知財求人 - 知財ポータルサイト「IP Force」
(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】公表特許公報(A)
(11)【公表番号】
(43)【公表日】2024-07-09
(54)【発明の名称】オーステナイト系ステンレス鋼及びその製造方法
(51)【国際特許分類】
C22C 38/00 20060101AFI20240702BHJP
C22C 38/58 20060101ALI20240702BHJP
C21D 9/46 20060101ALI20240702BHJP
【ＦＩ】
C22C38/00 302Z
C22C38/58
C21D9/46 Q
【審査請求】有
【予備審査請求】未請求
(21)【出願番号】P 2023579067
(86)(22)【出願日】2022-06-09
(85)【翻訳文提出日】2023-12-21
(86)【国際出願番号】 KR2022008142
(87)【国際公開番号】W WO2023282477
(87)【国際公開日】2023-01-12
(31)【優先権主張番号】10-2021-0088182
(32)【優先日】2021-07-06
(33)【優先権主張国・地域又は機関】KR
(81)【指定国・地域】
(71)【出願人】
【識別番号】522492576
【氏名又は名称】ポスコ カンパニー リミテッド
(74)【代理人】
【識別番号】110000051
【氏名又は名称】弁理士法人共生国際特許事務所
(72)【発明者】
【氏名】パク，ミナム
(72)【発明者】
【氏名】キム，サンソク
【テーマコード（参考）】
4K037
【Ｆターム（参考）】
4K037EA04
4K037EA05
4K037EA12
4K037EA15
4K037EA18
4K037EA19
4K037EA21
4K037EA27
4K037EA32
4K037EB06
4K037EB09
4K037FB00
4K037FF03
4K037FF05
4K037FG00
4K037FJ05
(57)【要約】
【課題】高強度、高延伸及び高降伏比を同時に満たす超細粒オーステナイト系ステンレス鋼及びその製造方法を提供する。
【解決手段】本発明のオーステナイト系ステンレス鋼は、重量％で、Ｃ（炭素）：０．００５～０．０３％、Ｓｉ（ケイ素）：０．１～１．０％、Ｍｎ（マンガン）：０．１～２．０％、Ｎｉ（ニッケル）：６．０～１２．０％、Ｃｒ（クロム）：１６．０～２０．０％、Ｎ（窒素）：０．０１～０．２％、Ｎｂ（ニオブ）：０．２５％以下、残部のＦｅ（鉄）及びその他の不可避な不純物からなり、厚さ方向中心部の平均結晶粒のサイズ（ｄ）値が５μｍ以下であり、バンド形態の未再結晶面積分率が１０％以下であることを特徴とする。
【選択図】図１
【解決手段】本発明のオーステナイト系ステンレス鋼は、重量％で、Ｃ（炭素）：０．００５～０．０３％、Ｓｉ（ケイ素）：０．１～１．０％、Ｍｎ（マンガン）：０．１～２．０％、Ｎｉ（ニッケル）：６．０～１２．０％、Ｃｒ（クロム）：１６．０～２０．０％、Ｎ（窒素）：０．０１～０．２％、Ｎｂ（ニオブ）：０．２５％以下、残部のＦｅ（鉄）及びその他の不可避な不純物からなり、厚さ方向中心部の平均結晶粒のサイズ（ｄ）値が５μｍ以下であり、バンド形態の未再結晶面積分率が１０％以下であることを特徴とする。
【選択図】図１
【特許請求の範囲】
【請求項1】
重量％で、Ｃ（炭素）：０．００５～０．０３％、Ｓｉ（ケイ素）：０．１～１．０％、Ｍｎ（マンガン）：０．１～２．０％、Ｎｉ（ニッケル）：６．０～１２．０％、Ｃｒ（クロム）：１６．０～２０．０％、Ｎ（窒素）：０．０１～０．２％、Ｎｂ（ニオブ）：０．２５％以下、残部はＦｅ（鉄）及びその他の不可避な不純物からなり、厚さ方向中心部の平均結晶粒のサイズ（ｄ）値が５μｍ以下であり、バンド形態の未再結晶面積分率が１０％以下であることを特徴とするオーステナイト系ステンレス鋼。
【請求項2】
降伏強度が７００ＭＰａ以上１１１３ＭＰａ以下であることを特徴とする請求項１に記載のオーステナイト系ステンレス鋼。
【請求項3】
延伸率が２０％以上４１．２％以下であることを特徴とする請求項１に記載のオーステナイト系ステンレス鋼。
【請求項4】
降伏比が０．８以上０．９６以下であることを特徴とする請求項１に記載のオーステナイト系ステンレス鋼。
【請求項5】
