KR101688760B1

KR101688760B1 - 시효 열처리 후의 강도 증가가 작은 페라이트계 스테인리스 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR101688760B1
Application number: KR1020157023767A
Authority: KR
Inventors: 켄 기무라; 준이치 하마다; 에이이치로 이시마루; 아키히토 야마기시; 나오토 한사키
Original assignee: 닛폰 스틸 앤드 스미킨 스테인레스 스틸 코포레이션
Priority date: 2013-03-14
Filing date: 2014-03-14
Publication date: 2016-12-21
Also published as: EP2975151A1; WO2014142302A1; PL2975151T3; CN105008571A; TR201910842T4; EP2975151B1; KR20150110816A; US10513747B2; JPWO2014142302A1; EP2975151A4; CN105008571B; ES2728024T3; US20160017451A1; TW201441385A; JP6226955B2; TWI548757B

Abstract

본 발명의 시효 열처리 후의 강도 증가가 작은 페라이트계 스테인리스 강판은, 질량％로, C:0.020％ 이하, Cr:10.0∼25.0％, N:0.020％ 이하, Sn:0.010∼0.50％를 함유하고, 또한 Ti:0.60％ 이하, Nb:0.60％ 이하, V:0.60％ 이하, Zr:0.60％ 이하 중 1종 또는 2종 이상을 하기 식 (1)을 만족하도록 함유하고, 변형 7.5％의 예비 변형 부여 인장 변형 후의 응력 σ1(N/㎟)과, 상기 인장 변형 후에 200℃에 있어서 30분의 열처리를 실시하여 다시 인장한 때의 상항복 응력 σ2(N/㎟)의 차가 8 이하인 것을 특징으로 한다.
[식 1]

Description

시효 열처리 후의 강도 증가가 작은 페라이트계 스테인리스 강판 및 그 제조 방법 {FERRITIC STAINLESS STEEL SHEET EXHIBITING SMALL INCREASE IN STRENGTH AFTER THERMAL AGING TREATMENT, AND METHOD FOR PRODUCING SAME}

본 발명은 시효 열처리 후의 강도 증가가 작은 페라이트계 스테인리스 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다. 특히, 본 발명은 일반적으로 페라이트계 스테인리스강과 같이 Cr을 많이 함유하는 강판에 있어서, 시효 열처리에 의한 강도 증가를 억제할 수 있는 페라이트계 스테인리스 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

본원은, 2013년 3월 14일에, 일본에 출원된 일본 특허 출원 제2013-52423호에 기초해 우선권을 주장하고, 그 내용을 여기에 원용한다.

페라이트계 스테인리스강은 우수한 내식성을 갖기 때문에, 주방 등 다양한 용도에 사용되고 있다. 스테인리스강의 경우, 강 중의 C나 N의 존재 상태와 내식성이 밀접하게 관련된다. 즉, 강 중에 C나 N가 고용 상태로 존재하면, 열처리 시 또는 용접 후의 냉각 과정에 있어서 Cr탄질화물을 생성하여, 그 주위에 Cr 결핍층을 만들어 내식성이 열화되는, 소위 「예민화」가 발생하는 경우가 있다. 이와 같은 예민화를 억제하기 위해, 스테인리스강의 제조에 있어서는 C, N를 최대한 저감시키고, 또한 Cr보다도 탄질화물 생성능이 강한 원소(Nb, Ti 등)를 첨가하여 입자 내에 있어서의 고용 C 및 고용 N를 저감시키는 대책이 취해지고 있다. 이와 같이 페라이트계 스테인리스강에 있어서는 고용 C 및 고용 N를 최대한 감소시킨 강판을 제조하고 있다.

한편, 입자 내의 고용 C, N량이 잔존하고 있는 경우, 시효 후의 재질에 영향을 미치는 것이 알려져 있다. 저탄소강에 있어서는 변형 부여 후에 저온에서 열처리를 실시함으로써 재료 강도가 증가하는 베이킹 경화 현상(BH; Bake Hardening)이 발생하는 경우가 있다. BH는, 입자 내에 잔존하는 고용 C(N)가 변형 부여 시에 도입된 전위에 고착됨으로써, 그 후의 전위 이동의 장해로 되기 때문에 변형에 필요한 응력이 증가하는, 즉 재료 강도가 증가함으로써 발생한다고 여겨지고 있다. 입자 내 C량과 BH에 의한 응력 증가량(베이킹 경화량, BH량) △σ 사이에는 좋은 상관이 있는 것이 알려져 있고, 고용 C량의 조정에 의해 BH량을 제어하는 기술이 개발되어 있다(비특허문헌 1 참조).

Cr을 함유하는 강종의 BH에 대해서는, 비특허문헌 2와 같은 지견이 있다. 비특허문헌 2에서는, C 및 N를 탄질화물로서 고정하는 데에 충분한 Ti을 함유한 강종(18Cr-0.197Ti-0.0028C-0.0054N강)에 있어서, 7.5％ 인장 후, 200℃에서 30분의 시효를 실시한 후의 시효 지수는 10㎫ 초과로 큰 것이 나타내어져 있다. 이 결과는, 스테인리스강에 있어서는 C와 N를 석출물로서 고정하는 데에 충분한 Ti을 첨가한 경우에서도 고용 C 또는 N가 존재하고 있는 것을 나타내고 있다.

상술한 바와 같이, 페라이트계 스테인리스 박강판의 예민화 대책으로서, C, N를 최대한 저감시키고, 또한 Cr보다도 탄질화물 생성능이 강한 원소(Nb, Ti 등)를 첨가하여 입자 내에 있어서의 고용 C 및 고용 N를 저감시키는 방법을 채용하고 있다. 그러나, 비특허문헌 2에 나타내고 있는 바와 같이, 충분한 Ti을 첨가한 경우에서도 고용 C 또는 N가 존재하는 경우도 있다.

여기서, 이와 같은 페라이트계 스테인리스 박강판은, 냉간 압연, 어닐링 이후 스킨패스 압연을 실시하는 경우가 많다. 이와 같은 강판은 기온이 비교적 고온(∼50℃ 정도)으로 되는 환경에 장기간 유지한 후에 가공하면, 항복점이 발생하여 주름 형상의 모양(스트레쳐 스트레인)이 발생하고, 문제로 되는 경우가 있다. 스트레쳐 스트레인이라 함은, 가공 전(변형 부여 전)에 이미 일부의 전위가 고용 C 또는 고용 N에 의해 고착되고(상온 시효), 가공 시에 항복점 연신에 의해 발생하는 표면 결함이며, 제품 특성을 현저하게 열화시키는 문제가 있다. 그리고 스트레쳐 스트레인은 외관의 아름다움을 손상시키고, 이것을 없애기 위한 연마가 필요해지기 때문에, 스트레쳐 스트레인을 억제하는 것은 중요한 과제이다.

즉, Ti이나 Nb 등의 탄질화물 생성 원소를 첨가한 고순도 페라이트계 스테인리스 박강판에 있어서도 고용 C 또는 고용 N가 잔존하고, 스트레쳐 스트레인이 발생하는 경우가 있기 때문에, 냉연 후의 박강판의 보관 방법 등을 엄격하게 함으로써 대처하고 있었다.

한편, Sn을 첨가한 페라이트계 스테인리스강에 있어서 열처리 조건을 상세하게 규정함으로써 다양한 특성을 높이는 방법으로서 특허문헌 1∼3이 알려져 있다.

특허문헌 1에서는 마무리 어닐링 조건을 고안함으로써 내식성과 가공성을 겸비한 강판을 얻는 방법이 나타내어져 있다. 특허문헌 2에서는 마무리 어닐링 시의 노점, 분위기를 제어함으로써 내청성이 우수한 강판을 얻는 방법이 개시되어 있다. 특허문헌 3에서는 열연판 어닐링 및 그 후의 냉각 조건을 규정함으로써 내산화성과 고온 강도가 우수한 강판을 얻는 방법을 제시하고 있다.

