KR100389788B1 - 고강도의 노치 전성 석출 경화 스테인레스강 합금 - Google Patents

고강도의 노치 전성 석출 경화 스테인레스강 합금 Download PDF

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Abstract

본 발명은 실질적으로 최대 0.03 중량%의 C, 최대 1.0 중량%의 Mn, 최대 0.75 중량%의 Si, 최대 0.040 중량%의 P, 최대 0.020 중량%의 S, 10-13 중량%의 Cr, 10.5-11.6 중량%의 Ni, 1.5-1.8 중량%의 Ti, 0.25-1.5 중량%의 Mo, 최대 0.95 중량%의 Cu, 최대 0.25 중량%의 Al, 최대 0.3 중량%의 Nb, 최대 0.010 중량%의 B, 최대 0.030 중량%의 N, 0.001-0.025 중량%의 Ce, 그리고 잔부 철로 이루어진 석출 경화성 마르텐사이트계 스테인레스강 합금에 관한 것이다. 이 합금은 단면적이 큰 부품을 형성하기 위해 사용되더라도 응력 부식 균열 내성, 강도 및 노치 인성의 독특한 조합을 제공한다. 이러한 합금을 제조하기 위한 방법은 융해 공정 중에 합금 생성물에 세륨의 량이 적합하게 되도록 충분한 세륨을 첨가하는 단계를 포함한다.

Description

고강도의 노치 전성 석출 경화 스테인레스강 합금{HIGH-STRENGTH, NOTCH-DUCTILE PRECIPITATION-HARDENING STAINLESS STEEL ALLOY}
항공기 산업 등의 여러 산업에서는 고강도 합금으로부터 제조된 부품의 사용을 필요로 한다. 이러한 고강도 합금을 제조하기 위해 석출 경화 합금을 개발하여 왔다. 석출 경화 합금은, 석출이 합금의 전성 매트릭스(matrix) 내에서 형성되는 합금이다. 석출 입자는 전성 매트릭스 내의 전위(轉位)를 방지하여 합금을 보강한다.
공지의 시효(時效) 경화 스테인레스강 합금 중 하나는 마르텐사이트 구조를 확실하게 하기 위해, 티타늄과 콜럼븀을 첨가하고 크롬, 니켈 및 구리를 제어함으로써 고강도를 제공할려고 하고 있다. 최적의 인성을 제공하기 위해, 이 합금을 비교적 저온에서 어닐링(annealing)한다. 이러한 낮은 풀림 온도는 에이징(aging) 이전에 Fe-Ti-Nb 가 풍부한 라베스상(Laves phase)을 형성하기 위해 필요하다. 이러한 작용은 경화 석출의 과다한 형성을 방지하고, 또 오스테나이트 가역(可逆)을 위해 니켈을 보다 많이 이용할 수 있도록 한다. 그러나, 이러한 합금을 얻기 위해 사용되는 낮은 어닐링 온도에서는, 합금의 마이크로 구조가 완전하게 재결정되지 않는다. 이러한 조건은 경화 성분의 첨가물의 효과적인 사용을 조장하지 못하고, 강도와 인성이 프로세스의 영향을 받기 쉬운 재료를 생성하게 된다.
또 다른 공지의 석출 경화성 스테인레스강에 있어서, 크롬, 니켈, 알루미늄, 탄소 및 몰리브덴 성분이 합금의 잔부로서 중요하게 유지된다. 추가적으로, 합금에 의해 제공되는 소망의 특성들의 조합을 저하시키지 않도록 망간, 규소, 인, 황 및 질소가 낮은 레벨로 유지된다.
비록 공지의 석출 경화성 스테인레스강은 지금까지 만족스러운 특성을 제공하였지만, 공지의 석출 경화성 스테인레스강에 의해 제공되는 적어도 동일한 레벨의 노치 인성 및 부식 내성을 갖는 동시에 더 우수한 강도를 제공하는 합금에 대한 수요가 높아져 왔다. 동일한 레벨의 노치 인성 및 부식 내성, 특히 응력 부식 균열 내성을 유지하면서 강도가 더 높은 합금은 항공기 산업에 특히 유용하다. 그 이유는 이러한 합금으로 제조된 구조적 부품이 현재 입수 가능한 합금으로 제조한 동일한 부품보다 더 경량일 수 있기 때문이다. 이러한 구조적 부품의 중량 감소는 연료 효율의 향상을 가져오기 때문에 바람직하다.
전술한 바와 같이, 응력 부식 내성, 강도 및 노치 인성의 개량된 조합을 제공함과 동시에 처리를 용이하고 신뢰성 있게 행할 수 있는 합금을 제공하는 것이 매우 바람직하다.
본 발명은 석출 경화성(precipitation hardenable), 마르텐사이트계 스테인레스강 합금에 관한 것으로, 보다 구체적으로 말하면, Cr-Ni-Ti-Mo 마르텐사이트계 스테인레스강 합금 및 응력 부식 균열 내성, 강도 및 노치 인성의 독특한 조합을 갖는 상기 스테인레스강 합금으로 만들어지는 제품에 관한 것이다.
본 발명에 따른 합금은 공지의 석출 경화성 마르텐사이트계 스테인레스강 합금과 관련한 문제점 중 상당 부분을 해결하였다. 본 발명에 따른 합금은, 응력 부식 균열 내성, 강도 및 노치 인성의 독특한 조합을 제공하는 석출 경화 Cr-Ni-Ti-Mo 마르텐사이트계 스테인레스강 합금이다.
본 발명의 석출 경화 마르텐사이트계 스테인레스강의 조성비를 광범위, 중간 범위 그리고 바람직한 범위를 중량퍼센트로 나타내면 다음과 같다.
광범위 중간 범위 바람직한 범위
C 최대 0.03 최대 0.02 최대 0.015
Mn 최대 1.0 최대 0.25 최대 0.10
Si 최대 0.75 최대 0.25 최대 0.10
P 최대 0.040 최대 0.015 최대 0.010
S 최대 0.020 최대 0.010 최대 0.005
Cr 10-13 10.5-12.5 11.0-12.0
Ni 10.5-11.6 10.75-11.25 10.85-11.25
Ti 1.5-1.8 1.5-1.7 1.5-1.7
Mo 0.25-1.5 0.75-1.25 0.9-1.1
Cu 최대 0.95 최대 0.50 최대 0.25
Al 최대 0.25 최대 0.050 최대 0.025
Nb 최대 0.3 최대 0.050 최대 0.025
B 최대 0.010 0.001-0.005 0.0015-0.0035
N 최대 0.030 최대 0.015 최대 0.010
Ce 0.025 까지 0.001-0.015 0.002-0.010
합금의 잔부는, 시판되고 있는 등급의 강에서 발견되는 통상의 불순물과, 수천분의 일 퍼센트부터, 이러한 합금에 의해 제공된 소망의 특성들의 조합을 저하시키지 않는 한도 이내의 량까지 변화되어도 좋은 소량의 첨가 성분을 제외하고는 기본적으로 철이다.