重量％で、Ｃ：０．００５～０．０３％、Ｓｉ：０．１～１．０％、Ｍｎ：０．１～２．０％、Ｎｉ：６．０～１２．０％、Ｃｒ：１６．０～２０．０％、Ｎ：０．０１～０．２％、Ｎｂ：０．００２～０．２５％、残部はＦｅ及び不可避な不純物からなり、厚さ方向中心部の平均結晶粒のサイズ（ｄ）値が５μｍ以下であり、バンド形態の未再結晶面積分率が１０％以下のスラブを熱間圧延する段階と、常温で圧下率４０％以上で冷間圧延する段階と、
下記式（１）で表されるΩ値が０．８以上を満たすように冷延焼鈍する段階を含むことを特徴とするオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法。
式（１）：Ω＝３．３５－１４．６＊［Ｃ］＋０．１０５＊［Ｓｉ］＋０．００５８＊［Ｍｎ］＋０．０３２１＊［Ｃｒ］－０．２２２＊［Ｎｉ］－２．０２＊［Ｎ］＋０．３４０＊［Ｎｂ］－０．００５３８＊Ｍｄ３０－０．００１２４＊Ｔｅｍｐ
（式（１）において、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｎｉ］、［Ｎ］、［Ｎｂ］は、各元素の重量％を意味し、Ｍｄ３０は、５５１－４６２（［Ｃ］＋［Ｎ］）－９．２＊［Ｓｉ］－８．１＊［Ｍｎ］－１３．７＊［Ｃｒ］－２９（［Ｎｉ］＋［Ｃｕ］）－１８．５＊［Ｍｏ］－６８（［Ｎｂ］＋［Ｖ］）で定義される値をいい、Ｔｅｍｐは、冷延焼鈍温度（℃）を意味する。）
【請求項6】
前記熱間圧延する段階後に焼鈍せずに冷間圧延することを特徴とする請求項５に記載のオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本発明はオーステナイト系ステンレス鋼及びその製造方法に係り、より詳しくは、高強度、高延伸及び高降伏比を同時に満たす超細粒オーステナイト系ステンレス鋼及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【0002】
一般にオーステナイト系ステンレス鋼は、優れた成形性、加工硬化能及び溶接性により運送用部品及び建築用部品など多様な用途に使用されている。しかし、３０４系ステンレス鋼または３０１系ステンレス鋼は、降伏強度が２００～３５０ＭＰａレベルに過ぎないので、構造物への適用に限界がある。したがって、汎用３００系ステンレス鋼においてより高い降伏強度を得るために、調質圧延工程を経ることが一般的な方法である。しかし、調質圧延段階を経る方法は、コスト上昇の問題とともに素材の延伸率が非常に劣るという問題がある。
【0003】
特許文献１では、冷延焼鈍材を調質圧延した後、２回の応力除去（Ｓｔｒｅｓｓ Ｒｅｌｉｅｆ：ＳＲ）熱処理によりハーフエッチング（ｈａｌｆ ｅｔｃｈｉｎｇ）後も曲げが小さい３００系ステンレス鋼の製造方法を開示している。しかし、特許文献１で提示した方法は、エッチング性とエッチング後の曲げを制御するための製造技術に関し、オーステナイト相安定化度ＡＳＰ（Ａｕｓｔｅｎｉｔｉｃ Ｓｔａｂｉｌｉｔｙ Ｐａｒａｍｅｔｅｒ）値が３０～５０で成形時に変形誘起マルテンサイト変態が急激に発生して延伸率が低下する虞がある。
特許文献２では、平均結晶粒のサイズを１０μｍ以下に制御するために６００～７００℃の範囲で４８時間以上長時間熱処理を行う方法を提示した。しかし、特許文献２に提示された方法は、実際の生産ラインで実施するには生産性が低く、製造コストが上昇するという問題がある。
特許文献２では、平均結晶粒のサイズを１０μｍ以下に制御するために６００～７００℃の範囲で４８時間以上長時間熱処理を行う方法を提示した。しかし、特許文献２に提示された方法は、実際の生産ラインで実施するには生産性が低く、製造コストが上昇するという問題がある。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0004】
【特許文献1】国際公開第２０１６／０４３１２５号
【特許文献2】特開２０２０－５０９４０号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0005】
本発明は上記問題を解決するためになされたものであって、その目的とするところは、高強度、高延伸及び高降伏比を同時に満たす超細粒オーステナイト系ステンレス鋼及びその製造方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【0006】
