KR20210052502A - 오스테나이트계 스테인리스 강판 및 그 제조 방법 - Google Patents

오스테나이트계 스테인리스 강판 및 그 제조 방법 Download PDF

Info

Publication number
KR20210052502A
KR20210052502A KR1020217009245A KR20217009245A KR20210052502A KR 20210052502 A KR20210052502 A KR 20210052502A KR 1020217009245 A KR1020217009245 A KR 1020217009245A KR 20217009245 A KR20217009245 A KR 20217009245A KR 20210052502 A KR20210052502 A KR 20210052502A
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
less
steel sheet
stainless steel
content
austenitic stainless
Prior art date
Application number
KR1020217009245A
Other languages
English (en)
Other versions
KR102550028B1 (ko
Inventor
나츠코 스기우라
히로시 가미오
Original Assignee
닛폰세이테츠 가부시키가이샤
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 filed Critical 닛폰세이테츠 가부시키가이샤
Publication of KR20210052502A publication Critical patent/KR20210052502A/ko
Application granted granted Critical
Publication of KR102550028B1 publication Critical patent/KR102550028B1/ko

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/26—Methods of annealing
    • C21D1/30—Stress-relieving
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/008—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tin
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Health & Medical Sciences (AREA)
  • Child & Adolescent Psychology (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

이 오스테나이트계 스테인리스 강판은, 강판의 화학 조성이, 질량％로, C: 0.005 내지 0.150％, Si: 1.0％ 이하, Mn: 1.5％ 이하, P: 0.10％ 이하, S: 0.010％ 이하, Al: 0.10％ 이하, Cr: 15.0 내지 20.0％, Ni: 6.0 내지 15.0％, N: 0.005 내지 0.150％, Mo: 0 내지 2.0％, Cu: 0 내지 1.5％, Nb: 0 내지 0.500％, V: 0 내지 0.150％, Ti: 0 내지 0.300％, B: 0 내지 0.010％, 잔부: Fe 및 불순물이며, Md30값=497-462×(C+N)-9.2×Si-8.1×Mn-13.7×Cr-20×(Ni+Cu)-18.7×Mo에 의해 구해지는 Md30값이 60℃ 이하이고, 표층부에 있어서, 마르텐사이트의 면적률이 5.0％ 이하이고, 또한, {110} 면방위를 갖는 오스테나이트립의 면적률이 50％ 이상이다.

