KR100682802B1 - 티타늄 함유 초고강도 준안정 오스테나이트계 스테인레스 강철재 및 이의 제조 방법 - Google Patents

티타늄 함유 초고강도 준안정 오스테나이트계 스테인레스 강철재 및 이의 제조 방법 Download PDF

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Abstract

2200 N/mm2 이상의 인장 강도를 나타내는 초고강도의 준안정 오스테나이트계 스테인레스 강철재의 화학적 조성은, 질량%로, 0.15 % 이하의 C, 1.0 % 내지 6.0 % 이상의 Si, 5.0 % 이하의 Mn, 40 % 내지 10.0 %의 Ni, 12.0 % 내지 18.0 %의 Cr, 3.5 % 이하의 Cu, 5.0 % 이하의 Mo, 0.02 % 이하의 N, 0.1 % 내지 0.5 %의 Ti, 선택적으로 0.5 % 이하의 V 및 0.5 % 이하의 Nb 중의 하나 또는 이들 양자, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며, Si + Mo ≥3.5 %를 만족하고, Md(N) = 580 - 520C - 2Si - 16Mn - 16Cr - 23Ni - 300N - 26Cu - 10Mo의 식이 20 내지 140이 되는 수학식에 의해서 한정되는 Md(N)의 값을 가지며, 50 체적% 내지 95 체적%의 마르텐사이트상 및 그 나머지는 실질적으로 오스테나이트상으로 구성되는 냉간 가공 복합상 조직을 나타내며, Mo-계 석출물 및 Ti-계 석출물이 마르텐사이트상에 분포되어 있다.
인장 강도, 초고강도, 안정상, 오스테나이트, 스테인레스 강철재, 조성, 마르텐사이트, 냉간 가공, 석출물.

Description

티타늄 함유 초고강도 준안정 오스테나이트계 스테인레스 강철재 및 이의 제조 방법{Ultra-high strength metastable austenitic stainless steel containing Ti and a method of producing the same}
도 1은 525 ℃에서 60 분간 시효 처리한 강철재의 인장 강도에 미치는 Ti 함량의 효과를 도시한 그래프.
도 2는 525 ℃에서 60 분간 시효 처리한 강철재의 피로 한도에 미치는 Ti 함량의 효과를 도시한 그래프.
도 3은 시효 처리한 본 발명의 강철재와 비교 강철재의 인장 강도에 미치는 시효 처리 온도의 효과를 도시한 그래프.
본 발명은, 예를 들어 평스프링, 코일 스프링, 실리콘 단결정 웨이퍼 제조용의 블레이드 플레이트(blade plate)와 같은 내부식성 및 고강도와 피로 특성과 함께 내부식성을 필요로 하는 부재 및 부품용으로 최적인 재료인 스테인레스 강철재에 관한 것이며, 특히 매우 높은 인장 강도를 갖는 초고강도 준안정 오스테나이트계 스테인레스 강철재 및 이의 제조 방법에 관한 것이다.
스테인레스 강철재로부터 상술한 것과 같은 부재 또는 부품을 제조하는 경우에, 마르텐사이트 스테인레스 강철재, 가공 경화된 스테인레스 강철재 또는 석출 경화된 스테인레스 강철재가 사용되고 있었다.
마르텐사이트계 스테인레스 강철재는 마르텐사이트 변태에 의해서 경화를 달성하기 위해서 고온의 오스테나이트 상태로부터 급냉에 의해서 생성된다. 그 예로서는 SUS410 및 SUS420J2가 있다. 고강도 및 고인성은 상술한 강철재를 급냉-어닐링 템퍼링 조절 처리하여 얻어진다. 그러나 생산품이 극단적으로 얇은 경우에는 급냉 중의 열 변형에 의해서 변형된다. 이에 의해서는 생산품을 소정의 형태로 제조하기 곤란하게 된다.
가공 경화된 스테인레스 강철재의 경우에 있어서, 용체화 처리 상태에서 오스테나이트상을 나타내는 강철재는 이후에 고강도를 얻기 위한 목적으로 변형 유도된 마르텐사이트상을 생성하기 위해서 냉간 가공되어진다. 이들 준안정 오스테나이트계 강철재의 대표적인 예로는 SUS301 및 SUS304가 있다. 이들의 강도는 냉간 가공량 및 마르텐사이트의 양에 따른다. 상술한 바와 같은 급냉 중의 가열 변형의 문제점은 발생하지 않는다. 그러나 단지 냉간 가공에 의한 강도의 정확한 조절은 매우 어렵다. 냉간 가공 속도가 너무 고속인 경우에, 이방성이 증가하여 인성이 저하하게 된다.
석출 경화된 스테인레스 강철재는 석출 경화능이 높은 원소의 첨가에 의해서 및 시효 경화에 의해서 얻어진다. 첨가된 Cu를 포함하고 있는 SUS630 및 첨가된 Al을 포함하고 있는 SUS631이 대표적인 예가 된다. 전자는 용체화 처리 이후에 마르텐사이트 단일상을 나타내게 되며, 이 상태로부터 시효 경화되어진다. 얻어진 인장 강도는 최대 1400 N/mm2 정도가 된다. 후자는 용체화 처리 이후에 오스테나이트상을 나타내게 되며, 냉간 가공에 의해서 또는 다른 그와 같은 예비 가공에 의해서 부분적으로 상기 상이 마르텐사이트상으로 변환된 이후에 시효 경화되어진다. 경화는 금속간 화합물인 Ni3Al의 석출에 의해서 달성되며, 인장 강도는 적극적인 마르텐사이트상의 생성에 의해서 1800 N/mm2 정도까지 증가시킬 수 있다.
이와 같은 시효 경화를 이용하는 스테인레스 강철재에는 상술한 통상적인 것에 비해서 더 높은 강도를 가지도록 개발된 것이 포함된다. 예를 들어, 일본 특개소(KOKAI: 61-296356, 1986) 및 특개평4-202643(1992)호에는 조합하여 Cu 및 Si가 첨가된 준안정성 오스테나이트계 스테인레스 강철재를 적당한 수준으로 냉간 가공하고 후속하여 시효 경화하는 방법이 개시되었다. 이들 방법은 2000 N/mm2 정도의 인장 강도의 고강도 강철재를 제공한다. 그러나, 이들 방법에 의해서 고강도를 얻기 위한 시효 경화 온도 범위는 매우 좁다. 따라서 상업적인 생산으로의 응용은 용이하지 않다.
