr 계 탄질화물의 석출량이 과잉이 되어, Cr 계 탄질화물 간의 평균 거리를 충분히 확보할 수 없어, 원하는 장출 성형성이 얻어지지 않았다.

No.14 (강 B3) 는, Si 함유량이 적정 범위를 상회하기 때문에, 강판이 경질화되고 소성 변형능이 저하되어, 원하는 장출 성형성이 얻어지지 않았다.

No.15 및 No.16 은, 냉연판 어닐링의 평균 가열 속도가 적정 범위를 상회하기 때문에, Cr 계 탄질화물 간의 평균 거리를 충분히 확보할 수 없어, 원하는 장출 성형성이 얻어지지 않았다.

No.17 및 No.18 은, 냉연판 어닐링의 가열 온도가 적정 범위를 상회하기 때문에, 냉연판 어닐링의 유지 중에 오스테나이트상이 생성되고, 유지 후의 냉각에 있어서 오스테나이트상으로부터 마텐자이트상으로 변태되어, 강판이 현저하게 경질화되었다. 또, 최종 제품판의 금속 조직이 페라이트상과 마텐자이트상으로 이루어지는 2 상 조직이 되었기 때문에, 강판의 소성 변형능이 현저하게 저하되었다. 이 때문에, 원하는 장출 성형성이 얻어지지 않았다.

No.19 및 No.20 은, 냉연판 어닐링의 가열 온도가 적정 범위를 하회하기 때문에, Cr 계 탄질화물 간의 평균 거리를 충분히 확보할 수 없고, 또, 미재결정립이 잔존한 금속 조직이 되어, 원하는 장출 성형성이 얻어지지 않았다.

No.21 및 No.22 는, 냉연판 어닐링의 유지 시간이 적정 범위를 하회하기 때문에, Cr 계 탄질화물 간의 평균 거리를 충분히 확보할 수 없고, 또, 미재결정립이 잔존한 금속 조직이 되어, 원하는 장출 성형성이 얻어지지 않았다.

No.23 및 No.24 는, 냉연판 어닐링의 냉각 속도가 적정 범위를 하회하기 때문에, 당해 냉각 중에 Cr 계 탄질화물이 다량 또한 미세하게 재석출되어, Cr 계 탄질화물 간의 평균 거리를 충분히 확보할 수 없어, 원하는 장출 성형성이 얻어지지 않았다.

No.28 은, 열연판 어닐링의 가열 온도가 적정 범위를 하회하기 때문에, 열연판 어닐링에 있어서의 Cr 계 탄질화물의 응집·조대화 그리고 페라이트상에 대한 고용이 불충분해져, Cr 계 탄질화물의 분포의 불균일이 발생하였다. 그 때문에, Cr 계 탄질화물 간의 평균 거리가 충분하지 않은 영역이 국소적으로 형성되어, 원하는 장출 성형성이 얻어지지 않았다.

No.29 는, 열연판 어닐링의 가열 온도가 적정 범위를 상회하기 때문에, 열연판 어닐링에 있어서 오스테나이트상이 재생성되고, 그 결과, 열연판 어닐링 후의 금속 조직에 있어서 Cr 계 탄질화물의 분포의 불균일이 발생하였다. 그 때문에, Cr 계 탄질화물 간의 평균 거리가 충분하지 않은 영역이 국소적으로 형성되어, 원하는 장출 성형성이 얻어지지 않았다.

No.30 은, 열연판 어닐링의 유지 시간이 적정 범위를 하회하기 때문에, 열연판 어닐링에 있어서의 Cr 계 탄질화물의 응집·조대화 그리고 페라이트상에 대한 고용이 불충분해져, Cr 계 탄질화물의 분포의 불균일이 발생하였다. 그 때문에, Cr 계 탄질화물 간의 평균 거리가 충분하지 않은 영역이 국소적으로 형성되어, 원하는 장출 성형성이 얻어지지 않았다.

산업상 이용가능성

본 발명의 페라이트계 스테인리스 강판은, 프레스 성형시에 높은 장출 성형성이 요구되는 용도, 예를 들어, 익스테리어 부재나 주방 기구, 식기에 적용하기에 특히 유리하다.

Claims (2)

1. 질량％ 로,
   C : 0.025 ∼ 0.050 ％,
   Si : 0.10 ∼ 0.40 ％,
   Mn : 0.45 ∼ 1.00 ％,
   P : 0.04 ％ 이하,
   S : 0.010 ％ 이하,
   Cr : 16.0 ∼ 18.0 ％,
   Al : 0.001 ∼ 0.010 ％,
   N : 0.025 ∼ 0.060 ％ 및
   Ni : 0.05 ∼ 0.60 ％
   를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 가짐과 함께,
   원 상당 직경으로 0.05 ㎛ 이상인 Cr 계 탄질화물 간의 평균 거리가 3.0 ㎛ 이상이고,
   성형 한계선도에 기초하는 성형 한계의 최대 대수 변형의 최소값이 0.20 이상인, 페라이트계 스테인리스 강판.
2. 제 1 항에 기재된 성분 조성을 갖는 강 소재를 열간 압연하여 열연 강판으로 하고, 그 열연 강판에, 가열 온도 : 800 ∼ 900 ℃, 유지 시간 : 1 시간 이상의 열연판 어닐링을 실시한 후, 냉간 압연하여 냉연 강판으로 하고, 이어서, 그 냉연 강판에, 가열 온도 : 800 ∼ 900 ℃, 유지 시간 : 5 ∼ 300 초의 냉연판 어닐링을 실시하고,
   상기 냉연판 어닐링에 있어서, 500 ℃ ∼ 가열 온도에 있어서의 평균 가열 속도를 20 ℃/s 이하로 하고, 또한, 가열 온도 ∼ 500 ℃ 에 있어서의 평균 냉각 속도를 10 ℃/s 이상으로 하는, 페라이트계 스테인리스 강판의 제조 방법.
   
   
   
   

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