상기 조성 범위는 본 발명의 이해를 쉽게 하기 위해 제시한 것으로, 본 발명의 합금의 개개 성분은 서로 조합하여 사용하기 위한 성분 범위의 상한치 및 하한치를 한정하려고 하거나, 혹은 각 개개의 성분을 단독으로 조합하여 사용하기 위한 성분의 범위를 한정하려는 의도는 아니다. 따라서, 광범위의 조성의 하나 혹은 그 이상의 성분 범위는 양호한 조성에서 나머지 성분을 위한 다른 하나 혹은 그 이상의 범위와 함께 사용할 수 있다. 또한, 양호한 일실시예의 성분에 대한 최소치 혹은 최대치는 다른 양호한 실시예의 성분에 대한 최대치 혹은 최소치와 함께 사용할 수 있다. 본 명세서에서는 특별한 언급이 없는 한 퍼센트는 중량퍼센트(중량%)를 의미한다.
본 발명의 합금에 따르면, 강도, 노치 인성 및 응력 부식 균열 내성의 독특한 조합은 크롬, 니켈, 티타늄 및 몰리브덴의 잔부를 취하는 것에 따라 달성된다. 산화 조건하에서 종래의 스테인레스강과 같은 정도의 부식 내성을 제공하기 위해 합금에는 최소한 약 10%, 양호하게는 최소한 약 10.5%, 가장 양호하게는 최소한 약 11.0%의 크롬이 존재한다. 합금의 노치 인성에 유리하도록 합금에는 최소한 약 10.5%, 양호하게는 최소한 약 10.75%, 가장 양호하게는 최소한 약 10.85%의 니켈이 존재한다. 시효 중에 니켈-티타늄이 풍부한 상의 석출을 통해 합금의 강도를 높이도록 합금에는 적어도 약 1.5%의 티타늄이 존재한다. 또한, 합금의 노치 인성에 유리한 영향을 미치도록 합금에는 최소한 약 0.25%, 양호하게는 최소한 약 0.75%, 가장 양호하게는 최소한 약 0.9%의 몰리브덴이 존재한다. 몰리브덴은, 또한 환원 매체에서, 그리고 피팅(pitting) 발생과 응력 부식 균열을 조장하는 환경에서 합금의 부식 내성을 높인다.
크롬, 니켈, 티타늄 및/또는 몰리브덴의 잔부가 적절하게 취해지고 있지 않으면, 종래의 처리 기술을 사용하여 마르텐사이트 구조로 완전히 변형하는 합금의 능력이 억제된다. 더욱이, 고용화 처리(solution treatment)되고 시효 경화가 행해질 때, 실질적으로 완전히 마르텐사이트로 있는 합금의 능력이 손상된다. 이러한 조건하에서는, 합금에 의해 제공되는 강도가 크게 저하한다. 따라서, 이러한 합금에 존재하는 크롬, 니켈, 티타늄 및 몰리브덴은 제한된다. 보다 구체적으로 말하면, 크롬을 약 13% 이하, 양호하게는 12.5% 이하, 가장 양호하게는 약 12.0% 이하로 제한하고, 니켈을 약 11.6% 이하, 양호하게는 약 11.25% 이하로 제한한다. 티타늄을 약 1.8% 이하, 양호하게는 약 1.7% 이하로 제한하고, 몰리브덴을 약 1.5% 이하, 양호하게는 1.25% 이하, 가장 양호하게는 1.1% 이하로 제한한다.
황과 인은 이러한 합금의 입계(grain boundary)를 응리(凝離)시키는 경향이 있다. 이러한 응리는 입계의 부착력을 감소시켜 합금의 파괴 인성(fracture toughness), 노치 인성 및 노치 장력에 불리한 영향을 미치게 한다. 큰 횡단면 예컨대, ＞0.7in2(4cm2)을 갖는 상기 합금의 제품 형상은 합금을 균질화하여 입계에 집중하는 황과 인의 불리한 영향을 중화하기 위해 충분한 열기계 처리를 경험하지 못한다. 단면적이 큰 제품에 대해, 바람직하게 합금에 소량의 세륨을 첨가하는 것은 합금의 파괴 인성, 노치 인성 및 노치 장력을 높여 황과 인을 조합시킴으로써 합금으로부터 이들의 제거를 쉽게 한다. 합금으로부터 적절하게 제거해야 되는 황과 인에 대해, 합금에 존재하는 황의 량에 대하여 첨가되는 세륨의 량의 비율은 적어도 약 1:1, 양호하게는 적어도 약 2:1, 가장 양호하게는 적어도 약 3:1 이다. 세륨 첨가의 장점을 실현하기 위해 미량(즉, ＜0.001%)의 세륨을 합금에 유지해야 한다. 그러나, 충분한 세륨을 첨가하는 것을 확실하게 하기 위해 또한 최종 제품에 과다의 황이나 인이 잔존하는 것을 방지하기 위해, 적어도 약 0.001%, 양호하게는 적어도 약 0.002% 의 세륨이 합금에 존재하는 것이 바람직하다. 과다의 세륨은 합금의 열간 가공성 및 그것의 파괴 인성에 불리한 영향을 준다. 따라서, 세륨을 약 0.025% 이하, 양호하게는 0.015% 이하, 가장 양호하게는 약 0.010% 이하로 제한한다. 이와는 달리, 합금의 세륨 대 황의 비율은 약 15:1 이하, 양호하게는 12:1 이하, 가장 양호하게는 약 10:1 이하이다. 세륨의 일부 또는 전부 대신에, 마그네슘, 이트륨, 혹은 란탄 등의 다른 휘토류 금속이 또한 합금에 존재해도 좋다.