특개평6-207250(1994: 이하 '250) 및 특개평7-300654(1995: 이하 '654)에 있어서, 본원의 발명자는 이후에 조합하여 Mo 및 Si가 첨가된 준안정 오스테나이트계 스테인레스 강철재를 적당한 정도로 냉간 가공하고, 이후에 고온에서 시효 경화하는 것에 의해서 인장 강도가 약 2000 N/mm2이고, 인성이 우수한 고강도 강철재를 개시하였다. 이 방법으로는 강철재의 조성을 엄밀하게 제어해야 할 필요가 있지만, 이와 같은 필요성은 현대의 강철재 제조 기법으로도 완전하게 충족시킬 수 있다. 또한, 시효 경화 온도 범위가 광범위하고, 단시간에 시효 경화 효과를 볼 수 있기 때문에, 이 방법은 강철재 스트립의 연속 생산에 적합하다.
상술한 '250 및 '654에서 개시된 것은 2000 N/mm2급의 강도를 갖는 고강도 스테인레스 강철재에 적합한 생산 기술을 확립한 것이라고 말할 수 있다. 그러나, 최근에, 주로 스프링 재료 및 블레이드 플레이트로서 사용되는 고강도의 스테인레스 강철재 재료에 대한 요구가 증가하고 있다. 이 요구에 부응하기 위해서, 2200 N/mm2 이상의 인장 강도를 안정적으로 얻어지는 강철재 재료를 개발하고 공급하는 것이 유리하다.
한편으로, 2000 내지 2400 N/mm2 정도의 인장 강도를 갖는 초고강도 금속 재료로 18 Ni 마레이징 강철재가 알려져 있다. 예를 들어, 18Ni-9Co-5Mo-0.7Ti-계의 마레이징 강철재 및 18Ni-12.5Co-4.2Mo-1.6Ti-계의 마레이징 강철재가 각각 2000 N/mm2 및 2400 N/mm2 정도의 인장 강도를 달성하는 것으로 알려져 있다. 이들 강철재는 또한 상대적으로 인성도 양호하다. 그러나, 이들은 매우 비싼데, 이들이 Ni, Co 및 Mo와 같은 고가의 원소를 상당량 포함하고 있기 때문이다. 따라서 저렴한 스프링용도의 재료로서 이들 강철재를 응용하는 것은 실질적으로 불가능하다.
상술한 정황을 감안하여, 본 발명의 목적은 재료로서 준안정 오스테나이트계 스테인레스 강철재를 사용하는 2200 N/mm2 이상의 높은 인장 강도를 나타내는 초고강도 금속 재료를 제조하고 제공하는 것이다. 또한, 본 발명은 연속 생산 라인상에서의 시효 처리에 의해서 얻어지는 강철재 스트립 뿐만 아니라 다양한 부품으로 처리된 이후에 배치(batch) 처리에 의해서 시효 처리되는 강철재를 제공할 수 있다.
본원의 발명자는 '250 및 '654에 의해서 개시된 강철재의 인장 강도를 2200 N/mm2 정도로 증가시키기 위해서 많은 노력을 기울였다. 그러나, 이들 강철재에서의 그와 같은 정도의 고강도를 안정적으로 얻는 것은 곤란하였다. 추가적인 연구를 통해서, '250 및 '654에 의해서 개시된 강철재를 2000 N/mm2를 초과하는 강도로 생산하는 것이 합금 설계의 측면으로부터의 근본적인 곤란함과 관련되어 있음을 알 수 있었다. 따라서, 다른 화학적 조성을 가진 신규한 강철재를 개발할 필요가 있다는 결론을 내렸다. 이와 같은 논리를 따라서, 강철재의 형태로부터, 상술한 바와 같이, Mo 및 Cu를 첨가한 석출 경화된 준안정 오스테나이트계 스테인레스 강철재를 사용하는 것이 유리하며, 종래 기술의 방법과는 차이가 나도록 추가적으로 Ti를 함유하는 조성계(composition system)를 채용하여 2200 N/mm2 정도의 고강도를 얻을 수 있다는 점을 알게 되었다. 또한, 금속 조직 내에 변형 유도된 마르텐사이트상을 생성하기 위해서 냉간 가공을 수행하여 시효 처리 하기 전에 50 내지 95의 체적%의 마르텐사이트+오스테나이트 조직을 얻는 것이 매우 유리하다는 것도 알 수 있었다. 본 발명은 이와 같은 지식에 기초하여 달성된 것이다.
본 발명의 제 1 측면에 있어서, 상술한 목적은 화학적 조성이, 질량%로, 0.15 % 이하의 C와, 1.0 % 내지 6.0 % 이하의 Si와, 5.0 % 이하의 Mn과, 4.0 % 내지 10.0 %의 Ni과, 12.0 % 내지 18.0 %의 Cr과, 3.5 % 이하의 Cu와, 5.0 % 이하의 Mo와, 0.02 % 이하의 N와, 0.1 % 내지 0.5 %의 Ti 및 나머지 Fe와 불가피한 불순물을 포함하고 있으며, Si + Mo ≥3.5 %를 만족하고, 하기의 수학식(1)에 의해서 20 내지 140으로 한정되는 Md(N)의 값을 가지며, 50 체적% 내지 95 체적%의 마르텐사이트상 및 그 나머지는 실질적으로 오스테나이트상으로 구성되는 냉간 가공 복합상 조직을 나타내며, Mo-계의 석출물 및 Ti-계 석출물이 마르텐사이트상에 분포되어 있으며, 여기에서,
Md(N) = 580 - 520C - 2Si - 16Mn - 16Cr - 23Ni - 300N - 26Cu - 10Mo인 초고강도 준안정 오스테나이트계 스테인레스 강철재를 제공하는 것에 의해서 달성된다.