일본 특허 공개 제2009-174036호 공보 일본 특허 공개 제2010-159487호 공보 일본 특허 공개 제2012-172161호 공보

오카모토 아츠키, 다케우치 고이치:「스미토모 금속」 vol.41, No.2(1989) p195-206 「고순도 Fe-Cr 합금의 제 성질」(일본 철강 협회 특기연구회 고순도 Fe-Cr 합금 연구부 회편(1995) p54-59)

상술되어진 바와 같이 배경기술의 지견 및 특허문헌 1∼3에서는, 페라이트계 스테인리스 강판의 스트레쳐 스트레인을 억제하는 것은 곤란하고, 그것을 시사하는 기술도 기재되어 있지 않다.

따라서, 본 발명은 강의 성분계 및 제조 방법의 각 조건을 제어함으로써, 고온에서 장기간 유지한 때에 발생하는 스트레쳐 스트레인을 억제하는 것이 가능한 시효 열처리 후의 강도 증가가 작은 스테인리스 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명자들은 상기 과제를 해결하기 위해, 시효 후의 스트레쳐 스트레인 발생에 미치는 강 성분의 영향을 조사하였다. 그 때, 스트레쳐 스트레인이 발생하는 경우에는 항복 현상이 명확하게 확인되었다. 따라서 처음으로, 시효 후의 강도(항복 강도)의 상승값, 즉 BH량을 어느 정도까지 저감시키면 스트레쳐 스트레인을 억제할 수 있는지를 조사하였다.

화학 조성이 16Cr-C 강에 있어서 C량을 0.0005％∼0.020％까지 변화시킨 고순도 페라이트계 스테인리스강의 1.0㎜ 두께 냉연판을 제작하고, 최종 어닐링의 열처리 온도 및 시간을 변경함으로써 금속 조직(고용 C량)을 조정한 샘플을 제작하였다. 이들 샘플로부터 압연 방향으로 평행하게 인장 시험편을 채취하고, 변형 7.5％의 예비 변형 부여 인장 변형 후, 200℃에서 30분의 열처리(시효 열처리)를 실시하여 다시 인장하고, 그 때의 항복 강도를 측정하였다. 또한 재인장 후의 시험편을 사용하여 스트레쳐 스트레인이 보이는지의 여부를 조사하였다.

그 결과, 변형 7.5％의 예비 변형 부여 인장 변형 후의 응력 σ1(N/㎟)과, 상기 인장 변형 후에 200℃에 있어서 30분의 열처리를 실시하여 다시 인장한 때의 상항복 응력 σ2(N/㎟)의 관계가, 하기 식 (2)를 만족할 때에 스트레쳐 스트레인이 확인되지 않는 것이 판명되었다.

[식 2]

즉, 시효 열처리 후에 스트레쳐 스트레인의 발생을 방지하기 위해서는, 상기한 예비 변형를 부여하여, 시효 열처리를 한 후의 BH량, 즉 σ2-σ1을 8(N/㎟) 이하로 되도록 하면 되는 것이 판명되었다.

이어서, BH량을 저감시키기 위한 성분계(강 조성) 및 제조 방법을 검토하였다. 일반적으로 BH량은 고용 C량에 상관이 있고, 고용 C량은 탄화물 생성 원소(Ti이나 Nb) 첨가에 의해 저감될 수 있는 것이 알려져 있다. 따라서 17Cr-0.003C-0.006N-0.10Ti 강(강 A) 및 17Cr-0.003C-0.006N-0.19Nb 강(강 B) 및 이들 강 A 및 강 B 각각에 Sn을 0.2％ 첨가한 강종(각각 강 C, 강 D)을 사용하여, 제조 프로세스를 바꾸어 BH량의 변화를 조사하였다.

강 A∼D를 사용하여, 0.8㎜의 냉연판을 각각 제작 후, 어닐링 온도를 900℃로 하여 마무리 어닐링하고, 전술과 동일한 방법으로 BH량을 측정하였다. 제조 프로세스로서 2종류 실시하였다. 프로세스 1은 열연 후에 열연판 어닐링을 실시한 프로세스로 하고, 프로세스 2는 열연 후에 어닐링을 실시하는 일 없이 냉연하는 프로세스로 하였다. 강종, 제조 프로세스와 BH량의 관계를 도 1에 나타낸다. 또한, 도면 중의 횡축에 기재된 「1」 또는 「2」는, 제조 프로세스의 「프로세스 1」 또는 「프로세스 2」를 나타낸다.

강 A, 강 B에 대해서는 모든 프로세스에 있어서 BH량은 10N/㎟로 컸다. 한편, 강 C, 강 D에 있어서는 열연판 어닐링을 필수로 하는 프로세스 1에서 BH가 8N/㎟ 미만으로 억제할 수 있었다.

또한, 강 C를 사용하여 BH량에 미치는 제조 조건의 영향을 조사한 바, BH량은 열연 시의 마무리 압연 조건과 그것에 이어서 행하는 열연판 어닐링 조건에 크게 의존하는 것이 판명되었다.

이상의 본 발명들의 조사에 의해 얻어진 지견에 기초하여 이루어진 본 발명의 요지는, 이하와 같다.

(1) 질량％로, C:0.020％ 이하, Si:0.01∼2.0％, Mn:2.0％ 이하, P:0.050％ 미만, S:0.010％ 미만, Cr:10.0∼25.0％, N:0.020％ 이하, Sn:0.010∼0.50％를 함유하고, 또한 Ti:0.60％ 이하, Nb:0.60％ 이하, V:0.60％ 이하, Zr:0.60％ 이하 중 1종 또는 2종 이상을 하기 식 (1)을 만족하도록 함유하고, 또한 잔량부가 실질적으로 철 및 불가피적 불순물을 포함하는 강 조성을 갖고, 변형 7.5％의 예비 변형 부여 인장 변형 후의 응력 σ1(N/㎟)과, 상기 인장 변형 후에 200℃에 있어서 30분의 열처리를 실시하여 다시 인장한 때의 상항복 응력 σ2(N/㎟)가 하기 식 (2)의 관계를 만족하는 것을 특징으로 하는 시효 열처리 후의 강도 증가가 작은 페라이트계 스테인리스 강판.

[식 1]

[식 2]

또한, 상기 식 (1)에 있어서 각 원소명은 모두 그 함유량(질량％)을 나타낸다. 또한, 상기한 식에 있어서 강 중에 함유되지 않는 원소에 대해서는, 0을 대입하는 것으로 한다.

(2) 질량％로, Al:0.003∼1.0％를 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 (1)에 기재된 시효 열처리 후의 강도 증가가 작은 페라이트계 스테인리스 강판.

(3) 질량％로, Ni:0.01∼2.0％, Cu:0.01∼2.0％, Mo:0.01∼2.0％ 중 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 시효 열처리 후의 강도 증가가 작은 페라이트계 스테인리스 강판.

(4) 질량％로, B:0.0003∼0.0025％, Mg:0.0001∼0.0030％, Ca:0.0003∼0.0030％, Sb:0.001∼0.50％, Ga:0.0003∼0.1％, REM(희토류 금속):0.002∼0.2％ 및 Ta:0.005∼0.50％ 중 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 (1) 내지 (3) 중 어느 한 항에 기재된 시효 열처리 후의 강도 증가가 작은 페라이트계 스테인리스 강판.