Description

오스테나이트계 스테인리스 강판 및 그 제조 방법
본 발명은, 오스테나이트계 스테인리스 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
본원은, 2018년 10월 04일에, 일본에 출원된 특허 출원 제2018-189321호에 기초하여 우선권을 주장하고, 그 내용을 여기에 원용한다.
정밀 가공 부품인 전자 기기의 하우징 등에는, 표면 광택도가 높은 부재가 사용되고 있고, 예를 들어 스테인리스 강판을 포함하는 부재가 사용되는 경우가 많다. 근년, 표면 광택도가 높은 부재를 안정적으로 얻기 위해, 부재에 대해서는, 종래 이상으로 양호한 연마성을 가질 것이 요구되고 있다.
이와 같은 상황을 감안하여, 예를 들어 특허문헌 1 내지 4에서는, 스테인리스 강판의 연마성의 향상이 검토되고 있다.
특허문헌 1에서는, 랩핑 마무리한 표면 광택, 사상성이 우수한 커브 미러용 경면 마무리 스테인리스 강판의 제조 방법이 개시되어 있다.
또한, 특허문헌 2에는, 경면 마무리를 위해 연마성을 향상시킨 프레스 성형용 오스테나이트계 스테인리스강이 개시되어 있다.
특허문헌 3에는, 연마성이 우수한 스테인리스 강대와 강판을 제조하는 방법이 개시되어 있다.
특허문헌 4에는, 오스테나이트계 스테인리스강, 마르텐사이트계 스테인리스강 또는 페라이트+오스테나이트 2상 스테인리스강의 강대 제조에 있어서, 표면 미소 결함이 적은 강대를 제조하는 방법이 개시되어 있다.
그러나, 본 발명자들이 검토를 행한 결과, 상기 종래 기술에서는 충분한 연마성이 얻어지지 않는 경우가 있어, 한층 더한 개선의 여지가 남아 있음을 알 수 있었다.
또한, 상기와 같은 정밀 가공 부품에서는, 스테인리스 강판을 적층하고, 고온에서 확산 접합하는 방법에 의해 제조되는 경우도 많다. 예를 들어, 포토 에칭 또는 레이저에 의한 정밀 가공에 의해 표면에 미세한 구멍 또는 패턴을 형성한 후, 동 강판을 적층하고, 확산 접합시켜 제조하는 방법이 채용되고 있다. 이와 같은 정밀 가공 부품 및 제품의 수요는 증가 경향이 있어, 확산 접합에 대해서는, 향후의 한층 더한 적용 확대가 기대된다.
이들 용도로 사용되는 강판에 대해서는, 접합성이 양호할 것이 요구된다.
예를 들어, 특허문헌 5 내지 9에서는, 확산 접합성의 향상이 검토되고 있다.
특허문헌 5에서는, 확산 접합 시의 상 변태에 수반되는 결정립의 성장을 이용하여, 특별한 고온 가열 또는 고면압을 부여하지 않고 작업을 실시할 수 있는 확산 접합품의 제조 방법이 제안되어 있다.
특허문헌 6에는, 강재측의 결정립이 접합 전 계면을 초과하여 상대측에 침입하도록 성장하고 있는 개소가 많이 존재하는 확산 접합 구조를 구비한, 접합부의 신뢰성이 우수한 스테인리스강 확산 접합 제품이 개시되어 있다.
특허문헌 7에는, 확산 접합 중인 오스테나이트상 분율을 제어함으로써 확산 접합성을 높인 강판에 대하여 개시되어 있다.
특허문헌 8에는, 확산 접합성이 우수한 스테인리스강으로서, 박 두께 방향의 평균 결정립 사이즈가 0.001 내지 5㎛로 미세한 결정립을 갖는, Al 함유량이 0.5 내지 8％인 스테인리스강 박이 개시되어 있다.
특허문헌 9에서는, 세립화를 도모함으로써 에칭면이 평활해져, 확산 접합성이 향상된다고 기술되어 있다.
그러나, 본 발명자들이 검토를 행한 결과, 상기 종래 기술에서는 충분한 확산 접합성이 얻어지지 않는 경우가 있어, 한층 더한 개선의 여지가 남아 있음을 알 수 있었다
일본 특허 공개 평3-169405호 공보 일본 특허 공개 평9-3605호 공보 일본 특허 공개 소62-253732호 공보 일본 특허 공개 제2000-273546호 공보 일본 특허 공개 제2013-103271호 공보 일본 특허 공개 제2013-173181호 공보 일본 특허 공개 제2016-89223호 공보 일본 특허 공개 평9-279310호 공보 국제 공개 제2016/043125호
본 발명은 상기 과제를 해결하기 위해 이루어진 것이며, 양호한 연마성을 갖는 오스테나이트계 스테인리스 강판을 제공하는 것을 목적으로 한다. 본 발명에 있어서, 「양호한 연마성을 갖는다」란, 기계 연마에 의해 용이하게 평활화가 가능한 것을 의미한다. 오스테나이트계 스테인리스 강판은, 양호한 연마성을 갖고, 또한, 양호한 확산 접합성을 갖는 것이 바람직하다.
(1) 본 발명의 일 양태에 관한 오스테나이트계 스테인리스 강판은, 화학 조성이, 질량％로, C: 0.005 내지 0.150％, Si: 1.0％ 이하, Mn: 1.5％ 이하, P: 0.10％ 이하, S: 0.010％ 이하, Al: 0.10％ 이하, Cr: 15.0 내지 20.0％, Ni: 6.0 내지 15.0％, N: 0.005 내지 0.150％, Mo: 0 내지 2.0％, Cu: 0 내지 1.5％, Nb: 0 내지 0.500％, V: 0 내지 0.150％, Ti: 0 내지 0.300％, B: 0 내지 0.010％, Ca, Mg, Zr, Sn, Pb, W의 합계: 0 내지 0.10％, 잔부: Fe 및 불순물이며, 하기 (i)식에 의해 구해지는 Md30값이 60℃ 이하이고, 표층부에 있어서, 마르텐사이트의 면적률이 5.0％ 이하이고, 또한, {110} 면방위를 갖는 오스테나이트립의 면적률이 50％ 이상이다.
Figure pct00001
단, 상기 식 중의 원소 기호는, 각 원소의 강 중 함유량(질량％)을 나타내고, 함유되지 않는 경우에는 0을 대입하는 것으로 한다.
(2) 상기 (1)에 기재된 오스테나이트계 스테인리스 강판은, 상기 화학 조성이, Nb: 0.010 내지 0.500％를 함유하고, 상기 Md30값이, 20 내지 60℃이고, 상기 표층부에 있어서의, 상기 오스테나이트립의 평균 입경이 5.0㎛ 이하이고, 또한, 상기 오스테나이트립의 {110}<112> 방위의 X선 랜덤 강도비가 8.5 이상이어도 된다.
(3) 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 오스테나이트계 스테인리스 강판은, 상기 화학 조성이, 질량％로, Mo: 0.1 내지 2.0％, Cu: 0.1 내지 1.5％, Nb: 0.010 내지 0.500％, V: 0.010 내지 0.150％, Ti: 0.010 내지 0.300％, 및, B: 0.001 내지 0.010％에서 선택되는 1종 이상을 함유해도 된다.
(4) 본 발명의 다른 양태에 관한 오스테나이트계 스테인리스 강판의 제조 방법은, 상기 (1) 내지 (3) 중 어느 것에 기재된 오스테나이트계 스테인리스 강판에, 압연율이 50％ 이하가 되는 조건에서 조질 압연을 행하는 공정을 구비한다.
본 발명의 상기 양태에 의하면, 양호한 연마성을 갖는 오스테나이트계 스테인리스 강판을 공업적으로 안정적으로 얻을 수 있다.
또한, 본 발명의 바람직한 양태에 의하면, 양호한 연마성에 더하여, 양호한 확산 접합성을 갖는 오스테나이트계 스테인리스 강판을 얻을 수 있다.
도 1은 φ2=45° 단면의 ODF를 도시하는 도면이다.
이하, 본 발명의 일 실시 형태에 관한 오스테나이트계 스테인리스 강판(본 실시 형태에 관한 오스테나이트계 스테인리스 강판)의 각 요건에 대하여 상세하게 설명한다.
1. 화학 조성
각 원소의 한정 이유는 하기와 같다. 이하의 설명에 있어서 함유량에 대한 「％」는, 「질량％」를 의미한다. 또한, 「내지」를 사이에 두고 나타내어지는 수치 범위는, 그 양단의 수치를 범위에 포함한다. 한편, 「미만」, 「초과」로 나타내어지는 수치에 대해서는, 그 값을 범위에 포함하지 않는다.
C: 0.005 내지 0.150％
C는, 저렴하게 강판의 강도를 높이는 강력한 고용 강화 원소이다. 그러나, C 함유량이 과잉이면, 조대한 탄화물이 생성되어, 열간 압연 시 또는 냉간 압연 시의 압연 변형 시에 탄화물 주변에서 랜덤한 결정 회전이 발생함으로써 결정 방위가 랜덤화된다. 그 때문에, C 함유량을 0.150％ 이하로 한다. C 함유량은 0.130％ 이하가 바람직하고, 0.120％ 이하가 보다 바람직하다.
한편, C 함유량을 0.005％ 미만으로 하는 것은 제조 비용의 증대를 초래할 뿐이며, 특별한 유효한 효과가 얻어지지 않는다. 따라서, C 함유량은 0.005％ 이상으로 한다. 또한, C는, Nb와 결합하여 미세한 Nb 화합물로서 석출되어, 재결정 및 입성장을 억제하는 효과를 갖는다. 이 효과를 얻는 경우, C 함유량은 0.010％ 이상인 것이 바람직하다.
Si: 1.0％ 이하
Si 함유량이 과잉이면, 조대한 산화물이 형성될 가능성이 높아, 가공성이 저하될 것이 우려된다. 따라서, Si 함유량은 1.0％ 이하로 한다. Si 함유량은 0.6％ 이하인 것이 바람직하다.
한편, Si는, 용제 시의 탈산재로서 사용되고, 또한 강의 강화에도 기여하는 원소이다. 이들 효과를 얻고 싶은 경우에는, Si 함유량은 0.1％ 이상인 것이 바람직하다.
Mn: 1.5％ 이하
Mn은, 강력한 오스테나이트 생성 원소이다. 그 때문에, Mn 함유량이 과잉이면, 냉간 압연 시에 생성되는 가공 유기 마르텐사이트가 적어짐으로써, 최종 어닐링 후의 {110} 면방위로의 집적이 저하된다. 또한, 미세 결정립을 얻을 수 없게 된다. 따라서, Mn 함유량은 1.5％ 이하로 한다. Mn 함유량은 1.2％ 이하가 바람직하다.
한편, Mn은, 열간 가공 시의 취성 파괴의 방지와 강의 강화에 기여하는 원소이다. 상기 효과를 얻고 싶은 경우에는, Mn 함유량은 0.1％ 이상인 것이 바람직하다.
P: 0.10％ 이하
P는 불순물 원소이다. P 함유량이 0.10％를 초과하면, 가공성이 현저하게 열화된다. 그 때문에, P 함유량을 0.10％ 이하로 제한한다. P 함유량은 적은 편이 바람직하므로, 0％여도 된다. 그러나, P 함유량을 0.005％ 미만으로 하는 것은, 비용의 점에서 바람직하지 않다. 그 때문에, P 함유량의 하한을 0.005％로 해도 된다.
S: 0.010％ 이하
S는 불순물 원소이다. S 함유량이 0.010％를 초과하면, 열간 가공 시의 용융 취화의 요인이 된다. 그 때문에, S 함유량을 0.010％ 이하로 제한한다. S 함유량은 적은 편이 바람직하므로, 0％여도 된다. 그러나, S 함유량을 0.001％ 미만으로 하는 것은, 비용의 점에서 바람직하지 않다. 그 때문에, S 함유량의 하한을 0.001％로 해도 된다.