"실질적으로 오스테나이트상으로 구성되는"은 석출물과, 금속간 개재물 및 작은 양의 감마(δ) 페라이트상이 포함될 수 있다는 것을 의미한다. 냉간 가공된 조직의 존재는, 예를 들어, 광학 현미경으로 관찰하였을 때 작업 방향으로 연장된 오스테나이트 결정 입계가 발견된다는 사실로부터 확인할 수 있다. 통상적인 Mo-계의 석출물에는 Fe2Mo alc Fe3Mo가 포함된다. 통상적인 Ti-계의 석출물에는 Ni16Ti6Si7(G상) 및 Ni3Ti가 포함된다. 이들 석출물의 존재는 예를 들어 전자 현미경을 사용하는 현미경 관찰법에 의해서 확인되어진다.
본 발명의 제 2 측면에 있어서, 강철재가 최소한 0.5 질량% 이하의 V와 0.5 질량% 이하의 Nb 중의 하나를 추가로 포함하는 제 1 측면에 따른 초고강도 준안정 오스테나이트계 스테인레스 강철재가 제공된다. 즉, 본 발명의 제 2 측면은 화학적 조성이, 질량%로, 0.15 % 이하의 C와, 1.0 % 내지 6.0 % 이하의 Si와, 5.0 % 이하의 Mn과, 4.0 % 내지 10.0 %의 Ni과, 12.0 % 내지 18.0 %의 Cr과, 3.5 % 이하의 Cu와, 5.0 % 이하의 Mo와, 0.02 % 이하의 N와, 0.1 % 내지 0.5 %의 Ti, 최소한 0.5 % 이하의 V와 0.5 % 이하의 Nb 중의 하나 및 나머지 Fe와 불가피한 불순물을 포함하고 있으며, Si + Mo ≥3.5 %를 만족하고, 수학식(1)에 의해서 20 내지 140으로 한정되는 Md(N)의 값을 가지며, 50 체적% 내지 95 체적%의 마르텐사이트상 및 그 나머지는 실질적으로 오스테나이트상으로 구성되는 냉간 가공 복합상 조직을 나타내며, Mo-계의 석출물 및 Ti-계 석출물이 마르텐사이트상에 분포되어 있는 초고강도 준안정 오스테나이트계 스테인레스 강철재를 제공한다.
본 발명의 제 3 측면에 있어서, Cu 함량은 1.0 질량% 내지 3.0 질량%이며, Mo 함량은 1.0 질량% 내지 4.5 질량%인 제 1 또는 제 2 측면에 따른 강철재가 제공된다.
본 발명의 제 4 측면에 있어서, 2200 N/mm2 이상의 인장 강도를 갖는 판재 또는 선재인 제 1 측면 내지 제 3 측면 중의 하나에 따르는 강철재가 제공된다.
본 발명의 제 5 측면에 있어서, 본 발명의 제 1 측면에 따른 화학적 조성을 갖는 강철재를 용체화 처리하는 단계와, 50 체적% 내지 95 체적%의 마르텐사이트상으로 구성되는 금속 조직을 갖는 강철재를 얻기 위하여 용체화 처리한 강철재를 냉간 가공하는 단계와, 300 ℃ 내지 600 ℃의 온도 범위에서 0.5 분 내지 300 분간 냉간 가공된 강철재를 시효 처리하는 단계를 포함하는 2200 N/mm2 이상의 인장 강도를 갖는 초고강도 준안정 오스테나이트계 스테인레스 강철재의 제조 방법이 제공된다. "50 체적% 내지 95 체적%의 마르텐사이트상"은 본원에서 냉간 가공에 의해서 신규하게 생성된 변형 유도된 주로 마르텐사이트상 뿐만 아니라 용체화 처리 이후에 이미 존재하는 냉간 유도된 마르텐사이트상을 가리키는 것이다. 마르텐사이트상 이외의 부분은 실질적으로 오스테나이트상이다.
본 발명의 제 6 측면에 있어서, 최소한 0.5 질량% 이하의 V와 0.5 질량% 이하의 Nb 중의 하나를 추가로 포함하는 강철재, 즉 제 2 측면에 따른 화학적 조성을 갖는 강철재에 제 5 측면에 따른 방법이 적용된다.
본 발명의 제 7 측면에 있어서, Cu 함량은 1.0 질량% 내지 3.0 질량%이며, Mo 함량은 1.0 질량% 내지 4.5 질량%인 강철재에 본 발명의 제 5 측면 또는 제 6 측면에 따른 방법이 적용된다.
본 발명의 제 8 측면에 있어서, 시효 처리되어지는 강철재는 오스테나이트 단일상 또는 주로 오스테나이트상으로 구성되고, 30 체적% 이하의 냉간 유도된 마르텐사이트상을 포함하는 조직을 얻기 위하여 용체화 처리 단계를 수행하고, 이후에 가공으로 유도되는 마르텐사이트상을 생성하기 위해서 강철재를 냉간 가공함으로써 얻어지는 50 체적% 내지 95 체적%의 마르텐사이트상으로 구성되는 금속 조직을 갖는 강철재에 본 발명의 제 5 측면 내지 제 7 측면 중 어느 한 측면에 따른 방법이 제공된다.
본 발명의 제 9 특징에 있어서, 시효 처리 단계는 10 분 내지 300 분간 배치(batch) 처리되어지는 것에 본 발명의 제 5 특징 내지 제 8 특징 중 어느 한 특징에 따른 방법이 제공된다.
2200 N/mm2 이상의 인장 강도를 갖는 초고강도 준안정 오스테나이트계 스테인레스 강철재의 실현을 가능하게 하기 위한 조건으로서, 본 발명은 엄격하게 제한된 구성 범위를 갖는 독특한 강철재의 화학적 조성을 한정한다. 또한, 강철재의 금속 조직은 유리하게는 시효 처리하기 전에 적정화하는 것이 유리하다.
본 발명을 한정하는 항목에 대해서 설명한다.