本発明によるオーステナイト系ステンレス鋼は、重量％で、Ｃ（炭素）：０．００５～０．０３％、Ｓｉ（ケイ素）：０．１～１．０％、Ｍｎ（マンガン）：０．１～２．０％、Ｎｉ（ニッケル）：６．０～１２．０％、Ｃｒ（クロム）：１６．０～２０．０％、Ｎ（窒素）：０．０１～０．２％、Ｎｂ（ニオブ）：０．２５％以下、残部はＦｅ（鉄）及びその他の不可避な不純物からなり、厚さ方向中心部の平均結晶粒のサイズ（ｄ）値が５μｍ以下であり、バンド形態の未再結晶面積分率が１０％以下であることを特徴とする。
【0007】
本発明のオーステナイト系ステンレス鋼は、降伏強度が７００ＭＰａ以上１１１３ＭＰａ以下であることがよい。
本発明のオーステナイト系ステンレス鋼は、延伸率が２０％以上４１．２％以下であることができる。
本発明のオーステナイト系ステンレス鋼は、降伏比が０．８以上０．９６以下であることが好ましい。
本発明のオーステナイト系ステンレス鋼は、延伸率が２０％以上４１．２％以下であることができる。
本発明のオーステナイト系ステンレス鋼は、降伏比が０．８以上０．９６以下であることが好ましい。
【0008】
本発明のオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法は、重量％で、Ｃ：０．００５～０．０３％、Ｓｉ：０．１～１．０％、Ｍｎ：０．１～２．０％、Ｎｉ：６．０～１２．０％、Ｃｒ：１６．０～２０．０％、Ｎ：０．０１～０．２％、Ｎｂ：０．００２～０．２５％、残部はＦｅ及び不可避な不純物からなり、厚さ方向中心部の平均結晶粒のサイズ（ｄ）値が５μｍ以下であり、バンド形態の未再結晶面積分率が１０％以下のスラブを熱間圧延する段階、常温で圧下率４０％以上で冷間圧延する段階、及び下記式（１）で表されるΩ値が０．８以上を満たすように冷延焼鈍する段階を含むことを特徴とする。
式（１）：Ω＝３．３５－１４．６＊［Ｃ］＋０．１０５＊［Ｓｉ］＋０．００５８＊［Ｍｎ］＋０．０３２１＊［Ｃｒ］－０．２２２＊［Ｎｉ］－２．０２＊［Ｎ］＋０．３４０＊［Ｎｂ］－０．００５３８＊Ｍｄ３０－０．００１２４＊Ｔｅｍｐ
式（１）において、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｎｉ］、［Ｎ］、［Ｎｂ］は、各元素の重量％を意味し、Ｍｄ３０は、５５１－４６２（［Ｃ］＋［Ｎ］）－９．２＊［Ｓｉ］－８．１＊［Ｍｎ］－１３．７＊［Ｃｒ］－２９（［Ｎｉ］＋［Ｃｕ］）－１８．５＊［Ｍｏ］－６８（［Ｎｂ］＋［Ｖ］）で定義される値をいい、Ｔｅｍｐは、冷延焼鈍温度（℃）を意味する。
式（１）：Ω＝３．３５－１４．６＊［Ｃ］＋０．１０５＊［Ｓｉ］＋０．００５８＊［Ｍｎ］＋０．０３２１＊［Ｃｒ］－０．２２２＊［Ｎｉ］－２．０２＊［Ｎ］＋０．３４０＊［Ｎｂ］－０．００５３８＊Ｍｄ３０－０．００１２４＊Ｔｅｍｐ
式（１）において、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｎｉ］、［Ｎ］、［Ｎｂ］は、各元素の重量％を意味し、Ｍｄ３０は、５５１－４６２（［Ｃ］＋［Ｎ］）－９．２＊［Ｓｉ］－８．１＊［Ｍｎ］－１３．７＊［Ｃｒ］－２９（［Ｎｉ］＋［Ｃｕ］）－１８．５＊［Ｍｏ］－６８（［Ｎｂ］＋［Ｖ］）で定義される値をいい、Ｔｅｍｐは、冷延焼鈍温度（℃）を意味する。
【0009】
本発明のオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法は、前記熱間圧延する段階後に焼鈍せずに冷間圧延することができる。
【発明の効果】
【0010】
本発明の一実施例によれば、高強度、高延伸及び高降伏比を同時に満たす超細粒オーステナイト系ステンレス鋼及びその製造方法を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【0011】
【図1】実施例１に対する応力－変形度曲線を示すグラフである。
【図2】比較例３に対する応力－変形度曲線を示すグラフである。
【図3】実施例３に対して後方散乱電子回折パターン分析器（ＥＢＳＤ）により厚さ方向中心部の微細組織を撮影した写真である。
【図4】比較例２に対して後方散乱電子回折パターン分析器（ＥＢＳＤ）により厚さ方向中心部の微細組織を撮影した写真である。
【発明を実施するための形態】
【0012】
本発明の一実施例によるオーステナイト系ステンレス鋼は、重量％で、Ｃ（炭素）：０．００５～０．０３％、Ｓｉ（ケイ素）：０．１～１．０％、Ｍｎ（マンガン）：０．１～２．０％、Ｎｉ（ニッケル）：６．０～１２．０％、Ｃｒ（クロム）：１６．０～２０．０％、Ｎ（窒素）：０．０１～０．２％、Ｎｂ（ニオブ）：０．２５％以下、残部はＦｅ（鉄）及びその他の不可避な不純物からなり、厚さ方向中心部の平均結晶粒のサイズ（ｄ）値が５μｍ以下であり、バンド形態の未再結晶面積分率が１０％以下である。
