KR102158242B1 - 준안정 오스테나이트계 스테인리스 강대 또는 강판 및 그 제조방법 - Google Patents

준안정 오스테나이트계 스테인리스 강대 또는 강판 및 그 제조방법 Download PDF

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신이치 다나카
요시히로 호소야
타츠미 히라타
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가부시키가이샤 도쿠슈 긴조쿠 엑셀
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Abstract

고강도, 고연성을 겸비하는 준안정 오스테나이트계 스테인리스 강대 또는 강판 및 그 제조 방법을 제공한다.
질량%로, C : 0.05~0.15%, Si : 0.05~1%, Mn : 2% 이하, Cr : 16~18%, Ni : 4~11%, Mo : 2.5%~3.5%를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지고, α'상과 γ상의 2상 조직으로, γ상은 γT상과 γR상으로 구성되고, γT상과 γR상의 합계가 15~50 체적%이며, 식 (2)에 정의하는 γT상 면적비(=100×(관찰 면적 전체에 점유하는 γT상의 합계 면적 비율)이 1% 이상, 20% 이하이며, 0.2% 내력(YS)이 1400 N/mm2 ~ 1900N/mm2로, "YS × EL값"(YS·EL)이 21000 ~ 48000을 만족하는 특성을 갖는 준안정 오스테나이트계 스테인리스 강대 또는 강판.

Description

준안정 오스테나이트계 스테인리스 강대 또는 강판 및 그 제조방법
본 발명은 강도와 연성의 균형이 뛰어난 준안정 오스테나이트계 스테인리스 강대 또는 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
스마트 폰이나 노트북, 카메라 등을 대표로 하는 정밀 기기의 기능성 부품, 자동차 및 항공기 등의 높은 내구성의 골격 구조 부품은 가공성이나 치수 정밀도에 대한 요구를 만족하면서 고강도화에 따른 얇은 경량화가 요구된다. 또한 기기의 소형 경량화에 의해 부품 구동시에 부하가 커지기 때문에 가혹한 사용에도 견딜 수있는 강도와 반복 피로 강도 등의 우수한 내구성이 요구된다.
특히 자동차용 골격 구조 부품에 있어서는, 종래부터 고강도, 고연성화에 관한 개발이 활발하게 이루어지고 있다. 예를 들어 20mass%를 초과하는 Mn과 Ni를 첨가한, 종래의 TRIP(Transformation Induced Plasticity)강 레벨의 강도-연성 균형을 갖는 γ-SUS 및 TWIP(Twinning Induced Plasticity)강이 개발되어 있다. 그러나 이들 고강도, 고연성강은 성분 비용이 증가 할 뿐만 아니라, 강대 및 강판을 제조하기 위한 냉간 압연이 곤란하다. 또한 많은 종래의 강은 Cr을 포함하지 않기 때문에 내식성이 불충분하여, 방청 처리할 필요가 있다.
본 명세서의 기재되는 저합금 TRIP형 복합 조직강에서는, TS:980MPa-EL:30%, TS:1180MPa-EL:25% 정도를 얻을 수 있다(비특허문헌 1 참조). 그러나 이런 종류의 강에서도 얻을 수 있는 성능이 부족하다. 구조재로서 요구되는 항복 강도(YP)≥1400MPa을 가지며 또한 고연성을 갖는 강대 및 강판은 아직 실용화되어 있지 않다.
예를 들어 특허 문헌 1(특개 2002-173742호 공보)에는 형상 평탄성의 개선을 목적으로, 스테인리스 강대를 용체화 처리한 후, 냉간 압연으로 가공 유기 마르텐사이트상(α"상)을 생성시킨 후, 이어서 500℃ ~ 700℃로 가열하여 α'상 중에 3체적% 이상의 γT상(역변태 오스테나이트상)을 생성시키는 역변태 처리에 의해 비커스 경도가 400 이상의 형상 평탄성이 우수한 고강도 오스테나이트계 스테인리스 강대를 제조하는 것이 기재되어 있다.
그러나 γT상의 양은 온도 의존성이 높아, 화학 성분에 따라 다르지만 500℃ 이상의 온도에서 역변태 처리를 하면 γT상의 양은 대략 60%를 초과하여, 1400N/mm2 이상의 강도를 얻는 것은 어렵다. 또한, 역변태 처리에서 단시간(예를 들어 1~5분) 유지하는 것으로는 연성이 어느 정도는 개선되지만, 이보다 더 긴 시간(예를 들어 5~15분 정도) 유지하는 것으로는 반대로 연성의 저하가 급격히 진행된다. 이와 같이 역변태 처리는 매우 불안정한 처리가 되어, 안정된 기계적 특성을 가진 강대 또는 강판을 제조하는 것은 곤란하다. 더욱이, Cr-C나 Mo-C 등의 탄화물 석출이 진행되지 않기 때문에 0.2% 내력의 상승도 얼마 안 된다. 이와 같이 특허 문헌 1의 제조 방법은 실질적으로 강의 고강도와 고연성을 양립시킬 수 없다.
특허 문헌 2 : 특개소 54-120223호 공보에는 본 발명에 따른 스테인리스 강대 또는 강판과 유사한 성분계를 갖는 스테인리스 강판으로, 용체화 처리, 20 ~ 80%의 냉간 압연, 400℃에서의 저온 템퍼링을 행하는 것이 개시되어 있다. 그러나, 특허 문헌 2에서는 Mo를 내식성 향상시키기 위해 유효한 성분으로서 2.0% 이하(명세서에서는 실시예 9의 1.15%만)을 첨가하나, Mo를 저온 열처리에 있어서의 석출 강화 성분으로 첨가하지는 않는다. 더욱이 이렇게 적은 Mo 첨가량으로는 "저온 열처리에 있어서의 석출 강화 기능"을 발휘하는 것이 곤란하다.
특허 문헌 3 : 특개 2012-201924호 공보에는 스테인리스 강판에 700~1100℃에서의 어닐링, 10% 이상의 냉간 압연, 300℃에서의 시효 처리를 행하는 것이 개시되어 있다. 그러나 이 스테인리스 강판은 Mo를 포함하지 않기 때문에, Mo 첨가에 의한 "저온 열처리에 있어서의 석출 강화 기능"을 발휘할 수 없다.