Al: 0.10％ 이하
Al은 불순물 원소이다. Al 함유량이 0.10％를 초과하면, 가공성이 저하됨과 함께, 접합 시에 산화물이 생성되어, 확산 접합성이 저하된다. 그 때문에, Al 함유량을 0.10％ 이하로 제한한다. Al 함유량은 적은 편이 바람직하므로, 0％여도 된다. 그러나, Al 함유량을 0.01％ 미만으로 하는 것은, 비용의 점에서 바람직하지 않다. 그 때문에, Al 함유량의 하한을 0.01％로 해도 된다.
Cr: 15.0 내지 20.0％
Cr은, 스테인리스강의 기본 원소이며, 강재 표면에 산화물층을 형성하여, 내식성을 높이는 작용을 발휘하는 원소이다. 이 효과를 얻기 위해, Cr 함유량을 15.0％ 이상으로 한다. Cr 함유량은 16.0％ 이상인 것이 바람직하다.
한편, Cr은, 강력한 페라이트 안정화 원소이다. 그 때문에, Cr 함유량이 과잉이면, δ 페라이트가 생성된다. 이 δ 페라이트는 소재의 열간 가공성을 열화시킨다. 따라서, Cr 함유량은 20.0％ 이하로 한다. Cr 함유량은 19.0％ 이하인 것이 바람직하다.
Ni: 6.0 내지 15.0％
Ni는, 오스테나이트 생성 원소이며, 실온에서 오스테나이트상을 안정화시키는 작용을 갖는 원소이다. 이 효과를 얻기 위해, Ni 함유량은 6.0％ 이상으로 한다. Ni 함유량은 6.5％ 이상인 것이 바람직하다.
한편, Ni 함유량이 과잉이면, 오스테나이트상이 너무 안정화되어, 냉간 압연 시의 가공 유기 마르텐사이트 변태가 일어나지 않게 됨으로써, {110} 면방위로의 집적이 저하된다. 또한, Ni는 고가의 원소이며, 함유량의 과도한 증대는 비용의 대폭적인 상승을 초래한다. 따라서, Ni 함유량은 15.0％ 이하로 한다. Ni 함유량은 11.0％ 이하가 바람직하고, 9.0％ 이하가 보다 바람직하다.
N: 0.005 내지 0.150％
N은, C와 마찬가지로, 고용 강화 원소이며, 강의 강도 향상에 기여하는 원소이다. 또한, N 함유량을 0.005％ 미만으로 하는 것은 비용의 점에서 바람직하지 않다. 그 때문에, N 함유량을 0.005％ 이상으로 한다.
또한, N은, Nb와 결합하여 미세한 Nb 화합물로서 열간 압연 시 또는 어닐링 시에 석출되어, 재결정 및 입성장을 억제하는 효과가 있다. 이 효과를 얻는 경우, N 함유량은 0.010％ 이상인 것이 바람직하다.
한편, N 함유량이 과잉이면, 강판의 제조 과정에서 조대한 질화물이 다수 생성된다. 이들 조대한 질화물은, 파괴의 기점이 되어, 열간 가공성을 현저하게 열화시키므로, 조대한 질화물이 다수 생성되면 제조가 곤란해진다. 또한, N은 C와 마찬가지로, 강력한 오스테나이트 안정화 원소이기도 하며, N 함유량이 과잉이면, 결정립 미세화에 필요한 가공 유기 변태가 일어나지 않게 된다. 따라서, N 함유량은 0.150％ 이하로 한다. N 함유량은 0.130％ 이하가 바람직하고, 0.120％ 이하가 보다 바람직하다.
본 실시 형태에 관한 오스테나이트계 스테인리스 강판은, 그 화학 조성이, 상기 원소를 함유하고, 잔부는 Fe 및 불순물인 것을 기본으로 한다. 그러나, 각종 특성을 향상시키기 위해, Mo, Cu, Nb, V, Ti, B에서 선택되는 1종 이상을 후술하는 범위에서 함유해도 된다. 단, 이들 원소는 반드시 함유하지는 않아도 되므로, 그 하한은 0％이다.
여기서 「불순물」이란, 강을 공업적으로 제조할 때, 광석, 스크랩 등의 원료, 제조 공정의 다양한 요인에 의해 혼입되는 성분이며, 본 실시 형태에 관한 오스테나이트계 스테인리스 강판에 악영향을 주지 않는 범위에서 허용되는 것을 의미한다.
Mo: 0 내지 2.0％
Mo는, 재료의 내식성을 향상시키는 원소이다. 그 때문에, 필요에 따라서 함유시켜도 된다. 상기 효과를 얻고 싶은 경우에는, Mo 함유량은 0.1％ 이상인 것이 바람직하다.
한편, Mo는 매우 고가의 원소이며, 함유량의 과도한 증대는 비용의 대폭적인 상승을 초래한다. 따라서, 함유시키는 경우에도, Mo 함유량은 2.0％ 이하로 한다. Mo 함유량은 1.0％ 이하가 바람직하다.
Cu: 0 내지 1.5％
Cu는, 오스테나이트 생성 원소이며, 오스테나이트상의 안정도의 조정에 유효한 원소이다. 그 때문에, 필요에 따라서 함유시켜도 된다. 상기 효과를 얻고 싶은 경우에는, Cu 함유량은 0.1％ 이상인 것이 바람직하다.
한편, Cu 함유량이 과잉이면, 제조 과정에서 Cu가 입계에 편석된다. 이와 같은 입계 편석은, 열간 가공성을 현저하게 열화시키는 원인이 되므로, Cu가 입계에 편석되면 제조가 곤란해진다. 따라서, 함유시키는 경우에도, Cu 함유량은 1.5％ 이하로 한다. Cu 함유량은 1.0％ 이하가 바람직하다.
Nb: 0 내지 0.500％
Nb는, 어닐링 시에 미세한 탄화물 또는 질화물을 생성하는 원소이다. 이들 미세한 탄화물 또는 질화물은, 피닝 효과에 의해 결정의 입성장을 억제하므로, Nb는 소재의 결정립의 미세화에 유효한 원소이다. 또한, Nb는 고용되어, 또는 탄질화물로서 열간 가공 중의 재결정을 억제함으로써, 오스테나이트의 가공 집합 조직을 발달시키는 원소이다. 그 때문에, 함유시켜도 된다.
오스테나이트립의 평균 입경을 5.0㎛ 이하, 오스테나이트립의 {110}<112> 방위의 X선 랜덤 강도비를 8.5 이상으로 하는 경우, Nb 함유량을 0.010％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Nb 함유량은 0.030％ 이상이 보다 바람직하고, 0.040％ 이상이 더욱 바람직하다.
한편, Nb 함유량이 과잉이면, 재결정이 억제되어, 어닐링 후에 미재결정부가 다량으로 잔존하는 것 외에, 열간 가공성이 열화된다. 또한, Nb는 매우 고가의 원소이며, 함유량의 과도한 증대는 비용의 대폭적인 상승을 초래한다.
그 때문에, 함유시키는 경우에도, Nb 함유량은 0.500％ 이하로 한다. Nb 함유량은 0.300％ 이하가 바람직하고, 0.200％ 이하가 보다 바람직하다.
V: 0 내지 0.150％
Ti: 0 내지 0.300％
V 및 Ti는, 어느 것이나 모두 재결정을 억제하여, 바람직한 집합 조직을 강화하고, 결정립을 세립화하는 효과를 갖는 원소이다. 이 때문에, 필요에 따라서 이들에서 선택되는 1종 이상을 함유시켜도 된다. 상기 효과를 얻기 위해서는, V: 0.010％ 이상, Ti: 0.010％ 이상에서 선택되는 1종 이상을 함유시키는 것이 바람직하다.
한편, 상기 원소를 과잉으로 함유시키면, 가공성이 열화된다. 이 때문에, 함유시키는 경우에도, V 함유량을 0.150％ 이하, Ti 함유량을 0.300％ 이하로 한다.
B: 0 내지 0.010％
B는, 입계를 강화하는 원소이며, 열간 가공성의 개선에 기여하는 원소이다. 그 때문에, 필요에 따라서 함유시켜도 된다. 상기 효과를 얻기 위해서는, B 함유량은 0.001％ 이상인 것이 바람직하다.
한편, B를 과잉으로 함유시키면, 오히려 가공성이 열화된다. 따라서, 함유시키는 경우에도, B 함유량은 0.010％ 이하로 한다.
본 실시 형태에 관한 오스테나이트계 스테인리스 강판의 화학 조성은, 상술한 바와 같이, 필수 원소를 함유하고, 잔부는 Fe 및 불순물이거나, 필수 원소를 함유하고, 임의 원소를 1종 이상 함유하고 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어진다. 「불순물」로서는, 예를 들어 상술한 P, S, Al에 더하여, Ca, Mg, Zr, Sn, Pb, W 등이 예시된다. P, S, Al을 제외한 Ca, Mg, Zr, Sn, Pb, W 등의 불순물 원소의 총량은, 0.10％ 이하인 것이 바람직하다.
Md30값: 60℃ 이하
Md30값이란, 본 실시 형태에 관한 오스테나이트계 스테인리스 강판 등에 있어서의, 오스테나이트의 안정성을 나타내는 지표이며, 화학 조성으로부터 산출되는, 압하율 30％의 압연을 실시하였을 때 가공 유기 마르텐사이트가 50체적％ 생성되는 온도에 상당한다고 생각되는 값이다. Md30값이 60℃를 초과하면, 열처리 시에 역변태한 오스테나이트가, 냉각 과정 또는 조질 압연에서 다시 마르텐사이트가 되는 경우가 있다. 이 경우, 오스테나이트량이 저감되고, 결과로서 {110} 면방위를 갖는 입자의 면적률도 저감되어 버린다.
따라서, 하기 (i)식에 의해 구해지는 Md30값은 60℃ 이하로 한다. Md30값은 55℃ 이하인 것이 바람직하고, 50℃ 이하인 것이 보다 바람직하다.
Figure pct00002
단, 상기 식 중의 원소 기호는, 각 원소의 강 중 함유량(질량％)을 나타내고, 함유되지 않는 경우에는 0을 대입하는 것으로 한다.
Md30값이 20℃ 이상이면, 냉간 압연 시에 있어서의 오스테나이트로부터 가공 유기 마르텐사이트(마르텐사이트)로의 변태와, 그 후의 열처리에 있어서의 가공 유기 마르텐사이트로부터 오스테나이트로의 역변태를 활용함으로써, 미세 결정립이 얻어진다. 또한, {100} 면방위, 특히 {110}<112> 방위의 발달에 유리하다.
그 때문에, 오스테나이트립의 평균 입경을 5.0㎛ 이하, 또한, 오스테나이트립의 {110}<112> 방위의 X선 랜덤 강도비를 8.5 이상으로 하는 경우에는, Md30값을 20 내지 60℃로 하는 것이 바람직하다. Md30값은 25℃ 이상이 보다 바람직하고, 30℃ 이상이 더욱 바람직하다.
2. 금속 조직
양호한 연마성을 얻기 위해서는, 강판의 표층부에 있어서의 금속 조직의 제어가 중요해진다. 구체적으로는, 강판의 표층부에 있어서의 마르텐사이트 및 {110} 면방위를 갖는 오스테나이트립의 면적률을, 이하에 나타내는 범위로 조정할 필요가 있다. 각각의 규정에 대하여 상세하게 설명한다. 본 실시 형태에 있어서, 강판의 표층부란, 표면으로부터 판 두께 방향으로 판 두께의 1/10의 위치까지의 영역을 의미한다.
표층부에 있어서의 마르텐사이트의 면적률: 5.0％ 이하
마르텐사이트는 경질의 조직이다. 그 때문에, 연마 전의 제조 단계에서 강판의 표층부에 마르텐사이트가 과잉으로 존재하면, 연마성이 열화된다. 또한, 마르텐사이트의 면적률이 높아지면 상대적으로 오스테나이트의 {110} 면방위를 갖는 입자의 면적률이 저하된다. 그 때문에, 강판의 표층부에 있어서의 마르텐사이트의 면적률은 5.0％ 이하로 한다. 상기 면적률은 4.0％ 이하인 것이 바람직하고, 3.0％ 이하인 것이 보다 바람직하다.