【0013】
以下、本発明の好ましい実施形態を説明する。しかし、本発明の実施形態は、様々な異なる形態に変形されてもよく、本発明の技術思想が以下で説明する実施形態に限定されるものではない。また、本発明の実施形態は、当技術分野において平均的な知識を有する者に本発明をより完全に説明するために提供されるものである。
本発明で使用される用語は、単に特定の例示を説明するために使用されるものである。したがって、例えば、単数の表現は、文脈上明らかに単数でなければならないものでない限り、複数の表現を含む。さらに、本発明で使用される「含む」または「備える」などの用語は、明細書上に記載された特徴、段階、機能、構成要素、またはそれらを組み合わせたものが存在することを明確に指すために使用されるものであり、他の特徴や段階、機能、構成要素またはそれらを組み合わせたものの存在を予備的に排除するために使用されるものではないことに留意しなければならない。
本発明で使用される用語は、単に特定の例示を説明するために使用されるものである。したがって、例えば、単数の表現は、文脈上明らかに単数でなければならないものでない限り、複数の表現を含む。さらに、本発明で使用される「含む」または「備える」などの用語は、明細書上に記載された特徴、段階、機能、構成要素、またはそれらを組み合わせたものが存在することを明確に指すために使用されるものであり、他の特徴や段階、機能、構成要素またはそれらを組み合わせたものの存在を予備的に排除するために使用されるものではないことに留意しなければならない。
【0014】
一方、特に定義のない限り、本明細書で使用されるすべての用語は、本発明が属する技術分野で通常の知識を有する者によって一般に理解されるのと同じ意味を持つものとみなすべきである。したがって、本明細書で明確に定義しない限り、特定の用語が過度に理想的または形式的な意味で解釈されるべきではない。例えば、本明細書において単数の表現は、文脈上、明らかに例外のない限り、複数の表現を含む。
また、本明細書において「約」、「実質的に」などは、言及した意味に固有の製造及び物質の許容誤差が提示されるとき、その数値またはその数値に近い意味で使用され、本発明の理解を助けるために正確かつ絶対的な数値が言及された開示内容を非良心的な侵害者が不当に用いることを防止するために使用される。
また、本明細書において「約」、「実質的に」などは、言及した意味に固有の製造及び物質の許容誤差が提示されるとき、その数値またはその数値に近い意味で使用され、本発明の理解を助けるために正確かつ絶対的な数値が言及された開示内容を非良心的な侵害者が不当に用いることを防止するために使用される。
【0015】
本発明の一例によるオーステナイト系ステンレス鋼は、重量％で、Ｃ（炭素）：０．００５～０．０３％、Ｓｉ（ケイ素）：０．１～１．０％、Ｍｎ（マンガン）：０．１～２．０％、Ｎｉ（ニッケル）：６．０～１２．０％、Ｃｒ（クロム）：１６．０～２０．０％、Ｎ（窒素）：０．０１～０．２％、Ｎｂ（ニオブ）：０．２５％以下、残部はＦｅ（鉄）及びその他の不可避な不純物からなる。
以下、前記合金組成を限定した理由について具体的に説明する。
以下、前記合金組成を限定した理由について具体的に説明する。
【0016】
Ｃ（炭素）の含量は、０．００５～０．０３％である。
Ｃは、オーステナイト相安定化元素である。これを考慮して、Ｃは０．００５％以上添加されることがよい。しかし、Ｃの含量が過剰な場合には、低温焼鈍時にクロム炭化物を形成して粒界耐食性を低下させるという問題が発生する虞がある。これを考慮して、Ｃ含量の上限は、０．０３％に制限される。
Ｃは、オーステナイト相安定化元素である。これを考慮して、Ｃは０．００５％以上添加されることがよい。しかし、Ｃの含量が過剰な場合には、低温焼鈍時にクロム炭化物を形成して粒界耐食性を低下させるという問題が発生する虞がある。これを考慮して、Ｃ含量の上限は、０．０３％に制限される。
【0017】
Ｓｉ（シリコン）の含量は、０．１～１．０％である。
Ｓｉは、製鋼段階で脱酸剤として添加される成分であり、光輝焼鈍（Ｂｒｉｇｈｔ Ａｎｎｅａｌｉｎｇ）工程を経る場合、不動態膜にＳｉ酸化物を形成して鋼の耐食性を向上させる効果がある。これを考慮して、Ｓｉは、０．１％以上添加されることがよい。しかし、Ｓｉの含量が過剰な場合には、鋼の延性を低下させるという問題が発生する虞がある。これを考慮して、Ｓｉ含量の上限は１．０％に制限される。