또한, 비특허 문헌 2의 대상강은 300℃~500℃의 범위에서 인장 강도(TS)와 연신율(EL)의 균형을 지표로 하고, 인장 강도(TS)는 1750N/mm2 정도까지 상승하지만, 0.2% 내력에서는 1250N/mm2 정도에 불과하다. 또한, 비특허 문헌 2의 대상강은 γ상을 모상으로 한 Fe-Cr-C계의 강이며, 본 발명이 속하는 준안정 오스테나이트계 스테인리스강의 범주에서 벗어나 있다.
12 질량% 이상의 Cr을 함유하는 범용 스테인리스강으로서, SUS304로 대표되는 준안정 오스테나이트계 스테인리스강과, SUS301등이 사용되고 있다. SUS301은 특히 강도를 요하는 경우에 Ni 함유량을 낮추어 냉간 가공에 의해 오스테나이트(γ상)에서 마르텐사이트(α'상)으로 가공 유기 변태시킬 수 있는 강이다. 이러한 스테인리스강은 강도와 가공성 등의 개개의 특성에 착안하면 우위한 점은 있지만, 1400N/mm2를 초과하는 0.2% 내력(YS)을 얻고자 하는 경우, 연신율(EL)은 10% 이하가 되어, YS-EL 균형(YS×EL로 지표화 한 값)은 14000 정도에 불과하다. 따라서 소형 복잡화하는 부품 용도의 재료로는 충분한 강도와 연성의 균형을 갖지 않을 뿐만 아니라, 부품으로서의 신뢰성도 충분하다고 말할 수 없다.
부품 성형 후에 고강도화 하는 것을 목적으로, SUS301의 화학 성분을 기반으로 1% 정도의 Al을 첨가함으로써 Ni3Al에 의한 석출 강화를 이용한 강종으로서 SUS631 석출 경화형 스테인리스강이 있다. 이 강종은, 성형 가공후에 석출 경화 열처리가 필요하기 때문에, 이차 가공 업체에서 비용이 증가할 뿐만 아니라 열처리에 의한 성형 부품의 변형이나 치수가 고르지 않은 문제가 있다. 또한 석출 경화에 의해 부품 자체의 연성이 저하되기 때문에 부품 자체의 인성은 저하한다. 이러한 것을 배경으로, 성형 후에 후처리(치수 변화의 요인이 되는 열처리 등)가 불필요하고, 강도와 연성의 균형이 우수한 재료가 사용자로부터 요망되고 있다.
특허문헌 1 : 특개 2002-173742호 공보 특허문헌 2 : 특개소 54-120223호 공보 특허문헌 3 : 특개 2012-201924호 공보
비특허문헌 1 : "철과 강" Vol.100(2014) No.1, P.82-93 비특허문헌 2 : Nanoscale austenite reversion through partitioning, segregation and kinetic freezing : Example of a ductile 2 GPa Fe-Cr-C steel L.Yuan et al.l Acia Malerialia 60(2012), p.2790-2804
본 발명자들은 가공 유기 변태에 의해 생성하는 α'상의 잠재력에 착안하여, 준안정 오스테나이트계 스테인리스의 0.2% 내력(YS)을 1400N/mm2 정도까지 끌어 올리는 것에 집중하였다.
기존의 준안정 오스테나이트계 스테인리스강은 냉간 가공에 의한 가공 유기 변태과 시효 석출 강화에 의해, 가공 전의 연성 및 가공 후의 강도를 양립시킬 수는 있지만, 한편으로는 시효 석출 강화 비용이나 치수 변화 등이 문제가 되고 있다. 특히 높은 정밀도의 치수가 요구되는 전자 부품이나 정밀 부품에서는, 성형후의 치수 변화가 최종 제품의 성능에 큰 영향을 주기 때문에 후공정의 열처리에는 고도의 노하우가 필요하다.
이에따라, 본 발명자들은 이 스테인리스강의 금속 조직을 1~80%의 냉간 가공에 의해 α'상으로 변태시킨 후 250~480℃의 저온 열처리를 실시함으로써, α'상 중에 축적된 변형 에너지를 구동력으로 하여 과포화 고용 탄소를 체적율 수 %의 γ상 중에 확산 농화시키고, 그 γ상을 핵으로 하여 인접한 α'상을 γT상으로 역변태시킬 수 있다는 결과를 얻었다. 또한, 상기 열처리에 의해 Cr, Mo의 탄화물이 α'상 중에 미세 석출하기 때문에, 더 높은 강도 상승과 동시에 γT상을 분산시키는 것에 의한 가공 유기 변태(TRIP) 효과에 의해, 1400N/mm2 이상의 0.2% 내력(YS)과 15% 이상의 연신율(EL)을 실현할 수 있다는 것을 발견하였다. 또한, 본 발명 범위 내에서의 바람직한 조건으로는 1550N/mm2 이상의 0.2% 내력(YS)과 23% 이상의 연신율(EL)을 양립시킬 수 있게 되어, 아래 식 (1)에 따라서 얻을 수 있는 "YS-EL 균형"값이 35000을 초과하는 특성을 실현하였다.
"YS-EL 균형" = YS × EL ... (1)
α'상은 가공 유기 마르텐사이트상을 나타낸다.
γR상은 잔류 오스테나이트상을 나타낸다.
γT상은 역변태 오스테나이트상을 나타낸다.
본 발명의 목적은 고강도, 고연성, 고내식성을 모두 겸비한 강대 또는 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것이다.
본 발명에 따른 준안정 오스테나이트계 스테인리스 강대 또는 강판은 질량%로, C : 0.05~0.15%, Si : 0.05~1%, Mn : 2% 이하, Cr : 16~18%, Ni : 4~11%, Mo : 2.5%~3.5%, Cu : 0.4%~1.0%를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지고, α'상과 γ상의 2상 조직에서, γ상은 γT상과 γR상으로 구성되고, γT상과 γR상의 합계가 15~50 체적%이며, 식 (2)에 정의하는 γT상 면적비가 1% 이상 20% 이하이며, 0.2% 내력(YS)이 1400N/mm2 ~ 1900N/mm2로, 식 (1)에서 얻을 수 있는 "YS-EL 균형" 값이 적어도 21000~48000을 만족하는 특성을 갖는 것을 특징으로 한다.
본 발명에 따른 준안정 오스테나이트계 스테인리스 강대 또는 강판의 제법은, 이러한 조성의 스테인리스 강대 또는 강판에 냉간 가공을 실시하여, 오스테나이트상(γ상)으로부터 가공 유기 마르텐사이트상(α'상)을 형성하는 공정과, 가공 유기 마르텐사이트상(α'상)을 형성한 스테인리스 강대 또는 강판에 250℃ ~ 480℃의 범위에서 저온 열처리하여, 상기 가공 유기 마르텐사이트상 형성 공정에서 형성된 마르텐사이트상(α'상)으로부터 오스테나이트상(γT상)을 성장시키는 공정을 구비하고 있다.