또한, 강판의 표층부에 마르텐사이트가 많으면, 확산 접합 또는 레이저 가공 등에 의해 열이 가해졌을 때, 마르텐사이트가 오스테나이트상으로 변태되어, 강판의 평탄도가 저하됨으로써 확산 접합성이 저하된다. 게다가, 강판의 표층부에 마르텐사이트가 많으면, 오스테나이트상의 면적률이 저감되므로 {110}<112> 방위를 갖는 입자의 조직 전체에 차지하는 분율도 저하된다. 그 때문에, 확산 접합성의 관점에서도, 표층부에 있어서의 마르텐사이트의 면적률은, 5.0％ 이하인 것이 바람직하다.
본 실시 형태에 관한 오스테나이트계 스테인리스 강판에 있어서, 마르텐사이트 이외의 조직은 실질적으로 오스테나이트이다.
표층부의 마르텐사이트의 면적률은, 이하의 수순에 의해 구한다.
먼저, 소재를 전해 연마 또는 화학 연마한 100㎛×100㎛ 이상의 면적의 강판 표면과 평행한 면에 대하여, fcc 구조 및 bcc 구조를 결정 구조로서 선택하여, EBSD로 측정을 실시한다. 그리고, fcc 구조로 판별되지 않는, 즉 bcc 결정 구조를 갖는 영역, 또는 고변형으로 측정 불가능한 영역(단, 모두 입계와 같은 선상의 영역은 포함하지 않음)을 마르텐사이트로 간주하고, 그 면적률을 구한다.
샘플을 제작할 때 콜로이달 실리카와 같은 연마제로의 마무리 연마를 행하면, 표층의 오스테나이트상이 가공 유기 마르텐사이트 변태를 일으킬 우려가 있다. 그 때문에, 반드시 전해 연마 또는 화학 연마로 샘플 제작을 행한다. 또한, 표면으로부터 판 두께 방향으로 판 두께의 1/10의 위치까지의 영역인 표층부를 관찰하기 위해, 연마되는 양은 판 두께에 대하여 1/10 두께까지로 한다.
표층부에 있어서의 {110} 면방위를 갖는 오스테나이트립의 면적률: 50％ 이상
{110} 면방위는, 오스테나이트의 압연 가공 집합 조직의 대표적인 주 방위이다. 본 실시 형태에 관한 오스테나이트계 스테인리스 강판의 표층부에 있어서의, 상기 면방위를 갖는 오스테나이트립의 면적률을 50％ 이상으로 함으로써 양호한 연마성이 확보된다. 상기 면방위를 갖는 오스테나이트립의 면적률은 52％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 55％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다. 상한은 특별히 설정하지 않지만, 상기 면방위를 갖는 오스테나이트립의 면적률이 85％를 초과하면, 인성이 저하되므로, 85％를 상한으로 하는 것이 바람직하다.
표층부에 있어서의 {110} 면방위를 갖는 오스테나이트립의 면적률은, 이하의 방법에 의해 구할 수 있다.
먼저, 전술한 방법으로 제작한 소재의 표층부에 있어서, 500㎛×500㎛ 이상의 면적의 영역을 EBSD로 측정한다. 그리고, 결정 구조가 fcc이고 또한 15° 이상의 입계로 둘러싸인 영역을 오스테나이트립으로 간주한다. {110} 면방위란, 엄밀하게는 강판의 표면에 수직인 벡터에 대하여, <110>축이 평행(=표면에 수직인 벡터와의 각도차 0)한 결정 방위를 갖지만, 본 실시 형태에 있어서는 0 내지 15°의 각도차를 허용하는 것으로 한다. 오스테나이트립 중에서 {110} 면방위를 갖는 입자의 면적의 합계를, 측정 면적으로 제산하여, 100배한 값을 {110} 면방위를 갖는 오스테나이트립의 면적률(％)이라 한다.
표층부에 있어서의 오스테나이트립의 평균 입경: 5.0㎛ 이하
표층부의 오스테나이트립의 평균 입경을 5.0㎛ 이하로 함으로써, 단위 면적당의 결정립수가 증가되고, {110}<112> 방위를 갖는 입자의 존재 빈도가 평균화되므로, 확산 접합성이 향상된다고 생각된다. 또한, 오스테나이트립의 평균 입경이 5.0㎛ 이하이면, 에칭 가공 등을 행하는 경우, 가공면이 평활해진다.
따라서, 확산 접합성을 향상시키는 경우, 표층부에 있어서의 오스테나이트립의 평균 입경을 5.0㎛ 이하로 하는 것이 바람직하다.
오스테나이트립의 평균 입경은, 이하의 수순에 의해 산출한다.
먼저, 전술한 방법으로 제작한 소재의 표층부에 있어서, 100㎛×100㎛ 이상의 면적을 EBSD로 측정하고, fcc 구조로 판별된 영역 중, 방위차 15° 이상의 경계로 둘러싸인 영역을 1개의 결정립으로 간주하고, 소정의 면적 중에 포함되는 결정립의 수로부터 결정립 1개당의 평균 면적 S를 산출한다.
그리고, 평균 면적으로부터, 하기 식 (iii)에 의해 오스테나이트립의 평균 입경 D를 산출한다.
Figure pct00003
{110}<112> 방위의 X선 랜덤 강도비: 8.5 이상
{110}<112> 방위는, 오스테나이트의 압연 가공 집합 조직의 대표적인 주 방위이다. 강판의 표층부(접합면)에서의 동 방위로의 집적을 8.5 이상으로 함으로써, 높은 확산 접합성이 확보된다. 그 때문에, 확산 접합성을 향상시키는 경우, {110}<112> 방위의 X선 랜덤 강도비를 8.5 이상으로 하는 것이 바람직하다. {110}<112> 방위의 X선 랜덤 강도비는 9.0 이상으로 하는 것이 보다 바람직하고, 10.0 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다. {110}<112> 방위의 X선 랜덤 강도비의 상한은 특별히 설정하지 않지만, X선 랜덤 강도비가 20.0을 초과하면, 인접하는 결정립과의 방위차 15° 이상을 만족시킬 수 없게 되어, 유효한 결정립계로서 작용하지 않게 되므로, 이 값을 상한으로 하는 것이 바람직하다.
{110}<112> 방위의 X선 랜덤 강도비는, X선 회절에 의해 측정되는 {200}, {311}, {220} 극점도 중, 복수의 극점도를 기초로 급수 전개법으로 계산한, 3차원 집합 조직을 나타내는 결정 방위 분포 함수(Orientation Distribution Function, ODF라 함)로부터 구하면 된다. 본 실시 형태에 있어서의 X선 랜덤 강도비란, 특정 방위로의 집적을 갖지 않는 표준 시료와 공시재의 X선 강도를 동 조건에서 X선 회절법 등에 의해 측정하고, 얻어진 공시재의 X선 강도를 표준 시료의 X선 강도로 제산한 수치이다. 표준 시료는 {200}, {311}, {220} 중 어느 면 측정에 있어서도 특정 집적을 갖지 않는 것을 사용한다. 표준 시료의 제작 방법은 규정되지 않지만, Fe-C, Fe-Ni, Fe-Cr 등의 Fe기로, 실온에서 안정적으로 fcc 결정 구조를 갖는 금속의 분말을 압축, 소결하여 제작하는 것이 일반적이다.
도 1에, 상술한 결정 방위가 표시되는 φ2=45° 단면의 ODF를 도시한다. {110}<112> 방위는 엄밀하게는 φ1=55°, Φ=90°로 표기되는 방위를 가리킨다. 그러나, 시험편 가공 및 시료의 세팅에 기인하는 측정 오차가 발생하는 경우가 있으므로, φ1=50 내지 60°, Φ=85 내지 90°의 범위의 최댓값을, 이 방위의 강도비로서 대표시킨다.
여기서, 결정의 방위는, 통상, 판면에 수직인 방위를 (hkl) 또는 {hkl}, 압연 방향에 평행한 방위를 [uvw] 또는 <uvw>로 표시한다. {hkl}, <uvw>는, 등가의 면의 총칭이며, (hkl), [uvw]는, 개개의 결정면을 가리킨다. 즉, 본 실시 형태에 있어서는 fcc 구조를 대상으로 하고 있기 때문에, 예를 들어 111, (-111), (1-11), (11-1), (-1-11), (-11-1), (1-1-1), (-1-1-1)면은 등가이며, 구별이 되지 않는다.
이와 같은 경우, 이들 방위를 총칭하여 {111}이라 칭한다.
ODF는, 대칭성이 낮은 결정 구조의 방위 표시에도 사용되기 때문에, 일반적으로는 φ1=0 내지 360°, Φ=0 내지 180°, φ2=0 내지 360°로 표시되고, 개개의 방위가 (hkl), [uvw]로 표시된다. 그러나, 본 발명에서는, 대칭성이 높은 fcc 결정 구조를 대상으로 하고 있기 때문에, Φ와 φ2에 대해서는 0 내지 90°의 범위에서 표시된다. 또한, φ1은, 계산을 행할 때 변형에 의한 대칭성을 고려할지 여부에 따라, 그 범위가 변화되지만, 본 발명에 있어서는, 대칭성을 고려하여 φ1=0 내지 90°로 표기한다. 즉, φ1=0 내지 360°에서의 동일 방위의 평균값을, 0 내지 90°의 ODF 상에 표기하는 방식을 선택한다. 이 경우에는, (hkl), [uvw]와 {hkl}<uvw>는 동의이다.
따라서, 예를 들어 도 1에 도시한 φ2=45° 단면에 있어서의 ODF의, (110)[1-12]의 X선 랜덤 강도비는, {110}<112> 방위의 X선 랜덤 강도비와 동의이다.
또한, X선 회절용 시료의 제작은, 다음과 같이 하여 행한다.
확산 접합성을 향상시키는 경우, 접합면이 되는 표층부의 X선 랜덤 강도비가 중요해진다. X선 측정을 위해서는 측정면의 평탄도를 내기 위해, 또는 변형 제거를 위해, 다소의 기계 연마, 화학 연마, 전해 연마가 필요해진다. 따라서, 강판의 표면으로부터 판 두께의 1/10 위치까지의 표층부가 측정면이 되도록 조정을 행한다.
또한, X선 회절에 의한 측정이 곤란한 경우에는, EBSD(Electron Back Scattering Pattern)법 또는 ECP(Electron Channeling Pattern)법에 의해, 통계적으로 충분한 수의 측정을 행해도 된다.
본 실시 형태에 관한 오스테나이트계 스테인리스 강판의 판 두께는, 한정되지는 않지만, 예를 들어 0.5㎜ 이하이다.
3. 제조 방법
본 실시 형태에 관한 오스테나이트계 스테인리스 강판의 제조 방법에 대해서는 특별히 제한은 설정하지 않지만, 이하에 나타내는 방법에 의해 제조하는 것이 가능하다. 본 실시 형태에 관한 오스테나이트계 스테인리스 강판의 제조 방법에서는, 동 강을 상법에 의해 용제, 주조하여, 열간 압연에 제공하는 강편을 얻는다. 이 강편은, 강괴를 단조 또는 압연한 것이어도 되지만, 생산성의 관점에서, 연속 주조에 의해 강편을 제조하는 것이 바람직하다. 또한, 박슬래브 캐스터 등을 사용하여 제조해도 된다.
얻어진 강편에 대하여, 이하에 나타내는 공정을 포함하는 제조 방법을 적용함으로써, 본 실시 형태에 관한 오스테나이트계 스테인리스 강판을 제조할 수 있다.
(a) 가열 공정