(5) 질량％로, C:0.020％ 이하, Si:0.01∼2.0％, Mn:2.0％ 이하, P:0.050％ 미만, S:0.010％ 미만, Cr:10.0∼25.0％, N:0.020％ 이하, Sn:0.010∼0.50％를 함유하고, 또한 Ti:0.60％ 이하, Nb:0.60％ 이하, V:0.60％ 이하, Zr:0.60％ 이하 중 1종 또는 2종 이상을 하기 식 (3)을 만족하도록 함유하고, 또한 잔량부가 실질적으로 철 및 불가피적 불순물을 포함하는 강 조성을 갖는 페라이트계 스테인리스 강판을 제조할 때에, 조압연에 이어서 행하는 복수 패스로 이루어지는 마무리 압연에 있어서, 상기 마무리 압연의 최종 3 패스의 합계 압하율을 40％ 이상, 또한 상기 마무리 압연의 최종 패스의 압연 온도를 950℃ 이하로 하고, 상기 마무리 압연 후 500℃ 이하에서 권취 처리를 행하는 열간 압연 공정과, 상기 열간 압연 공정 후에 있어서, 500℃ 내지 700℃의 범위의 승온 속도를 3℃/s 이상으로 하여 850℃∼1100℃로 가열한 후, 850℃ 내지 550℃의 범위의 냉각 속도를 50℃/s 이하로 하는 열처리를 실시하는 열연판 어닐링 공정을 구비하는 것을 특징으로 하는 시효 열처리 후의 강도 증가가 작은 페라이트계 스테인리스 강판의 제조 방법.

[식 3]

또한, 상기 식 (3)에 있어서 각 원소명은 모두 그 함유량(질량％)을 나타낸다. 또한, 상기한 식에 있어서 강 중에 함유되지 않는 원소에 대해서는, 0을 대입하는 것으로 한다.

(6) 상기 열간 압연 공정 전에 있어서의 상기 강 조성을 갖는 강편의 재가열 온도를, 1100℃ 이상으로 하는 것을 특징으로 하는 상기 (5)에 기재된 시효 열처리 후의 강도 증가가 작은 페라이트계 스테인리스 강판의 제조 방법.

(7) 상기 강 조성에 있어서, 질량％로, Al:0.003∼1.0％를 더 첨가하는 것을 특징으로 하는 상기 (5) 또는 (6)에 기재된 시효 열처리 후의 강도 증가가 작은 페라이트계 스테인리스 강판의 제조 방법.

(8) 상기 강 조성에 있어서, 질량％로, Ni:0.01∼2.0％, Cu:0.01∼2.0％, Mo:0.01∼2.0％ 중 1종 또는 2종 이상을 더 첨가하는 것을 특징으로 하는 상기 (5) 내지 (7) 중 어느 한 항에 기재된 시효 열처리 후의 강도 증가가 작은 페라이트계 스테인리스 강판의 제조 방법.

(9) 상기 강 조성에 있어서, 질량％로, B:0.0003∼0.0025％, Mg:0.0001∼0.0030％, Ca:0.0003∼0.0030％, Sb:0.001∼0.50％, Ga:0.0003∼0.1％, REM(희토류 금속):0.002∼0.2％ 및 Ta:0.005∼0.50％ 중 1종 또는 2종 이상을 더 첨가하는 것을 특징으로 하는 상기 (5) 내지 (8) 중 어느 한 항에 기재된 시효 열처리 후의 강도 증가가 작은 페라이트계 스테인리스 강판의 제조 방법.

본 발명에 따르면, 강의 성분계 및 제조 방법의 각 조건을 제어함으로써, 고온에서 장기간 유지한 때에 발생하는 스트레쳐 스트레인을 효과적으로 억제하는 것이 가능한, 시효 열처리 후의 강도 증가가 작은 페라이트계 스테인리스 강판 및 그 제조 방법을 제공할 수 있다.

도 1은 강 성분(A:Ti계, B:Nb계, C:Ti-Sn계, D:Nb-Sn계)과 열연판 어닐링의 유무(1:유, 2:무) 및 BH량의 관계를 나타내는 그래프이다.

이하에 본 실시 형태의 페라이트계 스테인리스 강판 및 그 제조 방법에 대해 설명한다.

본 실시 형태의 페라이트계 스테인리스 강판은, 질량％로 C:0.020％ 이하, Si:0.01∼2.0％, Mn:2.0％ 이하, P:0.050％ 미만, S:0.010％ 미만, Cr:10.0∼25.0％, N:0.020％ 이하, Sn:0.010∼0.50％를 함유하고, 또한 Ti:0.60％ 이하, Nb:0.60％ 이하, V:0.60％ 이하, Zr:0.60％ 이하 중 1종 또는 2종 이상을 하기 식 (1)을 만족하도록 함유하고, 또한 잔량부가 실질적으로 철 및 불가피적 불순물을 포함하는 강 조성을 갖고, 변형 7.5％의 예비 변형 부여 인장 변형 후의 응력 σ1(N/㎟)과, 변형 7.5％의 인장 변형 후에 200℃에 있어서 30분의 열처리를 실시하여 다시 인장한 때의 상항복 응력 σ2(N/㎟)가 하기 식 (2)의 관계를 만족하는 것을 특징으로 한다.

[식 1]

[식 2]

이하에 먼저, 본 실시 형태의 페라이트계 스테인리스 강판의 성분 원소의 한정 이유와 시효 열처리 후의 강도의 한정 이유를 설명한다. 또한, 조성에 대한 ％의 표기는, 특별히 언급이 없는 경우에는 질량％를 의미한다.

<C:0.020％ 이하>

C는, 스트레쳐 스트레인을 초래하는 원소이기 때문에 적은 편이 바람직하다. 단, 과도하게 저감시키는 것은 제강 단계에서의 비용 증가를 초래하기 때문에, 그 하한값은 0.0005％로 하는 것이 바람직하다. 또한, 안정적인 제조성의 관점에서는 0.0015％ 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하고, 나아가 0.0025％ 이상인 것이 바람직하다. 또한 C의 첨가량이 많으면 스트레쳐 스트레인이 발생하기 쉬울 뿐만 아니라, 그것을 탄화물로서 고정하기 위한 원소의 첨가량이 많아져, 원료 비용이 증가하기 때문에, 상한을 0.020％로 한다. 또한, 안정 제조성의 관점에서는 0.0080％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 더욱 바람직하게는 0.0060％ 이하이다.

<Si:0.01∼2.0％>

Si는, 탈산 원소로서 활용되는 경우나, 내산화성의 향상을 위해 적극적으로 첨가되는 경우가 있지만, 극저Si화는 비용 증가를 초래하기 때문에 그 하한을 0.01％로 한다. 또한, 이러한 관점에서, 0.05％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 더욱 바람직하게는 0.10％ 이상이다. 또한 다량의 첨가는 재질 경질화를 초래하여, 제조 시의 인성 열화를 초래하기 때문에 상한을 2.0％로 한다. 또한, 가공성, 안정 제조성의 관점에서는 0.50％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 더욱 바람직하게는 0.30％ 이하이다.

<Mn:2.0％ 이하>

Mn도 Si와 마찬가지로 탈산 원소로서 활용되는 경우가 있지만, 극저Mn화는 비용 증가를 초래하기 때문에 그 하한을 0.01％로 하는 것이 바람직하다. 또한, 이 관점에서, 0.05％ 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하고, 나아가 0.10％ 이상인 것이 바람직하다. 또한 다량의 첨가는 재질 경질화, 내식성의 열화를 초래하기 때문에 상한을 2.0％로 한다. 또한, 가공성, 안정 제조성의 관점에서는 0.50％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 더욱 바람직하게는 0.30％ 이하이다.