"YS-EL 균형" = YS × EL ... (1)
γT상 면적비(%) = 100 × (관찰 면적 전체에서 차지하는 γT상의 합계 면적 비율) ... (2)
단, α'상은 가공 유기 마르텐사이트상, γ상은 γT상과 γR상을 합한 상, γT상은 1 입자당 면적이 5 μm2 이상 20μm2 이하인 역변태 오스테나이트상, γR상은 γT상 이외의 오스테나이트상을 각각 나타내고, YS는 0.2% 내력, EL은 연신율을 나타낸다.
이러한 상들을 포함하는 조직은 1400N/mm2를 초과하는 0.2% 내력(YS)과 15%를 초과하는 연신율(EL)의 양 특성을 겸비하고 있다. 본 발명자들은, 전자는 Cr 및, 또는 Mo의 탄화물 석출에 의해 경화된 α'상에 의해 얻어지고, 후자는 α'상 중에 분산된 γT상의 TRIP 효과에 의해 얻을 수 있는 것으로 추정하고 있다.
이하, 본 발명에 따른 준안정 오스테나이트계 스테인리스 강대 또는 강판에 대하여 설명한다.
(조성에 대해)
본 발명에 따른 스테인리스 강대 또는 강판은 질량 %로, C:0.05 ~ 0.15%, Si:0.05 ~ 1%, Mn:2% 이하, Cr:16 ~ 18%, Ni:4 ~ 11%, Mo:2.5% ~ 3.5%, Cu:0.4% ~ 1.0%를 함유하는 준안정 오스테나이트계 스테인리스강이다.
C는 냉간 압연시의 가공 유기 변태와 변태 후의 α'상에 필요한 강도를 부여하기 위해 0.05% 이상 첨가한다. 그러나 0.15%를 초과하여 C를 첨가하면 오스테나이트상이 안정화하기 때문에 냉간 압연시의 가공 유기 변태가 발현하기 어렵게 됨과 동시에, 블랭킹 등의 2차 가공성을 열화시키기 때문에 C의 상한을 0.15% 이하로 하였다.
Si는 탈산재로서 제강에 중요한 원소이기 때문에 0.05% 이상 첨가한다. 그러나 1%를 초과하는 Si를 첨가하면 압연성과 인성을 저하시키기 때문에 상한을 1%로하였다.
Mn은 Ni와 함께 오스테나이트상을 안정화시키는 원소로서, 다량으로 첨가하면 통상의 냉간 압연에서는 50% 이상의 가공 유기 α'상을 갖는 조직을 얻을 수 없다. 따라서 본 발명에서는 Mn의 상한을 2%로 규정한다. Mn의 하한은 특별히 규정하지 않지만, 열간 압연시의 열간 균열 대책으로 0.1%로 하는 것이 바람직하다.
Cr은 스테인리스강으로서의 내식성을 부여하기 위해 16% 이상 첨가한다. 그러나 18%를 초과하여 첨가하면 오스테나이트상이 안정화하기 때문에, 통상의 냉간 압연 공정에서는 충분한 양의 가공 유기 변태 α'상을 출현시킬 수 없다. 따라서 본 발명에서는 Cr의 상한을 18%로 한정하였다.
Ni는 오스테나이트 안정화 원소로, 냉간 압연전의 조직을 준안정 오스테나이트상태로 유지하기 위해 소정량의 첨가가 필수적이다. 본 발명에서는 용체화 처리 후에 준안정 오스테나이트상으로 하기 위한 하한으로 Ni를 4% 이상 첨가한다. 그러나 11%를 초과하여 Ni를 첨가하면 오스테나이트상이 안정화하기 때문에 통상의 냉간 압연 후의 체적율로 50 % 이상의 가공 유기 변태 α'상으로 이루어진 조직을 얻을 수 없게 된다. 따라서 Ni의 상한을 11%로 제한하였다.
Mo는 본 발명에 있어서 중요한 원소이다. Mo는 스테인리스강의 내공식성을 향상시키기 위해 유효한 원소인 것으로 알려져 있지만, 본 발명에서는 저온 열처리에 있어서 중요한 석출 강화 원소이기도 하다. 본 발명에서는 Mo 탄화물에 의한 α'상의 석출 강화를 얻을 수 있는 하한치로 2.5% 이상을 규정하고, 또한 Mo 첨가량이 많아지면 석출 강화능이 포화할 뿐만 아니라 합금 비용상 불리하기 때문에 Mo의 상한값으로 3.5%를 규정하였다.
또한 석출 강화를 목적으로 Ti 및 Al 등의 원소로부터 1 종 또는 2 종 이상을 선택하여 첨가하는 것도 가능하다. 이러한 개개의 원소 첨가량은 다른 원소와의 균형에 따라 다르지만 대략 0.1% ~ 3.5%가 적당하다. 또한 가공 유기 변태 후의 α'상의 내식성을 향상시키기 위해, 질량 %로 Cu:0.4 ~ 1.0%를 첨가하는 것이 바람직하다. 0.4% 미만의 Cu는 뛰어난 내식성 향상 효과가 있다고는 판단되지 않고, 반대로 Cu가 1.0%를 초과하면 열간 압연시의 열간 균열 등의 제조 공정상의 문제가 발생하기 쉽다.
본 발명의 강대 또는 강판에는 불가피한 불순물로서, P, N, S, O 등이 포함되지만, 그 불순물량은 통상의 제조 공정에 포함되는 정도라면 본 발명의 목적을 저해하지 않기 때문에 허용된다.
(금속 조직에 대하여)
본 발명에 따른 준안정 오스테나이트계 스테인리스 강대 또는 강판은 α'상과 γ상 2상 조직으로, γ상은 γT상과 γR상으로 구성되고 γT상과 γR상의 합계는 15 ~ 50 체적%(α'상이 50 ~ 85 체적%)이며, 식 (2)에 정의하는 γT상 면적비(=100 × (관찰 면적 전체에서 차지하는 γT상의 합계 면적 비율))은 1% 이상, 20% 이하이다.
여기서, γT상과 γR상의 합계가 15 체적% 미만(α'상이 85 체적% 초과)이면 γ상이 부족하여 TRIP 효과가 없어져 연신율이 저하된다.
반대로, γT상과 γR상의 합계가 50 체적% 이상(α'상이 50 체적% 미만)이면 γ상이 과다하게 되어 TRIP 효과가 없어져 강도가 저하된다.
