KR100548217B1

KR100548217B1 - 오스테나이트계 스테인레스강 및 이의 제조방법

Info

Publication number: KR100548217B1
Application number: KR1020040005655A
Authority: KR
Inventors: 이세다아츠로; 셈바히로유키
Original assignee: 수미도모 메탈 인더스트리즈, 리미티드
Priority date: 2003-01-29
Filing date: 2004-01-29
Publication date: 2006-01-31
Also published as: CN1233865C; KR20040070046A; CA2456231C; DE602004002492D1; ES2273102T3; EP1445342B1; US20040206427A1; CA2456231A1; EP1445342A1; US6939415B2; JP4424471B2; CN1519388A; JP2004250783A; DE602004002492T2

Abstract

질량%로, C : 0.03∼0.12%, Si : 0.2∼2%, Mn : 0.1∼3%, P : 0.03%이하, S : 0.01%이하, Ni : 18%를 초과하고 25% 미만, Cr : 22%를 초과하고 30% 미만, Co : 0.04∼0.8%, Ti : 0.002% 이상이고 0.01% 미만, Nb : 0.1∼1%, V : 0.01∼1%, B : 0.0005%를 넘고 0.2% 이하, so1.Al : 0.0005%이상이고 0.03%미만, N : 0.1∼0.35%, O(산소) : 0.001∼0.008%를 포함하고, 잔부는 Fe와 불순물로 이루어지는 오스테나이트계 스테인레스강은 보일러의 과열기관, 재열기관 및 화학 공업용의 반응로관 등으로서 사용되는 강관 및 내열 내압 부재로서 사용되는 강판, 막대강 및 단강품(forging steel) 등의 소재로서 이용할 수 있어, 발전용 보일러 등의 고온 고압화의 촉진에 대하여 매우 큰 효과가 얻어진다. 또한, 특정량의 Mo 및 W의 1종 이상 및/또는 특정량의 Mg, Zr, Ca, REM, Pd 및 Hf의 1종 이상을 포함해도 된다.

Description

오스테나이트계 스테인레스강 및 이의 제조방법{AUSTENITIC STAINLESS STEEL AND MANUFACTURING METHOD THEREOF}

본 발명은 보일러(boiler)의 과열 기관, 재열 기관 및 화학 공업용 반응로관 등으로 사용되는 강관 및 내열 내압 부재로서 사용되는 강판, 막대강 및 단강품 등의 소재로서 적합한 오스테나이트계 스테인레스강, 이러한 강철로 이루어지는 고온 강도와 크리프(creep) 파단 연성이 우수한 오스테나이트계 스테인레스강 및 이의 제조방법에 관한 것이다.

최근, 고효율화를 위해 증기의 온도와 압력을 높인 초 임계압 보일러의 신설이 세계적으로 진행되고 있다. 구체적으로는, 지금까지 600℃ 전후였던 증기 온도를 650℃ 이상, 나아가 700℃ 이상까지 높이는 것도 계획되고 있다. 이는 에너지 절약과 자원의 유효 활용 및 환경 보전을 위한 CO₂ 가스 배출량 삭감이 에너지 문제의 해결 과제의 하나로 되고 있고, 중요한 산업 정책으로 되어 있는 것에 근거한다. 그리고, 화석 연료를 연소시키는 발전용 보일러 및 화학 공업용 반응로의 경우에는 효율이 높은 초 임계압 보일러 및 반응로가 유리하기 때문이다.

증기의 고온 고압화는 보일러의 과열 기관 및 화학 공업용의 반응로관 및 내 열 내압 부재로서의 강판, 막대강 및 단강품 등의 실가동시에 있어서의 온도를 700℃ 이상으로 상승시킨다. 이 때문에, 이러한 가혹한 환경에서 사용되는 강철에는 고온 강도 및 고온 내식성뿐만 아니라, 장기간에 걸치는 금속 조직의 안정성, 크리프의 파단 연성 및 내 크리프 피로 특성이 양호한 것이 요구된다.

오스테나이트계 스테인레스강은 페라이트계의 강철에 비교해 고온 강도와 고온 내식성이 우수하다. 이 때문에, 강도와 내식성의 점에서 페라이트계의 강철을 사용할 수 없게 되는 650℃ 이상의 고온역에서는 오스테나이트계 스테인레스강이 사용된다. 대표적인 것을 들면, SUS347H나 SUS316H로 대표되는 18Cr-8Ni계(이하, 「18-8계」라고 한다.)의 강철, SUS310 으로 대표되는 25Cr계의 강철이다. 그러나, 오스테나이트계 스테인레스강이라도 고온 강도와 고온 내식성의 점에서 사용 온도에 한계가 있다. 또한, 종래의 25Cr계의 SUS310강은 18-8계의 강철에 비교해, 고온 내식성은 우수하지만, 600℃ 이상에서의 고온 강도가 낮다.

그래서, 종래부터 고온 강도와 고온 내식성의 양쪽을 높이기 위한 다양한 연구가 이루어지고, 이하에 나타내는 것과 같은 오스테나이트계 스테인레스강이 제안되어 있다.

(1) 일본국 특개소 57-164971호 공보에는 N의 다량 첨가에 추가하여, Al과 Mg를 복합 첨가함으로써 고온 크리프 강도를 높인 강철이 개시되어 있다.

(2) 일본국 특개평 11-61345호 공보에는 B의 적당량 첨가에 추가하여, Al과 N을 복합 첨가하고, 또한, O(산소)를 0.004% 이하로 제한함으로써 고온 강도와 열간 가공성을 높인 강철이 개시되어 있다.

(3) 일본국 특개평 11-293412호 공보에는 A1, N, Mg 및 Ca를 복합 첨가하고, 또한, O(산소)를 0.007% 이하로 제한함으로써 열간 가공성을 높인 강철이 개시되어 있다.

(4) 일본국 특개 2001-11583호 공보에는 N 첨가에 의해서 질화물에 의한 석출 경화나 고용 경화를 도모함과 동시에, Cr, Mn, Mo, W, V, Si, Ti, Nb, Ta, Ni 및 Co의 함유량을 상호 관련지어 특정량 이하로 제한하여 σ상(相)의 석출을 억제함으로써, 고온 강도를 손상시키지 않고 장시간 사용후의 인성(靭性 : 재료가 지닌 점성의 강도)을 향상시킨 강철이 개시되어 있다.

(5) 일본국 특개소 59-23855호 공보에는 Ti, Nb, Zr 및 Ta의 1종 이상을, 어느것이나 모두 C 함유량의 1∼10배의 범위내에서 합계로 C 함유량의 1∼13배 첨가하고, 또한 그 금속 조직을 JIS의 오스테나이트 결정 입자도 번호로 3∼5의 조직으로 함에 따라 고온 강도를 높인 강철이 개시되어 있다.