C(carbon)은 오스테나이트 형성 원소이다. 이것은 고온에서 생성되는 감마 페라이트상을 억제 및 냉간 가공에 의해서 유도되는 마르텐사이트상의 고용 경화에 아주 효과적이다. 그러나, C의 함량이 너무 높은 경우에는, 시효 처리 중에 조대한 Cr 카바이드(탄화물)가 즉각적으로 발생하게 되며, 이들은 입계의 내부식성의 열화를 초래하게 된다. 또한, 본 발명이 Ti 함량에 의해서 다량의 Ti 카바이드가 형성되며, 이들은 강철재의 피로 특성을 열화시킨다. 이들의 위해한 효과를 방지하기 위해서, 본 발명에서는 C 함량을 0.15 질량% 이하로 제한하였다.
Si(silicon)은 가공 경화되는 스테인레스 강철재 등에 환원 목적으로 통상적으로 사용되는 것이며, SUS301 및 SUS304에서와 같이 함량은 1.0 질량% 이하이다. 그러나, 본 발명에서는 냉간 가공 중에 변형 유도되는 마르텐사이트상의 생성을 현저하게 촉진하는 효과를 생성하기 위해서 이 보다는 더 많은 함량의 Si를 사용한다. Si는 또한 변형 유도된 마르텐사이트상을 경화함에 의해서 및 고용액 중에 도입되는 것에 의해서 오스테나이트상을 경화하는 것에 의해서 시효 처리후의 강도 향상에도 기여한다. 또한 Si는 시효 처리 중에 Cu와의 상호 작용에 의해서 시효 경화능이 향상된다. 이들 완전한 Si 효과를 얻어내기 위해서 Si 함량은 1.0 질량% 이상이 되어야 한다. 그러나 함량이 6.0 질량%를 초과하는 경우에는 고온이 제어되는 경우에라도 코일의 용접 중에 고온 균열이 쉽게 발생하게 된다. 이는 다양한 제조상의 문제점을 초래한다. 따라서 Si 함량은 1.0 질량% 이상 내지 6.0 질량%으로 한정된다. Si 함량은 유리하게는 1.0 질량% 이상 내지 4.0 질량%이다.
Mn(manganese)은 오스테나이트상의 안정성을 지배하는 원소이다. 마르텐사이트상은 Mn 함량이 높은 경우에 냉간 가공 중에 유도되기 곤란하기 때문에, 그 함량은 5.0 질량% 이하로 한정된다. 실제적인 함량은 다른 원소와의 균형을 고려하여 이 범위 내에서 한정된다. Mn 함량의 하한은 유리하게는 0.2 질량%이고, 상한은 유리하게는 2.5 질량%이다.
Ni(nickel)은 고온 및 실온에서 오스테나이트상을 얻기 위해 필요한 원소이다. 본 발명에서는, 오스테나이트 단일상으로 구성되는 또는 주로 오스테나이트상으로 구성되는 용체화 처리 이후의 조직을 얻고, 30 체적% 이하의 냉간 유도된 마르텐사이트상을 포함하는 것에 각별한 주의를 기울일 필요가 있다. Ni 함량이 4.0 질량% 이하인 경우에는, 그와 같은 구조를 얻기가 어려운데, 그 이유는 고온에서 상당량의 감마(δ) 페라이트상이 생성되며, 또한 용체 처리화 온도로부터 실온으로의 냉각 중에 마르텐사이트상이 용이하게 생성되기 때문이다. 한편, 마르텐사이트상은 Ni 함량이 10 질량%를 초과하는 경우에 냉간 가공에 의해서는 유도되기 어렵다. 따라서 Ni 함량은 4.0 질량% 내지 10.0 질량%로 한정된다. Ni 함량의 하한은 유리하게는 5.0 질량%이며, 그 상한은 유리하게는 8.5 질량%이다.
Cr(chromium)은 내부식성을 보장하기 위해 필요한 원소이다. 본 발명의 강철재용으로 기대되는 사용이라는 관점에서 보면, 12.0 질량% 이상의 Cr 함량이 필요하다. 그러나, Cr은 페라이트 생성 원소이기 때문에, 그 함량이 높은 경우에 고온에서 감마(δ) 페라이트상이 용이하게 생성된다. 이 효과를 상쇄시키기 위해서 오스테나이트 형성 원소(C, N, Ni, Mn, Cu 등)를 첨가해야 하지만, 과도한 함량의 이들 원소를 추가하게 되면 오스테나이트상이 안정하게 되고, 냉간 가공에 의한 마르텐사이트상의 유도가 불충분해지게 된다. 따라서 Cr 함량의 상한은 18.0 질량%로 설정된다. Cr 함량은 유리하게는 12.0 질량% 내지 16.5 질량%이다.
Cu(copper)는 시효 처리 중에 Si와의 상호 작용에 의해서 현저한 경화 효과를 나타낸다. 그러나, 과도한 Cu의 존재는 열간 작업성을 열화시키고 강철재의 균열을 초래한다. 따라서 Cu 함량은 3.5 질량% 이하로 한정된다. Cu 함량의 하한은 유리하게는 1.0 질량%이며, 그 상한은 유리하게는 3.0 질량%이다. 보다 유리하게는, Cu 함량은 1.0 질량% 이상 내지 3.0 질량%이다.