γT상 면적비가 1% 미만이면, γ상이 부족하여 TRIP 효과가 없어져 연신율이 저하된다.
γT상 면적비가 50%를 초과하면, γ상이 과다하게 되어 TRIP 효과가 없어져 강도가 저하된다.
(특성에 대해)
이러한 조성 및 금속 조직을 갖는 준안정 오스테나이트계 스테인리스 강대 또는 강판은 0.2% 내력(YS)이 1400N/mm2 ~ 1900N/mm2, 바람직하게는 1550N/mm2 ~ 1900N/mm2이며, "YS-EL 균형"(= YS×EL)의 값이 적어도 21000 ~ 48000, 바람직하게는 35000 ~ 48000을 만족하는 특성을 가질 수 있다.
(제법에 대해)
상기 조성의 스테인리스 강대 또는 강판에 냉간 가공을 실시하여, 오스테나이트상(γ상)으로부터 가공 유기 마르텐사이트상(α'상)을 형성한 후, 스테인리스 강대 또는 강판에 250℃ ~ 480℃ 범위에서 저온 열처리를 실시하여, 상기 가공 유기 마르텐사이트상 형성 공정에서 형성된 마르텐사이트상(α'상)으로부터 오스테나이트상(γT상)을 성장시킴으로써, 상기 금속 조직 및 특성을 갖는 준안정 오스테나이트계 스테인리스 강대 또는 강판을 얻을 수 있다.
본 발명자는, 본 발명에 따른 준안정 오스테나이트계 스테인리스 강대 또는 강판이 상기 특성을 갖는 것은 다음의 메커니즘에 의한 것으로 추측한다. 즉, 이러한 금속 조직의 상태에서 저온 열처리를 실시함으로써, 냉간 가공시에 γ상으로부터 가공 유기 변태된 α'상 중에 축적된 변형 에너지를 구동력으로 하여, α'상 중의 과포화 고용 C가 역변태의 핵이 되는 미세한 γR상으로 확산·농화함으로써 γ상의 성장이 진행된다. 나아가 소정의 온도를 유지함으로써 α'상의 석출 경화 현상이 진행된다. 이러한 현상을 여러 가지 파라미터로 제어함으로써, α'상이 갖는 강도와 γ상의 가공 유기 변태에 의한 고연성화를 양립할 수 있을 것으로 생각된다. 즉, 식 (1)의 "YS-EL 균형" 값이 21000 이상을 만족하는 특성으로 할 수 있다.
덧붙여서, 냉간 가공 후의 α'상의 비율이 50 % 미만인 경우는 α'상 중에 축적되는 변형 에너지가 낮기 때문에 α'상으로부터 γ상으로 C의 확산·농화가 일어나지 않는다. 따라서 냉간 가공률이 낮고, α'상 중의 전위 밀도가 낮기 때문에 강도와 연신율의 균형, 즉 "YS-EL 균형" 값이 종래 재료의 그것을 초과하지 않는다.
"YS-EL 균형" = YS × EL ... (1)
(체적율에 관하여)
본 발명에 따른 마르텐사이트상(α'상)과 오스테나이트상(γ상)의 평가는 후방 산란 전자 회절법(EBSD)를 이용하여 수행하였다. EBSD로는, 관찰 면적 내에 포함된 결정립의 수가 적어도 1000개 이상인 경우에, 강재의 압연 방향에 수직인 면(소위 RD면)에 대하여 0.05mm × 0.05mm 이상의 면적을 관찰하였다. 방위차 5°이상을 입계로 정의한 경우의 Phase의 측정 결과에 따라 산출한 면적율을 체적율로 환산하였다. 체적%에 대해서도 마찬가지이다.
(특성)
본 발명에 따른 조성 및 금속 조직을 갖는 스테인리스 강대 또는 강판은 0.2% 내력(YS)이 1400N/mm2 이상이고, 연신율(EL)이 15% 이상인 것이 특징이다. 이를 만족함으로써 "YS-EL 균형"의 값은 적어도 21000 이상이 된다. 또한 본 발명 범위 내에서의 바람직한 조건은 1550N/mm2 이상의 0.2% 내력(YS)과 23% 이상의 연신율(EL)을 양립하여, YS-EL 균형값으로 35,000을 초과하는 특성을 실현할 수 있다. 이것은 종래의 스테인리스 강대 또는 강판에서는 얻을 수 없었던 우수한 강도와 연성을 겸비한 특성이다.
(제법)
상술한 본 발명에 따른 금속 조직 및 특성을 얻기 위한 제법의 일례를 종래에 행해지고 있는 통상적인 스테인리스 강대의 제법과 대비하여 다음에 설명한다.
먼저, 종래에 행해지고 있는 통상적인 스테인리스 강대 또는 강판의 제법에 대해 간단히 설명하고, 다음으로 본 발명에 따른 스테인리스 강대 또는 강판의 제법의 일례를 설명한다.
석출 강화형 준안정 오스테나이트계 스테인리스 강대(예를들면 SUS631 (17-7PH))의 종래의 제법은, 통상적인 수단에 의해 얻어진 스킨패스로 마감한 스테인리스 강대를 종래의 방법(예를들면 압하율 85%)에 따라 압연한 후 고용화 열처리를 실시한다. 이 고용화 열처리는, 강대를, 예를 들면 1100℃에서 용체화 처리한 후에 수냉하는 것이다. 다음으로, 마르텐사이트 변태 처리를 행한다.
구체적으로는, 강대를, 예를들면 압하율 60%로 압연한다. 그 후, 금속간 화합물의 석출 강화를 이용하기 위해, 예를 들면 475℃에서 석출 경화 처리를 행한다. 이러한 처리에 의해서, 0.2% 내력(YS)이 1400N/mm2 정도인 스테인리스 강대를 얻을 수 있지만, 연신율(EL)은 1~10% 정도로 낮은 값이다. 이러한 처리가 역변태를 목적으로 한 것이 아니기 때문이다. 또한 석출 경화 처리 온도 이상, 예를 들어 500℃ 이상의 온도에서 역변태 처리를 행하면 연신율(EL)의 증대는 기대할 수 있지만 반대로 0.2% 내력(YS)은 저하한다. 이러한 처리에서는 역변태 뿐만 아니라 석출된 금속간 화합물의 모상에 고용이 촉진되기 때문이다. 이 때문에 이러한 처리를 이용하여 1400N/mm2 이상의 0.2% 내력(YS)을 얻을 수 없다.