상기(1)∼(5)의 강철에는, 이하에 기술하는 문제가 있다. 즉, 700℃ 이상의 고온에서의 크리프는 입자 내의 전위 크리프와는 다른 입자계 슬라이딩 크리프가 지배적으로 되므로, 결정 입자내의 강화만으로는 불충분하여, 결정 입자계의 강화가 필요하다.

그런데, 상기 (1)∼(4) 및 N 첨가 강철을 개시하는 상기 (5)에 개시되어 있는 것 같은 N 첨가에 의한 탄소 질화물이나 금속간 화합물에 의한 석출 경화 강철에서는 입자내의 크리프 강도는 높아지지만, 입자계 슬라이딩 크리프가 발생해, 크리프 파단 연성이 현저히 저하하여 크리프 피로 특성이 저하한다.

또한, Ti 및/또는 Nb 등의 탄소 질화물에 의한 석출 경화 강철에서는 제조중에 결정입자의 성장이 억제되어, 불균질한 혼합 입자 조직이 되기 쉽다. 이 때문에, 700℃ 이상에서 입자계 슬라이딩 크리프가 생기기 쉽게 되고, 또한, 불균일한 크리프 변형을 일으켜, 강도와 연성이 크게 손상되는 결점도 있다.

이들의 크리프 피로 수명 및 크리프 파단 연성이 낮다는 문제는 예를들면, 구속을 받는 걸림쇠의 용접부 등에서 예기치 않은 단시간 파괴를 생기게 하여 고온에 있어서의 재료의 신뢰성을 손상시키게 된다.

또한, 상기 (1)∼(5)의 강철은 700℃ 이상의 고온역에 있어서의 크리프 파단 연성, 불균일한 크리프 변형 및 내 크리프 피로 특성이 충분히 고려된 재료가 아니므로, 모재의 고온 강도는 높아지더라도, 구조재로서의 신뢰성이 부족한 결점도 갖고 있다.

후에 자세히 기술하는 바와같이, 700℃ 이상에서의 입자계 슬라이딩 크리프 및 불균일한 크리프 변형을 억제하기 위해서는, 다량의 Ti 첨가는 유해하고, 극미량의 Ti와 적당량의 O(산소)와의 복합 첨가, 및 금속 조직의 적정화가 필수적인데, 상기의 (1)∼(5)의 발명에서는 이들이 전혀 고려되어 있지 않다.

본 발명은 상기의 실상에 비추어 이루어진 것으로, 그 첫 번째 목적은 다음 두 번째 목적의 강철을 확실히 얻을 수 있는 소재로서의 오스테나이트계 스테인레스강을 제공하는 것에 있다.

두 번째 목적은 온도 700℃, 부하 응력 100MPa의 조건하에서의 크리프 파단 시간이 10000시간을 넘고, 또한 크리프 파단 저하율이 15% 이상이라는, 고온 강도와 크리프 파단 연성이 우수한 오스테나이트계 스테인레스강을 제공하는 것에 있다.

세 번째 목적은 상기 제2 목적의 강철을 확실하고 또한 안정되게 제조할 수 있는 고온 강도와 크리프 파단 연성이 우수한 오스테나이트계 스테인레스강의 제조방법을 제공하는 것에 있다.

본 발명의 요지는 하기 (1)∼(4)에 나타내는 오스테나이트계 스테인레스강, 하기 (5)에 나타내는 고온 강도와 크리프 파단 연성이 우수한 오스테나이트계 스테인레스강 및 하기 (6)에 나타내는 고온 강도와 크리프 파단 연성이 우수한 오스테나이트계 스테인레스강의 제조방법에 있다.

(1) 질량%로, C : 0.03∼0.12%, Si : 0.2∼2%, Mn : 0.1∼3%, P : 0.03%이하, S : 0.01%이하, Ni : 18%를 초과하고 25%미만, Cr : 22%를 초과하고 30%미만, Co : 0.04∼0.8%, Ti : 0.002% 이상이고 0.01%미만, Nb : 0.1∼1%, V : 0.01∼l%, B : 0.0005%를 초과하고 0.2%이하, sol. Al : 0.0005% 이상이고 0.03%미만, N : 0.1∼0.35%, O(산소) : 0.001∼0.008%를 포함하고, 잔부는 Fe 및 불순물인 오스테나이트계 스테인레스강.

(2) 상기 (1)에 기재의 성분에 추가하여, 질량%로, Mo 및 W에서 선택한 1종 이상의 성분을 단독 또는 합계로 0.1∼5% 포함하고, 잔부는 Fe 및 불순물인 오스테나이트계 스테인레스강.

(3) 상기 (1)에 기재의 성분에 추가하여, 질량%로, 0.0005∼0.01%의 Mg, 0.0005∼0.2%의 Zr, 0.0005∼0.05%의 Ca, 0.0005∼0.2%의 REM, 0.0005∼0.2%의 Pd 및 0.0005∼0.2%의 Hf 중 1종 이상을 포함하고, 잔부는 Fe 및 불순물인 오스테나이트계 스테인레스강.

(4) 상기 (1)에 기재의 성분에 추가하여, 질량 %로, Mo 및 W에서 선택한 1종 이상의 성분을 단독 또는 합계로 0.1∼5% 포함함과 동시에, 0.0005∼0.01%의 Mg, 0.0005∼0.2%의 Zr, 0.0005∼0.05%의 Ca, 0.0005∼0.2%의 REM, 0.0005∼0.2%의 Pd 및 0.0005∼0.2%의 Hf 중 1종 이상을 포함하고, 잔부는 Fe 및 불순물인 오스테나이트계 스테인레스강

(5) 상기 (1)부터 (4)까지의 어느 하나에 기재의 오스테나이트계 스테인레스강으로 이루어지고, 금속 조직이 오스테나이트 결정 입자도 번호 0이상 7미만, 혼합 입자율 10% 이하의 균일 입자 조직인 고온 강도와 크리프 파단 연성이 우수한 오스테나이트계 스테인레스강.

(6) 상기 (1)부터 (4)까지의 어느 하나에 기재의 화학 조성을 갖는 강철에 대한 열간 또는 냉간에 의한 최종 가공 전에, 강철을 1200℃ ~ 1350℃에서 적어도 1회 가열한 후, 최종 가공이 열간 가공인 경우에는 1200℃ ~ 1350℃에서, 또한 그 가공 종료 온도보다도 10℃ 이상 높은 온도로 최종 열처리를 행하여, 최종 가공이 냉간 가공인 경우에는 1200℃ ~ 1350℃에서, 또한 상기 적어도 1회의 가열 중의 최후의 가열 온도보다도 10℃ 이상 높은 온도로 최종 열처리를 하는 고온 강도와 크리프 파단 연성이 우수한 오스테나이트계 스테인레스강의 제조방법.