Mo(molybdenum)은 내부식성을 향상시키며, 시효 처리 중에 카바이드 및/또는 나이트라이드를 미세하게 분산하는 효과를 나타낸다. 본 발명은 피로 특성에 악영향을 미칠 수 있는 과도한 정도의 압연 변형을 감소시키기 위해서 고온의 시효 처리 온도를 사용한다. 그러나, 고온의 시효 처리 중에 지나치게 지나치게 빠른 변형의 해방은 강도의 측면에서 보았을 때 불리한 것이다. 원소 Mo는 고온의 시효 처리 중에 급격한 변형의 해방을 억제하기에 매우 효과적이다. Mo는 또한 시효 처리 중에 침전물(Fe2Mo, Fe3Mo 등)을 형성한다. 이들 Mo-계의 침전물은 현저하게 높은 온도에서 시효 처리하는 경우에서라도 강도 증가에 효과적인 형태로 발생한다. 따라서 고온 시효 처리에 의한 강도의 감소는 Mo의 첨가에 의해서 방지된다. 그러나, Mo의 함량이 지나치게 높을 경우에는 고온에서 감마(δ) 페라이트상이 즉각적으로 생성되기 때문에, Mo의 함량은 5.0 질량% 미만으로 한정된다. Mo의 함량은 상술한 Mo의 효과를 완전하게 얻기 위해서는 유리하게는 1.0 질량% 이상은 확보해야 한다. 그러나, 열간 작업성이 문제가 되는 경우라면, Mo 함량이 높은 경우에 고온에서의 내변태성이 높기 때문에 Mo 함량의 상한은 유리하게는 4.5 질량%로 설정되어야 한다. 따라서 Mo 함량의 하한은 유리하게는 1.0 질량%이며, 그 상한은 유리하게는 4.5 질량%가 된다.
N(nitrogen)은 오스테나이트 형성 원소이며, 또한 오스테나이트상 및 마르텐사이트상을 경화하기 위해서 효과적인 원소로 알려져 있다. 따라서 N을 적극적으로 첨가하는 것은 스테인레스 강철재에 있어서 고강도를 얻는데 유리하다고 간주된다. 그러나, 본 발명에 있어서, 후술하는 Ti를 첨가하는 방법을 채택했기 때문에, N의 추가는 우수한 피로 특성을 얻기에 곤란하게 된다. 특히, N 함량이 높은 경우에, 다량의 TiN 금속간 개재물이 형성되어 피로 특성을 열화시키게 된다. Ti 첨가법이라고 불리는 다양한 연구의 결과에 근거하여, 본 발명에서는, 초고강도의 강철재에 필요한 피로 특성을 얻는다는 관점으로부터, N을 첨가하는 것이 아니라 N의 함량을 0.02 질량% 이하로 낮은 수준으로 유지하는 것이 유리하다는 사실을 알 수 있었다. 또한, 2200 N/mm2 정도의 인장 강도를 갖는 초고강도 강철재는 N의 함량이 0.02 질량% 이하로 낮추어졌을 때에조차도 얻을 수 있음을 확인했다. 따라서 N의 함량은 본 발명에서는 0.02 질량% 이하로 한정되어진다.
Ti(titanium)은 본 발명에서 중요한 첨가 원소이다. Ti는 시효 석출물을 형성하는 것에 의해서 스테인레스 강철재의 강도를 증가시키는데 기여한다는 것은 알려져 있다. 그러나, 다량의 Co가 첨가된 마레이징 스테인레스 강철재는 별도로 하고, 2200 N/mm2의 초고강도를 달성하기 위해서 Ti 석출 경화를 이용하는 어떠한 스테인레스 강철재(즉, 통상의 성분 원소를 포함하는)도 알려져 있지 않다. 이는 ① Ti 석출 경화 하나만을 사용하거나 또는 Mo 석출 경화를 추가적으로 사용하거나 간에 마르텐사이트 조직의 강철재에 의해서는 2200 N/mm2이나 높은 초고강도 수준을 얻기에 곤란하였고, ② 신뢰성이 특히 중요한 문제가 되는 초고강도 강철재의 개발에 있어서, 피로 특성의 열화 및 다른 Ti 첨가의 악영향 때문에 Ti를 첨가한 조성 설계를 채택하기에 곤란하였기 때문에 Ti의 첨가와 관련하여 발생하게 되는 지극히 곤란한 문제점에 원인이 있는 것으로 생각된다.
본 발명은 C 등에 의한 고용 경화 및 냉간 가공에 의한 가공 경화를 효율적으로 사용하고, 여기에 추가하여 Mo와 Ti의 석출 경화를 사용하는 종합적인 조합의 강화 메카니즘을 사용하여 상술한 ①의 문제점을 극복한다. 상술한 ②의 문제점은 N을 감소시키는 것에 의해서 및 Ti 함량을 0.1 질량% 내지 0.5 질량%로 엄격하게 한정하는 것에 의해서 극복된다. 2200 N/mm2 정도의 초고강도는 Ti 함량이 0.1 질량% 이하에서는 달성되지 않으며, 그 이유는 이 수준의 함량으로는 Ti의 경화 효과가 완전하게 사용되지 않기 때문이라는 사실도 알 수 있었다. 한편으로는, Ti 함량이 0.5 질량%를 초과하는 경우에는, 상술한 바와 같이 N을 감소시킨다고 하더라도 피로 특성이 급격하게 감소하게 된다. 따라서 Ti의 함량은 본 발명에서는 0.1 질량% 내지 0.5 질량%로 설정된다.
V(vanadium)은 고온에서 카바이드를 형성한다. 이들에 의한 석출 강화 및 V 자체에 의한 고용 경화는 강철재의 강도를 향상시킨다. 그러나, 0. 질량% 이상의 V가 포함되는 경우에는 강철재의 인성이 손상을 받게 된다. 따라서, V를 첨가하는 경우에는 그 함량을 0.5 질량% 이하로 해야 한다.
Nb(niobium)는, V와 마찬가지로 고온에서 카바이드를 형성한다. 이들에 의한 석출 경화 및 Nb 자체에 의한 고용 경화는 강철재의 강도를 향상시킨다. 그러나, 0.5 질량% 이상의 Nb가 포함되는 경우에는 강철재의 인성이 손상을 받게 된다. 따라서, Nb를 첨가하는 경우에는 그 함량을 0.5 질량% 이하로 해야 한다.
Mo-계의 석출물은, 본 발명에서 시효 처리에 의해서 형성된다. 이들 석출물에 대한 형성 위치의 숫자는 Si의 첨가에 의해서 증가하기 때문에, Mo-계 석출물의 크기는 비례적으로 미세해진다. Mo-계의 석출물이 충분히 미세하고 균일하게 분포하도록 보장하기 위해서는, Si + Mo의 전체 함량이 3.5 질량% 이상으로 제어할 필요가 있다. 이 함량에서, Mo-계의 석출물은 강도 향상에 현저하게 기여하게 된다.