다음으로, 본 발명에 따른 스테인리스 강대 또는 강판을 얻기 위한 제법의 바람직한 일례를 설명한다.
제 1 공정 : 이 제 1 공정에서는 통상적인 수단에 의해 얻어진 본 발명의 조성을 갖는 스테인리스 강대(예를들면 SUS631 (17-7PH))를 냉간 압연한다. 이 냉간 압연은 가공 유기 변태에 의해 α'상의 비율을 높이는 것을 의도한 것이다. 따라서 가공률은, 강대의 조성, 두께 등에 따라 다르지만, 20% ~ 90%의 범위, 바람직하게는 30% 이상으로 한다.
제 2 공정 : 다음으로, 이러한 압연 후의 스테인리스 강대에 고용체화 열처리를 실시한다. 이 열처리는 냉간 가공에 의해 가공 유기 변태시킨 α'상을 γT상으로 역변태시켜 α'상 중에 과포화로 존재하는 C를 γ상 중에 균일 분산시킴과 아울러, 그 다음에 행하는 마르텐사이트 변태 처리에서의 금속 조직의 균일화를 의도 한 것이다. 고용체화 열처리 온도는 스테인리스 강대의 조성 등에 따라 다르지만, 예를 들어, 900℃ ~ 1150℃의 범위, 바람직하게는 1000℃ 이상이다. 다음으로 가열후 급냉(예를 들면 수냉)한다.
제 3 공정 : 다음으로, 마르텐사이트 변태 처리를 행한다. 이 처리에서의 압하율(가공률)은, 원하는 특성이나 강대의 조성, 두께 등에 따라 다르지만, 가공전의 강재 또는 강대에 대하여 0% ~ 60%의 범위, 바람직하게는 5% ~ 40%의 범위이다.
압하율이 60%를 초과하면 역변태의 핵이 되는 γ상이 부족하여, 그 후의 역변태 처리에 의해 본 발명 범위의 조직을 얻을 수 없다.
제 4 공정 : 제 3 공정에서 원하는 특성에 맞춘 마르텐사이트 변태 처리를 행한 강대 또는 강판에 250℃ ~ 480℃의 범위, 바람직하게는 300℃ ~ 450℃의 범위에서 저온 열처리를 실시한다. 250℃ 이하의 열처리 온도에서는 α'상 중의 과포화 고용 탄소의 확산과 농화가 충분히 발생하지 않아, γ상이 성장하지 않기 때문에 강도 연성 균형의 향상은 기대할 수 없다. 또한 480℃를 초과하는 온도에서는 고용화 개시 온도에 가깝게 되기 때문에 α'상 중의 과포화 고용 탄소의 확산이 촉진되어, 안정된 γ상이 과도하게 성장함으로써 전술한 TRIP 효과가 발생하지 않게됨으로써, 그 결과, 연성의 저하가 발생함과 동시에 강도도 저하된다. 반면, 이러한 제 1 ~ 제 4 공정을 거친 강대 또는 강판은 α'상과 γ상의 비율이 변화함으로써 강도(YS)와 연신율(EL)의 균형이 개선되어 본 발명의 특성을 얻을 수 있다.
또한 PH 스테인리스강은, 금속간 화합물의 석출을 목적으로, 주로 사용되는 석출 경화 온도(예를 들면 500℃) 부근에서 역변태 열처리를 실시하려고 하면 금속 간 화합물이 석출된다. 이로 인해 강도(YS)는 상승하지만, 연성(EL)의 저하가 현저하다. 따라서 금속간 화합물이 석출 PH 스테인리스강 등에 대해서는 본 발명의 처리 조건 범위 내라도, 전술한 PH 스테인리스강 이외의 준안정 오스테나이트계 스테인리스강에 비해 더 낮은 온도(예를 들면 250℃ ~ 300℃)에서 열처리한다. 이러한 저온 열처리에 의한 γT상의 증가와 탄화물 석출을 이용함으로써 고강도와 고연성을 양립할 수 있는 것으로 나타났다.
더욱이 원하는 형상으로 성형 가공한 후에 통상적으로 실시되는 온도(예를 들어 500℃)에서 석출 경화 열처리를 실시한 경우, 용질 원자의 확산이 촉진됨으로써 금속간 화합물의 석출이 가속되어, 강도 증가를 더욱 기대할 수 있는 것으로 나타났다.
상기와 같은 상황를 감안하여, 본 발명자들은 강도와 연성의 균형이 우수한 준안정 오스테나이트계 스테인리스 강대 또는 강판으로, 상술한 SUS631을 대표로 하는 PH 스테인리스강에 주목하였다.
제 1 공정에서 제 4 공정까지의 조건을 만족함으로써, YS-EL 균형값이 적어도 21000을 초과하는 특성을 갖는 준안정 오스테나이트계 스테인리스 강대 또는 강판을 제조할 수 있다.
본 발명의 제조 방법에 따르면, 통상적으로 실시하는 2차 가공 공정의 범위에서 크게 벗어나지 않고, 또한 제조 비용이나 환경 부하를 크게 증가하지 않고, 기존의 방법으로는 양립할 수 없었던 두 가지 특성을 갖는 스테인리스 강대 또는 강판을 제조할 수 있다. 또한 제 1 공정과 제 2 공정으로 나타내는 제조 공정은 원료의 상태에 따라 반복하여 행한 후에 제 3 공정으로 나타내는 마르텐사이트 변태 처리를 행할 수도 있다.
또한, 상술한 실시 형태의 스테인리스 강대 또는 강판의 제법은 어디까지나 일례로서, 본 발명은 이 공정에 한정되는 것은 아니다.
본 발명에 따르면, 준안정 오스테나이트계 스테인리스강의 특징인 강도와, 고성형성 강판의 특징인 연성을 높은 수준으로 양립하는 것이 가능하다.
본 발명의 스테인리스 강대 또는 강판은, 종래의 고강도 재료에서는 실현할 수 없었던, 구조상 극히 높은 강도가 요구되는 부품에의 적용이나, 더욱 복잡한 형상의 부품의 설계를 가능하게 한다.
베이스가 되는 준안정 오스테나이트계 스테인리스 강대는, Cr, Ni의 함유량이 높고, 자동차용 강판 등으로 대표되는 고강도 고연성 재료에 비하여 내식성이 우위에 있음으로써, 가공 후의 방청을 목적으로 한 표면 처리가 불필요하게 되는 경우도 있을 수 있다. 이와 같이, 강도와 연성 뿐만 아니라, 내식성이 필요한 용도로의 활용도 기대할 수 있다.