붕소, 알루미늄, 니오븀, 망간 및 규소 등의 부가적인 성분도 이것들의 합금에 의해 제공되는 다른 바람직한 특성을 높이기 위해 제어된 량으로 존재해도 좋다. 더욱 구체적으로, 합금의 열간 가공성을 향상시키기 위해 약 0.010% 까지, 양호하게는 약 0.005% 까지, 가장 양호하게는 0.035% 까지의 붕소가 합금에 존재해도 좋다. 바람직한 효과를 제공하기 위해, 적어도 약 0.001%, 양호하게는 적어도 약 0.0015% 의 붕소가 합금에 존재한다.
수율(收率)과 극한 인장 강도를 높이기 위해, 알루미늄 및/또는 니오븀이 합금에 존재하고 있어도 좋다. 보다 구체적으로 말하면, 약 0.25% 까지, 양호하게는 약 0.10% 까지, 더 양호하게는 약 0.050% 까지, 가장 양호하게는 약 0.025% 까지의 알루미늄이 합금에 존재할 수 있다. 또한, 약 0.3% 까지, 양호하게는 약 0.10% 까지, 더 양호하게는 약 0.050% 까지, 가장 양호하게는 약 0.025% 까지의 니오븀이 합금에 존재할 수 있다. 알루미늄 및/또는 니오븀이 상기 합금에 존재할 경우, 높은 수율과 극한 인장 강도를 얻을 수 있지만, 높은 강도는 노치 인성에 불리한 영향으로 전개된다. 따라서, 최적의 노치 인성이 요구되는 경우, 알루미늄 및 니오븀을 통상의 잔류 수준으로 제한한다.
스크랩 공급원 혹은 탈산소 첨가물로부터의 잔류물로서 약 1.0% 까지, 양호하게는 약 0.5% 까지, 더 양호하게는 0.25% 까지, 가장 양호하게는 0.10 % 까지의 망간 및/또는 약 0.75% 까지, 양호하게는 약 0.5% 까지, 더 양호하게는 약 0.25% 까지, 가장 양호하게는 0.10% 까지의 규소가 합금에 존재할 수 있다. 이러한 첨가물은 합금이 진공 융해되지 않는 경우에 유리하다. 망간 및/또는 규소는 인성, 부식 내성 및 매트릭스 물질 내의 오스테나이트-마르텐사이트상의 잔부에 불리한 영향을 미치기 때문에 낮은 레벨로 유지되는 것이 바람직하다.
유사한 서비스 혹은 용도로 시판되고 있는 등급의 합금에서 발견되는 통상의 불순물을 제외하고 합금의 잔부는 기본적으로 철이다. 이러한 성분의 레벨은 원하는 특성에 불리한 영향을 미치지 않도록 제어된다.
특히, 과다한 탄소 및/또는 질소는 부식 내성을 저해하고 이러한 합금에 의해 제공되는 인성에 유해한 영향을 미치게 한다. 따라서, 약 0.03% 이하, 양호하게는 약 0.02% 이하, 가장 양호하게는 약 0.015% 이하의 탄소가 합금에 존재한다. 또한, 약 0.030% 이하, 양호하게는 약 0.015% 이하, 가장 양호하게는 약 0.010% 이하의 질소가 합금에 존재한다. 탄소 및/또는 질소가 다량으로 존재할 경우, 탄소 및/또는 질소는 티타늄과 결합하여 티타늄이 풍부한 비금속 함유물을 형성한다. 이러한 반응은 이러한 합금에 의해 제공되는 높은 강도의 주된 요인인 니켈-티타늄이 풍부한 상의 형성을 억제한다.
인은 인성 및 부식 내성에 불리한 영향을 미치기 때문에 낮은 레벨로 유지된다. 따라서, 약 0.040% 이하, 양호하게는 약 0.015% 이하, 가장 양호하게는 약 0.010% 이하의 인이 합금에 존재한다.
약 0.020% 이하, 양호하게는 약 0.010% 이하, 가장 양호하게는 약 0.005% 이하의 황이 합금에 존재한다. 다량의 황은 티타늄이 풍부한 비금속 함유물의 형성을 조장하며, 그것은 탄소나 질소와 마찬가지로 원하는 티타늄의 강화 효과를 억제한다. 또한, 황의 량이 많을수록 이러한 합금의 열간 가공성 및 부식 내성에 불리한 영향을 미치고, 인성, 특히 횡단 방향의 인성을 손상시킨다.
과다한 구리는 합금의 노치 인성, 전성 및 강도에 불리한 영향을 미치게 한다. 따라서, 상기 합금은 약 0.95% 이하, 양호하게는 약 0.75% 이하, 더 양호하게는 약 0.50% 이하, 가장 양호하게는 약 0.25% 의 구리를 함유한다.
본 발명에 따른 합금의 융해, 주조 혹은 가공을 위해 특별한 기술은 요구되지 않는다. 진공 유도 융해(vacuum induction melting: VIM) 혹은 진공 유동 융해에 후속하는 진공 아크 재융해(vacuum arc remelting: VAR)가 양호한 융해 및 정련(refining) 방법이며, 그 밖의 다른 방법도 사용될 수 있다. 이 합금에 세륨을 제공하는 바람직한 방법은 VIM 중에 미시메탈(mischmetal)을 첨가하는 것이다. 미시메탈은 전술한 바와 같이, 최종적인 주조 잉곳에서 필요한 량만큼의 세륨을 산출하기에 충분한 량으로 첨가된다. 필요에 따라, 이러한 합금은 분말 야금기술에 의해 제조될 수 있다. 더욱이, 본 발명의 합금은 열간 혹은 냉간 가공할 수 있지만, 냉간 가공은 합금의 기계적 강도를 높인다.
본 발명의 석출 경화 합금은 원하는 특성의 조합을 발전시키도록 고용화 어닐링(solution annealing) 된다. 고용화 어닐링 온도는 실질적으로 모든 바람직하지 않은 침전물을 합금 매트릭스 재료로 융해하기에 충분한 온도이어야 한다. 그러나, 고용화 어닐링 온도가 너무 높으면, 과다한 입자 성장을 조장함으로써, 합금의 파괴 인성을 손상시킬 것이다. 전형적으로, 본 발명의 합금은 1시간 동안 1700℉ 내지 1900℉(927℃ 내지 1038℃)에서 고용화 처리되고 그 다음 담금질된다.