Ｓｉは、製鋼段階で脱酸剤として添加される成分であり、光輝焼鈍（Ｂｒｉｇｈｔ Ａｎｎｅａｌｉｎｇ）工程を経る場合、不動態膜にＳｉ酸化物を形成して鋼の耐食性を向上させる効果がある。これを考慮して、Ｓｉは、０．１％以上添加されることがよい。しかし、Ｓｉの含量が過剰な場合には、鋼の延性を低下させるという問題が発生する虞がある。これを考慮して、Ｓｉ含量の上限は１．０％に制限される。
【0018】
Ｍｎ（マンガン）の含量は、０．１～２．０％である。
Ｍｎは、オーステナイト相安定化元素である。これを考慮して、Ｍｎは０．１％以上添加されることがよい。しかし、Ｍｎの含量が過剰な場合には、耐食性を低下させるという問題が発生する虞がある。これを考慮して、Ｍｎ含量の上限は、２．０％に制限される。
Ｍｎは、オーステナイト相安定化元素である。これを考慮して、Ｍｎは０．１％以上添加されることがよい。しかし、Ｍｎの含量が過剰な場合には、耐食性を低下させるという問題が発生する虞がある。これを考慮して、Ｍｎ含量の上限は、２．０％に制限される。
【0019】
Ｎｉ（ニッケル）の含量は、６．０～１２．０％である。
Ｎｉは、オーステナイト相安定化元素であり、鋼材を軟質化させる効果がある。これを考慮して、Ｎｉは６．０％以上添加されることがよい。しかし、Ｎｉ含量が過剰である場合には、コストが上昇するという問題が発生する虞がある。これを考慮して、Ｎｉ含量の上限は、１２．０％に制限される。
Ｎｉは、オーステナイト相安定化元素であり、鋼材を軟質化させる効果がある。これを考慮して、Ｎｉは６．０％以上添加されることがよい。しかし、Ｎｉ含量が過剰である場合には、コストが上昇するという問題が発生する虞がある。これを考慮して、Ｎｉ含量の上限は、１２．０％に制限される。
【0020】
Ｃｒ（クロム）の含量は、１６．０～２０．０％である。
Ｃｒは、ステンレス鋼の耐食性を改善するための主要な元素である。これを考慮して、Ｃｒは１６．０％以上添加されることがよい。しかし、Ｃｒの含量が過剰な場合には、鋼材が硬質化し、冷間圧延時に変形誘起マルテンサイト変態を抑制させるという問題が発生する虞がある。これを考慮して、Ｃｒ含量の上限は、２０．０％に制限される。
Ｃｒは、ステンレス鋼の耐食性を改善するための主要な元素である。これを考慮して、Ｃｒは１６．０％以上添加されることがよい。しかし、Ｃｒの含量が過剰な場合には、鋼材が硬質化し、冷間圧延時に変形誘起マルテンサイト変態を抑制させるという問題が発生する虞がある。これを考慮して、Ｃｒ含量の上限は、２０．０％に制限される。
【0021】
Ｎ（窒素）の含量は、０．０１～０．２％である。
Ｎは、オーステナイト相安定化元素であり、鋼材の強度を向上させる。これを考慮して、Ｎは０．０１％以上添加されることがよい。しかし、Ｎの含量が過剰な場合には、鋼材が硬質化し、熱間加工性が低下するという問題が発生する虞がある。これを考慮して、Ｎ含量の上限は、０．２％に制限される。
Ｎは、オーステナイト相安定化元素であり、鋼材の強度を向上させる。これを考慮して、Ｎは０．０１％以上添加されることがよい。しかし、Ｎの含量が過剰な場合には、鋼材が硬質化し、熱間加工性が低下するという問題が発生する虞がある。これを考慮して、Ｎ含量の上限は、０．２％に制限される。
【0022】
Ｎｂ（ニオブ）の含量は、０．２５％以下である。
Ｎｂは、添加時にＮｂ系ｚ相析出物を形成して結晶粒の成長を抑制する効果がある。しかし、Ｎｂの含量が過剰な場合には、コストが上昇するという問題が発生する虞がある。これを考慮して、Ｎｂ含量の上限は、０．２５％に制限される。
Ｎｂは、添加時にＮｂ系ｚ相析出物を形成して結晶粒の成長を抑制する効果がある。しかし、Ｎｂの含量が過剰な場合には、コストが上昇するという問題が発生する虞がある。これを考慮して、Ｎｂ含量の上限は、０．２５％に制限される。
【0023】
残りの成分は、鉄（Ｆｅ）である。ただし、通常の製造過程では、原料や周囲の環境から意図しない不純物が不可避的に混入することがあり、これを排除することはできない。これらの不純物は、通常の製造過程の技術者であれば誰でも知ることができるので、そのすべての内容を特に本明細書で言及するものではない。
【0024】