본 발명에 있어서, 냉간 가공에 의한 마르텐사이트 유도 변태는 인장 강도가 2200 N/mm2 또는 그 이상을 고신뢰도로 얻을 수 있게 하는데 적극적으로 사용되며, 시효 처리 단계 이전에 50 체적% 내지 95 체적% 의 전체 마르텐사이트 양을 얻는 것이 매우 유리하다.
이렇게 하기 위한 조건으로, 제 1 조건은, 대부분의 조직은 용체화 처리에 후속하여 오스테나이트상으로 구성되어야 한다. 연구를 통해서, 본원의 발명자는 용체화 처리 후의 조직이 "오스테나이트 단일상" 또는 "주로 오스테나이트상으로 되고 30 체적% 이하의 냉간 유도된 마르텐사이트상을 포함하는" 것이 매우 유리하다는 것을 알 수 있었다.
제 2 조건은, 가공 유도된 마르텐사이트상이 생성되어 극단적인 방법을 사용하지 않고도 실온에서의 냉간 가공에 의해서 전체 마르텐사이트 양이 50 체적% 내지 95 체적%를 얻도록 하는 화학적 조성을 갖는 것이 매우 효과적이다. 예를 들어, 냉간 압연의 경우에, 특별히 강력하게 작업을 수행하거나 온도 조절을 수행하지 않고도 적정한(용이하게 구현할 수 있는) 압연율, 예컨대 20 % 내지 60 %에서, 상술한 마르텐사이트 양을 얻을 수 있는 것이 유리하다. 이 때, 단지 약간의 작업에 의한 갑작스런 마르텐사이트상의 유도는 충분한 정도의 작업(충분한 정도의 압연율)을 얻을 수 없도록 하게 되며, 따라서 가공 경화에 의한 강도 향상 효과를 사용할 수 없게 된다. 따라서 초고강도는 달성할 수 없게 된다.
이들 조건을 만족하기 위해서는, 합금 설계에 있어서, 가공에 대한 오스테나이트상의 안정성을 엄격하게 한정하는 것이 불가피하다. 본 발명에 있어서, Md(N) 값은 안정성의 지표로서 하기의 수학식(2)을 채택하였다.
Md(N) = 580 - 520C - 2Si - 16Mn - 16Cr - 23Ni - 300N - 26Cu - 10Mo
여기에서, C, Si, …, Mo는 C의 함량, Si의 함량, …, Mo의 함량(각각 질량%로 표시된 값)이다.
Md(N)이 20 이하인 강철재에 있어서, 초고강도에 기여하는 충분한 마르텐사이트상의 형성이 실현되지 않는데, 그 이유는 오스테나이트상은 냉간 가공에 대해서 안정적이기 때문이다. Md(N)이 140 이상인 강철재에 있어서, 조직은 상대적으로 낮은 압연율에서 전적으로 마르텐사이트 단일상으로 되어 버린다. 이는 냉간 압연 중에 인성의 열화에 대한 우려를 야기하며, 또한 불충분한 냉간 가공 때문에 초고강도를 달성하기 곤란하게 된다. 따라서, 본 발명에서는, 성분 원소의 함량을 제어하여 Md(N)의 값이 20 내지 140의 범위 내에 들어가도록 한다. Md(N) 값의 하한은 유리하게는 60이며, 그 상한은 유리하게는 135이다.
상술한 화학적 조성을 갖는 강철재는, 열간 압연되고, 선택적으로 냉간 압연되며, 용체화 처리되어 준안정 오스테나이트 단일상 또는 일부 냉간 유도된 마르텐사이트상을 포함하는 주로 준안정 오스테나이트로 구성되는 금속 조직을 얻게 된다. 상술한 화학적 조성의 제어에 의해서, 이 시점에서의 냉간 유도된 마르텐사이트상은 대략 30 체적% 이하가 된다.
본 발명에 있어서, 용체화 처리 강철재는 냉간 가공되어 가공 변형이 도입된다. 대부분의 준안정 오스테나이트상은 이 때 마르텐사이트로 변태된다. 시효 처리한 이후에 2200 N/mm2 이상의 인장 강도를 얻기 위해서는, 이 단계에서의 강철재 내의 마르텐사이트의 양이 50 체적% 이상(유리하게는 50 체적%를 초과)이 되도록 하는 것이 효과적이다. 이는 시효 처리 중에 경화에 효과적으로 기여하게 되는 침전물에 대한 핵 형성 자리의 숫자가 충분히 높은 수준으로 증가할 수 있도록 한다. 그러나, 강철재의 인성을 보장하기 위해서는, 조직이 100 % 마르텐사이트가 되는 것은 바람직하지 않다. 유리한 조직은 "복합상 조직"으로, 전체 마르텐사이트 양이 50 체적% 내지 95 체적%이고 나머지는 실질적으로 오스테나이트상으로 형성되는 것이다. Md(N) 값이 상술한 적정한 범위 내로 조정된 강철재는 냉간 가공율을 제어하는 것에 의해서 그와 같은 복합상 조직을 상대적으로 용이하게 얻을 수 있다.
냉간 가공은 통상적인 냉간 압연으로 수행된다. 그러나, 강철재의 목적에 따라서는, 냉간 압연된 강철재는 추가적으로 스피닝 가공과 같은 다른 냉간 가공을 할 수도 있다. 또는 시작으로부터, 즉 용체화 처리 직후에 냉간 압연 이외의 냉간 가공을 할 수도 있다. 선재를 생산하는 경우에는, 강철재는 통상적으로 인발 가공된다. 모든 경우에 있어서, 2200 N/mm2 급의 초고강도 강철재를 달성하기 위해서는 시효 처리하기 전에 강철재 내의 마르텐사이트 양이 50 체적% 내지 95 체적%인 것이 매우 유리하다.