필요에 따라, 이러한 합금을 담금질 후 딥 냉경 처리(deep chill treatment)를 행하여 높은 강도의 합금으로 발전시키도록 할 수 있다. 상기 딥 냉경 처리는 마르텐사이트 변환의 종료를 보장하기 위해 마르텐사이트 최종 온도보다 충분히 낮은 온도까지 합금을 냉각한다. 통상적으로, 딥 냉경 처리는 약 1시간 동안 약 -100℉(-73℃) 이하에서 합금을 냉각시키는 것으로 되어 있다. 그러나, 딥 냉경 처리의 필요성은 적어도 부분적으로 합금의 최종 마르텐사이트 온도에 의해 영향을 받게 될 것이다. 만약 최종 마르텐사이트 온도가 충분히 높다면, 마르텐사이트 구조로의 변환 반응은 딥 냉경 처리를 필요로 하지 않고 진행할 것이다. 딥 냉경 처리의 필요성은 또한 제조된 부품의 크기에 의해 좌우될 수도 있다. 부품의 크기가 커질수록 합금 내의 편석이 보다 중요해지고, 딥 냉경 처리의 사용이 더 유익하게 된다. 더욱이, 마르텐사이트로의 변환을 종료하기 위해, 상기 부품을 냉경 처리하는 시간의 길이는 큰 부품일수록 증가시킬 필요가 있다. 예컨대, 큰 단면적을 갖는 부품에서 상기 합금의 특성인 높은 강도를 발전시키기 위해 약 8시간 동안 딥 냉경 처리를 지속하는 것이 바람직하다는 것이 밝혀졌다.
본 발명의 합금은 해당 분야에 종사하는 자에 알려진 바와 같이, 공지의 석출 경화 스테인레스강 합금을 위해 사용되는 기술에 따라 시효 경화된다. 예컨대, 합금은 약 4시간 동안 약 900℉(482℃) 내지 약 1150℉(621℃) 사이의 온도에서 에이징 된다. 적용된 구체적인 에이징 조건은 다음의 사항을 고려하여 선택한다. (1) 합금의 극한 인장 강도는 에이징 온도가 상승함에 따라 감소한다. (2) 에이징 온도가 감소함에 따라, 원하는 강도 레벨까지 시효 경화시키는 데 필요한 시간이 증가한다.
본 발명의 합금은 광범위한 사용을 위해 다양한 제품 형상으로 형성되어, 빌릿(billet), 바아, 로드, 와이어, 스트립, 플레이트 혹은 시트의 형태에 알맞게 할 수 있다. 본 발명의 합금은 응력 부식 균열 내성, 강도 및 노치 인성의 우수한 조합을 갖는 합금을 필요로 하는 다양한 용례에 있어 유용하게 사용된다. 구체적으로 말하며, 본 발명의 합금은 항공기용 구조 부재 및 파스너의 제작에 사용될 수 있고, 또한 상기 합금은 의료용 혹은 치과용 기계에 매우 적합하다.
본 발명의 합금에 의해 제공된 독특한 특성의 조합을 증명하기 위해, 공동 계류 중인 출원 번호 제08/533,159호에 개시된 합금의 실시예 1 내지 24와, 표 1에 나타낸 중량퍼센트의 조성을 갖는 본 발명의 실시예 25 내지 30을 준비하였다. 비교를 위해, 본 발명의 범위 밖의 조성을 갖는 비교예의 열처리 금속 A 내지 D도 준비하였다. 그것들의 중량퍼센트 조성 또한 표 1에 기재되어 있다.
합금 A 및 B는 공지의 석출 경화 스테인레스강 합금 중 대표적인 합금이며, 합금 C 및 D는 공지의 석출 경화 스테인레스강 합금 중 또 다른 대표적인 합금이다.
실시예 1은 진공 유도 융해되고 2.75in(6.98cm)의 경사진 정사각형의 잉곳으로 주조된 17lb(7.7kg)의 실험실 열처리 금속으로서 준비하였다. 잉곳을 1900℉(1038℃)까지 가열시킨 다음 1.375in(3.49cm)의 정사각형 바아로 프레스 단조시켰다. 상기 바아를 1.125in(2.86cm)의 정사각형 바아로 마무리 단조를 행하여 실온까지 공냉시켰다. 단조된 바아를 1850℉(1010℃)에서 0.625in(1.59cm)의 둥근 바아로 열간 압연시킨 다음 실온까지 공냉시켰다.
실시예 2 내지 4, 실시예 12 내지 18 과, 비교예의 열처리 금속 A 및 C를 아르곤 가스의 분압하에서 진공 유도 융해한 다음에 3.5in(8.9cm)의 경사진 정사각형의 잉곳으로 주조된 25lb(11.3kg)의 실험실 열처리 금속으로서 준비하였다. 잉곳을 1850℉(1010℃)의 개시 온도로부터 1.875in(4.76cm)의 정사각형 바아로 프레스 단조시킨 다음 실온까지 공냉시켰다. 정사각형의 바아를 재가열하여, 1850℉(1010℃)의 온도로부터 1.25in(3.18cm)의 정사각형 바아로 프레스 단조시킨 다음, 재가열하고, 1850℉(1010℃)의 온도로부터 0.625in(1.59cm)의 둥근 바아로 열간 압연시킨 다음 실온까지 공냉시켰다.
실시예 5, 6 및 8 내지 10은 아르곤 가스의 분압하에서 진공 유도 융해한 다음에 4in(10.2cm)의 경사진 정사각형의 잉곳으로 주조된 37lb(16.8kg)의 실험실 열처리 금속으로서 준비하였다. 잉곳을 1850℉(1010℃)의 개시 온도로부터 2in(5.1cm)의 정사각형 바아로 프레스 단조시킨 다음 공냉시켰다. 2in(5.1cm)의 정사각형 바아를 소정의 길이로 절단하여 1850℉(1010℃)의 온도로부터 1.31in(3.33cm)의 정사각형 바아로 단조시켰다. 단조된 바아를 1850℉(1010℃)에서 0.625in(1.59cm)의 둥근 바아로 열간 압연시킨 다음 실온까지 공냉시켰다.
실시예 7과 11, 비교예의 열처리 금속 B 와 D는 아르곤 가스의 분압하에서 진공 유도 융해한 다음에 4.5in(11.4cm)의 경사진 정사각형의 잉곳으로 주조된 125lb(56.7kg)의 실험실 열처리 금속으로서 준비하였다. 잉곳을 1850℉(1010℃)의 개시 온도로부터 2in(5.1cm)의 정사각형 바아로 프레스 단조시킨 다음 실온까지 공냉시켰다. 바아를 재가열한 다음, 1850℉(1010℃)의 온도로부터 1.31in(3.33cm)의 정사각형 바아로 단조시켰다. 단조된 바아를 1850℉(1010℃)에서 0.625in(1.59cm)의 둥근 바아로 열간 압연시킨 다음 실온까지 공냉시켰다.