본 발명에서 말하는 REM, 즉, 희토류 원소란 Sc, Y 및 란탄족의 17원소를 가 리킨다.

오스테나이트 결정 입자도 번호란, ASTM(American Society for Testing and Material)에 규정되는 입자도 번호로, 이하, 간단히 「ASTM 결정 입자도 번호」라고 표기하고 있다.

혼합 입자율(%)이란 상기 오스테나이트 결정 입자도 번호의 판정에 있어서 관찰한 시야수 N 중에, 혼합 입자라고 판정되는 시야수를 n으로 하였을 때, 하기의 (1)식으로 정의되는 값의 것이다. 여기서, 혼합 입자란, 1시야 내에서, 최대 빈도를 갖는 입자도 번호의 입자로부터 3이상 다른 입자도 번호의 입자가 편재하고, 이들 입자가 20% 이상의 면적을 차지하는 상태에 있는 것을 말한다.

(n/N)×100 ……(1)

본 발명은 이하에 기술하는 지견에 따라서 완성된 것이다.

(a) 종래의 기술 상식이던 Ti를 다량으로 포함하는 탄소 질화물 및/또는 금속간 화합물에 의한 분산 경화 및/또는 석출 경화는 700℃ 이상의 고온역에서의 불균일한 입자계 슬라이딩 크리프 변형을 조장하고, 강도, 연성 및 크리프 피로 수명의 저하를 야기한다.

(b) 상기의 불균일한 입자계 슬라이딩 크리프 변형은 금속 조직을 거칠고, 또한, 혼합 입자가 적은 균일 입자로 하면 억제된다. 즉, 불균일한 입자계 슬라이딩 크리프 변형은 금속 조직을 ASTM으로 규정되는 오스테나이트 입자도 번호에서 7미만의 조직으로 하면 억제되고, 특히, ASTM 결정 입자도 번호가 7미만이고, 또한 상기의 (1)식으로 정의되는 혼합 입자율이 10% 이하인 균일 입자 조직으로 하면 한층 더 억제된다.

(c) 오스테나이트 입자도 번호가 7미만, 혼합 입자율이 10% 이하인 균일 입자 조직은 극미량의 Ti와 적당량의 O(산소)와의 복합 첨가로 얻어진다. 특히, 0.002%부터 0.01% 미만까지의 Ti와, 0.001%부터 0.008%까지의 O(산소)를 복합 첨가하면, 상기의 조직이 안정되게 얻어진다.

구체적으로는, 예를 들면, 제강시에 혼입하는 O(산소)량을 제어한 다음에, 극미량의 Ti를 첨가하여, Ti의 미세 산화물을 분산 석출시켜 얻어진다. 이와 같이 하는 경우에는, 미고용의 Ti의 탄소 질화물이 생성하지 않기 때문이다. 이 메카니즘은 최종 가공전의 도중 열처리 등에 있어서 Nb의 탄소 질화물이 안정적인 Ti의 미세 산화물을 핵으로 하여 미세하게 분산 석출함으로써, 최종 열처리시에 균일한 재결정을 생기게 하든지, 또는, 혼합 입자의 원인에 의한 불균일한 결정 입자의 성장을 방지하기 때문이다.

또한, 미고용의 Ti의 탄소 질화물이 없는 경우에는, 제조시에 분산한 Ti의 미세 산화물을 핵으로 하여 Nb의 탄소 질화물이, 사용시의 크리프 변형 중에 입자내 및 입자계에 미세 균일하게 석출한다. 그 결과, 700℃ 이상에서 일어나는 불균일한 크리프 변형이 억제됨과 동시에, 크리프 파단 연성의 저하 및 크리프 피로 수명도 대폭 개선되어, 그 결과로서 고온 크리프 강도도 향상되는 것이 판명되었다.

이하, 본 발명의 오스테나이트계 스테인레스강, 이 강철로 이루어지는 고온 강도와 크리프 파단 연성이 우수한 오스테나이트계 스테인레스강 및 이의 제조방법 을 상기와 같이 정한 이유에 대해서 상세히 설명한다. 또한, 이하에 있어서 「%」는 특별히 미리 알리지 않는 한「질량%」를 나타낸다.

1. 화학 조성에 관해서

C : 0.03∼0.12%

C는 탄화물을 구성하는 중요한 원소이다. 고온용의 오스테나이트계 스테인레스강으로서의 적정한 인장 강도 및 고온 크리프 파단 강도를 확보하는 데에 있어서 최저한 필요한 C의 함유량은 0.03% 이다. 한편, 과잉한 C는 가공 중에 미고용 탄화물을 다량으로 형성하고, 제품의 탄화물 총량이 증가해 용접성이 저하한다. 특히, C의 함유량이 0.12%를 넘으면, 용접성의 저하가 현저하게 된다. 따라서, C의 함유량을 0.03∼0.12%로 했다. 또한, C 함유량의 하한치로서 바람직한 것은 0.04%이고, 보다 바람직한 것은 0.05% 이다. 또한, C 함유량의 상한치로서 바람직한 것은 0.08%이고, 보다 바람직한 것은 0.07% 이다.

Si : 0.2∼2%

Si는 탈산 원소로서 첨가된다. 또한, Si는 내수증기 산화성을 높이기 위해서도 중요한 원소이다. 이들 효과를 얻기 위해서는 0.2% 이상의 함유량이 필요하다. 한편, 2%를 넘으면, 가공성을 손상시킬 뿐만 아니라, 고온에서의 조직의 안정성도 나빠진다. 따라서, Sl의 함유량을, 0.2∼2%로 했다. 또한, Si 함유량의 하한치로서 바람직한 것은 0.25%이고, 보다 바람직한 것은 0.3% 이다. 또한, Si 함유량의 상한치로서 바람직한 것은 0.6%이고, 보다 바람직한 것은 0.5% 이다.

Mn : 0.1∼3%

Mn은 S와 황화물(MnS)을 형성하고, 열간 가공성을 개선한다. 그러나, 그 함유량이 0.1% 미만에서는 상기의 효과가 얻어지지 않는다. 한편, 과잉한 Mn은 경도를 높게 하여 강철을 불안정화하여, 오히려 가공성 및/또는 용접성을 손상시킨다. 특히, Mn의 함유량이 3%를 초과하면, 가공성 및/또는 용접성의 저하가 현저하게 된다. 따라서, Mn의 함유량을 0.1∼3%로 하였다. 또한, Mn 함유량의 하한치로서 바람직한 것은 0.2%이고, 보다 바람직한 것은 0.5%이다. 또한, Mn 함유량의 상한치로서 바람직한 것은 1.5%이고, 보다 바람직한 것은 1.3% 이다.