本発明の一例によるオーステナイト系ステンレス鋼は、前記合金成分組成比を制御することにより、厚さ方向中心部の平均結晶粒のサイズ（ｄ）値が５μｍ以下であり、バンド形態の未再結晶面積分率を１０％以下にすることができる。
【0025】
一般に、超細粒微細組織を具現するためには、オーステナイト相からマルテンサイト相に変態するＴＲＩＰ変態を用いる。本発明の一例によるオーステナイト系ステンレス鋼は、ＴＲＩＰ変態を通じて厚さ方向中心部の平均結晶粒のサイズ（ｄ）値を５μｍ以下に制御する。一方、厚さ方向中心部の平均結晶粒のサイズ（ｄ）値が５μｍを超えると、ホール・ペッチの式（Ｈａｌｌ－Ｐｅｔｃｈ ｅｑｕａｔｉｏｎ）により降伏強度が低くなる。
【0026】
冷間圧延時にマルテンサイト相に変態せず、そのまま残っている部分は未再結晶として現れる。未再結晶が多量に存在する場合、延性が低下するという問題が発生する。したがって、未再結晶面積分率は、１０％以下であることが好ましい。
【0027】
本発明の一例によるオーステナイト系ステンレス鋼は、降伏強度が７００ＭＰａ以上１１１３ＭＰａ以下であることがよい。
本発明の一例によるオーステナイト系ステンレス鋼は、延伸率が２０％以上４１．２％以下であることができる。
本発明の一例によるオーステナイト系ステンレス鋼は、降伏比が０．８以上０．９６以下であることが好ましい。前記降伏比は、降伏強度を引張強度で割った値をいう。
本発明の一例によるオーステナイト系ステンレス鋼は、延伸率が２０％以上４１．２％以下であることができる。
本発明の一例によるオーステナイト系ステンレス鋼は、降伏比が０．８以上０．９６以下であることが好ましい。前記降伏比は、降伏強度を引張強度で割った値をいう。
【0028】
本発明の一実施例によるオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法は、重量％で、Ｃ：０．００５～０．０３％、Ｓｉ：０．１～１．０％、Ｍｎ：０．１～２．０％、Ｎｉ：６．０～１２．０％、Ｃｒ：１６．０～２０．０％、Ｎ：０．０１～０．２％、Ｎｂ：０．００２～０．２５％、残部はＦｅ及び不可避な不純物からなり、厚さ方向中心部の平均結晶粒のサイズ（ｄ）値が５μｍ以下であり、バンド形態の未再結晶面積分率が１０％以下のスラブを熱間圧延する段階、常温で圧下率４０％以上で冷間圧延する段階、及び下記式（１）で表されるΩ値が０．８以上を満たすように冷延焼鈍する段階を含むことを特徴とする。
ここで式（１）は、Ω＝３．３５－１４．６＊［Ｃ］＋０．１０５＊［Ｓｉ］＋０．００５８＊［Ｍｎ］＋０．０３２１＊［Ｃｒ］－０．２２２＊［Ｎｉ］－２．０２＊［Ｎ］＋０．３４０＊［Ｎｂ］－０．００５３８＊Ｍｄ３０－０．００１２４＊Ｔｅｍｐであり、
式（１）において、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｎｉ］、［Ｎ］、［Ｎｂ］は各元素の重量％を意味し、Ｍｄ３０は、５５１－４６２（［Ｃ］＋［Ｎ］）－９．２＊［Ｓｉ］－８．１＊［Ｍｎ］－１３．７＊［Ｃｒ］－２９（［Ｎｉ］＋［Ｃｕ］）－１８．５＊［Ｍｏ］－６８（［Ｎｂ］＋［Ｖ］）で定義される値をいい、Ｔｅｍｐは、冷延焼鈍温度（℃）を意味する。
ここで式（１）は、Ω＝３．３５－１４．６＊［Ｃ］＋０．１０５＊［Ｓｉ］＋０．００５８＊［Ｍｎ］＋０．０３２１＊［Ｃｒ］－０．２２２＊［Ｎｉ］－２．０２＊［Ｎ］＋０．３４０＊［Ｎｂ］－０．００５３８＊Ｍｄ３０－０．００１２４＊Ｔｅｍｐであり、
式（１）において、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｎｉ］、［Ｎ］、［Ｎｂ］は各元素の重量％を意味し、Ｍｄ３０は、５５１－４６２（［Ｃ］＋［Ｎ］）－９．２＊［Ｓｉ］－８．１＊［Ｍｎ］－１３．７＊［Ｃｒ］－２９（［Ｎｉ］＋［Ｃｕ］）－１８．５＊［Ｍｏ］－６８（［Ｎｂ］＋［Ｖ］）で定義される値をいい、Ｔｅｍｐは、冷延焼鈍温度（℃）を意味する。
【0029】
各合金元素の成分範囲を限定した理由は、上述したとおりであり、以下の製造段階についてより詳細に説明する。
前記スラブは、熱間圧延工程を通じて熱間圧延材として製造される。その後、前記熱間圧延材は、常温で冷間圧延して冷間圧延材に製造される。
冷間圧延時の圧下率が４０％未満の場合、ＴＲＩＰ変態量が少なすぎて冷間圧延材のマルテンサイト分率が低くなり、残留オーステナイト相の分率が高くなる。加工誘起マルテンサイト量の減少に伴い、後続の低温焼鈍による逆変態オーステナイト相となる割合が低くなり、マルテンサイトに変態していない残留オーステナイト相の分率は高く、超細粒の結晶粒を確保することが難しくなる。