실시예 19 내지 30은 진공 유도 융해한 다음에 6.12in(15.6cm) 직경의 전극으로 주조된 약 380lb(172kg)의 열처리 금속으로서 준비하였다. 전극 각각을 주조하기 전에, 실시예 25 내지 30에 대해서는 각각의 VIM 열처리 금속에 미시메탈을 첨가하였다. 원하는 잔류량의 세륨이 생기게 되도록 각각의 첨가량을 선택한다. 전극은 진공 아크 재융해시켜 8in(20.3cm) 직경의 잉곳으로서 주조하였다. 상기 잉곳을 2300℉(1260℃)으로 가열하여 4시간 동안 2300℉(1260℃)에서 균질화시켰다. 잉곳을 1850℉(1010℃)까지 노 내에서 냉각시켜 프레스 단조 이전에 1850℉(1010℃)에서 10분간 침지시켰다. 그 다음, 잉곳을 다음과 같이 5in(12.7cm)의 정사각형 바아로 프레스 단조시켰다. 각각의 잉곳의 하단을 5in(12.7cm)의 정사각형으로 프레싱 가공하였다. 그 후, 5in(12.7cm)의 정사각형으로 상단을 프레싱 가공 이전에, 단조물을 10분간 1850℉(1010℃)에서 재가열시켰다. 단조된 바아를 마무리 온도로부터 공냉시켰다.
실시예 19 내지 24, 실시예 26 내지 29로부터 생성된 5in(12.7cm)의 정사각형 바아를 절반으로 절단하여 상단과 하단으로부터의 빌릿을 따로따로 특정했다. 하단으로부터의 각각의 빌릿을 1850℉(1010℃)까지 재가열하고, 2시간 동안 침지하여, 4.5in(11.4cm) ×2.75in(6.98cm)의 바아로 프레스 단조하여 실온까지 공냉시켰다. 상단으로부터의 각각의 빌릿을 1850℉(1010℃)로 재가열시키고 2시간 동안 침지하였다. 실시예 19 내지 24, 실시예 27 내지 29에 있어서, 각각의 상단 빌릿을 4.5in(11.4cm) ×1.5in(3.8cm)의 바아로 프레스 단조하여 실온까지 공냉시켰다. 실시예 26에 있어서, 상단 빌릿을 4.75in(12.1cm) ×2in(5.1cm)의 바아로 단조하고, 15분간 1850℉(1010℃)로 재가열하여 4.5in (11.4cm) ×1.5in(3.8cm)의 바아로 프레스 단조한 다음 실온까지 공냉시켰다.
실시예 25 및 30의 5in(12.7cm)의 정사각형 바아를 각각 3등분과 2등분으로 절단하였다. 그 다음, 빌릿을 1850℉(1010℃)로 재가열하여 2시간 동안 침지하고, 4.5in(11.4cm) ×1.625in(4.13cm)의 바아로 프레스 단조한 다음 실온까지 공냉시켰다.
실시예 1 내지 18과 비교예의 열처리 금속 A 내지 D에 있어서는, 각 실시예 및 비교예의 열처리 금속의 바아를 대략 구부려, 표 2에 나타낸 치수의 스무스(smooth) 인장 샘플, 응력 부식 샘플 및 노치 인장 샘플을 제작하였다. 각각의 샘플은 원통형으로, 샘플의 각 단부 섹션에 중앙 섹션을 연결하는 최소 반경을 갖도록 각 샘플의 중심의 직경이 감소하고 있다. 400 그릿의 표면 마무리를 하여 응력 부식 샘플을 공칭 게이지 직경이 될 때까지 연마하였다.
중앙 섹션
샘플종류 길이in/cm 직경in/cm 길이in/cm 직경in/cm 최소 반경 in/cm 게이지직경 in/cm
스무스인장 3.5/8.9 0.5/1.27 1.0/2.54 0.25/0.64 0.1875/0.476 -
응력부식 5.5/14.0 0.436/1.11 1.0/2.54 0.25/0.64 0.25/0.64 0.225/0.57
노치인장(1) 3.75/9.5 0.50/1.27 1.75/4.4 0.375/0.95 0.1875/0.476 -
(1)각 노치 인장 샘플의 중앙 둘레에 노치를 마련하였다. 샘플 직경을 노치의 기저부에서 0.252in(0.64cm)로 하고, 응력 집중 인자(Kc) 10을 산출하기 위해 노치의 루트 반경을 0.0010in(0.0025cm)로 하였다.
실시예 1 내지 18 과 열처리 금속 A 내지 D의 테스트 샘플을 아래의 표 3에 따라 열처리하였다. 적용된 열처리 조건은 피크(peak) 강도를 나타내도록 선택하였다.
고용화 처리 시효 처리
실시예1-18 1800℉(982℃) /1 hour/WQ1,2 900℉(482℃)/4 hours/AC3
비교예 A, B 1700℉(927℃) /1 hour/WQ4 950℉(510℃)/4 hours/AC
비교예 C, D 1500℉(816℃) /1 hour/WQ 900℉(482℃)/4 hours/AC
1WQ = 물 담금질21시간 동안 -100℉(-73℃)에서 냉간 처리한 다음 공기로 온간 처리3AC = 공냉41시간 동안 33℉(0.6℃)에서 냉간 처리한 다음 공기로 온간 처리
실시예 1 내지 18의 기계적 특성을 비교예의 열처리 금속 A 내지 D의 특성과 비교하였다. 측정된 특성은 0.2%의 항복 강도(.2% YS), 극한 인장 강도(ultimate tensile strength: UTS), 4 직경으로의 연신율(% Elong.), 단면적 감소(% Red. in Area), 그리고 노치 인장 강도(NTS)를 포함한다. 이들 모든 측정은 길이 방향을 따라 행하였다. 측정 결과를 표 4에 기재하였다.
표 4의 데이터에 따르면, 본 발명의 실시예 1 내지 18은 NTS/UTS 비율로 표시된 바와 같이 허용할 수 있는 레벨의 노치 인성과 전성을 제공하는 한편 열처리 금속 A 및 B 에 비해 우수한 항복 강도 및 인장 강도를 제공하는 것을 알 수 있다. 따라서, 실시예 1 내지 18은 비교예의 열처리 금속 A 및 B 에 비해 우수한 강도 및 전성의 조합을 제공하게 된다.