<P:0.050％ 미만>

P은, 원료로부터 불순물 원소로서 혼입되는 경우가 있지만, 그 함유량은 적을수록 좋다. P이 대량으로 존재하면 2차 가공성의 열화를 초래하기 때문에 상한을 0.050％ 미만으로 제한한다. 또한, 가공성 열화의 억제의 관점에서, 0.035％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 더욱 바람직하게는 0.030％ 미만이다. 한편, P량의 하한은 특별히 정할 필요는 없지만, 과도한 저감은 원료 및 제강 비용의 증대로 이어지기 때문에, 이 점으로부터는 0.005％를 하한으로 하는 것이 바람직하고, 더욱 바람직하게는 0.010％ 이상이다.

<S:0.010％ 미만>

S은, 내식성을 열화시키는 원소이며, 그 함유량은 적을수록 좋기 때문에, 상한을 0.010％ 미만으로 제한한다. 또한 함유량이 낮을수록 내식성은 양호하기 때문에, 바람직하게는 0.0030％ 미만이다. 더욱 바람직하게는 0.0010％ 미만이다. 한편, 과도한 저감은 정련 비용의 증가로 이어지기 때문에, 하한을 0.0002％로 하는 것이 바람직하고, 0.0005％ 이상이 더욱 바람직하다.

<Cr:10.0∼25.0％>

Cr은, 내식성을 확보하는 데 있어서 극히 중요한 원소이며, 부동태 피막을 형성하여 안정적인 내식성을 얻기 위해서는 10.0％ 이상이 필요하다. 또한, 내식성 및 안정 제조성의 관점에서, 12.0％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 13.5％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하고, 더욱 바람직하게는 15.5％ 이상이다.

한편, 다량의 첨가는 제조 시의 인성 열화를 초래하기 때문에, 상한은 25.0％로 한다. 또한, 인성을 포함한 안정 제조성의 관점에서는 22.0％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 19.3％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하고, 더욱 바람직하게는 18.0％ 이하이다.

<N:0.020％ 이하>

N도 C와 마찬가지로 스트레쳐 스트레인을 초래하는 원소이기 때문에 적은 편이 바람직하다.

단, 과도하게 저감시키는 것은 제강 단계에서의 비용 증가를 초래하기 때문에, 그 하한값은 0.0005％로 하는 것이 바람직하다. 또한, 안정적인 제조성의 관점에서는 0.0015％ 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하고, 나아가 0.0030％ 이상인 것이 바람직하다. 또한 N의 첨가량이 많으면 스트레쳐 스트레인이 발생하기 쉬울 뿐만 아니라, 그것을 질화물로서 고정하기 위한 원소의 첨가량이 많아져, 원료 비용이 증가한다. 이로 인해, 상한을 0.020％로 한다. 또한, 안정 제조성의 관점에서는 0.015％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 더욱 바람직하게는 0.010％ 이하이다.

<Sn:0.010∼0.50％>

Sn은, 본 실시 형태에 있어서 중요한 원소이며, 시효 후의 BH량을 저감시켜, 스트레쳐 스트레인의 발생을 방지하는 효과를 구비한다. 이 효과를 발현하기 위해서는 0.010％ 이상의 첨가량이 필요하기 때문에, 이것을 하한으로 한다. 또한, 상기 효과를 보다 안정적으로 확보하기 위해서는, 0.05％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.08％ 이상이 보다 바람직하다. 또한 0.50％의 첨가로 상기 BH 저감 효과는 포화되기 때문에, 이것을 상한으로 한다. 또한, 원료 비용, BH 저감의 안정성을 고려하면 0.30％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 더욱 바람직하게는 0.22％ 이하이다.

<Ti, Nb, V, Zr 중 1종 또는 2종 이상>

본 실시 형태에 있어서, 이 원소는 C 및 N를 석출물로서 고정하기 위해 필요한 원소이며, 하기 식 (1)을 만족하도록 첨가한다.

[식 1]

상기 식 (1)을 만족하지 않는 경우에는, C 및 N의 석출물로서의 고정이 불충분해지는 결과, 고용 C 및 고용 N량의 잔존량이 많아지고, BH량이 커진다. 이로 인해, 이 식을 만족할 필요가 있다.

또한 Ti, Nb, V, Zr 각각의 원소의 첨가량의 하한은 0.03％로 하는 것이 바람직하고, 이 이상으로 효과를 발휘한다. 또한, 상기 효과를 보다 안정적으로 향수하기 위해서는 0.08％ 이상을 첨가하는 것이 더욱 바람직하다. 한편, 상한은 탄화물 생성의 관점에서는 C, N량에 의해 결정된다. 단, 이들 원소의 다량의 첨가는 재량의 경질화를 초래하여 가공성을 열화시키는 경우가 있기 때문에, 각각 상한을 0.60％로 한다. 보다 바람직하게는 0.45％ 이하이다.

또한, 본 실시 형태에서는, 상기 원소에 추가하여, Al:0.003∼1.0％를 첨가하는 것이 바람직하다.

Al은 탈산 원소로서 사용되는 경우가 있고, 또한 내산화성을 향상시키는 것이 알려져 있기 때문에, 필요에 따라 첨가되어도 된다. 또한, 탈산에 유효한 양은 0.003％이며, 이것을 하한으로 하는 것이 바람직하다. 또한 첨가량이 1.0％를 초과하는 경우에는 강도 증가가 커져, 성형성이 열화될 우려가 있기 때문에, 이것을 상한으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 어느 정도의 탈산 효과를 발휘하고, 성형성을 크게 저하시키지 않기 위한 보다 바람직한 범위로서는 0.005％∼0.15％이다.

또한, 본 실시 형태에서는, 상기 원소 외에, Ni:0.01∼2.0％, Cu:0.01∼2.0％, Mo:0.01∼2.0％ 중 1종 또는 2종 이상을 첨가하는 것이 바람직하다.

이들 Ni, Cu 및 Mo은 내식성을 향상시키는 원소이며, 필요에 따라 첨가되어도 된다. 모두 0.01％ 이상의 첨가로 효과가 발휘되기 때문에, 이것을 각각의 하한으로 하는 것이 바람직하다. 또한 다량의 첨가는 재질의 경화, 연성의 열화를 초래하기 때문에, Ni, Cu 및 Mo의 각각에 대해 2.0％를 상한으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 내식성을 발휘하고, 재질을 확보하는 점으로부터, 보다 바람직한 첨가 범위는 Ni, Cu는 0.05∼0.60％, Mo은 0.20∼1.30％이다. 더욱 바람직하게는, Ni과 Cu는, 0.10∼0.30％, Mo은 0.30∼0.60％이다.

또한, 본 실시 형태에서는, 상기 원소에 추가하여, B:0.0003∼0.0025％, Mg:0.0001∼0.0030％, Ca:0.0003∼0.0030％, Sb:0.001∼0.50％, Ga:0.0003∼0.1％, REM(희토류 금속):0.002∼0.2％ 및 Ta:0.005∼0.50％ 중 1종 또는 2종 이상을 첨가하는 것이 바람직하다.

B, Mg 및 Ca은 2차 가공성, 내리징성을 향상시키는 효과를 갖는 원소이다. 그 효과는, B:0.0003％, Mg:0.0001％, Ca:0.0003％ 이상에서 발휘되기 때문에 이것을 하한으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 다량의 저하는 제조 시의 수율 저하를 초래하는 경우가 있기 때문에, 상한을 B:0.0025％, Mg 및 Ca:0.0030％로 하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직한 첨가 범위는 B 및 Ca:0.0003∼0.0010％, Mg:0.0002∼0.0008％이다.

Sb은 내식성의 향상에 유효하고, 필요에 따라 0.50％ 이하로 첨가해도 된다. 특히 간극 부식성의 관점에서 Sb의 함유량의 하한을 0.001％로 한다. 하한은, 제조성이나 비용의 관점에서 0.01％로 하는 것이 바람직하다. 상한은 0.1％가 비용의 관점에서 바람직하다.