시효 처리 단계에 있어서, 다량의 마르텐사이트상을 포함하고 있는 냉간 가공된 강철재는 0.5 분 내지 300 분의 소킹(soaking) 주기 동안 300 ℃ 내지 600 ℃의 범위 내의 온도에서 가열 처리된다. 시효 처리 온도를 300 ℃ 또는 그 이상으로 설정함에 따라서, 석출 경화가 완전하게 발현되며, 소정의 초고강도가 실현된다. 또한 과도한 가공 변형을 제거함으로써 양호한 인성 또한 얻는다. 그러나, 가열 처리가 600 ℃ 이상의 온도에서 수행되는 경우에는, 변형 유도 마르텐사이트상은 회복/재결정화되거나 부분적으로 오스테나이트상으로 역변태되므로, 강철재가 연화하게 된다. 적당한 시효 경화는 0.5 분 보다 짧은 소킹 주기에서는 기대할 수 없다. 300 분을 초과하는 장시간의 가열 처리는 과시효 처리에 의한 연화 및 입계에서의 카바이드의 석출로 인한 내부식성의 열화를 초래하게 된다.
본 발명의 다른 특징은 0.5 분 내지 300 분의 광범위한 범위 내에서 선택되는 시효 처리 단계에 적합한 소킹 주기를 사용하도록 구현되어진다는 것이다. 이는 가열로를 통해서 냉간 압연된 스트립을 연속적으로 통과시킴으로써 초고강도의 강 철재 스트립의 제조가 가능하게 하고, 또한 배치(batch) 처리 방식으로 강철재를 소정의 부품으로 처리할 수도 있게 한다. 배치 처리가 수행되는 작업 장소에서, 몇 분과 같은 짧은 주기로 소킹 주기를 정밀하게 제어하는 것은 통상적으로 곤란하다. 따라서 배치 방식의 시효 처리를 채택하는 경우에는, 유리하게는 10 분 내지 300 분의 소킹 주기를 사용한다.
상술한 화학적 조성 제어, 용체화 처리, 냉간 가공 및 시효 처리에 의하면, 본 발명의 강철재의 특유한 금속 조직, 즉 50 체적% 내지 95 체적%의 마르텐사이트상 및 나머지는 실질적으로 오스테나이트상으로 구성되는 냉간 작업된 복합상 조직을 나타내고, 마르텐사이트상에 Fe2Mo, Fe3Mo 및 다른 Mo-계의 석출물 및 Ni16Ti6Si7, Ni3Ti 및 다른 Ti-계의 석출물이 분포된 조직"을 얻을 수 있다. 이 준안정 오스테나이트계 스테인레스 강철재는 2200 N/mm2 정도의 고강도를 달성한다.
<실시예>
표 1은 시험한 시편의 화학적 조성값과 Md(N) 값을 나타낸다. 이 표에서 T1 내지 T8로 지정된 화학적 조성은 본 발명에 의해서 특정된 범위 내에 들어가며(본 발명의 강철재), N1 내지 N7으로 지정된 것들은 본 발명의 범위에 들어가지 못한다(비교예의 강철재).
Figure 112000023246911-pat00001
(단위: 질량%)
T1-T8: 본 발명의 강철재
N1-N7: 비교예의 강철재
모든 강철재는 진공 용해로 내에서, 단조, 열연, 중간 어닐링 및 냉연되고, 이후에 1050 ℃에서 한 시간 동안 유지시키고, 수냉하고 다양한 압연율로 냉간 압연하여 1.2 mm 내지 0.8 mm 두께의 냉연 판재를 얻게 된다. 냉연 판재는 525 ℃에서 60 분간 시효 처리된다. 표 2는 각각의 시료에 대해서 냉연율과, 냉연 판재의 마르텐사이트 함량과 인장 강도 및 시효 처리된 판재의 피로 시험에 의해 측정된 피로 한도를 도시하고 있다. 인성 시험은 JIS Z 2201의 13B의 시험편을 사용하여 JIS Z 2241의 시험 방법에 의해서 수행하였다. 피로 시험은 JIS Z 2273에 부합되도록 1800 rpm(최소/최대 응력비, R = -1)의 주파수에서 역전 굽힘 피로 시험을 수행하였다. 1 ×107 사이클 이후에 파괴가 발생하지 않는 표면 최대 굴곡 응력값이 피로 한도로 한정된다.
Figure 112000023246911-pat00002
T1-T8: 본 발명의 강철재
N1-N7: 비교예의 강철재
표 2로부터 알 수 있는 바와 같이, Ti 함량이 0.1 질량% 이하인 강철재(N1 및 N7)와, Si+Mo 함량이 3.5 질량% 이하인 강철재(N4) 및 Md(N) 값이 50 이하인 강철재(N5)는 모두 시효 처리한 강철재로서 2200 N/mm2 또는 그 이상의 인장 강도를 달성할 수 없었다. Ti 함량이 0.5 질량%를 초과하는 강철재(N2)와, N 함량이 0.02 질량%를 초과하는 강철재(N3)는 피로 특성이 열화되어 있다. 0.5 질량% 이상의 과도한 Nb 함량을 갖는 강철재(N6)는 Nb-계의 석출물의 과도한 석출에 의한 피로 특성이 열화하게 된다. 이와는 대조적으로, 본 발명의 강철재(T1 내지 T8)는 전부 2200 N/mm2 이상의 인장 강도를 달성하였으며, 시효 처리된 강철재로서 피로 특성이 우수하다.
도 1에서, 525 ℃에서 60 분간 시효 처리한 이후의 강철재(T1, T2, T4, T5 및 N1 및 N2)의 인장 강도를 이들의 Ti 함량과 대비하여 도시하였다. 2200 N/mm2 이상의 인장 강도를 갖는 초고강도 강철재는 0.1 질량% 이하의 Ti 함량에서 얻는 것을 알 수 있다.
도 2에서, 525 ℃에서 60 분간 시효 처리한 이후의 표 1의 강철재(T1, T2, T4 T5 및 N2)의 피로 한도를 Ti 함량과 대비하여 도시하였다. Ti 함량이 0.5 질량%를 초과하게 되는 경우에 급격하게 피로 한도가 감소하는 것을 알 수 있다.