더욱이, 표 4의 데이터에 따르면, 본 발명의 실시예 1 내지 18은, 허용할 수 있는 항복 강도와 전성뿐만 아니라 NTS/UTS 비율로 표시되는 허용할 수 있는 레벨의 노치 인성을 제공하는 한편, 적어도 열처리 금속 C 및 D 보다 더 우수한 인장 강도를 제공하는 것을 알 수 있다.
저속 변형율(slow-strain-rate)의 테스트를 이용하여, 염화물 함유 매체에 있어서의 실시예 7 내지 11에 따른 응력 부식 균열 내성 특성을 비교예의 열처리 금속 B 및 D의 것과 비교하였다. 응력 부식 균열 테스트에 있어서, 실시예 7 내지 11의 샘플을 인장 샘플과 유사하게 고용화 처리를 행한 다음, 높은 레벨의 강도를 제공하도록 선택된 온도에서 과다한 시효(over-aged)를 행하였다. 비교예의 열처리 금속 B 및 D의 샘플을 이들에 대응하는 인장 샘플과 유사하게 고용화 처리를 행하였지만, 항공기 산업에서 전형적으로 특정화된 레벨의 응력 부식 균열을 제공하도록 선택된 온도에서 과다한 시효를 행하였다. 보다 구체적으로 설명하면, 실시예 7 내지 11은 4시간 동안 1000℉(538℃)에서 시효 경화시킨 다음 공냉시켰고, 비교예의 열처리 금속 B 및 D 는 4시간 동안 1050℉(566℃)에서 시효 경화시킨 다음 공냉시켰다.
4 ×10-6in/sec(1 ×10-5cm/sec)의 일정한 신장율에 의해 각각의 실시예/비교예의 샘플 세트를 인장 응력에 노출시킴으로써 응력 부식 균열에 대한 내성의 테스트를 행하였다. 각각 상이한 4개의 매체에서 상기 테스트를 행하였다. 즉, (1) H3PO4로 pH 1.5 까지 산성화된 10.0%의 NaCl 비등액, (2) 자연 pH (4.9-5.9)의 3.5%의 NaCl 비등액, (3) H3PO4로 pH 1.5 까지 산성화된 3.5%의 NaCl 비등액, (4) 77℉(25℃)의 공기이다. 공기 중에서 행한 테스트는, 염화물 함유 매체에서 얻은 결과를 비교할 수 있는 기준으로 사용하였다.
실시예/비교예 번호 환경 총테스트 시간(시간) % Elong. % Red. in Area
7 pH 1.5의 10.0% NaCl 비등액 8.5 4.9 21.5
" 9.4 5.4 25.0
pH 1.5의 3.5% NaCl 비등액 13.5 11.3 53.7
" 13.6 11.1 58.6
" 12.6 11.5 53.9
pH 5.8의 3.5% NaCl 비등액 14.4 12.0 62.0
" 13.8 11.7 60.2
77℉(25℃)에서의 공기 14.4 12.6 60.4
"(1) 12.6 10.6 58.6
"(1) 14.2 12.8 56.1
8 pH 1.5의 10.0% NaCl 비등액 8.2 5.4 23.8
" 8.3 5.3 21.4
pH 1.5의 3.5% NaCl 비등액 13.0 11.0 54.4
" 13.3 11.0 53.4
pH 5.9의 3.5% NaCl 비등액 13.9 13.8 64.8
" 14.1 13.8 64.1
" 14.0 13.4 62.4
77℉(25℃)에서의 공기 14.6 14.3 63.7
" 14.0 13.6 63.2
9 pH 1.5의 10.0% NaCl 비등액 10.0 6.6 20.6
" 10.3 6.2 20.7
pH 1.5의 3.5% NaCl 비등액 12.6 10.6 50.1
" 12.8 12.0 49.5
pH 4.9의 3.5% NaCl 비등액 13.6 12.2 55.8
" 13.6 12.0 54.4
77℉(25℃)에서의 공기 13.8 12.6 59.6
" 14.0 12.8 58.5
10 pH 1.5의 10.0% NaCl 비등액 9.6 7.0 27.9
" 10.4 7.7 17.9
pH 1.5의 3.5% NaCl 비등액 13.7 11.8 58.1
13.8 11.5 54.0
pH 5.9의 3.5% NaCl 비등액 13.5 13.3 61.8
" 14.3 14.6 61.7
" 14.0 11.9 52.8
77℉(25℃)에서의 공기 14.4 13.1 63.8
" 14.4 12.7 63.9
11 pH 1.5의 10.0% NaCl 비등액 9.5 6.5 20.8
" 9.5 5.0 22.2
" 11.3 7.2 22.9
pH 1.5의 3.5% NaCl 비등액 13.5 10.8 58.6
" 13.9 11.0 56.5
" 13.0 11.6 53.2
pH 5.8의 3.5% NaCl 비등액 14.6 12.3 62.8
" 14.1 12.7 61.6
77℉(25℃)에서의 공기 14.4 12.7 61.5
"(1) 13.4 11.5 58.5
"(1) 13.6 11.3 53.8
(1)상기 측정치는 비등한 10.0%의 NaCl 테스트 조건에서만 기준치를 대표한다.
실시예/비교예 번호 환경 총테스트시간(시간) % Elong. % Red. inArea
B pH 1.5의 10.0% NaCl 비등액 14.9 14.5 51.7
" 15.2 16.6 65.2
" 13.7 12.9 59.8
pH 1.5의 3.5% NaCl 비등액 14.2 13.3 69.9
" 13.5 14.0 69.9
" 13.8 14.5 68.4
pH 5.8의 3.5% NaCl 비등액 13.4 13.9 66.1
" 13.6 13.3 67.6
77℉(25℃)에서의 공기 14.1 15.1 69.9
"(1) 15.1 15.7 69.7
"(1) 15.4 15.4 69.3
D pH 1.5의 10.0% NaCl 비등액 7.4 3.7 6.9
9.6 8.3 15.6
10.2 10.0 19.2
pH 1.5의 3.5% NaCl 비등액 13.4 11.3 49.6
13.2 10.1 46.1
12.8 10.7 44.5
pH 5.8의 3.5% NaCl 비등액 13.4 11.5 51.3
13.4 11.9 52.0
77℉(25℃)에서의 공기 14.1 15.2 56.0
"(1) 15.1 14.4 54.4
"(1) 15.8 15.4 59.6
(1)상기 측정치는 비등한 10.0%의 NaCl 테스트 조건에서만 기준치를 대표한다.