종래에 공지된 준안정 오스테나이트계 스테인리스 강대에서는, 냉간 압연의 가공률의 증가에 수반하여 0.2% 내력(YS)은 상승하지만, 연신율(EL)은 저하하게 된다. 이로 인해 가공성이 저하할 뿐만 아니라, 석출 경화계의 재료에 있어서는 가공 후의 열처리에 의한 치수 변화가 불가피하다.
이에 반하여, 본 발명의 준안정 오스테나이트계 스테인리스 강대에서는, 1400N/mm2를 초과하는 높은 0.2% 내력(YS)을 얻을 뿐만 아니라, 동시에 15%를 초과하는 연신율(EL)을 얻는 것이 가능하다.
도 1은 아래의 표 2에 기재된 식별 1의 시료의 금속 조직 화상을 나타내는 도면 대용 현미경 사진이다.
도 2는 아래의 표 2에 기재된 식별 2의 시료의 금속 조직 화상을 나타내는 도면 대용 현미경 사진이다.
도 3은 아래의 표 2에 기재된 식별 3의 시료의 금속 조직 화상을 나타내는 도면 대용 현미경 사진이다.
도 4는 아래의 표 2에 기재된 식별 4의 시료의 금속 조직 화상을 나타내는 도면 대용 현미경 사진이다.
도 5는 아래의 표 2에 기재된 식별 5의 시료의 금속 조직 화상을 나타내는 도면 대용 현미경 사진이다.
도 6은 아래의 표 2에 기재된 식별 6의 시료의 금속 조직 화상을 나타내는 도면 대용 현미경 사진이다.
도 7은 아래의 표 2에 기재된 식별 7의 시료의 금속 조직 화상을 나타내는 도면 대용 현미경 사진이다.
도 8은 아래의 표 1에 기재된 본 발명의 강종 1의 시료를 이용하여, 저온 열처리 온도에 따른, 시간별 YS×EL값의 변화를 나타내는 도면이다. 도면에서 파선은 저온 열처리 시간이 15분, 실선은 60분, 일점쇄선은 360분인 경우를 나타낸다.
도 9는 아래의 표 1에 기재된 본 발명의 강종 1의 시료를 이용하여, 저온 열처리 시간에 따른, 온도별 YS×EL값의 변화를 나타내는 도면이다. 도면에서 파선은 저온 열처리 온도가 300℃, 실선은 400℃, 일점쇄선은 500℃인 경우를 나타낸다.
이하, 본 발명의 실시 형태에 대하여 설명한다. 단, 본 발명은 이러한 실시 형태에 한정되는 것은 아니다
[실시예]
이하, 실시예를 비교예와 함께 설명한다.
실시예 강종 1과, Mo 함유량이 비교예 강종 2 ~ 4를 준비하였다. 그 화학 조성을 표 1에 나타낸다. 다음으로, 표 1의 실시예 강종 1에 있어서, 본 발명의 범위의 금속 조직을 갖는 강(식별 1 ~ 5의 시료) 및, 본 발명의 범위에서 벗어나는 금속 조직을 갖는 강(식별 6, 7)을 제조하였다. 이들 강의 금속 조직을 표 2에 나타낸다. 또한 이들 강의 제조 조건을 표 3에 나타낸다. 제조된 강(식별 1 ~ 7의 시료)의 경도(HV), 인장 강도(TS), 0.2% 내력(YS), 연신율(EL)을 측정하여, 각각을 표 4에 나타낸다. 여기서, 표 1 ~ 4에서 좌측에 "*"이 붙어있는 수치는 본 발명의 범위에서 벗어난 값을 나타낸다.
표 1(조성)
강종 화학 성분(%)
C Si Mn P S Cr Ni Mo 기타
실시예
강종 1		 0.1 0.2 0.72 0.018 0.027 16.68 4.26 2.8 N
0.1
Fe
Bal
비교예
강종 2		 0.1 0.2 0.71 0.019 0.027 16.53 4.21 *2.2 N
0.1
Fe
Bal
비교예
강종 3		 0.1 0.2 0.72 0.019 0.025 16.58 4.25 *1.7 N
0.1
Fe
Bal
비교예
강종 4		 0.1 0.2 0.73 0.017 0.021 16.7 4.18 *3.8 N
0.99
Fe
Bal
*은 본 발명의 범위에서 벗어나는 성분량을 나타낸다.
표 2(조성)
식별 α'상[%] γT상[%]※ γR상[%] 합계γ상[%]
1 83.1% 1.9% 15.0% 16.9%
2 78.5% 3.0% 18.5% 21.5%
3 74.1% 3.8% 22.1% 25.9%
4 72.1% 14.8% 13.1% 27.9%
5 70.6% 15.3% 14.1% 29.4%
6 *49.6% *22.1% 28.3% *50.4%
7 *86.3% *0.9% 12.8% *12.9%
※ 면적이 5 ~ 20 μm2인 γ 입자군의 총면적[μm2])/(관찰면적 402[μm2])
*은 본 발명의 범위에서 벗어나는 상비율을 나타낸다.
표 3(공정)
공정순서 0 1 2 3 4 5 6
식별 원료판두께 제1공정 제2공정 제3공정 제4공정 제5공정 저온열처리※3
수입 냉간압연 열처리 냉간압연 열처리 냉간압연 저온열처리
1 1mm 0.45mm 1050~1150℃ 0.2mm 1050~1150℃ 0.15mm 250℃
2 1mm 0.45mm 1050~1150℃ 0.2mm 1050~1150℃ 0.15mm 300℃
3 1mm 0.45mm 1050~1150℃ 0.2mm 1050~1150℃ 0.15mm 300℃
4 1mm 0.45mm 1050~1150℃ 0.2mm 1050~1150℃ 0.15mm 400℃
5 1mm 0.45mm 1050~1150℃ 0.2mm 1050~1150℃ 0.15mm 400℃
6 1mm 0.45mm 1050~1150℃ 0.2mm 1050~1150℃ 0.15mm *500℃
7 1mm 0.45mm 1050~1150℃ 0.2mm 1050~1150℃ 0.15mm *없음
※1: 냉간 압연의 온도는 통상적으로 실시되는 냉간 압연의 온도 범위내이며, 냉간 압연 온도는 각종 재질의 변태점 이하의 온도로 실시한다.
※2; 열처리 공정의 가열 시간은, 열처리 설비의 특성에 따라 소정의 가열 온도에 도달하는 시간을 기준으로 한다.
※3: 저온 열처리의 가열 시간은, 원하는 금속 조직, 특성을 얻는 것을 의도하여 설정된다.