前記スラブは、熱間圧延工程を通じて熱間圧延材として製造される。その後、前記熱間圧延材は、常温で冷間圧延して冷間圧延材に製造される。
冷間圧延時の圧下率が４０％未満の場合、ＴＲＩＰ変態量が少なすぎて冷間圧延材のマルテンサイト分率が低くなり、残留オーステナイト相の分率が高くなる。加工誘起マルテンサイト量の減少に伴い、後続の低温焼鈍による逆変態オーステナイト相となる割合が低くなり、マルテンサイトに変態していない残留オーステナイト相の分率は高く、超細粒の結晶粒を確保することが難しくなる。
【0030】
次に、前記製造された冷間圧延材は、冷延焼鈍される。冷延焼鈍は、前記式（１）で表されるΩ値が０．８以上を満たすために、前記冷延焼鈍は７００～８５０℃の範囲で行われることが好ましい。
冷延焼鈍の温度が７００℃未満の場合には再結晶が十分でないため、延伸率が低くなる。一方、冷延焼鈍の温度が８５０℃を超える場合には、粒子が粗大化して５μｍ以下の超細粒粒子が形成されにくくなる。
また、本発明の一実施例によるオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法は、熱間圧延した後、焼鈍せずに冷間圧延してもよい。熱間圧延後に別途の焼鈍過程を経ない場合には生産性が高まり、製造原価が節減できる。
｛実施例｝
冷延焼鈍の温度が７００℃未満の場合には再結晶が十分でないため、延伸率が低くなる。一方、冷延焼鈍の温度が８５０℃を超える場合には、粒子が粗大化して５μｍ以下の超細粒粒子が形成されにくくなる。
また、本発明の一実施例によるオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法は、熱間圧延した後、焼鈍せずに冷間圧延してもよい。熱間圧延後に別途の焼鈍過程を経ない場合には生産性が高まり、製造原価が節減できる。
｛実施例｝
【0031】
以下、本発明の好ましい実施例を通じてより詳細に説明する。
下記表１に示す成分を有するスラブを熱間圧延した後、１０００～１１５０℃で焼鈍を行うか、または焼鈍を行わずに、常温で総板厚減少率４０％以上で冷間圧延した。その後、冷延焼鈍温度（下記表１のＴｅｍｐ．）の範囲で焼鈍して冷延焼鈍材を製造した。
下記表１に示す成分を有するスラブを熱間圧延した後、１０００～１１５０℃で焼鈍を行うか、または焼鈍を行わずに、常温で総板厚減少率４０％以上で冷間圧延した。その後、冷延焼鈍温度（下記表１のＴｅｍｐ．）の範囲で焼鈍して冷延焼鈍材を製造した。
【0032】
【表1】
【0033】
前記で製造された冷延焼鈍材の式（１）の値を下記表２に示した。下記表１において、式（１）のΩ値は、式（１）：Ω＝３．３５－１４．６＊［Ｃ］＋０．１０５＊［Ｓｉ］＋０．００５８＊［Ｍｎ］＋０．０３２１＊［Ｃｒ］－０．２２２＊［Ｎｉ］－２．０２＊［Ｎ］＋０．３４０＊［Ｎｂ］－０．００５３８＊Ｍｄ３０－０．００１２４＊Ｔｅｍｐで定義されるパラメータから導出される値を意味する。
前記式（１）において、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｎｉ］、［Ｎ］、［Ｎｂ］は各元素の重量％を意味し、Ｍｄ３０は、５５１－４６２（［Ｃ］＋［Ｎ］）－９．２＊［Ｓｉ］－８．１＊［Ｍｎ］－１３．７＊［Ｃｒ］－２９（［Ｎｉ］＋［Ｃｕ］）－１８．５＊［Ｍｏ］－６８（［Ｎｂ］＋［Ｖ］）で定義される値をいい、Ｔｅｍｐは、冷延焼鈍温度（℃）を意味する。
前記式（１）において、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｎｉ］、［Ｎ］、［Ｎｂ］は各元素の重量％を意味し、Ｍｄ３０は、５５１－４６２（［Ｃ］＋［Ｎ］）－９．２＊［Ｓｉ］－８．１＊［Ｍｎ］－１３．７＊［Ｃｒ］－２９（［Ｎｉ］＋［Ｃｕ］）－１８．５＊［Ｍｏ］－６８（［Ｎｂ］＋［Ｖ］）で定義される値をいい、Ｔｅｍｐは、冷延焼鈍温度（℃）を意味する。
【0034】
前記で製造された冷延焼鈍材から０．１～３．０ｍｍ厚の試片を作製した。その後、前記試片に対して厚さ方向中心部の平均結晶粒のサイズ（ｄ）、未再結晶面積分率、降伏強度、引張強度、延伸率及び降伏比を測定し、下記表２に示した。
平均結晶粒のサイズ（ｄ）及び未再結晶面積分率は、モデル名がｅ－Ｆｌａｓｈ ＦＳの後方散乱電子回折パターン分析器（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ，ＥＢＳＤ）を用いて厚さ方向中心部の方位を分析して測定した。