테스트한 합금의 상대적 응력 부식 균열 내성은 기준 매체에서의 측정 변수에 대하는 부식 매체에 있어서의 측정 변수의 비를 참조함으로써 더 쉽게 이해될 수 있다. 표 6은 비교를 쉽게 하기 위해 비율 포멧으로 데이터를 나타냄으로써 표 5의 데이터를 요약한 것이다. "TC/TR" 로 표시된 열의 값은, 기준 조건하에서의 파괴까지의 평균 시간에 대한 부식 조건하에서의 파괴까지의 평균 시간의 비이다. "EC/ER" 로 표시된 열의 값은, 기준 조건하에서의 평균 연신율(%)에 대한 부식 조건하에서의 평균 연신율(%)의 비율이다. 마찬가지로, "RC/RR" 로 표시된 열의 값은 기준 조건하에서의 평균 단면적 감소(%)에 대한 부식 조건하에서의 평균 단면적의 감소율(%)의 비율이다.
실시예/비교예 번호 TC/TR(1) EC/ER(2) RC/RR(3)
pH 1.5 까지 비등하는 10.0%의 NaCl
7 .67 .44 .41
8 .58 .38 .36
9 .73 .50 .35
10 .69 .57 .36
11 .75 .55 .39
B .96 .94 .85
D .59 .49 .24
pH 1.5 까지 비등하는 3.5% 의 NaCl
7 .92 .90 .92
8 .92 .79 .85
9 .91 .89 .84
10 .95 .90 .88
11 .94 .88 .91
B .98 .92 .99
D .93 .70 .83
pH 4.9-5.9 까지 비등하는 3.5% 의 NaCl
7 .98 .94 1.0
8 .98 .98 1.0
9 .98 .95 .93
10 .97 1.0 .92
11 1.0 .98 1.0
B .96 .90 .96
D .95 .77 .92
(1)TC/TR = 기준 조건하에서의 파괴까지의 평균 시간으로 나는 부식 조건하에서의 파괴까지의 평균 시간(2)EC/ER = 기준 조건하에서의 평균 연신율로 나눈 부식 조건하에서의 평균 연신율(3)RC/RR = 기준 조건하에서의 평균 단면적 감소로 나눈 부식 조건하에서의 평균 단면적감소
또한, 실시예 7 내지 11 과 비교예의 열처리 금속 B 및 D 의 기계적 특성을 표 7에 나타내었으며, 이 표 7은 0.2%의 오프셋 항복 강도(.2% YS), 극한 인장 강도(UTS, 단위 ksi/MPa), 4 직경으로의 연신율(% Elong.), 단면적 감소(% Red. in Area) 및 노치 인장 강도(NTS, 단위 ksi/MPa)를 포함한다.
실시예/비교예 번호 조건 .2% YS(ksi/Mpa) UTS(ksi/Mpa) % Elong. % Red in Area NTS(ksi/Mpa)
7 H1000 216.8/1495 230.5/1589 15.0 62.5 344.6/2376
8 H1000 223.0/1538 233.6/1611 14.5 64.0 353.0/2434
9 H1000 223.4/1540 234.8/1619 14.8 64.3 349.6/2410
10 H1000 219.3/1512 230.0/1586 14.4 65.0 348.6/2404
11 H1000 210.5/1451 230.9/1592 15.0 63.0 344.2/2373
B H1050 184.1/1269 190.8/1316 17.9 72.3 303.4/2092
D H1050 182.9/1261 196.9/1358 17.6 62.1 296.3/2043
표 6 및 표 7에 참조하면, 이들 표에 기재한 데이터들은 실시예 7 내지 11에 의해 나타낸 바와 같이 본 발명에 따른 합금으로 제공된 강도 및 응력 부식 균열 내성의 독특한 조합을 입증하고 있다. 보다 구체적으로, 표 6 및 표 7에 기재된 데이터에 따르면, 실시예 7 내지 11은 비교예의 열처리 금속 B 및 D 에 비해 상당히 높은 강도를 제공하는 한편, 이 합금에 상응하는 레벨의 응력 부식 균열 내성을 제공하는 것을 알 수 있다. 실시예 7 내지 11의 부가적인 샘플은 4시간 동안 1050℉(538℃)에서 시효 경화시킨 다음 공냉시켰다. 이러한 샘플들은, 각각 214.3ksi 및 213.1ksi의 실온 극한 인장 강도를 제공하며, 이는 여전히 시효를 행하였을 때의 비교예의 열처리 금속 B 및 D에 의해 제공된 강도보다 상당히 우수하다. 비록 테스트는 생략하였지만, 실시예 7 및 11의 응력 부식 균열 내성은, 더 높은 온도에서 시효를 행하였을 때 적어도 동일하거나 그것보다 높을 것이라고 예상된다. 추가적으로, 비등한 10.0%의 NaCl 조건은 항공기 산업에서의 표준 조건보다 더 가혹하다는 것에 주목하여야 한다.
실시예 19 내지 30을 참조하면, 각 실시예의 바아를 대략 구부려 표 2에 나타낸 치수의 스무스(smooth) 인장의 샘플과 노치 인장 샘플을 제작하였다. 각각의 샘플은 원통형으로, 샘플의 각 단부 섹션에 중앙 섹션을 연결하는 최소 반경을 갖도록 각 샘플의 중심의 직경이 감소하고 있다. 추가적으로, 어닐링 처리된 바아로부터, CVN 테스트 샘플(ASTM E 23-96) 및 파괴 인성 시험(ASTM E 399)을 위해 콤팩한 인장 블럭을 기계 가공하였다. 모든 테스트 샘플을 1시간 동안 1800℉(982℃)에서 고용화 처리한 다음 물로 냉각하고, 1시간 혹은 8시간 동안 -100℉(-73℃)에서 냉간 처리한 후, 공기 속에서 온간 처리하고, 4시간 동안 900℉(482℃) 혹은 1000℉(538℃)에서 시효시켜 공냉시켰다.
측정한 기계 특성은 0.2%의 항복 강도(.2% YS), 극한 인장 강도(ultimate tensile strength: UTS), 4 직경으로의 연신율(% Elong.), 단면적 감소(% Red. in Area), 상온 샤르피 V 노치 충격 강도(CVN) 및 실온 파괴 인성(KIC)을 포함한다. 측정 결과를 표 8-11에 기재하였다.