P : 0.03% 이하

P는 불순물로서 불가피적으로 혼입하고, 과잉의 P는 용접성 및 가공성을 현저하게 저해하므로, 그 함유량의 상한치를 0.03%로 했다. 바람직한 P의 함유량은 0.02% 이하이고, 매우 적게 하는 것이 좋다.

S : 0.01% 이하

S도 불순물로서 불가피적으로 혼입하고, 과잉의 S는 용접성 및 가공성을 저해하므로, 그 함유량의 상한치를 0.01%로 하였다. 바람직한 S의 함유량은 0.005% 이하이고, S도 매우 적게 하는 것이 좋다.

Ni : 18%를 초과하고 25% 미만

Ni는 오스테나이트 조직을 안정되게 하는 원소이고, 내식성 확보를 위해서도 중요한 원소이다. 다음에 기술하는 Cr량과의 밸런스로부터, 18%를 넘는 함유량이 필요하다. 한편, 25% 이상의 Ni는 비용 상승을 초래할 뿐만 아니라, 오히려 크리프 강도를 저하시킨다. 따라서, Ni의 함유량을 18%를 초과하고 25% 미만으로 하였 다. 또한, Ni 함유량의 하한치로서 바람직한 것은 18.5%이다. 또한, Ni 함유량의 상한치로서 바람직한 것은 23%이다.

Cr : 22%를 넘고 30% 미만

Cr은 내산화성, 내수증기 산화성 및 내식성을 확보하는 데에 있어서 중요한 원소이다. 또한, Cr계의 탄소 질화물을 만들어 강도의 향상에 기여한다. 특히, 700℃ 이상의 고온 내식성을 18-8계의 강철 이상으로 높이기 위해서는 22%를 초과하는 함유량이 필요하다. 한편, 과잉의 Cr은 조직의 안정성을 저하시켜, σ상 등의 금속간 화합물의 생성을 쉽게 하여, 크리프 강도를 저하시킨다. 또한, Cr의 증량은 오스테나이트 조직의 안정화를 위한 고가의 Ni의 증량을 초래하여, 비용 상승을 초래한다. 특히, Cr의 함유량이 30%이상이 되면, 크리프 강도의 저하와 비용 상승이 현저하게 된다. 따라서, Cr의 함유량을, 22%를 초과하고 30% 미만으로 하였다. 또, Cr 함유량의 하한치로서 바람직한 것은 23%이고, 보다 바람직한 것은 24%이다. 또한, Cr 함유량의 상한치로서 바람직한 것은 28%이고, 보다 바람직한 것은 26%이다.

Co : 0.04∼0.8%

Co는 Ni를 도와 오스테나이트 조직을 안정되게 한다. 또한, 700℃ 이상에서의 크리프 파단 강도를 향상시킨다. 그러나, 그 함유량이 0.04% 미만에서는 상기의 효과가 얻어지지 않는다. 한편, Co는 방사성 원소이므로, 용해로 등을 오염하지 않도록, 함유량의 상한치를 0.8%로 하였다. 또, Co 함유량의 하한치로서 바람직한 것은 0.05%이고, 보다 바람직한 것은 0.1%이다. 또한, Co 함유량의 상한치로 서 바람직한 것은 0.5%이고, 보다 바람직한 것은 0.45%이다.

Ti : 0.002% 이상이고 0.01% 미만

Ti는 본 발명에 있어서의 가장 중요한 원소의 하나이다. Ti는 미고용의 탄소 질화물을 형성하여 석출 경화 작용을 갖는 것부터, 종래는 적극적으로 첨가되어 있다. 그러나, 미고용의 Ti의 탄소 질화물은 결정입자를 혼합 입자로 하거나, 불균일한 크리프 변형 및/또는 연성 저하의 원인이 된다.

이에 대해, 전술한 바와 같이, 미세한 Ti의 산화물은 최종 가공전의 도중 열처리 등에 있어서 Nb의 탄소 질화물의 석출핵으로 되므로, Nb의 탄소 질화물을 미세하게 분산 석출시킬 수 있다. 그리고, 미세하게 분산 석출한 Nb의 탄소 질화물이, 최종 열처리시에 균일한 재결정을 생기게 함과 동시에, 혼합 입자의 원인이 되는 불균일한 결정 입자의 성장을 방지한다.

또한, 미고용의 Ti의 탄소 질화물이 없는 경우에는, 제조시에 분산한 Ti의 미세 산화물을 핵으로 하여 Nb의 탄소 질화물이, 사용시의 크리프 변형 중에 입자내 및 입자계에 미세 균일하게 석출된다. 그 결과, 700℃ 이상에서 일어나는 불균일한 크리프 변형이 억제됨과 동시에, 크리프 파단 연성의 저하 및 크리프 피로 수명도 대폭 개선되어, 그 결과로서 고온 크리프 강도도 향상된다.

이와 같이, 탄소 질화물로는 되지 않고, 안정된 미세한 산화물을 생성시키기 위해서는 Ti의 함유량은 적어도 0.002%가 필요하다. 한편, Ti의 함유량이 0.01% 이상이 되면, 불필요한 탄소 질화물을 생성하여, 크리프 파단 연성과 크리프 피로 특성을 손상한다. 이 때문에, 본 발명에서는 Ti의 함유량을 0.002% 이상으로 0.01% 미만으로 하였다. 또, Ti 함유량의 하한치로서 바람직한 것은 0.004%이고, 보다 바람직한 것은 0.005%이다. 또한, Ti 함유량의 상한치로서 바람직한 것은 0.009%이고, 보다 바람직한 것은 0.008%이다.

Nb : 0.1∼1%

Nb는 탄소 질화물로서 미세하게 분산 석출하여 크리프 강도의 향상에 기여한다. 이를 위해서는 적어도 0.1%의 함유량이 필요하다. 그러나, Nb의 다량 첨가는 용접성을 손상하고, 특히, 그 함유량이 1%를 초과하면 용접성의 저하가 현저하게 된다. 따라서, Nb의 함유량을 0.1∼1%로 하였다. 또한, Nb 함유량의 하한치로서 바람직한 것은 0.3%이고, 보다 바람직한 것은 0.4%이다. 또한, Nb 함유량의 상한치로서 바람직한 것은 0.6%이고, 보다 바람직한 것은 0.5%이다.

V : 0.01∼1%

V는 탄소 질화물로서 석출하여, 크리프 강도를 향상시킨다. 그러나, 그 함유량이 0.01% 미만에서는 상기의 효과를 얻을 수 없고, 한편, 1%를 초과하면 불안정한 상(相)을 발생한다. 따라서, V의 함유량을 0.01∼1%로 하였다. 또, V 함유량의 하한치로서 바람직한 것은 0.03%이고, 보다 바람직한 것은 0.04%이다. 또한, V 함유량의 상한치로서 바람직한 것은 0.5%이고, 보다 바람직한 것은 0.2%이다.