Ga은, 내식성 향상이나 수소 취화 억제를 위해, 0.1％ 이하로 첨가해도 된다. 황화물 형성의 관점에서 하한은 0.0003％로 한다. Ga의 함유량은 제조성이나 비용의 관점에서 0.0010％ 이상인 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는 0.0020％ 이상이다.

REM(희토류 금속)은 내산화성이나 산화 피막의 밀착성 향상에 효과를 발현하는 원소이며, 이와 같은 효과를 발현시키기 위해서는 하한이 0.002％ 이상 함유되는 것이 바람직하다. 효과는 0.2％로 포화되기 때문에, 이 값을 REM(희토류 금속)의 함유량의 상한값으로 한다. 또한, REM(희토류 원소)은 일반적인 정의에 따라서, 스칸듐(Sc), 이트륨(Y)의 2 원소와, 란탄(La)으로부터 루테튬(Lu)까지의 15 원소(란타노이드)의 총칭을 가리킨다. REM(희토류 금속)은 단독으로 첨가되어도 되고, 혼합물로서 0.002∼0.2％의 범위로 첨가되어도 된다.

Ta은 고온 강도를 향상시키는 원소이며, 필요에 따라 첨가할 수 있다. 이 효과를 얻기 위해 Ta을 0.005％ 이상으로 첨가한다. 그러나, 과도한 첨가는, 상온 연성의 저하나 인성의 저하를 초래하기 때문에, 0.50％를 상한으로 한다. 고온 강도와 연성·인성을 양립시키기 위해서는, 0.05％ 이상, 0.50％ 이하가 바람직하다.

그 외의 성분에 대해 본 발명에서는 특별히 규정하는 것은 아니지만, 본 발명에 있어서는, Hf, Bi 등을 필요에 따라, 0.001∼0.1％ 첨가해도 상관없다. 또한, As, Pb 등의 일반적인 유해한 원소나 불순물 원소는 가능한 한 저감하는 것이 바람직하다.

이상, 강 조성(성분 원소)과 그 한정 이유에 대해 설명했지만, 본 실시 형태에 관한 페라이트계 스테인리스 강판의 상기한 원소 이외의 잔량부는, 실질적으로 Fe 및 불가피 불순물을 포함한다. 또한, 본 실시 형태에 있어서는, 불가피 불순물을 비롯하여, 본 발명의 작용 효과를 해하지 않는 원소를 미량으로 첨가할 수 있다.

또한 상술한 강 조성을 갖는 페라이트계 스테인리스 강판에 있어서는, 변형 7.5％의 예비 변형 부여 인장 변형 후의 응력 σ1(N/㎟)과, 상기 인장 변형 후에 200℃에 있어서 30분의 열처리를 실시하여 다시 인장한 때의 상항복 응력 σ2(N/㎟)의 관계가 하기 식 (2)의 관계를 만족하는 것을 특징으로 한다. 여기서, σ1은 변형 7.5％일 때의 응력을 나타낸다. 인장 시험에 있어서는, 변형 과정에 있어서 변형의 증가와 함께 응력이 축차적으로 변화되지만, σ1은 변형이 7.5％에 도달한 때의 응력을 나타낸다. 또한, 이 상기 인장 변형에 있어서 인장 시험편은 JIS Z 2241:2011(ISO 6892-1:2009에 대응함)의 JIS13B호 인장 시험편을 사용하고, 인장 시험 시의 인장 속도는 1∼3㎜/min의 범위로 한다. 그 외의 조건은 JIS Z 2241에 준하는 것으로 한다.

[식 2]

상기 식 (2)를 만족하지 않는 경우에는, 성형(가공) 시에 스트레쳐 스트레인이 발생하기 때문에, 식 (2)를 만족시키는 것이 중요하다.

상기 식 (2)를 만족시킴으로써 스트레쳐 스트레인이 발생하지 않는 원인은 분명하지는 않지만, 상기 강 조성, 특히 Sn을 함유함으로써, 강 내에 있어서의 C의 거동이 변화되었기 때문이라고 생각된다. Sn은 C와 화합물을 만들지 않고, 오히려 반발의 상호 작용을 나타내는 것이 알려져 있다. 또한 C, Sn 모두 입계 편석 경향이 강한 원소인 것이 알려져 있다. 이러한 점에서 생각하면, Sn이 입계에 존재함으로써 C의 석출이 촉진되어, 스트레쳐 스트레인의 요인으로 되는 고용 C량이 감소할 가능성이 있다고 생각된다.

이어서, 본 실시 형태에 관한 페라이트계 스테인리스 강판의 제조 방법에 대해 설명한다.

본 실시 형태의 페라이트계 스테인리스 강판의 제조 방법은, 상술되어진 강 조성, 즉, C:0.020％ 이하, Si:0.01∼2.0％, Mn:2.0％, P:0.050％ 미만, S:0.010％ 미만, Cr:10.0∼25.0％, N:0.020％ 이하, Sn:0.010∼0.50％를 함유하고, 또한 Ti:0.60％ 이하, Nb:0.60％ 이하, V:0.60％ 이하, Zr:0.60％ 이하 중 1종 또는 2종 이상을 하기 식 (3)을 만족하도록 함유하고, 또한 잔량부가 실질적으로 철 및 불가피적 불순물을 포함하는 강 조성을 갖는 페라이트계 스테인리스 강판을 제조할 때에, 조압연에 이어서 행하는 복수 패스로 이루어지는 마무리 압연에 있어서, 상기 마무리 압연의 최종 3 패스의 합계 압하율을 40％ 이상, 또한 상기 마무리 압연의 최종 패스의 압연 온도를 950℃ 이하로 하고, 상기 마무리 압연 후 500℃ 이하에서 권취 처리를 행하는 열간 압연 공정과, 상기 열간 압연 공정 후에 있어서, 500℃ 내지 700℃의 범위의 승온 속도를 3℃/s 이상으로 하여 850℃∼1100℃로 가열한 후, 850℃ 내지 550℃의 범위의 냉각 속도를 50℃/s 이하로 하는 열처리를 실시하는 열연판 어닐링 공정을 구비하는 것을 특징으로 한다.

[식 3]

이하, 각 제조 조건에 대해 상세하게 설명한다.

「열간 압연 공정에 있어서 1100℃ 이상으로 강편을 가열」

먼저, 상기 강 조성을 가진 강을 제강하고, 그 후 주조하여 강편(슬래브)으로 한다.

계속해서 열간 압연 공정을 행하지만, 본 실시 형태에 있어서는, 열간 압연 공정 전에 있어서의 상기 강편의 재가열 온도를 1100℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 재가열 온도가 1100℃ 미만이면 열간 압연에 있어서의 압연 하중이 증가하고, 압연 시에 흠집이 발생하는 경우가 있기 때문에, 이것을 하한 온도로 하는 것이 바람직하다. 한편, 재가열 온도가 지나치게 높으면 강편이 연질화되어 형상 변화될 가능성이 있기 때문에, 상한 온도는 1250℃로 하는 것이 바람직하다. 또한, 압연 하중, 강편 형상의 관점에서 특히 바람직한 재가열 온도의 범위는 1150℃∼1200℃이다.

「마무리 압연의 최종 3 패스의 합계 압하율을 40％ 이상으로 하고, 또한 마무리 압연 최종단의 압연 온도가 950℃ 이하로 한다」

상기 강편을 재가열한 후에는 열간 압연 공정을 행한다. 열간 압연 공정은 조압연, 복수의 패스, 상세하게는 3 이상의 패스로 이루어지는 마무리 압연 및 그 후의 권취 공정으로 개략 구성된다. 본 실시 형태에 있어서는, 이 마무리 압연에 있어서, 최종 3 패스의 합계 압하율을 40％ 이상, 또한 마무리 압연의 최종 패스의 압연 온도를 950℃ 이하로 하고, 또한 마무리 압연 후의 권취 공정에 있어서의 권취 온도를 500℃ 이하에서 행하는 것이 중요하다.