통상, 강편은 주조 후, 냉각되고, 열간 압연을 행하기 위해, 다시, 가열된다. 본 실시 형태에 관한 오스테나이트계 스테인리스 강판의 제조 방법에서는, 열간 압연을 행할 때의 강편의 가열 온도는 1150℃ 이상으로 한다. 이것은, 가열 온도가 1150℃ 미만이 되면, 조대한 탄질화물이 녹지 않고 남아, 열간 가공 중의 균열의 기점이 될 가능성이 있음과 함께, 열연 중의 집합 조직의 랜덤화가 촉진(바람직한 집합 조직의 형성이 억제)되기 때문이다. 가열 온도는 1170℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 가열 온도의 상한은 특별히 규정되지 않지만, 1400℃ 초과로 가열하는 것은 생산성의 저하로 이어짐과 함께, 통상의 압연에서는 발달하지 않는 방위의 성장을 초래할 우려가 있다. 그 때문에, 1400℃를 상한으로 하는 것이 바람직하다.
용제한 강을 주조 후, 1150℃ 미만의 온도로 내려가기 전에 열간 압연을 행하는(재가열을 행하지 않는) 연속 주조-직접 압연(CC-DR)과 같은 프로세스를 채용해도 된다.
(b) 열간 압연 공정
본 실시 형태에 관한 오스테나이트계 스테인리스 강판의 제조 방법에 있어서는, 가열된 강편에 대해, 열간 압연을 행한다. 그때, 880 내지 1000℃의 온도 영역에서 열간 압연을 종료한다. 열간 압연의 종료 온도가 880℃ 미만이면, 변형 저항이 너무 높아져 생산성이 현저하게 저해됨과 함께, 열연판의 표층부의 전단층의 발달이 촉진된다. 종료 온도는 900℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
한편, 열간 압연의 종료 온도가 1000℃ 초과로 되면 모든 압연 패스에서 재결정이 발생함으로써 열연 후의 강판에 있어서 집합 조직의 집적도가 저하(조직이 랜덤화)되어, 표층부의 {110} 면방위를 갖는 오스테나이트립의 면적률이 저감된다. 또한, 표층부에서의 {110}<112> 방위의 X선 랜덤 강도비도 저하된다. 그 때문에, 열간 압연 종료 온도를 1000℃ 이하로 한다. 종료 온도는 980℃ 이하로 하는 것이 바람직하고, 950℃ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.
또한, 열간 압연 공정에서는, 최종 2패스에 있어서, 하기 (ii)식에 의해 구해지는 형상비 L을 모두 4.5 이하로 한다. 최종 2패스의 형상비 중 적어도 한쪽이 4.5 초과로 되면, 강판과 압연롤 사이의 마찰에 의해 열연판의 표층부에 전단층이라 불리는 판 두께 중심층과 결정 방위가 다른 층이 형성된다. 전단층에는 {110} 면방위가 포함되지 않으므로, 열연의 단계에서 전단층이 발달하면 {110} 면방위를 갖는 오스테나이트립의 면적률도 저감되어 버린다. 또한, 전단층에는 {110}<112> 방위도 포함되지 않으므로 표층부의 {110}<112>도 저감되어 버린다. 형상비 L은 4.2 이하로 하는 것이 바람직하고, 4.0 미만으로 하는 것이 보다 바람직하다. 형상비 L의 하한은 특별히 설정하지 않지만, 2.5 미만으로 하면 열연판의 판 두께가 두꺼워져, 냉간 압연의 부하가 높아진다. 그 때문에, 최종 2패스에 있어서, 어느 것이나 모두 형상비는 2.5 이상으로 하는 것이 바람직하다. 형상비 L은 2.8 이상이 보다 바람직하고, 3.0 이상이 더욱 바람직하다.
Figure pct00004
단, 식 중에 있어서의 기호의 의미는 이하와 같다.
L: 당해 패스에서의 형상비
R: 당해 패스에서의 롤 반경(㎜)
tin: 당해 패스에서의 입측 판 두께(㎜)
tout: 당해 패스에서의 출측 판 두께(㎜)
(c) 권취 공정
상기 조건에서 열간 압연을 종료한 강판(열연판)을, 900℃ 이하의 온도 범위에서 권취한다. 권취 온도가 900℃ 초과로 되면 권취 중에 재결정이 진행되어, 바람직한 집합 조직이 약해진다. 권취 온도는 880℃ 이하가 바람직하고, 850℃ 이하가 보다 바람직하다.
권취 온도의 하한은 특별히 규정되지 않지만, 권취 온도를 550℃ 미만으로 해도 특별한 효과가 얻어지지 않을 뿐만 아니라, 코일의 강도가 높아져 되감기가 곤란해진다. 그 때문에 권취 온도는 550℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
상기 열간 압연을 완료한 후, 일반적인 공정과 마찬가지로 냉간 압연과 어닐링을 1회 내지 복수회 반복하여 강판을 제조한다. 그때, 각각의 최종 공정만을 후술하는 바와 같이 한정한다. 최종 공정 이외에 대해서는, 특별히 한정되지는 않지만, 최종 이외의 어닐링(중간 어닐링)의 일반적인 온도는 900 내지 1100℃이다.
(d) 최종 냉간 압연 공정
최종 냉간 압연의 압연율(압하율)이 40％ 미만인 경우, 가공 집합 조직이 형성되지 않아, {110} 면방위가 발달하지 않는다. 그 때문에, 최종 냉간 압연의 압연율을 40％ 이상으로 한다. 또한, 압연율이 40％ 미만인 경우, 냉간 압연 중의 마르텐사이트 변태가 충분히 일어나지 않고, 그 후의 어닐링 중의 역변태에 의한 세립화가 일어나지 않는다. 그 때문에, 오스테나이트 입경을 작게 하는 관점에서도, 압연율을 40％ 이상으로 한다. 압연율은 45％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 50％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다.
한편, 압연율이 90％ 초과로 되면 통상의 압연과 다른 방위가 발달하여 {110} 면방위를 갖는 오스테나이트립의 면적률이 저감되는 것에 더하여, 장치에 대한 부하도 매우 높아진다. 따라서, 압연율을 90％ 이하로 한다. 압연율은 85％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 80％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.
또한, 최종 냉간 압연 공정에서의 압연롤의 롤 직경이 작으면, 강판과 압연롤 사이의 마찰에 의해 강판의 표층부에 전단층이 형성되어, {110} 면방위와는 다른 방위가 발달한다. 그 때문에, 최종 냉간 압연 공정에서의 압연롤의 롤 직경은 80㎜ 이상으로 한다. 상기 롤 직경은 90㎜ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 100㎜ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다.
(e) 최종 어닐링 공정
최종 어닐링의 도달 온도가 600℃ 미만이면, 가공 α 조직이 잔존하여, {110} 면방위를 갖는 오스테나이트립의 비율이 저하된다. 그 때문에 연마성을 확보할 수 없다. 또한, 최종 어닐링 도달 온도가 600℃ 미만이면, 역변태가 발생하지 않아, 오스테나이트립의 평균이 입경 5.0㎛를 초과한다. 따라서, 최종 어닐링에 있어서의 도달 온도는 600℃ 이상으로 한다. 최종 어닐링 도달 온도는 650℃ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 700℃ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다.
한편, 최종 어닐링의 도달 온도를 1000℃ 초과로 하면, 입성장이 촉진되어, 입경이 조대화되어 인성이 저하됨과 함께, {110} 면방위 이외의 방위가 발달한다. 또한, {110}<112> 방위의 X선 랜덤 강도비도 저하된다. 따라서, 최종 어닐링에 있어서의 도달 온도는 1000℃ 이하로 한다. 최종 어닐링의 도달 온도는 980℃ 이하로 하는 것이 바람직하고, 970℃ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.
어닐링 온도(도달 온도)에 있어서의 유지 시간은 60초 이하로 한다. 60초 초과 유지하면 집합 조직의 랜덤화, 및 입경의 조대화의 원인이 된다. 이 관점에서는, 유지 시간은 30초 이하가 바람직하고, 10초 이하가 보다 바람직하다.
상기 제조 조건에 더하여 열연판에 냉간 압연 전에 어닐링(중간 어닐링)을 실시해도 된다. 냉간 압연 전의 어닐링 온도는 600 내지 1000℃로 하는 것이 바람직하다. 이것은, 600℃ 미만이면 열연판이 충분히 연화되지 않아, 냉간 압연 시의 가공의 부하가 높아지기 때문이고, 1000℃를 초과하면, 입경이 조대화됨과 함께, 정적 재결정이 진행되어 조직이 랜덤화되기 때문이다.
최종 어닐링 후에 강판의 기계적 특성의 조정을 목적으로 하는 냉간 압연(조질 압연) 및, 계속해서, 판의 형상 변화의 원인이 되는 잔류 응력의 저감(응력 제거)과 γ 모상으로의 역변태를 목적으로 한 열처리를 실시해도 된다. 이들 공정에 의해, 오스테나이트계 스테인리스 강판의 기계적 성질을 바람직한 범위로 조정할 수 있다.
조질 압연을 행하는 경우, 압연율은 50％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 이것은, 압연율이 50％ 이하이면, JIS 규격(G4305) 등에 규정되는 필요한 기계적 성질로 조정 가능하기 때문이다. 열처리를 행하는 경우, 열처리 온도는 600℃ 내지 900℃로 하는 것이 바람직하고, 650 내지 850℃로 하는 것이 보다 바람직하다. 이것은, 600℃ 미만이면 응력 제거의 효과가 얻어지지 않아, 역변태가 발생하지 않기 때문이다. 또한, 900℃를 초과하는 온도에서는, 냉간 압연에서의 성능 조정의 효과가 소실되기 때문이다.
실시예
이하, 실시예에 의해 본 발명을 보다 구체적으로 설명하지만, 본 발명은 이들 실시예에 한정되는 것은 아니다.
<실시예 1>
표 1에 나타내는 화학 조성을 갖는 강을 용제하여 강편을 제조하고, 이 강편을 가열하여, 열간에서 조압연을 행한 후, 계속해서 표 2-1, 표 2-2에 나타내는 조건에서 마무리 압연을 행하였다. 표 2-1, 표 2-2에 있어서, SRT(℃)는 강편의 가열 온도, L1은 최종 패스보다 하나 앞의 패스에서의 형상비, L2는 최종 패스에서의 형상비, FT(℃)는 마무리 압연의 최종 패스 후, 즉 마무리 출측의 온도를 나타낸다. CT(℃)는 권취 온도를 나타낸다.