B : 0.0005%를 초과하고 0.2%이하

B는 탄소 질화물을 형성하는 C(탄소)의 일부로 치환하여 탄소 질화물 중에 존재하든지, 또는 B 단체로 입자계에 존재하고, 700℃ 이상의 고온에서 발생하는 입자계 슬라이딩 크리프를 억제하는 효과가 있다. 그러나, 그 함유량이 0.0005% 이하에서는 효과가 없고, 한편, 0.2%를 초과하면 용접성을 손상한다. 따라서, B의 함유량을 0.0005%를 넘고 0.2%이하로 하였다. 또한, B 함유량의 하한치로서 바람직한 것은 0.00l%이고, 보다 바람직한 것은 0.0013%이다. 또한, B 함유량의 상한치로서 바람직한 것은 0.005%이고, 보다 바람직한 것은 0.003%이다.

sol. Al : 0.0005%이상이고 0.03%미만

Al은 탈산 원소로서 첨가된다. 탈산 효과를 얻기 위해서는 sol.Al에서 0.0005%이상의 함유량이 필요하다. 한편, Al의 다량 첨가에 의해서 조직의 안정성이 나빠지고, σ상 불안정화가 생기고, 특히, sol.Al에서 0.03%를 초과하는 Al을 함유하면 σ상 불안정화가 현저해진다. 따라서, Al의 함유량을 sol.Al에서, 0.0005% 이상이고 0.03% 미만으로 하였다. 또, so1.Al에서의 Al 함유량의 하한치로서 바람직한 것은 0.005%이다. 또한, 상한치로서 바람직한 것은 0.02%이고, 보다 바람직한 것은 0.015%이다.

N : 0.l∼0.35%

N은 탄소 질화물에 의한 석출 경화와 고가의 Ni의 일부로 대체하여 오스테나이트 조직의 고온 안정성을 확보하기 위해서 첨가한다. 인장 강도와 고온 크리프 강도를 높이기 위해서 N의 함유량은 0.1% 이상으로 할 필요가 있다. 그러나, N의 다량 첨가는 연성, 용접성 및 인성을 손상시키고, 특히, 그 함유량이 0.35%를 초과하면, 연성, 용접성 및 인성의 저하가 현저해진다. 따라서, N의 함유량을 0.1∼0.35%로 하였다. 또, N 함유량의 하한치로서 바람직한 것은 0.15%이고, 보다 바람직한 것은 0.2%이다. 또한, N 함유량의 상한치로서 바람직한 것은 0.3%이고, 보다 바람직한 것은 0.27%이다.

O(산소) : 0.001∼0.008%

O(산소)는 상기의 Ti와 마찬가지로 본 발명에 있어서의 가장 중요한 원소의 하나이다. 전술한 Ti의 산화물을 형성시키기 위해서는, O(산소)의 함유량은 적어도 0.001%로 할 필요가 있다. 한편, 그 함유량이 0.008%를 넘으면, Ti 산화물 이외의 산화물이 생성하고, 이것이 개재물로 되어, 크리프 파단 연성이나 크리프 피로 특성이 손상된다. 이 때문에, 본 발명에서는 O(산소)의 함유량을, 0.001∼0.008%로 하였다. O(산소) 함유량의 하한치로서 바람직한 것은 0.004%이고, 보다 바람직한 것은 0.005%이며, 또한, 상한치로서 바람직한 것은 0.007%이다.

또한, Ti의 산화물은 상술한 바와 같이, 예를 들면, 제강시에 O(산소)의 함유량을 상기의 범위내로 제어한 다음에, 그 함유량이 본 발명에서 규정하는 범위내의 양, 즉, 0.002% 이상이고 0.01% 미만이 되도록 Ti를 첨가함으로써, 생성시킬 수 있다.

본 발명의 오스테나이트계 스테인레스강 및 고온 강도와 크리프 파단 연성이 우수한 오스테나이트계 스테인레스강의 하나는 상기 성분 이외에, 잔부가 실질적으로 Fe, 바꿔 말하면, Fe와 상기 이외의 불순물로 이루어지는 것이다.

본 발명의 상기 2개의 오스테나이트계 스테인레스강의 또 하나는 하기의 제1군 및 제2군 중 어느 한쪽 또는 양쪽 군에서 선택한 적어도 1종의 성분을 포함하는 강철이다. 이하, 이들 성분에 관해서 설명한다.

제1군(Mo 및 W) :

Mo 및 W는 고온 크리프 강도를 향상시키는데 유효한 원소이다. 이 때문에, 이 효과를 얻고싶은 경우에는 Mo 및 W의 l 종 이상을 적극적으로 첨가해도 되고, 단독 또는 합계의 함유량이 0.1% 이상에서 효과가 얻어진다. 한편, Mo 및 W의 다량 첨가는 σ상 등의 금속간 화합물의 생성을 초래하고, 인성, 강도 및 연성을 손상시킨다. 또한, Mo 및 W는 강력한 페라이트 형성 원소이고, 오스테나이트 조직의 안정화를 위해 Ni의 증량이 필요해져 비용 상승을 초래하므로, 단독 또는 합계의 함유량의 상한치는 5%로 하는 것이 좋다. Mo 및 W의 단독 또는 합계의 함유량의 하한치로서 바람직한 것은 0.5%이고, 보다 바람직한 것은 1%이다. 또한, 상한치로서 바람직한 것은 3%이고, 보다 바람직한 것은 2%이다.

제2군 (Mg, Zr, Ca, REM, Pd 및 Hf)

Mg, Zr, Ca, REM, Pd 및 Hf는 어느것이나 모두 S를 고정하여 열간 가공성을 향상시키는데 유효한 원소이다. 또한, Mg에는 극미량의 첨가로 탈산효과가 있고, 상기한 미세한 Ti 산화물의 분산 석출에 기여하는 효과도 있다. Zr은 다량으로 첨가하면 산화물이나 질화물을 형성하여 혼합 입자의 원인이 되지만, 미량 첨가에서는 입자계를 강화하는 효과도 있다. REM에는 무해하고 안정적인 산화물을 형성하여 내식성, 크리프 연성, 내열 피로 특성 및 크리프 강도를 향상시키는 효과도 있다.

이 때문에, 그 효과를 얻고 싶은 경우에는 1종 이상을 적극적으로 첨가해도 되고, 상기의 효과는 어떠한 원소도 0.0005% 이상의 함유량으로 얻어진다. 한편, 0.01%을 초과하는 함유량의 Mg는 강철질을 저해하여, 크리프 강도나 크리프 피로 특성, 연성을 손상시킨다. 0.2%를 초과하는 함유량의 Zr은 산화물이나 질화물을 형성하여 혼합 입자의 원인이 될 뿐만 아니라, 강철질을 저해하여, 크리프 강도 및/또는 크리프 피로 특성, 나아가 연성을 손상시킨다. 0.05%를 초과하는 함유량의 Ca는 오히려 연성 및 가공성을 손상시킨다. 0.2%를 초과하는 함유량의 REM, Pd 및 Hf는 산화물 등의 개재물이 많아져 가공성, 용접성을 손상시킬 뿐만 아니라, 비용 상승을 초래한다.