이들 각 조건에 대해 설명한다.

마무리 압연의 압하에 관해서는, 최종 3 패스의 합계 압하율(이하, 간단히 합계 압하율이라고도 함)이 40％ 이상으로 되도록 한다. 본 실시 형태에서는 압하율을 높게 설정함으로써 재결정핵을 증가시키고, 재결정립경을 미세하게 하는 것이 중요하다. 이와 같은 한정 이유에 대해서는 후술하는데, 압하율을 높임으로써 재결정핵을 충분히 확보함과 함께 이후의 어닐링 공정에서 재결정립경을 미세하게 하여, Sn의 입계에의 편석을 촉진시킬 수 있기 때문에, 결과, BH량을 저감시킬 수 있다고 생각된다. 그러나, 합계 압하율이 40％ 미만이면 재결정핵을 충분히 확보할 수 없고, 그 결과, BH량이 높아지기 때문에 합계 압하율은 40％ 이상으로 한다. 또한, 재결정핵을 증가시키는 관점에서, 합계 압하율의 바람직한 하한은 45％이다. 또한 합계 압하율의 상한은 특별히 규정되지 않지만, 압연 시의 하중을 고려하면 80％로 하는 것이 바람직하다. 또한, 최종 3 패스의 합계 압하율 X는 최종 판 두께 tf(㎜)와 최종 3 패스 전의 판 두께 ty(㎜)의 관계로부터, 하기 식 (4)로 구한다.

[식 4]

최종 3 패스의 합계 압하율을 40％ 이상으로 규정한 이유를 설명한다. 마무리 압연 중 최종 3 패스는 다른 패스와 비교하여 압연 온도가 낮고 변형이 축적되기 쉽다. 이로 인해, 최종 3 패스의 합계 압하율은 그 후의 어닐링 공정에 있어서의 재결정화에 크게 영향을 미치고, 그것에 의해 BH량이 크게 변동된다. 즉, 비교적 압연 온도가 낮은 최종 3 패스에서는 축적되는 변형량이 크고, 그 결과, 재결정핵을 증가시킬 수 있다. 그리고, 이와 같이 재결정핵을 확보한 상태로 후속 공정의 열연판 어닐링에 의한 재결정화를 행함으로써 재결정립(재결정 조직)을 미세화(재결정립경을 작게)할 수 있어, BH량의 저감이 가능하게 된다. 이와 같이 재결정립을 미세화함으로써 BH량을 저감시킬 수 있는 메커니즘에 대해서는 현재 시점에서 불분명하지만, 다음과 같이 생각된다. 즉, 재결정립을 미세화함으로써, 입계 편석 원소인 Sn의 편석 사이트인 결정립계의 면적을 증가시킬 수 있고, 그 결과 Sn의 확산 거리가 감소하여 입계에의 Sn 편석이 촉진된다. 이로 인해, 입계에의 C의 편석이 억제됨과 함께, C의 석출이 촉진되어 고용 C량이 감소하고, 그 결과, BH량의 증대를 억제할 수 있다고 생각된다.

또한 본 실시 형태에 있어서는, 상술한 바와 같은 재결정핵의 확보의 관점에서, 마무리 압연 최종단의 압연 온도를 950℃ 이하로 한다. 950℃ 초과이면, BH량이 높아지고, 스트레쳐 스트레인이 나타나기 때문이다. 또한, 마무리 압연 중 최종단(최종 패스)의 압연 온도의 하한은 압연 시의 흠집 발생 방지의 관점에서 780℃로 하는 것이 바람직하다.

「권취 온도:500℃ 이하」

또한 본 실시 형태에 있어서는, 상술한 바와 같은 재결정핵의 확보의 관점에서, 권취 온도도 매우 중요한 요건이다. 권취 온도가 500℃ 초과이면 후속 공정의 열연판 어닐링 시에 재결정립(재결정 조직)이 조대화해 버려(재결정립경이 과도하게 커져 버려) BH량이 증대하기 때문에, 권취 온도는 500℃ 이하로 한다. 또한 바람직하게는 450℃ 이하이다. 한편, 권취 온도가 지나치게 낮으면 권취 시의 온도 제어가 곤란해질 뿐만 아니라 특수한 설비가 필요해지기 때문에, 권취 온도의 하한은 250℃로 하는 것이 바람직하다.

이상과 같이, 본 실시 형태에 관한 열간 압연 공정에 있어서는, 마무리 압연 시의 최종 3 패스의 합계 압하율, 마무리 압연 온도, 그리고 권취 온도를 규정하는 것이 BH량을 저감시키는 데 있어서 필요하다.

「열연판 어닐링 공정에 있어서, 500℃ 내지 700℃의 범위의 승온 속도를 3℃/s 이상, 가열 후의 도달 온도를 850℃∼1100℃, 850℃ 내지 550℃의 범위의 냉각 속도를 50℃/s 이하로 한다」

상기 열간 압연 공정 후에 있어서, 500℃ 내지 700℃의 범위의 승온 속도를 3℃/s 이상으로 하여 850℃∼1100℃로 가열한 후, 850℃ 내지 550℃의 범위의 냉각 속도를 50℃/s 이하로 하는 열처리를 실시하는 열연판 어닐링 공정을 행한다.

열연판 어닐링 공정에 있어서는 먼저, 후술하는 도달 온도까지 가열하여 승온시켜 가지만, 본 실시 형태에 있어서는 500℃ 내지 700℃의 범위의 승온 속도를 3℃/s 이상으로 한다. 3℃/s 미만의 경우에는 후속 공정의 열연판 어닐링 시에 재결정립이 조대화해 버려 충분한 BH가 얻어지지 않는다. 승온 속도는, 바람직하게는 5℃/s 이상이며, 더욱 바람직하게는 10℃/s 이상이다. 20℃/s 초과로 그 효과는 포화되기 때문에, 이 값을 승온 속도의 상한값으로 하는 것이 바람직하다.

또한, 가열 후(승온)의 도달 온도는 마무리 압연으로 확보한 재결정핵을 재결정화시키기 위해 중요한 요건이며, 본 실시 형태에서는, 상기 도달 온도를 850℃∼1100℃로 한다. 도달 온도가 850℃ 미만이면 재결정이 불충분하여, BH량의 저감 효과가 불충분해지는 것에 추가하여, 냉연 어닐링판의 가공성이나 리징 특성이 열화되기 때문에 850℃ 이상까지 승온시키는 것이 중요하다. 또한, 재결정 조직 형성의 관점에서, 도달 온도를 900℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한 도달 온도를 1100℃ 초과로 하면 강판의 결정립이 조대화하고, 제품판에 있어서의 성형성, 표면 특성(표면 거칠기성)이 열화되기 때문에, 도달 온도는 1100℃ 이하로 한다. 또한, 결정립의 조대화 억제의 관점에서 도달 온도를 1080℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.

또한 열연판 어닐링 후의 냉각 시의 냉각 속도는 재결정립을 미세화하기 위해 중요한 요건이며, 본 실시 형태에서는 열연판 어닐링 후의 냉각 과정을, 850℃ 내지 550℃의 범위의 냉각 속도를 50℃/s 이하로 되도록 제어한다. 냉각 속도가 50℃/s 초과라면 재결정립의 미세화가 불충분해져 BH량이 증대하기 때문에 냉각 속도는 50℃/s 이하로 한다. 또한, 재결정립의 미세화의 관점에서 바람직하게는 15℃/s 이하이다. 한편, 과도한 냉각 속도의 저하는 제조성을 열화시키기 때문에 2℃/s 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 미세한 탄질화물 석출에 의한 인성 저하나 산세성 열화를 방지하는 이유에서 10℃/s 초과가 보다 바람직하다.