열간 압연 후에는 산세를 행하고, 압하율 60％의 중간 냉연(중간 냉간 압연), 1050℃에서 20분 유지하는 중간 어닐링을 행한 후, 최종 냉간 압연을 실시하여 0.2㎜의 두께의 강판을 얻었다. CR(％)은 최종 냉간 압연의 압연율을 나타낸다. 그 후, AT(℃)에서 나타낸 도달 온도까지 승온하는 어닐링을 실시하였다.
[표 1]
Figure pct00005
[표 2-1]
Figure pct00006
[표 2-2]
Figure pct00007
얻어진 오스테나이트계 스테인리스 강판에 대하여, 표층부의, 마르텐사이트(α') 면적률, 오스테나이트립(γ)의 평균 입경, {110} 면방위를 갖는 오스테나이트립의 면적률, {110}<112> 방위의 X선 랜덤 강도비에 대하여 측정하였다.
표층부에 있어서의 오스테나이트립의 평균 입경 및 마르텐사이트의 면적률은, 이하의 방법에 의해 측정하였다. 먼저, 500㎛×500㎛의 면적의, 강판 표면으로부터 판 두께 방향으로 판 두께의 1/10의 위치의 강판 표면과 평행한 면에 대하여, EBSD로 측정하였다. 그리고, fcc 구조로 판별된 영역 중, 방위차 15° 이상의 경계로 둘러싸인 영역을 1개의 결정립으로 간주하고, 소정의 면적 중에 포함되는 결정립의 수로부터 결정립 1개당의 평균 면적 S를 산출하였다. 평균 면적으로부터, 상기 식 (iii)에 의해 오스테나이트립의 평균 입경 D를 산출하였다.
또한 fcc 구조로 판별되지 않은, 즉 bcc 결정 구조를 갖는 영역 또는 고변형으로 측정 불가능한 영역을 마르텐사이트로 간주하고(단, 모두 입계와 같은 선상의 영역은 대상 외로 함), 그 면적률을 구하였다.
마르텐사이트의 면적률(α' 면적률) 및 오스테나이트립의 평균 입경(γ 입경)은, 최종 어닐링 후의 평균값을 나타낸다.
표층부의 {110} 면방위를 갖는 오스테나이트립의 면적률({110}면 γ 면적률)은, 이하와 같이 하여 측정하였다.
먼저, 상기와 마찬가지의 강판 표면과 평행한 면에 대하여, 500㎛×500㎛의 면적의 영역을 EBSD로 측정하였다. 그리고, 결정 구조가 fcc이고 또한 15° 이상의 입계로 둘러싸인 영역을 오스테나이트립으로 간주하고, 그 중, 강판의 표면에 수직인 벡터에 대하여, <110>축이 0 내지 15°를 향하는 결정 방위를 갖는 입자를, {110} 면방위를 갖는 오스테나이트립으로 하였다. 그리고, {110} 면방위를 갖는 입자의 면적의 합계를 측정 면적으로 제산하여 100배한 값을, {110} 면방위를 갖는 오스테나이트립의 면적률로 하였다.
강판의 표층부의 {110}<112> 방위의 X선 랜덤 강도비({110}<112> X선 랜덤 강도비)는, 이하와 같이 하여 측정하였다.
먼저, 강판을 기계 연마 및 버프 연마한 후, 또한 전해 연마하여 변형을 제거하여, 강판의 표면으로부터 판 두께의 1/10의 강판 표면과 평행한 면이 측정면이 되도록 조정한 시료를 사용하여 X선 회절을 행하였다. 특정 방위로의 집적을 갖지 않는 표준 시료의 X선 회절도 동 조건에서 행하였다.
X선 회절에 의해 얻어진 {200}, {311}, {220} 극점도를 기초로, 급수 전개법으로 ODF를 얻었다. 그리고, 이 ODF로부터 X선 랜덤 강도비를 결정하였다. 표층부의 X선 회절은, 강판의 표측을 측정하였다.
상기 오스테나이트계 스테인리스 강판에 대하여, 연마성을 평가하였다.
연마성은 이하와 같이 평가하였다.
상기 오스테나이트계 스테인리스 강판으로부터, 길이 100㎜, 폭 150㎜, 두께 0.2㎜의 시험편을 채취한 후, 채취한 시험편에 대하여 면압 8.0N/㎠, 지립 #400의 알루미나, 회전 속도 300rpm, 연마 시간 10초의 조건에서 연마를 행하였다. 그리고, 연마 후의 조도 Ra를 JIS B 0601:2013에 준거하여 측정하였다. 본 실시예에서는 연마 후의 조도 Ra가 0.050㎛ 이하가 되는 경우에, 오스테나이트계 스테인리스 강판의 연마성이 양호하다고 판단하였다.
또한, 상기 오스테나이트계 스테인리스 강판에 대하여, 이하와 같이, 확산 접합성을 평가하였다.
상기 오스테나이트계 스테인리스 강판으로부터 채취한 50㎜×50㎜(×두께)의 강판을 2매 중첩한 후, 30㎫의 응력을 부여하고, 900℃에서 30초간 유지하여 확산 접합을 실시하였다. 그 후, 초음파 탐상에 의해 확산 접합부의 공극을 평가로 하였다.
확산 접합부에 대하여 투과법에 의한 평가를 행하여, 투과 펄스 높이가 25％ 이상인 위치를 확산 접합부, 25％ 미만인 위치를 공극부로서 판단하고, 확산 접합부의 면적률을 산출하였다.
본 실시예에서는 확산 접합부의 면적률이 70％ 이상이 되는 경우에, 오스테나이트계 스테인리스 강판의 확산 접합성이 양호하다고 판단하였다.
투과법은, 송신용 탐촉자로부터 발신되는 초음파가 측정 대상물 중을 통과하여 수신용 탐촉자에 수신되는 과정에 있어서, 측정 대상물 중의 결함에 의한 산란 등의 원인에 의해 초음파가 감쇠하는 정도로부터, 측정 대상물 내부의 결함의 크기 및 정도를 파악하는 방법이다. 발신한 초음파의 펄스에 비해 측정 대상물을 경과하여 수신한 투과 펄스 높이가 어느 정도인지를 측정한다. 수신한 투과 펄스 높이가 100％에 가까울수록 측정 대상물 중의 결함이 적어, 양호한 확산 접합이 이루어져 있고, 수신한 투과 펄스 높이가 작을수록 접합이 불량하다고 평가한다.
본 실시예에서는, 접촉 매질로서 수돗물을 사용하고, 0.4㎜ 두께의 오스테나이트계 스테인리스 강판, 바람직하게는, 본원 화학 조성 범위의 오스테나이트계 스테인리스 강판을 교정용 시험편으로서 사용하여 초음파 탐촉자의 진동자 직경이 0.5㎜가 되도록 조정을 행한 후에, 측정 대상의 종횡의 각각에 대해 0.2㎜ 피치로 투과 펄스를 측정하였다.
표 2-1, 표 2-2에 나타내는 결과로부터 명확해지는 바와 같이, 본 발명예(시험 No.1 내지 3, 5, 7, 9, 11, 13, 15, 17, 22, 24, 26, 28, 31, 33, 35, 37, 39, 44)에서는, 마르텐사이트의 면적률이 저감되고, 또한 {110} 면방위가 발달하였기 때문에, 연마성이 우수하였다.
또한, 그 중에서도, 시험 No.3, 9, 13, 22, 24, 26, 28, 31, 33, 35, 37, 39, 44에 대해서는, 또한 오스테나이트립의 평균 입경이 작고, 오스테나이트립의 {110}<112> 방위의 X선 랜덤 강도비가 높았으므로, 확산 접합성도 우수하였다.
한편, 시험 No.18 내지 21, 41, 43은, 화학 조성이 본 발명의 규정의 범위 외인 강을 사용한 비교예이다. 시험 No.18에서는 C 함유량이 너무 많았기 때문에, 집합 조직이 랜덤화되어 {110} 면방위가 충분히 발달하지 않았다. 시험 No.19에서는 Cr 함유량이 너무 높았기 때문에, 열간 압연 중에 균열이 발생하여 시험을 중지하였다. 시험 No.20, 21 및 43에서는 Md30값이 너무 높아져, 마르텐사이트량이 과잉으로 되었기 때문에, 연마성이 저하되었다.
시험 No.41에서는, Nb 함유량이 너무 많았기 때문에, 열간 가공성이 저하되어, 열연판의 단부에 균열이 발생하였기 때문에 시험을 중지하였다.
시험 No.4, 6, 8, 10, 12, 14, 16, 23, 25, 27, 29, 30, 32, 34, 36, 38은, 어느 것이나 모두 화학 조성은 본 발명의 규정을 만족시키고 있지만, 제조 조건이 본 발명의 바람직한 범위로부터 벗어난 결과, 원하는 집합 조직을 얻어지지 않은 비교예이다.
시험 No.4, 6, 25 및 27에서는 모두 열연의 최종 2단의 양쪽 또는 어느 1단의 압연의 형상비가 4.5 초과로 되었다. 그 때문에, 열연판의 표층부에 전단 집합 조직이 발달하였다. 그 결과, 최종적으로 냉연 어닐링 후의 {110} 면방위의 발달이 억제되어, 연마성이 저하되었다. 시험 No.8, 29는 열연의 종료 온도가 너무 높았다. 또한, 시험 No.8은 권취 온도도 높았다. 그 때문에, 재결정이 진행되어, 바람직한 집합 조직이 발달하지 않았다.
시험 No.10, 32에서는 냉간 압연에서의 압연율이 너무 낮았기 때문에, 집합 조직이 발달하지 않았다. 시험 No.12에서는 최종 냉간 압연에서의 압연롤의 롤 직경이 너무 작았기 때문에, 강판의 표층부에 전단 집합 조직이 발달하였다. 시험 No.14, 36에서는 최종 어닐링의 도달 온도가 너무 낮았기 때문에, 역변태가 발생하지 않아 마르텐사이트 분율이 높아졌다. 시험 No.16, 38에서는 어닐링 도달 온도가 너무 높기 때문에 재결정이 진행되어, 바람직한 집합 조직이 충분히 발달하지 않았다. 그 때문에, 이들 예에서는 연마성이 떨어졌다.
시험 No.23은, 열간 압연 전의 가열 온도가 낮았다. 그 때문에, 열연 중의 집합 조직의 랜덤화가 촉진되었다. 그 결과, 바람직한 집합 조직이 충분히 발달하지 않았다.
시험 No.30은, 마무리 압연 완료 온도가 낮았다. 그 때문에, 표층부의 전단층의 발달이 촉진되었다. 그 결과, 바람직한 집합 조직이 충분히 발달하지 않았다.
시험 No.34는, 권취 온도가 높았다. 권취 중에 재결정이 진행되었다. 그 결과, 바람직한 집합 조직이 충분히 발달하지 않았다.
<실시예 2>
표 1에 나타내는 화학 조성(A, I, F2, I2)을 갖는 강을 용제하여 강편을 제조하고, 이 강편을 가열하여, 열간에서 조압연을 행한 후, 계속해서, 표 3에 나타내는 조건에서 마무리 압연을 행하였다. 열간 압연 후에는 산세를 행하고, 압하율 55％의 중간 냉간 압연, 1120℃에서 20분 유지하는 중간 어닐링을 행한 후, 최종 냉간 압연을 실시하였다. 그 후, AT(℃)에서 나타낸 도달 온도까지 승온하는 어닐링을 실시하였다. 또한, 어닐링 후, 표 3에 나타내는 압연율로 조질 압연을 행하고, 응력 제거 어닐링을 행하였다.
[표 3]
Figure pct00008
표 3으로부터 알 수 있는 바와 같이, 조질 압연 및 응력 제거 어닐링을 행한 경우에도, 양호한 연마성이 얻어졌다. 또한, 이들 예는 모두 JIS 규격(G4305) 등에 규정되는 필요한 기계적 성질을 구비하고 있었다.
본 발명에 따르면, 양호한 연마성을 갖는 오스테나이트계 스테인리스 강판을 공업적으로 안정적으로 얻을 수 있다. 그 때문에, 본 발명에 관한 오스테나이트계 스테인리스 강판은, 전자 기기의 하우징 등의 높은 표면 광택도가 요구되는 부재의 소재로서 적합하다.