따라서, 첨가하는 경우의 함유량은 Mg는 0.0005∼0.01%, Zr, REM, Pd 및 Hf는 어느것이나, 0.0005∼0.2%, Ca는 0.0005∼0.05%으로 하는 것이 좋다.

함유량의 하한치로서 바람직한 것은 다음과 같다.

Mg, Zr 및 Ca : 어느것이나 0.001%이고, 보다 바람직한 것은 0.002%

REM, Pd 및 Hf : 어느것이나 0.01%이고, 보다 바람직한 것은 0.02%

또한, 함유량의 상한치로서 바람직한 것은 다음과 같다.

Mg : 0.008%이고, 보다 바람직한 것은 0.006%

Zr : 0.1%이고 보다 바람직한 것은 0.05%

Ca : 0.03%이고 보다 바람직한 것은 0.01%

REM, Pd 및 Hf : 어느것이나 0.15%이고, 보다 바람직한 것은 0.1%.

여기서, 본 발명에서 말하는 REM, 즉, 희토류 원소가 Sc, Y 및 란탄족 17원소를 가리키는 것은 이미 기술한 대로이다.

상기의 P, S 이외의 불순물로는, 통상, 강화 원소로서 18-8계의 강철에 적극적으로 첨가되는 것이 많은 Cu를 들 수 있다. 그러나, Cu는 700℃ 이상에서의 입 자계 슬라이딩 크리프의 억제에는 아무런 효과도 없고, 오히려 연성에 악영향을 미친다. 따라서, 불순물로서의 Cu의 함유량은 0.5% 이하로 하는 것이 좋다. 바람직한 것은 0.2% 이하이다.

2. 금속 조직에 대해

본 발명의 고온 강도와 크리프 파단 연성이 우수한 오스테나이트계 스테인레스강의 금속 조직은 전술한 바와같이, ASTM으로 규정되는 오스테나이트 결정 입자도 번호로 0이상 7미만이고, 또한 혼합 입자율 10% 이하의 균일 입자 조직이지 않으면 안된다. 이는 다음 이유에 의한다.

700℃ 이상에서의 강철의 크리프는 700℃ 미만에서의 크리프가 입자내의 변형이 주체의 전위 크리프인데 대해, 입자계 슬라이딩 크리프이다. 이 입자계 슬라이딩 크리프는 강철의 결정 입자도에 크게 의존하여, ASTM으로 규정되는 오스테나이트 결정 입자도 번호에서 7이상의 미세 입자 조직에서는 입자계 슬라이딩 크리프가 발생해 강도가 크게 저하하고, 목표로 하는 크리프 파단 시간을 확보할 수 없다. 한편, 오스테나이트 결정 입자도 번호 0미만의 거친 입자 조직에서는 강도나 연성이 오히려 손상될 뿐만 아니라, 제품의 초음파 탐상 검사가 불가능하게 된다. 또한, 혼합 입자율이 10%를 초과하면, 불균일한 크리프 변형이 발생해, 크리프 파단 연성과 크리프 피로 특성이 저하하여, 목표로 하는 크리프 파단 저하율을 확보할 수 없다. 이들은 후술하는 실시예의 결과로부터도 명백하다. 또, 상한치로서 바람직한 오스테나이트 결정 입자도 번호는 6이고, 보다 바람직한 것은 5이다. 또한, 하한치로서 바람직한 오스테나이트 결정 입자도 번호는 3이고, 보다 바람직한 것은 4이다. 한편, 바람직한 혼합 입자율의 하한은 0%, 바꿔 말하면, 혼합 입자가 없는 균일 입자 조직이다.

3. 제조방법에 대해

이상에서 설명한 화학 조성과 금속 조직을 갖는 본 발명의 고온 강도와 크리프 파단 연성이 우수한 오스테나이트계 스테인레스강은 다음과 같이 하여 제조한다. 예를 들면, 전술한 바와 같이, 본 발명에서 규정하는 화학 조성을 갖는 강철에 대한 열간 또는 냉간에 의한 최종 가공전에, 강철을 1200℃ ~ 1350℃에서 적어도 1회 가열한다. 그리고, 최종 가공이 열간 가공인 경우에는, 1200℃ ~ 1350℃에서, 또한 그 최종 가공의 종료 온도보다도 10℃ 이상 높은 온도로 최종 열처리를 행함으로써, 한편, 최종 가공이 냉간 가공인 경우에는 1200℃ ~ 1350℃에서, 또한 상기 적어도 1회의 가열중의 최후의 가열 온도보다도 10℃ 이상 높은 온도로 최종 열처리를 행함으로써, 확실히 안정되게 제조할 수 있다.

여기서, 열간 또는 냉간에서의 최종 가공 전에, 강철을 1200℃ ~ 1350℃에서 적어도 1회 가열하는 것은 미고용의 Ti의 탄소 질화물 및 Nb 및/또는 V 등의 강도 향상에 유효한 탄소 질화물도 일단 고용시키기 때문이다. 가열 온도를 1200℃ ~ 1350℃으로 한 것은, 1200℃보다 낮으면 상기의 석출물이 충분히 고용하지 않기 때문이다. 그러나, 1350℃를 넘으면, 고온 입자계 균열이나 연성 저하를 일으키기 쉬울 뿐 아니라, 결정 입자가 매우 커지고, 또한, 가공성도 현저히 저하한다. 이 때문에, 가열 온도의 상한은 1350℃로 하는 것이 좋다.

열간 가공은 어떠한 가공이어도 되고, 예를 들면, 최종 제품이 강관인 경우에는 유진세쥴넷법(Ugine-sejournet)으로 대표되는 열간 압출 제관법 및/또는 맨네스만 플러그 밀(Mannesmann-Plug Mill)법 또는 맨네스만 맨드렐 밀(Mannesmann-Mandrel Mill)법 등으로 대표되는 롤 압연 제관법을 들 수 있고, 최종 제품이 강판인 경우에는 통상의 두꺼운 강철판 또는 열연 강철 시트의 제조방법을 들 수 있다. 열간 가공의 가공 종료 온도는 특별히 규정하지 않지만, 1200℃ 이상으로 하는 것이 좋다. 이는 가공 종료 온도가 1200℃ 미만이 되면, 상기의 Nb, Ti 및 V의 탄소 질화물의 고용이 불충분하여, 크리프 강도 및/또는 연성이 손상되기 때문이다.