이상과 같이 하여 얻어진 페라이트계 스테인리스 열연 강판에 대해, 이어서 냉간 압연, 어닐링(최종 어닐링), 또한 필요에 따라 스킨패스 압연을 실시한다. 본 실시 형태에서는 최종 어닐링 온도에 의해 그 효과에 차이는 인정되지 않기 때문에 특별히 한정되지 않는다. 또한, 그 승온 속도, 냉각 속도를 변화시켜도 그 효과는 크게 변화되지 않기 때문에, 스트레쳐 스트레인의 관점에서는 특별히 한정할 필요는 없다. 단, 어닐링에 의해 재결정 조직을 얻는 것이 필요하기 때문에, 800℃ 이상의 열처리가 필요하다고 생각된다. 어닐링 온도가 높으면 결정립이 조대화되어, 성형 시의 표면 거칠기를 조장하기 때문에, 그 상한은 1050℃로 하는 것이 바람직하다.

또한 냉간 압연의 조건에 대해서는, 사용하는 워크롤의 롤 조도, 롤 직경, 또한 압연유, 압연 패스 횟수, 압연 속도, 압연 온도, 냉간 압연율에 의해 상기 효과에 차이는 발생하지 않기 때문에, 이들 조건에 대해서는 특별히 규정하지 않는다.

또한 본 실시 형태의 상술해온 바와 같은 효과는 2회 냉연법, 3회 냉연법에서도 발휘된다.

또한 강 중 조직을 제어하고 있기 때문에, 최종 어닐링 시의 노 내 분위기의 영향도 받지 않는다.

이상과 같이, Sn을 함유하는 강 조성(성분계)을 갖는 강편에 있어서 열연 조건, 권취 조건, 열연판 어닐링 조건을 조합하여 규정하는 것에 의해서만, BH량이 낮아, 스트레쳐 스트레인을 효과적으로 억제하는 것이 가능한, 시효 열처리 후의 강도 증가가 작은 페라이트계 스테인리스 강판이 얻어진다.

또한, 상술해온 바와 같은 제조 방법의 조건 제어로 재결정립을 미세화함으로써 BH량이 저감되는 메커니즘에 대해서는 분명하지는 않지만, 다음과 같이 생각된다.

BH량은 고용 C량과 상관이 있는 것이 알려져 있다. C는 입계 편석되는 원소이지만, Sn도 입계 편석 원소이다. 본 발명자들에 의하면, Sn은 C보다도 우선적으로 입계 편석되는 원소라고 여겨지고 있기 때문에, 열연판 어닐링 후의 냉각 과정에 있어서 C보다도 Sn이 먼저 결정립계에 편석된다. 즉, 강 중에 Sn을 첨가한 경우에는 입계에 존재하는 C가 경감되는 것이 생각된다. 그리고, Sn이 우선적으로 입계에 존재함으로써, 입계에 편석되지 않은 C에 대해서는 탄질화물로서의 석출이 촉진된다고 생각된다. 따라서 Sn의 첨가 자체에 고용 C를 저감시키는 효과가 있다고 추정되고, 그 결과, BH량을 저감시킬 수 있다고 생각된다.

또한 본 발명에 있어서는, 마무리 열연을 고압하율 또한 저온에서, 권취 온도를 저온에서, 열연판 어닐링의 승온 속도 및 도달 온도를 약간 높게 할 필요가 있다. 이러한 조건은 모두 재결정핵을 증가시키고, 재결정립경을 미세하게 하는 제조 조건이다. 일반적으로는 BH량은 결정립경이 미세할수록 크지만, 본 발명에 있어서는 상술한 바와 같은 재결정립을 미세하게 하는(재결정립경을 작게 하는) 제조 조건이 필수적이다. 재결정립을 미세하게 함으로써 BH량을 저감시킬 수 있는 원인에 대해서도 현재 시점에서는 불분명하지만, Sn의 편석 사이트인 결정립계 면적을 증가시킴으로써 Sn의 확산 거리를 저감시켜 Sn 편석을 촉진하고, 결과 고용 C를 저감시킬 수 있었기 때문이라고 생각된다.

실시예

이하, 실시예에 의해 본 발명의 효과를 설명하는데, 본 발명은 이하의 실시예에서 사용한 조건으로 한정되는 것은 아니다.

표 1, 2의 성분 조성(질량％)을 갖는 강을 용제하였다. 또한, 표 1, 2의 REM(희토류 금속)은 La, Ce, Pr, Nd의 혼합물이다. 이어서, 얻어진 강괴로부터 판 두께 90㎜의 강편으로 절단 채취하고, 표 3∼5에 나타내는 가열 온도까지 재가열한 후, 열간 압연에 의해 판 두께 4.0㎜까지 압연하였다. 또한, 마무리 압연의 최종 3 패스의 합계 압하율을 X(％)로 하여, 최종 패스의 압연 온도를 마무리 압연 온도(℃)로서 표 3∼5에 나타내었다.

그 후, 표 3∼5에 나타내는 권취 온도에서 권취한 후, 표 3∼5에 나타내는 바와 같은 다양한 조건으로 열연판 어닐링을 행하였다. 열연판 어닐링 후에는 산세하고, 판 두께 0.4∼2.0㎜로 되도록 냉간 압연하여 냉연 강판을 얻었다. 이것을 800∼1000℃의 범위 내의 온도에서 열처리(냉연판 어닐링)하여 페라이트계 스테인리스 강판으로 하였다.

그 후, BH 측정, 스트레쳐 스트레인 판정, 성형 시험 후의 표면 조사(표면 거칠기 유무)에 제공하였다.

BH 측정은, JIS13B호 인장 시험편을 사용하여 전술한 바와 같이 변형 7.5％의 예비 변형 부여 인장 변형 후의 응력 σ1(N/㎟)과, 변형 7.5％의 예비 변형 부여 인장 변형 후에 200℃에 있어서 30min의 열처리를 실시하여 다시 인장한 때의 상항복 응력 σ2(N/㎟)의 차로부터 구하였다. 또한, N수는 2로서 평균값을 갖고 평가하였다. 인장 속도는 3㎜/min으로 하였다.

스트레쳐 스트레인은, 변형 7.5％의 예비 변형 부여 인장 변형 후, 200℃×30분의 상기 열처리를 실시한 후의 상기 JIS13B호 인장 시험편을 변형 1％ 변형된 후의 외관으로부터 평가하였다.

성형 시험은, 열연판 어닐링 후의 열연판에 있어서, Φ50㎜의 원통 펀치를 사용하여 교축비 2.0으로 성형 시험한 후의 종벽부의 표면 외관으로부터 표면 거칠기 유무를 판단하였다. 또한 열연 권취 후의 표면 상태를 육안 관찰하여, 시징 흠집의 발생 유무를 관찰하였다.

본 발명의 범위 내인 조성을 갖는 강판 및 본 발명에 의한 제조 방법으로 얻어진 강판에서는 모두 BH량(σ2-σ1)이 8(N/㎟) 미만으로 작고, 스트레쳐 스트레인, 표면 거칠기가 확인되지 않았다.

본 발명에 따르면, 페라이트계 스테인리스 강판을 고온에서 장기간 유지한 때에 발생하는 스트레쳐 스트레인을 효과적으로 억제할 수 있다. 따라서, 박강판 보관 방법 등의 엄밀화를 완화하여 메인터넌스 프리로 할 수 있으므로, 산업에 크게 기여할 수 있다.