Claims (4)

  1. 화학 조성이, 질량％로,
    C: 0.005 내지 0.150％,
    Si: 1.0％ 이하,
    Mn: 1.5％ 이하,
    P: 0.10％ 이하,
    S: 0.010％ 이하,
    Al: 0.10％ 이하,
    Cr: 15.0 내지 20.0％,
    Ni: 6.0 내지 15.0％,
    N: 0.005 내지 0.150％,
    Mo: 0 내지 2.0％,
    Cu: 0 내지 1.5％,
    Nb: 0 내지 0.500％,
    V: 0 내지 0.150％,
    Ti: 0 내지 0.300％,
    B: 0 내지 0.010％,
    Ca, Mg, Zr, Sn, Pb, W의 합계: 0 내지 0.10％,
    잔부: Fe 및 불순물이며,
    하기 (i)식에 의해 구해지는 Md30값이 60℃ 이하이고,
    표층부에 있어서, 마르텐사이트의 면적률이 5.0％ 이하이고, 또한, {110} 면방위를 갖는 오스테나이트립의 면적률이 50％ 이상인, 오스테나이트계 스테인리스 강판.
    Figure pct00009

    단, 상기 식 중의 원소 기호는, 각 원소의 강 중의 질량％로의 함유량을 나타내고, 함유되지 않는 경우에는 0을 대입하는 것으로 한다.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 화학 조성이, Nb: 0.010 내지 0.500％를 함유하고,
    상기 Md30값이, 20 내지 60℃이고,
    상기 표층부에 있어서의, 상기 오스테나이트립의 평균 입경이 5.0㎛ 이하이고, 또한, 상기 오스테나이트립의 {110}<112> 방위의 X선 랜덤 강도비가 8.5 이상인, 오스테나이트계 스테인리스 강판.
  3. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    상기 화학 조성이, 질량％로,
    Mo: 0.1 내지 2.0％,
    Cu: 0.1 내지 1.5％,
    Nb: 0.010 내지 0.500％,
    V: 0.010 내지 0.150％,
    Ti: 0.010 내지 0.300％, 및,
    B: 0.001 내지 0.010％
    에서 선택되는 1종 이상을 함유하는, 오스테나이트계 스테인리스 강판.
  4. 제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 기재된 오스테나이트계 스테인리스 강판에, 압연율이 50％ 이하가 되는 조건에서 조질 압연을 행하는 공정을 구비하는, 오스테나이트계 스테인리스 강판의 제조 방법.
KR1020217009245A 2018-10-04 2019-10-04 오스테나이트계 스테인리스 강판 및 그 제조 방법 KR102550028B1 (ko)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JPJP-P-2018-189321 2018-10-04
JP2018189321 2018-10-04
PCT/JP2019/039288 WO2020071534A1 (ja) 2018-10-04 2019-10-04 オーステナイト系ステンレス鋼板及びその製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
KR20210052502A true KR20210052502A (ko) 2021-05-10
KR102550028B1 KR102550028B1 (ko) 2023-07-03

Family

ID=70054565

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020217009245A KR102550028B1 (ko) 2018-10-04 2019-10-04 오스테나이트계 스테인리스 강판 및 그 제조 방법

Country Status (5)

Country Link
EP (1) EP3862452A4 (ko)
JP (1) JP7165202B2 (ko)
KR (1) KR102550028B1 (ko)
CN (1) CN112789362B (ko)
WO (1) WO2020071534A1 (ko)

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2023282477A1 (ko) * 2021-07-06 2023-01-12 주식회사 포스코 오스테나이트계 스테인리스강 및 그 제조방법
WO2023022351A1 (ko) * 2021-08-18 2023-02-23 주식회사 포스코 오스테나이트계 스테인리스강 및 그 제조 방법
WO2023210959A1 (ko) * 2022-04-29 2023-11-02 주식회사 포스코 오스테나이트계 스테인리스강

Families Citing this family (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN112391577B (zh) * 2020-08-19 2022-04-22 江阴市春瑞金属制品有限公司 一种赝奥氏体不锈弹簧钢丝及其性能调控方法
KR102448735B1 (ko) * 2020-09-03 2022-09-30 주식회사 포스코 오스테나이트계 스테인리스강 및 그 제조 방법
CN112899575A (zh) * 2021-01-20 2021-06-04 钢铁研究总院 基于冷金属过渡电弧增材制造的奥氏体不锈钢丝材及工艺
CN113061814B (zh) * 2021-03-23 2022-07-08 宁波宝新不锈钢有限公司 一种水槽用不锈钢带及其制备方法
CN114318137B (zh) * 2021-06-29 2022-10-18 鞍钢股份有限公司 一种核电用奥氏体不锈钢板及其制造方法
CN116200650A (zh) * 2021-12-01 2023-06-02 江苏新华合金有限公司 一种高温合金板材及其制备工艺

Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS62253732A (ja) 1986-04-28 1987-11-05 Nippon Steel Corp 研磨性のすぐれたオ−ステナイト系ステンレス鋼帯と鋼板の製造法
JPH03169405A (ja) 1989-11-30 1991-07-23 Kawasaki Steel Corp カーブミラー用鏡面仕上げステンレス鋼板の製造方法
JPH09279310A (ja) 1996-04-16 1997-10-28 Nippon Steel Corp 拡散接合性の優れたステンレス箔およびそれを用いたメタル担体
JP2000273546A (ja) 1999-03-25 2000-10-03 Nisshin Steel Co Ltd 表面微小欠陥の少ないステンレス鋼帯の製造法
JP2013103271A (ja) 2011-11-16 2013-05-30 Nisshin Steel Co Ltd ステンレス鋼拡散接合製品の製造方法
JP2013173181A (ja) 2012-02-27 2013-09-05 Nisshin Steel Co Ltd ステンレス鋼拡散接合製品およびその製造法
KR20150024945A (ko) * 2012-09-04 2015-03-09 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 스테인리스 강판 및 그 제조 방법
WO2016043125A1 (ja) 2014-09-17 2016-03-24 新日鐵住金株式会社 オーステナイト系ステンレス鋼板
JP2016089223A (ja) 2014-11-05 2016-05-23 日新製鋼株式会社 拡散接合用ステンレス鋼材

Family Cites Families (18)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP0594866B1 (en) * 1992-04-16 1998-08-05 Nippon Steel Corporation Austenitic stainless steel sheet with excellent surface quality and production thereof
JP3398258B2 (ja) 1995-06-20 2003-04-21 日本冶金工業株式会社 研磨性に優れたプレス成形用オーステナイト系ステンレス鋼
JP3720154B2 (ja) * 1996-12-02 2005-11-24 日新製鋼株式会社 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
JP2003342693A (ja) * 2002-05-22 2003-12-03 Nippon Steel Corp 高温超伝導材料の蒸着基板用オーステナイト系ステンレス鋼箔とその製造方法
JP4305031B2 (ja) * 2003-04-10 2009-07-29 住友金属工業株式会社 Ｂを含有するステンレス鋼材の製造方法
JP2005298960A (ja) * 2004-03-17 2005-10-27 Sumitomo Metal Ind Ltd 固体高分子型燃料電池セパレータ用多層ステンレスクラッド鋼板、厚板およびそれらの素材、並びにそれらの製造方法
EP1739200A1 (fr) * 2005-06-28 2007-01-03 UGINE &amp; ALZ FRANCE Bande en acier inoxydable austenitique présentant un aspect de surface brillant et d'excellentes caractéristiques mécaniques
JP4475352B2 (ja) * 2006-07-28 2010-06-09 住友金属工業株式会社 部品用ステンレス鋼板及びその製造方法
JP2008127650A (ja) * 2006-11-22 2008-06-05 Nisshin Steel Co Ltd 脱スケール性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼板及びその製造方法
CN101892437B (zh) * 2009-05-22 2012-09-19 宝山钢铁股份有限公司 一种镜面抛光性良好的低磁奥氏体不锈钢及其制造方法
EP2692452B1 (en) * 2011-03-31 2016-07-20 Nisshin Steel Co., Ltd. Stainless steel sheet and method for manufacturing same
WO2014030607A1 (ja) * 2012-08-20 2014-02-27 新日鐵住金株式会社 ステンレス鋼板とその製造方法
CN104109819B (zh) * 2014-06-20 2019-06-28 宝钢不锈钢有限公司 一种具有优良抛光性能的奥氏体不锈钢及其制造方法
CN106687622B (zh) * 2014-09-10 2019-05-03 新日铁住金株式会社 不易扩散接合的奥氏体系不锈钢钢板
KR101952054B1 (ko) * 2014-09-25 2019-02-25 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 오스테나이트계 스테인리스 강판 및 그것의 제조 방법
JP6621254B2 (ja) * 2015-06-26 2019-12-18 日鉄ステンレス株式会社 耐熱性と表面平滑性に優れた排気部品用オーステナイト系ステンレス鋼板およびその製造方法
US10323294B2 (en) * 2015-08-17 2019-06-18 Nippon Steel & Sumikin Materials Co., Ltd. Austenitic stainless steel foil
JP2018189321A (ja) 2017-05-09 2018-11-29 トヨタホーム株式会社 ヒートポンプシステム

Patent Citations (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS62253732A (ja) 1986-04-28 1987-11-05 Nippon Steel Corp 研磨性のすぐれたオ−ステナイト系ステンレス鋼帯と鋼板の製造法
JPH03169405A (ja) 1989-11-30 1991-07-23 Kawasaki Steel Corp カーブミラー用鏡面仕上げステンレス鋼板の製造方法
JPH09279310A (ja) 1996-04-16 1997-10-28 Nippon Steel Corp 拡散接合性の優れたステンレス箔およびそれを用いたメタル担体
JP2000273546A (ja) 1999-03-25 2000-10-03 Nisshin Steel Co Ltd 表面微小欠陥の少ないステンレス鋼帯の製造法
JP2013103271A (ja) 2011-11-16 2013-05-30 Nisshin Steel Co Ltd ステンレス鋼拡散接合製品の製造方法
JP2013173181A (ja) 2012-02-27 2013-09-05 Nisshin Steel Co Ltd ステンレス鋼拡散接合製品およびその製造法
KR20150024945A (ko) * 2012-09-04 2015-03-09 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 스테인리스 강판 및 그 제조 방법
WO2016043125A1 (ja) 2014-09-17 2016-03-24 新日鐵住金株式会社 オーステナイト系ステンレス鋼板
KR20170056007A (ko) * 2014-09-17 2017-05-22 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 오스테나이트계 스테인리스 강판
JP2016089223A (ja) 2014-11-05 2016-05-23 日新製鋼株式会社 拡散接合用ステンレス鋼材

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
일본 특허 공개 평9-3605호 공보

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2023282477A1 (ko) * 2021-07-06 2023-01-12 주식회사 포스코 오스테나이트계 스테인리스강 및 그 제조방법
WO2023022351A1 (ko) * 2021-08-18 2023-02-23 주식회사 포스코 오스테나이트계 스테인리스강 및 그 제조 방법
WO2023210959A1 (ko) * 2022-04-29 2023-11-02 주식회사 포스코 오스테나이트계 스테인리스강

Also Published As

Publication number Publication date
JPWO2020071534A1 (ja) 2021-09-02
WO2020071534A1 (ja) 2020-04-09
EP3862452A1 (en) 2021-08-11
CN112789362A (zh) 2021-05-11
JP7165202B2 (ja) 2022-11-02
CN112789362B (zh) 2022-08-16
EP3862452A4 (en) 2022-06-29
KR102550028B1 (ko) 2023-07-03

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR102550028B1 (ko) 오스테나이트계 스테인리스 강판 및 그 제조 방법
JP6855895B2 (ja) 無方向性電磁鋼板及びその製造方法
EP3159423B1 (en) Cold-rolled ferritic stainless steel sheet
EP3181714B1 (en) Material for cold-rolled stainless steel sheets
EP1083237A2 (en) Ferritic Cr-containing steel sheet having excellent ductility, formability, and anti-ridging properties, and method of producing the same
JPWO2015111403A1 (ja) ステンレス冷延鋼板用素材およびその製造方法
KR101850231B1 (ko) 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조 방법
KR20180008788A (ko) 페라이트계 스테인리스 강판 및 그의 제조 방법
JP2021161475A (ja) クラッド材とその製造方法
JP2004043856A (ja) 低降伏比型鋼管
KR20130032393A (ko) 냉연 강판 및 그 제조 방법
JP2018178198A (ja) 無方向性電磁鋼板及びその製造方法
JP6855894B2 (ja) 無方向性電磁鋼板及びその製造方法
JP6093063B1 (ja) 加工性に優れた高強度ステンレス鋼材とその製造方法
JP6519012B2 (ja) 冷間成形性と熱処理後靭性に優れた低炭素鋼板及び製造方法
JP4403038B2 (ja) 圧延方向から４５°方向の磁気特性が優れた無方向性電磁鋼板およびその製造方法
WO2019065508A1 (ja) フェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板およびその製造方法
JP5098403B2 (ja) 曲げ加工時に肌荒れの発生し難いフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
JP2001207244A (ja) 延性、加工性および耐リジング性に優れたフェライト系ステンレス冷延鋼板およびその製造方法
KR102517499B1 (ko) 페라이트계 스테인리스 강판 및 그 제조 방법
JP3297798B2 (ja) ロール成形用オーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法
JP5167314B2 (ja) 耐リジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼の製造方法
JP7218643B2 (ja) 安定オーステナイト系ステンレス鋼板
JP2021161474A (ja) クラッド材
JP7231133B1 (ja) 無方向性電磁鋼板およびその製造方法、ならびにモータコア

Legal Events

Date Code Title Description
E902 Notification of reason for refusal
E701 Decision to grant or registration of patent right
GRNT Written decision to grant