표 4(특성)
식별 Ys-EL지수 Ys[N/mm2] EL[%] HV[3Kgf] TS[N/mm2]
1 23615 1423 16.6 458 1598
2 24242 1443 16.8 456 1576
3 24595 1415 18.3 470 1547
4 26455 1407 18.8 453 1545
5 31922 1432 22.3 472 1615
6 *18544.05 *1278.9 *14.5 426 1445
7 *14124.21 *1094.9 *12.9 450 1607
*은 본 발명의 범위에서 벗어나는 성분량을 나타낸다.
이상의 결과에서 알 수 있는 바와 같이, 표 4의 식별 1 ~ 5의 시료는, 1400N/mm2을 초과하는 0.2% 내력(YS)을 만족하고, γ상이 15%를 초과하는 연신율(EL)을 나타낸다. 이에 반하여, 비교예의 식별 6, 7의 시료는 어느쪽도 0.2% 내력(YS)과 연신율(EL)의 양쪽을 동시에 만족할 수 없다. 도 1 ~ 7에, 이들 식별 1 ~ 7의 시료의 금속 조직 화상을 나타낸다.
다음으로, 표 1의 본 발명에 따른 조성을 갖는 강종 1과 함께 본 발명의 범위에서 벗어나는 조성을 갖는 강종 2 ~ 4를 준비하여, 표 6에 나타낸 각종 제조 조건에 기초하여 스테인리스 강대를 제조하였다. 그 금속 조직을 표 5에 나타내며, 그 특성을 표 7에 나타낸다. 표 5와 표 7에서, 수치의 앞에 기재한 기호 "*"은 그 수치가 본 발명의 범위에서 벗어나는 수치임을 의미한다.
이들 표 5 ~ 7에 나타낸 실험 결과로부터 이하와 같은 것을 알 수 있다. 즉, 실시예 강종에 있어서는, 저온 열처리 온도가 500℃를 초과하지 않으면 열처리 시간의 장단에 불구하고 원하는 특성을 얻을 수 있다. 그러나 저온 열처리 온도가 500℃인 경우, 열처리 시간이 길어지면 원하는 특성을 얻을 수 없게 된다. 또한, 저온 열처리를 행하지 않으면 원하는 특성을 얻을 수 없다.
한편, 비교예 강종에서는, 적절한 온도 조건으로 저온 열처리를 행하여도 원하는 특성을 얻을 수 없다.
표 5(조직)
식별 α'상[%] γ상[%]
강종 1-a1 78.5% 21.5%
강종 1-a2 78.4% 21.6%
강종 1-a3 77.7% 22.3%
강종 1-a4 76.6% 23.4%
강종 1-a5 70.8% 29.2%
강종 1-a6 74.1% 25.9%
강종 1-b1 72.1% 27.9%
강종 1-b2 69.7% 30.3%
강종 1-b3 61.7% 38.3%
강종 1-b4 62.2% 37.8%
강종 1-b5 61.6% 38.4%
강종 1-b6 70.6% 29.4%
강종 1-b7 63.1% 36.9%
강종 1-c1 50.8% 49.2%
강종 1-c2 51.6% 48.4%
강종 1-c3 56.6% 43.4%
강종 1-c4 55.6% 44.4%
강종 1-c5 *49.5% *50.5%
강종 1-c6 *49.6% *50.4%
강종 1-00 *86.3% *13.7%
강종 2-b6 71.7% 28.3%
강종 3-b6 63.0% 37.0%
강종 4-b6 87.1% 12.9%
주1: 강종 1 ~ 4에서, 하이픈(-) 뒤에 붙은 "a"는 저온 열처리 온도 300℃, "b"는 400℃, "c"는 500℃를 의미한다.
주 2: 강종 1 ~ 4에서, 하이픈(-) 뒤에 붙은 "1"은 저온 열처리 시간 1분, "2"는 15분, "3"은 30분, "4"는 60분, "5"는 180분, "6"은 360분, "7"은 780분을 의미한다.
주 3: "00"은 저온 열처리하지 않음을 의미한다.
"*"은 본 발명의 범위에서 벗어나는 상비율을 나타낸다.
표 6(공정)
공정순서 0 1 2 3 4 5 6
구분 원료판두께 제1공정 제2공정 제3공정 제4공정 제5공정 저온열처리
수입 냉간압연※1 열처리※2 냉간압연 열처리 냉간압연 저온열처리
강종 1-a1 1mm 0.45mm 1050~1150℃ 0.2mm 1050~1150℃ 0.15mm 300℃Xlmin
강종 1-a2 1mm 0.45mm 1050~1150℃ 0.2mm 1050~1150℃ 0.15mm 300℃Xl5min
강종 1-a3 1mm 0.45mm 1050~1150℃ 0.2mm 1050~1150℃ 0.15mm 300℃X30min
강종 1-a4 1mm 0.45mm 1050~1150℃ 0.2mm 1050~1150℃ 0.15mm 300℃X60min
강종 1-a5 1mm 0.45mm 1050~1150℃ 0.2mm 1050~1150℃ 0.15mm 300℃Xl80min
강종 1-a6 1mm 0.45mm 1050~1150℃ 0.2mm 1050~1150℃ 0.15mm 300℃X360min
강종 1-b1 1mm 0.45mm 1050~1150℃ 0.2mm 1050~1150℃ 0.15mm 400℃Xlmin
강종 1-b2 1mm 0.45mm 1050~1150℃ 0.2mm 1050~1150℃ 0.15mm 400℃Xl5min
강종 1-b3 1mm 0.45mm 1050~1150℃ 0.2mm 1050~1150℃ 0.15mm 400℃X30min
강종 1-b4 1mm 0.45mm 1050~1150℃ 0.2mm 1050~1150℃ 0.15mm 400℃X60min
강종 1-b5 1mm 0.45mm 1050~1150℃ 0.2mm 1050~1150℃ 0.15mm 400℃Xl80min
강종 1-b6 1mm 0.45mm 1050~1150℃ 0.2mm 1050~1150℃ 0.15mm 400℃X360min
강종 1-b7 1mm 0.45mm 1050~1150℃ 0.2mm 1050~1150℃ 0.15mm 400℃X780min
강종 1-C1 1mm 0.45mm 1050~1150℃ 0.2mm 1050~1150℃ 0.15mm 500℃Xlmin
강종 1-C2 1mm 0.45mm 1050~1150℃ 0.2mm 1050~1150℃ 0.15mm 500℃Xl5min
강종 1-C3 1mm 0.45mm 1050~1150℃ 0.2mm 1050~1150℃ 0.15mm 500℃X30min
강종 1-C4 1mm 0.45mm 1050~1150℃ 0.2mm 1050~1150℃ 0.15mm 500℃X60min
강종 1-C5 1mm 0.45mm 1050~1150℃ 0.2mm 1050~1150℃ 0.15mm 500℃Xl80min
강종 1-C6 1mm 0.45mm 1050~1150℃ 0.2mm 1050~1150℃ 0.15mm 500℃X360min
강종 1-00 1mm 0.45mm 1050~1150℃ 0.2mm 1050~1150℃ 0.15mm -
강종 2-b6 1mm 0.45mm 1050~1150℃ 0.2mm 1050~1150℃ 0.15mm 400℃X360min
강종 3-b6 1mm 0.45mm 1050~1150℃ 0.2mm 1050~1150℃ 0.15mm 400℃X360min
강종 4-b6 1mm 0.45mm 1050~1150℃ 0.2mm 1050~1150℃ 0.15mm 400℃X360min
※1 : 냉간 압연의 온도는 통상 실시되는 냉간 압연의 정의 범위내이며, 가공 온도는 각종 재질의 변태점 이하의 온도에서 실시한다.