Claims

질량％로, C:0.020％ 이하, Si:0.01∼2.0％, Mn:2.0％ 이하(0％를 포함하지 않음), P:0.050％ 미만, S:0.010％ 미만, Cr:10.0∼25.0％, N:0.020％ 이하, Sn:0.010∼0.50％를 함유하고, 또한 Ti:0.60％ 이하, Nb:0.60％ 이하, V:0.60％ 이하, Zr:0.60％ 이하 중 1종 또는 2종 이상을 하기 식 (1)을 만족하도록 함유하고, 또한 잔량부가 실질적으로 철 및 불가피적 불순물을 포함하는 강 조성을 갖고,
변형 7.5％의 예비 변형 부여 인장 변형 후의 응력 σ1(N/㎟)과, 상기 인장 변형 후에 200℃에 있어서 30분의 열처리를 실시하여 다시 인장한 때의 상항복 응력 σ2(N/㎟)가 하기 식 (2)의 관계를 만족하는 것을 특징으로 하는, 시효 열처리 후의 강도 증가가 작은 페라이트계 스테인리스 강판.
[식 1]

[식 2]

또한, 상기 식 (1)에 있어서 각 원소명은 모두 그 함유량(질량％)을 나타낸다. 또한, 상기한 식에 있어서 강 중에 함유되지 않는 원소에 대해서는, 0을 대입하는 것으로 한다.
제1항에 있어서,
질량％로, Al:0.003∼1.0％를 함유하는 것을 특징으로 하는, 시효 열처리 후의 강도 증가가 작은 페라이트계 스테인리스 강판.
제1항 또는 제2항에 있어서,
질량％로, Ni:0.01∼2.0％, Cu:0.01∼2.0％, Mo:0.01∼2.0％ 중 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는, 시효 열처리 후의 강도 증가가 작은 페라이트계 스테인리스 강판.
제1항 또는 제2항에 있어서,
질량％로, B:0.0003∼0.0025％, Mg:0.0001∼0.0030％, Ca:0.0003∼0.0030％, Sb:0.001∼0.50％, Ga:0.0003∼0.1％, REM(희토류 금속):0.002∼0.2％ 및 Ta:0.005∼0.50％ 중 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는, 시효 열처리 후의 강도 증가가 작은 페라이트계 스테인리스 강판.
질량％로, C:0.020％ 이하, Si:0.01∼2.0％, Mn:2.0％ 이하(0％를 포함하지 않음), P:0.050％ 미만, S:0.010％ 미만, Cr:10.0∼25.0％, N:0.020％ 이하, Sn:0.010∼0.50％를 함유하고, 또한 Ti:0.60％ 이하, Nb:0.60％ 이하, V:0.60％ 이하, Zr:0.60％ 이하 중 1종 또는 2종 이상을 하기 식 (3)을 만족하도록 함유하고, 또한 잔량부가 실질적으로 철 및 불가피적 불순물을 포함하는 강 조성을 갖는 페라이트계 스테인리스 강판을 제조할 때에,
조압연에 이어서 행하는 복수 패스로 이루어지는 마무리 압연에 있어서, 상기 마무리 압연의 최종 3 패스의 합계 압하율을 40％ 이상, 또한 상기 마무리 압연의 최종 패스의 압연 온도를 950℃ 이하로 하고, 상기 마무리 압연 후 250℃ 이상 500℃ 이하에서 권취 처리를 행하는 열간 압연 공정과,
상기 열간 압연 공정 후에 있어서, 500℃ 내지 700℃의 범위의 승온 속도를 3℃/s 이상 20℃/s이하로 하여 850℃∼1100℃로 가열한 후, 850℃ 내지 550℃의 범위의 냉각 속도를 2℃/s 이상 50℃/s 이하로 하는 열처리를 실시하는 열연판 어닐링 공정을 구비하는 것을 특징으로 하는, 시효 열처리 후의 강도 증가가 작은 페라이트계 스테인리스 강판의 제조 방법.
[식 3]

또한, 상기 식 (3)에 있어서 각 원소명은 모두 그 함유량(질량％)을 나타낸다. 또한, 상기한 식에 있어서 강 중에 함유되지 않는 원소에 대해서는, 0을 대입하는 것으로 한다.
제5항에 있어서,
상기 열간 압연 공정 전에 있어서의 상기 강 조성을 갖는 강편의 재가열 온도를, 1100℃ 이상으로 하는 것을 특징으로 하는, 시효 열처리 후의 강도 증가가 작은 페라이트계 스테인리스 강판의 제조 방법.
제5항 또는 제6항에 있어서,
상기 강 조성에 있어서, 질량％로, Al:0.003∼1.0％를 더 첨가하는 것을 특징으로 하는, 시효 열처리 후의 강도 증가가 작은 페라이트계 스테인리스 강판의 제조 방법.
제5항 또는 제6항에 있어서,
상기 강 조성에 있어서, 질량％로, Ni:0.01∼2.0％, Cu:0.01∼2.0％, Mo:0.01∼2.0％ 중 1종 또는 2종 이상을 더 첨가하는 것을 특징으로 하는, 시효 열처리 후의 강도 증가가 작은 페라이트계 스테인리스 강판의 제조 방법.
제5항 또는 제6항에 있어서,
상기 강 조성에 있어서, 질량％로, B:0.0003∼0.0025％, Mg:0.0001∼0.0030％, Ca:0.0003∼0.0030％, Sb:0.001∼0.50％, Ga:0.0003∼0.1％, REM(희토류 금속):0.002∼0.2％ 및 Ta:0.005∼0.50％ 중 1종 또는 2종 이상을 더 첨가하는 것을 특징으로 하는, 시효 열처리 후의 강도 증가가 작은 페라이트계 스테인리스 강판의 제조 방법.
제3항에 있어서,
질량％로, B:0.0003∼0.0025％, Mg:0.0001∼0.0030％, Ca:0.0003∼0.0030％, Sb:0.001∼0.50％, Ga:0.0003∼0.1％, REM(희토류 금속):0.002∼0.2％ 및 Ta:0.005∼0.50％ 중 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는, 시효 열처리 후의 강도 증가가 작은 페라이트계 스테인리스 강판.
제7항에 있어서,
상기 강 조성에 있어서, 질량％로, Ni:0.01∼2.0％, Cu:0.01∼2.0％, Mo:0.01∼2.0％ 중 1종 또는 2종 이상을 더 첨가하는 것을 특징으로 하는, 시효 열처리 후의 강도 증가가 작은 페라이트계 스테인리스 강판의 제조 방법.
제7항에 있어서,
상기 강 조성에 있어서, 질량％로, B:0.0003∼0.0025％, Mg:0.0001∼0.0030％, Ca:0.0003∼0.0030％, Sb:0.001∼0.50％, Ga:0.0003∼0.1％, REM(희토류 금속):0.002∼0.2％ 및 Ta:0.005∼0.50％ 중 1종 또는 2종 이상을 더 첨가하는 것을 특징으로 하는, 시효 열처리 후의 강도 증가가 작은 페라이트계 스테인리스 강판의 제조 방법.
제8항에 있어서,
상기 강 조성에 있어서, 질량％로, B:0.0003∼0.0025％, Mg:0.0001∼0.0030％, Ca:0.0003∼0.0030％, Sb:0.001∼0.50％, Ga:0.0003∼0.1％, REM(희토류 금속):0.002∼0.2％ 및 Ta:0.005∼0.50％ 중 1종 또는 2종 이상을 더 첨가하는 것을 특징으로 하는, 시효 열처리 후의 강도 증가가 작은 페라이트계 스테인리스 강판의 제조 방법.
제11항에 있어서,
상기 강 조성에 있어서, 질량％로, B:0.0003∼0.0025％, Mg:0.0001∼0.0030％, Ca:0.0003∼0.0030％, Sb:0.001∼0.50％, Ga:0.0003∼0.1％, REM(희토류 금속):0.002∼0.2％ 및 Ta:0.005∼0.50％ 중 1종 또는 2종 이상을 더 첨가하는 것을 특징으로 하는, 시효 열처리 후의 강도 증가가 작은 페라이트계 스테인리스 강판의 제조 방법.