냉간 가공에 대해서도 어떠한 가공이어도 되고, 예를 들면, 최종 제품이 강관인 경우에는 상기의 열간 가공에 의해 제조된 미가공 관에 드로잉(drawing) 가공을 실시하는 냉간추신제관법(콜드 드로잉법) 및/또는 콜드 필거 밀(Cold Pilger Mill)에 의한 냉간압연제관법(콜드 롤링법)을 들 수 있고, 최종 제품이 강판인 경우에는 통상의 냉연 강철 시트의 제조 방법을 들 수 있다.

또, 최종 가공이 냉간 가공인 경우, 이 가공 전에 적어도 1회 행하는 1200℃ ~ 1350℃에서의 가열은 공급된 소재의 연화(軟化) 가열 또는 가공의 반복 동안에 실시되는 연화 가열중 어느 것이어도 된다.

최종 열처리를, 최종 가공이 열간 가공인 경우에는 1200℃ ~ 1350℃에서, 또한 그 최종 가공의 종료 온도보다도 10℃ 이상 높은 온도로 행하는 것으로 하고, 한편, 최종 가공이 냉간 가공인 경우에는, 1200℃ ~1350℃에서, 또한 최종 가공전에 적어도 1회 행하는 가열 중의 최후의 가열 온도보다도 10℃ 이상 높은 온도로 행하는 것으로 한 것은 다음 이유에 의한다.

최종 열처리 온도가 1200℃ 미만이거나, 가공 종료 온도 또는 최종 가공 전의 최후의 가열 온도보다도 10℃ 이상 높은 온도가 아닌 경우에는 소망의 ASTM 결정 입자도 번호에서 0이상 7미만, 또한 혼합 입자율 10%미만의 조직을 얻을 수 없고, 700℃ 이상에서의 크리프 강도와 크리프 파단 연성, 크리프 피로 수명을 손상시킨다. 이 최종 열처리 온도의 상한은, 최종 가공 전에 적어도 일회 행하는 가열의 경우와 동일한 이유에 의해, 1350℃로 하는 것이 좋다.

최종 가공 전에 적어도 1회 행하는 가열, 열간 가공 및 최종 열처리후의 냉각은 적어도 800℃에서 500℃까지를 평균 냉각 속도 0.25℃/초 이상으로 냉각하는 것이 바람직하다. 이는 냉각 중에 거칠고 큰 탄소 질화물이 생성되고, 강도와 내식성이 저하하는 것을 막기 위함이다.

또한, 조직을 균일하게 하여 강도의 보다 한층 안정화를 도모하기 위해서는 가공 변형을 부여해 열처리시에 재결정·균일 입자화시키는 것이 좋다. 이를 위해서는, 최종 가공이 냉간 가공인 경우에는 최후의 가공을 단면 감소율 10%이상으로 행하고, 최종 가공이 열간 가공인 경우에는 최종 열처리전에 500℃ 이하의 온도역에서 단면 감소율 10% 이상의 소성 가공을 행하여, 변형을 부여하는 것이 바람직하다.

다음에 실시예에 의해 본 발명을 보다 구체적으로 설명하는데, 본 발명은 이 실시예에 한정되는 것은 아니다.

(실시예)

표1 및 표2에 표시하는 화학 조성을 갖는 36종류의 강철을 용제했다.

또, No.1∼15 및 No.29∼36의 강철은 용량 50kg의 진공 용해로를 이용하여 용제하고, 얻어진 강철괴를 하기의 제조법 A에 의해 판재로 마무리했다. 또한, No.16∼28의 강철은 용량 150kg의 진공 용해로를 이용하여 용제하고, 얻어진 강철괴를 하기의 제조법 B에 의해 외경 50.8㎜, 두께 8.0㎜의 냉간 마무리 강철관으로 했다.

(1) 제조법 A (최종 가공이 열간 가공이고, 최종 제품이 강판인 경우의 예)

제1공정 : 1250℃로 가열,

제2공정 : 단조비3 (단면 감소율 300%)이상, 가공 종료 온도 1200℃의 열간 단조에 의해서 두께 15㎜의 판재로 성형,

제3공정 : 800℃에서 500℃ 이하까지 0.55℃/초로 냉각(공냉)

제4공정 : 1220℃로 15분간 유지후 수냉.

(2) 제조법 B (최종 가공이 냉간 가공이고, 최종 제품이 강관인 경우의 예)

제1공정: 열간 단조와 기계 가공으로 외경 175㎜의 라운드 바로 성형,

제2공정: 라운드 바를 1250℃로 가열,

제3공정: 가열 라운드 바를 가공 종료 온도 1200℃에서 열간 압출하여 외경 64㎜, 두께 10㎜의 미가공 관으로 성형,

제4공정 : 미가공 관에 실온하에서 단면 감소율 30%의 드로잉 가공을 실시해 제품 치수의 냉간 마무리 강철관으로 성형,

제5공정: 1220℃로 10분간 유지후 수냉.

마무리한 판재와 강관은 ASTM로 규정되는 방법에 따라서 오스테나이트 결정 입자도 번호를 측정함과 동시에, 전술한 방법에 의해 혼합 입자율을 측정하였다. 또한, 판재와 강관으로부터, 외경이 6㎜에서 목표점 거리가 30㎜인 둥근 막대 크리프 시험편을 채취하여, 온도 700℃, 부하 응력 100MPa의 조건으로 크리프 파단 시험을 행하여, 크리프 파단 시간(h)과 크리프 파단 저하율(%)을 조사하였다. 또한, 오스테나이트 결정 입자도 번호와 혼합 입자율은 모두 20시야를 관찰하여 구했다.

표 3에, 이상의 조사 결과를 정리하여 표시한다.

표 3으로부터 알 수 있듯이, 본 발명으로 규정하는 화학조성을 갖는 강철을 본 발명의 방법으로 처리하여 얻어진 No.1∼27의 강철은 오스테나이트 결정 입자도 번호와 혼합 입자율의 어느것이나 본 발명에서 규정하는 범위내이고, 크리프 파단 시간 및 크리프 파단 저하율 모두 목표치를 만족하고 있다.

이에 대해, 화학 조성이 본 발명에서 규정하는 범위를 벗어나는 강철을 본 발명의 방법으로 처리하여 얻어진 강철 중, No.29 및 No.31∼36의 강철은 오스테나이트 결정 입자도 번호와 혼합 입자율 중 어느 한쪽, 또는 양쪽이 본 발명에서 규정하는 범위를 벗어나 있고, 크리프 파단 시간 및 크리프 파단 저하율중 어느 한쪽 또는 양쪽이 본 발명의 목표치를 만족하지 않는다.