降伏強度、引張強度及び延伸率は、万能材料試験機（Ｕｎｉｖｅｒｓａｌ ｔｅｓｔＭａｃｈｉｎｅ，ＵＴＭ）を使用して測定した。
降伏比とは、降伏強度を引張強度で割った値をいう。
平均結晶粒のサイズ（ｄ）及び未再結晶面積分率は、モデル名がｅ－Ｆｌａｓｈ ＦＳの後方散乱電子回折パターン分析器（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ，ＥＢＳＤ）を用いて厚さ方向中心部の方位を分析して測定した。
降伏強度、引張強度及び延伸率は、万能材料試験機（Ｕｎｉｖｅｒｓａｌ ｔｅｓｔＭａｃｈｉｎｅ，ＵＴＭ）を使用して測定した。
降伏比とは、降伏強度を引張強度で割った値をいう。
【0035】
【表2】
【0036】
前記表１及び２を参照すると、実施例１～９は、いずれも式（１）のΩ値が０．８以上を満たし、平均結晶粒のサイズ（ｄ）値が５μｍ以下を満たした。また、実施例１～９は、いずれもバンド形態の未再結晶面積分率が１０％以下を満たした。
これにより、実施例１～９は、降伏強度７００ＭＰａ以上１１１３ＭＰａ以下、延伸率２０％以上４１．２％以下、降伏比０．８以上０．９６以下であった。すなわち、実施例１～９は、高強度、高延伸及び高降伏比を同時に満たした。
これにより、実施例１～９は、降伏強度７００ＭＰａ以上１１１３ＭＰａ以下、延伸率２０％以上４１．２％以下、降伏比０．８以上０．９６以下であった。すなわち、実施例１～９は、高強度、高延伸及び高降伏比を同時に満たした。
【0037】
一方、比較例１及び２は、未再結晶面積分率が１０％を超えた。これにより、比較例１及び２は、延伸率が２０％未満であり、延伸率が極めて劣っていた。
比較例３及び８は、平均結晶粒のサイズ（ｄ）値が低く、降伏強度は７００ＭＰａ以上１１１３ＭＰａ以下を満たした。しかし、比較例３及び８は、降伏強度に比べて引張強度が相対的に高かった。このため、比較例３及び８は、降伏比０．８以上０．９６以下を満たさなかった。
比較例４～７及び９～３９は、式（１）のΩ値が０．８以上を満たさなかった。これにより、比較例４～７及び９～３９は、降伏強度７００ＭＰａ以上１１１３ＭＰａ以下、降伏比０．８以上０．９６以下を満たさなかった。
比較例２７～３９は、冷延焼鈍温度が高かった。これにより、比較例２７～３９は、平均結晶粒のサイズ（ｄ）値が５μｍ以下を満たさなかった。
比較例３及び８は、平均結晶粒のサイズ（ｄ）値が低く、降伏強度は７００ＭＰａ以上１１１３ＭＰａ以下を満たした。しかし、比較例３及び８は、降伏強度に比べて引張強度が相対的に高かった。このため、比較例３及び８は、降伏比０．８以上０．９６以下を満たさなかった。
比較例４～７及び９～３９は、式（１）のΩ値が０．８以上を満たさなかった。これにより、比較例４～７及び９～３９は、降伏強度７００ＭＰａ以上１１１３ＭＰａ以下、降伏比０．８以上０．９６以下を満たさなかった。
比較例２７～３９は、冷延焼鈍温度が高かった。これにより、比較例２７～３９は、平均結晶粒のサイズ（ｄ）値が５μｍ以下を満たさなかった。
【0038】
図１及び図２は、実施例及び比較例の応力－変形図曲線を示すグラフである。図１は、実施例１のグラフであり、図２は、比較例３のグラフである。図１及び図２を比較すると、本発明の一例によるオーステナイト系ステンレス鋼は、変形度による応力変化率が相対的に大きくないので、高強度、高延伸及び高降伏比を同時に満たすことができることが確認できる。
【0039】
図３及び図４は、実施例及び比較例に対して後方散乱電子回折パターン分析器（ＥＢＳＤ）により厚さ方向中心部の微細組織を撮影した写真である。図３は、実施例３に対する写真であり、図４は、比較例２に対する写真である。図３及び図４を比較すると、本発明の一例によるオーステナイト系ステンレス鋼には、バンド形態の未再結晶が現れなかったことが確認できる。
【0040】
以上、本発明の例示的な実施例を説明したが、本発明はこれに限定されず、当該技術分野で通常の知識を有する者であれば、以下に記載する請求範囲の概念と範囲から逸脱しない範囲内で、様々な変更及び変形が可能であることが理解できるであるだろう。
【産業上の利用可能性】
【0041】
本発明の一例によれば、高強度、高延伸及び高降伏比を同時に満たす超細粒オーステナイト系ステンレス鋼及びその製造方法を提供することができる。
【図1】
【図2】
【図3】
【図4】
【国際調査報告】