본 명세서에서 사용한 용어 및 표현은 이해를 돕기 위해 사용한 것이 한정하려는 의도는 아니다. 이러한 용어 및 표현은 상기 설명된 특징 또는 다른 특징에 해당하는 등가물을 배제하려는 의도로 사용된 것은 아니다. 그러나, 당업자들은 본 발명의 범위 내에서 여러 가지의 변형이 가능하다는 것을 이해하여야 한다.

Claims (21)

  1. 응력 부식 균열 내성, 강도 및 노치 인성의 독특한 조합을 갖는 석출 경화성 마르텐사이트계 스테인레스강 합금으로서,
    C 최대 0.03 중량%
    Mn 최대 1.0 중량%
    Si 최대 0.75 중량%
    P 최대 0.040 중량%
    S 최대 0.020 중량%
    Cr 10-13 중량%
    Ni 10.5-11.25 중량%
    Ti 1.5-1.8 중량%
    Mo 0.25-1.1 중량%
    Cu 최대 0.95 중량%
    Al 최대 0.25 중량%
    Nb 최대 0.3 중량%
    B 최대 0.010 중량%
    N 최대 0.030 중량%
    Ce 0.001-0.025 중량%
    잔부 철과 통상의 불순물로 이루어지며, 세륨 대 황의 비율이 적어도 1:1 이상 15:1 이하인 것을 특징으로 하는 합금.
  2. 제1항에 있어서, 0.015 중량% 이하의 세륨을 함유하는 것을 특징으로 하는 합금.
  3. 제1항에 있어서, 0.010 중량% 이하의 세륨을 포함하는 것을 특징으로 하는 합금.
  4. 제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서, 적어도 0.002 중량%의 세륨을 포함하는 것을 특징으로 하는 합금.
  5. 제1항에 있어서, 0.75 중량% 이하의 구리를 포함하는 것을 특징으로 하는 합금.
  6. 제5항에 있어서, 0.015 중량% 이하의 세륨을 포함하는 것을 특징으로 하는 합금.
  7. 제5항 또는 제6항에 있어서, 0.010 중량% 이하의 세륨을 포함하는 것을 특징으로 하는 합금.
  8. 제5항 또는 제6항에 있어서, 적어도 0.002 중량%의 세륨을 포함하는 것을 특징으로 하는 합금.
  9. 석출 경화성 마르텐사이트계 스테인레스강 합금을 제조하는 방법으로서,
    C 최대 0.03 중량%
    Mn 최대 1.0 중량%
    Si 최대 0.75 중량%
    P 최대 0.040 중량%
    S 최대 0.020 중량%
    Cr 10-13 중량%
    Ni 10.5-11.25 중량%
    Ti 1.5-1.8 중량%
    Mo 0.25-1.1 중량%
    Cu 최대 0.95 중량%
    Al 최대 0.25 중량%
    Nb 최대 0.3 중량%
    B 최대 0.010 중량%
    N 최대 0.030 중량%
    잔부 철과 통상의 불순물로 이루어지는 합금을 제공하기 위한 충전 재료를 융해하는 단계와,
    융해된 합금에 존재하는 황의 량에 대해 첨가되는 세륨의 비율이 적어도 1:1이 되도록 상기 융해 단계 중에 융해된 합금에 세륨을 첨가하는 단계와,
    상기 융해된 합금을 잉곳으로 주조하는 단계와,
    상기 잉곳을 정련하기 위해 그 잉곳을 재융해하여 재융해된 합금에서 세륨 대 황의 비율이 15:1 이하가 되도록 하는 재융해 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 방법.
  10. 제9항에 있어서, 융해된 합금에 세륨을 첨가하는 상기 단계는, 융해된 합금에 존재하는 황의 량에 대한 세륨의 량의 비율이 적어도 2:1 이 되도록 한 량의 세륨을 첨가하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 방법.
  11. 제9항에 있어서, 융해된 합금에 세륨을 첨가하는 상기 단계는, 융해된 합금에 존재하는 황의 량에 대한 세륨의 량의 비율이 적어도 3:1 이 되도록 한 량의 세륨을 첨가하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 방법.
  12. 삭제
  13. 제9항 내지 제11항 중 어느 한 항에 있어서, 잉곳을 재융해하는 상기 단계는, 융해된 합금에 존재하는 황의 량에 대한 세륨의 량의 비율이 12:2 이하로 제한되도록 행해지는 것을 특징으로 하는 방법.
  14. 0.001 내지 0.025 중량% 이하의 세륨을 함유하고, 응력 부식 균열 내성, 강도 및 노치 인성의 독특한 조합을 갖는 석출 경화성 마르텐사이트계 스테인레스강 합금 제품으로, 상기 제품은 제9항 내지 제11항 중 어느 한 항에 의해 제조된 합금으로 이루어지는 것을 특징으로 하는 제품.
  15. 삭제
  16. 삭제
  17. 삭제
  18. 삭제
  19. 제13항에 있어서, 잉곳을 재융해하는 상기 단계는, 융해된 합금에 존재하는 황의 량에 대한 세륨의 량의 비율이 10:1 이하로 제한되도록 행해지는 것을 특징으로 하는 방법.
  20. 제9항 내지 제11항 중 어느 한 항에 있어서, 마그네슘, 이트륨, 란탄 또는 다른 휘토류 금속으로 이루어진 그룹에서 선택된 추가의 성분이 상기 첨가된 세륨의 적어도 일부를 대신하며, 상기 추가의 성분과 세륨은 허용할 수 있는 황과 인을 조합시켜 합금으로부터 이들의 제거를 쉽게 하여 합금의 열간 가공성 및 그것의 파괴 인성에 불리한 영향을 미치지 않고 합금의 파괴 인성, 노치 인성 및 노치 장력을 높이기에 충분한 량으로 포함되는 것을 특징으로 하는 방법.
  21. 제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서, 마그네슘, 이트륨, 란탄 또는 다른 휘토류 금속으로 이루어진 그룹에서 선택된 추가의 성분이 세륨의 적어도 일부를 대신하며, 상기 추가의 성분과 세륨은 허용할 수 있는 황과 인을 조합시켜 합금으로부터 이들의 제거를 쉽게 하여 합금의 열간 가공성 및 그것의 파괴 인성에 불리한 영향을 미치지 않고 합금의 파괴 인성, 노치 인성 및 노치 장력을 높이기에 충분한 량으로 포함되는 것을 특징으로 하는 합금.
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