또한, No.28의 강철은 Ti와 Nb 및 Co, V 및 B를 포함하지 않는 기존의 SUS310강이고, 금속 조직은 본 발명에서 규정하는 균일 입자 조직으로, 크리프 파단 저하율은 매우 양호하지만, 크리프 파단 시간이 1231.8시간으로, 본 발명 강철의 1/10이하로 극단적으로 짧다. No.30의 강철은 N 이외가 본 발명에서 규정하는 범위내의 강철이므로, 금속 조직이 본 발명에서 규정하는 조직이고, 크리프 파단 저하는 본 발명의 목표치를 만족하지만, N의 함유량이 너무 적어 크리프 파단 시간이 본 발명의 목표치에 도달하지 않는다. 또, 그 밖의 강철(No.29 및 No.31∼36)은 상기와 같이, 오스테나이트 결정 입자도 번호와 혼합 입자율중 어느 한쪽 또는 양쪽이 본 발명에서 규정하는 범위를 벗어나 있고, 크리프 파단 시간 및 크리프 파단 저하율중 어느 한쪽 또는 양쪽이 본 발명의 목표치를 만족하지 않는다. 이는 어떠한 강철이나 화학 조성이 본 발명에서 규정하는 범위를 벗어나 있기 때문이고, 그중에서도 No.29 및 No.31∼35의 강철과 같이, 특히 Ti와 O(산소)중 어느 한쪽이 본 발명에서 규정하는 범위를 벗어나 있기 때문이다.

본 발명에 의하면, 종래의 18-8계나 25Cr계의 강철에 비해 700℃ 이상에서의 크리프 파단 시간과 크리프 파단 저하율이 매우 양호한 오스테나이트계 스테인레스강을 확실히 제공할 수 있다. 이 때문에, 최근의 발전용 보일러 등의 고온 고압화의 촉진에 대해 매우 큰 효과가 얻어진다.

Claims

질량%로, C : 0.03∼0.12%, Si : 0.2∼2%, Mn : 0.1∼3%, P : 0.03%이하, S : 0.01% 이하, Ni : 18%를 초과하고 25% 미만, Cr : 22%를 초과하고 30% 미만, Co : 0.04∼0.8%, Ti : 0.002% 이상이고 0.01%미만, Nb : 0.1∼1%, V : 0.01∼l%, B : 0.0005%를 초과하고 0.2%이하, sol.Al : 0.0005% 이상이고 0.03%미만, N : 0.1∼0.35%, O(산소) : 0.001∼0.008%를 포함하고, 잔부는 Fe 및 불순물인 것을 특징으로 하는 오스테나이트계 스테인레스강.
질량%로, C : 0.03∼0.12%, Si : 0.2∼2%, Mn : 0.1∼3%, P : 0.03%이하, S : 0.01%이하, Ni : 18%를 초과하고 25%미만, Cr : 22%를 초과하고 30% 미만, Co : 0.04∼0.8%, Ti : 0.002% 이상이고 0.01% 미만, Nb : 0.1∼1%, V : 0.01∼1%, B : 0.0005%를 초과하고 0.2%이하, sol.Al : 0.0005% 이상이고 0.03%미만, N : 0.1∼0.35%, O(산소) : 0.001∼0.008%, Mo 및 W에서 선택한 1종 이상의 성분 : 단독 또는 합계로 0.1∼5%를 포함하고, 잔부는 Fe 및 불순물인 것을 특징으로 하는 오스테나이트계 스테인레스강.
질량%로, C : 0.03∼0.12%, Si : 0.2∼2%, Mn : 0.1∼3%, P : 0.03%이하, S : 0.01%이하, Ni : 18%를 초과하고 25%미만, Cr : 22%를 초과하고 30% 미만, Co : 0.04∼0.8%, Ti : 0.002% 이상이고 0.01% 미만, Nb : 0.1∼1%, V : 0.01∼1%, B : 0.0005%를 초과하고 0.2%이하, sol.Al : 0.0005% 이상이고 0.03% 미만, N : 0.1∼0.35%, O(산소) : 0.001∼0.008%를 포함하는 동시에, Mg : 0.0005∼0.01%, Zr : 0.0005∼0.2%, Ca : 0.0005∼0.05%, REM : 0.0005∼0.2%, Pd : 0.0005∼0.2% 및 Hf : 0.0005∼0.2% 중의 1종 이상을 포함하고, 잔부는 Fe 및 불순물인 것을 특징으로 하는 오스테나이트계 스테인레스강.
질량%로, C : 0.03∼0.12%, Si : 0.2∼2%, Mn : 0.1∼3%, P : 0.03% 이하, S : 0.01% 이하, Ni : 18%를 초과하고 25% 미만, Cr : 22%를 초과하고 30% 미만, Co : 0.04∼0.8%, Ti : 0.002% 이상이고 0.01% 미만, Nb : 0.1∼1%, V : 0.01∼l%, B : 0.0005%를 초과하고 0.2% 이하, sol.Al : 0.0005% 이상이고 0.03% 미만, N : 0.1∼0.35%, O(산소) : 0.001∼0.008%, Mo 및 W에서 선택한 1종 이상의 성분 : 단독 또는 합계로 0.1∼5%를 포함하는 동시에, Mg : 0.0005∼0.01%, Zr : 0.0005∼0.2%, Ca : 0.0005∼0.05%, REM : 0.0005∼0.2%, Pd : 0.0005∼0.2% 및 Hf : 0.0005∼0.2% 중의 1종 이상을 포함하고, 잔부는 Fe 및 불순물인 것을 특징으로 하는 오스테나이트계 스테인레스강.
제1항 내지 제4항 중 어느 한 항 기재의 오스테나이트계 스테인레스강으로 이루어지고, 금속 조직이 오스테나이트 결정 입자도 번호 0이상 7미만, 혼합 입자율 10% 이하의 균일 입자조직인 것을 특징으로 하는 고온 강도와 크리프 파단 연성이 우수한 오스테나이트계 스테인레스강.
제1항 내지 제4항 중 어느 한 항 기재의 화학 조성을 갖는 강에 대한 열간 또는 냉간에 의한 최종 가공전에, 강을 1200℃ ~ 1350℃에서 적어도 1회 가열한 후, 최종 가공이 열간 가공인 경우에는 1200℃ ~ 1350℃에서, 또한 그 최종 가공의 종료 온도보다도 10℃ 이상 높은 온도로 최종 열처리를 행하고, 최종 가공이 냉간 가공인 경우에는, 1200℃ ~ 1350℃에서, 또한 상기 적어도 1회의 가열 중의 최후의 가열온도보다도 10℃ 이상 높은 온도로 최종 열처리를 행하는 것을 특징으로 하는 제5항에 기재된 고온 강도와 크리프 파단 연성이 우수한 오스테나이트계 스테인레스강의 제조방법.