표 1에서의 강철재(T5 및 N1)는 30 분간 소킹(soaking) 처리하기 위해서 다양한 온도로 시효 처리되며, 이후에 인장 강도를 시험하게 된다. 그 결과는 도 3에 도시되어 있다. 본 발명의 강철재(T5)가 300 ℃ 내지 600 ℃의 범위 내에서 2200 N/mm2 이상의 인장 강도를 얻었음을 명백하게 알 수 있다.
본 발명은 18Ni의 마레이징 강철재의 인장 강도와 비교하여 2200 N/mm2 이상의 초고강도가 가능한 준안정 오스테나이트계 스테인레스 강철재를 실현할 수 있다. 따라서 본 발명은 종래 기술에 있어서의 고강도 스테인레스 강철재에 배해서 강도면에서 10 % 또는 그 이상의 개선을 달성했다는 측면에서 그 기술적 가치를 가지고 있다.

Claims (9)

  1. 초고강도 준안정(metastable) 오스테나이트계 스테인레스 강철재에 있어서,
    화학적 조성이, 질량%로,
    0.15 % 이하의 C와,
    1.0 % 내지 6.0 %의 Si와,
    5.0 % 이하의 Mn과,
    4.0 % 내지 10.0 %의 Ni과,
    12.0 % 내지 18.0 %의 Cr과,
    3.5 % 이하의 Cu와,
    5.0 % 이하의 Mo와,
    0.02 % 이하의 N와,
    0.1 % 내지 0.5 %의 Ti, 및
    나머지는 Fe와 불가피한 불순물을 포함하며,
    Si + Mo ≥3.5 %를 만족하고,
    하기의 <수학식 3>에 의해 20 내지 140으로 한정되는 Md(N)의 값을 가지며;
    50 체적% 내지 95 체적%의 마르텐사이트상 및 그 나머지는 오스테나이트상으로 구성되는 냉간 가공 복합상 조직을 나타내며;
    Mo-계의 석출물 및 Ti-계 석출물이 마르텐사이트상에 분포되며,
    여기에서, <수학식 3>은,
    Md(N) = 580 - 520C - 2Si - 16Mn - 16Cr - 23Ni - 300N - 26Cu - 10Mo인 초고강도 준안정 오스테나이트계 스테인레스 강철재.
  2. 제 1 항에 있어서, 상기 강철재는 0.5 질량% 이하의 V와 0.5 질량% 이하의 Nb 중의 하나 또는 모두를 추가로 포함하는 초고강도 준안정 오스테나이트계 스테인레스 강철재.
  3. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서, 상기 Cu 함량은 1.0 질량% 내지 3.0 질량%이며, 상기 Mo 함량은 1.0 질량% 내지 4.5 질량%인 초고강도 준안정 오스테나이트계 스테인레스 강철재.
  4. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서, 상기 강철재는 2200 N/mm2 이상의 인장 강도를 갖는 판재 또는 선재인 초고강도 준안정 오스테나이트계 스테인레스 강철재.
  5. 2200 N/mm2 이상의 인장 강도를 갖는 초고강도 준안정 오스테나이트계 스테인레스 강철재의 제조 방법에 있어서,
    화학적 조성이, 질량%로,
    0.15 % 이하의 C와,
    1.0 % 내지 6.0 %의 Si와,
    5.0 % 이하의 Mn과,
    4.0 % 내지 10.0 %의 Ni과,
    12.0 % 내지 18.0 %의 Cr과,
    3.5 % 이하의 Cu와,
    5.0 % 이하의 Mo와,
    0.02 % 이하의 N와,
    0.1 % 내지 0.5 %의 Ti, 및
    나머지는 Fe와 불가피한 불순물을 포함하며,
    Si + Mo ≥3.5 %를 만족하고,
    하기의 <수학식 4>에 의해 20 내지 140으로 한정되는 Md(N)의 값을 가지며,
    여기에서, <수학식 4>는,
    Md(N) = 580 - 520C - 2Si - 16Mn - 16Cr - 23Ni - 300N - 26Cu - 10Mo인 강철재를 용체화 처리(solution-treating)하는 단계와;
    50 체적% 내지 95 체적%의 마르텐사이트상으로 구성되는 금속 조직을 갖는 강철재를 얻기 위하여 용체화 처리한 강철재를 냉간 가공하는 단계; 및
    300 ℃ 내지 600 ℃의 온도 범위에서 0.5 분 내지 300 분간 냉간 가공된 강철재를 시효 처리(aging)하는 단계를 포함하는 초고강도 준안정 오스테나이트계 스테인레스 강철재의 제조 방법.
  6. 제 5 항에 있어서, 상기 강철재는 0.5 질량% 이하의 V와 0.5 질량% 이하의 Nb 중의 하나 또는 모두를 추가로 포함하는 초고강도 준안정 오스테나이트계 스테인레스 강철재의 제조 방법.
  7. 제 5 항 또는 제 6 항에 있어서, 상기 Cu 함량은 1.0 질량% 내지 3.0 질량%이며, 상기 Mo 함량은 1.0 질량% 내지 4.5 질량%인 초고강도 준안정 오스테나이트계 스테인레스 강철재의 제조 방법.
  8. 제 5 항 또는 제 6 항에 있어서, 상기 시효 처리되는 강철재는 오스테나이트 단일상 또는 주로 오스테나이트상으로 구성되고, 30 체적% 이하의 냉간 유도된 마르텐사이트상을 포함하는 조직을 얻기 위하여 용체화 처리 단계를 수행하고, 이후에 가공으로 유도되는 마르텐사이트상을 생성하기 위해 강철재를 냉간 가공함으로써 얻어지는 50 체적% 내지 95 체적%의 마르텐사이트상으로 구성되는 금속 조직을 갖는 강철재인 초고강도 준안정 오스테나이트계 스테인레스 강철재의 제조 방법.
  9. 제 5 항 또는 제 6 항에 있어서, 상기 시효 처리 단계는 10 분 내지 300 분간 배치(batch) 처리되는 초고강도 준안정 오스테나이트계 스테인레스 강철재의 제조 방법.
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