※2 : 열처리 공정의 가열 시간은, 열처리 설비의 특성에 따라 소정의 온도에 도달하는 시간 이상의 범위에서 실시한다.
※3 : 저온 열처리의 가열 온도 및 시간은, 원하는 특성을 얻을 수 있도록, 열처리 설비의 능력에 따라 자유롭게 실시한다.
표 7(특성)
식별 Ys-EL지수 Ys[N/mm2] EL[%] HV[3Kgf] TS[N/mm2]
강종 1-a1 24242 1443 16.8 456 1576
강종 1-a2 23835 *1369.8 17.4 472 1532
강종 1-a3 22207 1433 15.5 472 1567
강종 1-a4 27166 1570 17.3 466 1586
강종 1-a5 25376 1484 17.1 462 1528
강종 1-a6 24595 *1344 18.3 470 1547
강종 1-b1 26455 1407 18.8 453 1545
강종 1-b2 30720 1536 20.0 467 1565
강종 1-b3 33170 1543 21.5 460 1587
강종 1-b4 3162 1508 21.1 475 1567
강종 1-b5 36787 1552 23.7 469 1582
강종 1-b6 31922 1432 22.3 472 1615
강종 1-b7 37085 1612 23.0 482 1637
강종 1-C1 36015 1446 24.9 460 1508
강종 1-C2 29903 1417 21.1 460 1510
강종 1-C3 26801 *13831.5 19.4 459 1485
강종 1-C4 27490 1417 19.4 457 1495
강종 1-C5 *20148.43 *1236.1 16.3 434 1412
강종 1-C6 *18544.05 *1278.9 *14.5 426 1445
강종 1-00 *14124.21 *1094.9 *12.9 450 1607
강종 2-b6 *20944 *1126 18.6 432 1386
강종 3-b6 *14297 *1153 *12.4 397 1355
강종 4-b6 *17109 1599 *10.7 488 1652
"*"은 본 발명의 범위에서 벗어나는 값을 나타낸다.
도 8은 실시예 강종 1의 시료를 이용하여 표 6에 나타내는 공정을 실시한 경우에, 저온 열처리 온도에 따른, 시간별 YS × EL값의 변화는 나타내는 도면이다.
도 8로부터, 저온 열처리 온도가 480℃를 초과한 경우, 특히, 저온 열처리 시간이 길어지면, 원하는 YS × EL값을 얻을 수 없음을 알 수 있다. 반대로 저온 열처리 온도가 250℃ 미만인 경우, 특히 저온 열처리 시간이 짧으면, 원하는 YS × EL값을 얻을 수 없음을 알 수 있다. 그리고, 300℃ ~ 450℃ 범위이면, 저온 열처리 시간의 장단에 실질적으로 의존하지 않고, 원하는 YS × EL값을 안정되게 얻을 수 있음을 알 수 있다.
도 9는 실시예 강종 1의 시료를 이용하여 표 6에 나타내는 공정을 실시한 경우에, 저온 열처리 시간에 따른, 온도별 YS × EL값의 변화를 나타내는 도면이다.
도 9로부터 300℃에서 YS × EL값은 22000 이상의 값으로 저위 안정하고, 400℃에서 YS × EL값은 29000 이상의 값으로 고위 안정하는 것을 알 수 있다. 이에 반하여, 500℃에서 YS × EL값은, 저온 열처리 시간이 길어짐에 따라 37000에서 20000 정도의 범위로 급격하게 저하한다. 이로부터 500℃ 이상의 저온 열처리 온도에서는, 저온 열처리 시간에 기인하여 급격한 특성 저하가 일어나 품질의 불안정이 발생하는 문제점이 있음을 알 수 있다.
본 발명은 질량%로, C 함유량이 0.05 ~ 0.15%, Si 함유량이 0.05 ~ 1%이고 Cr 함유량과 Ni 함유량이 각각 16 ~ 20%와 4 ~ 11%, Mo 함유량이 2.5 ~ 3.5%, Cu 함유량이 0.4 ~ 1.0%인, 준안정 오스테나이트계 스테인리스강을 베이스로 한다. 그리고, 이 준안정 오스테나이트계 스테인리스강에 대하여, 냉간 가공에 의해 얻어지는 50%이상의 가공 유기 마르텐사이트상(α'상)을 모상으로 하고, 바람직하게는 250 ~ 480℃의 저온 열처리를 행함으로써 얻어지는 가공 유기 α'상과 γ상(γR상 + γT상)의 2상 조직이며, 상기 식 (2)에 정의하는 γT상 면적비가 1% 이상, 20%이하이고, 잔부의 상은 α'과 γR으로 이루어지는 금속 조직을 갖는 스테인리스 강대 또는 강판이다.
이와 같은 480℃ 이하의 저온 열처리에 의해 Ni나 Mn이 11% 이하인 범용 강종의 금속 조직을 역변태시키는 제법은 종래에는 없는 신규한 기술이며, 더욱이 이 제법에 의해 얻어지는 상기 조직에 따르면, α'상에 의해 1400N/mm2를 초과하는 0.2% 내력(YS)을 만족하고 γ상이 15%를 초과하는 연신율(EL)을 갖는다.
베이스가 되는 준안정 오스테나이트계 스테인리스강은, Cr, Ni의 함유량이 높아, 종래의 철 베이스의 고강도 고연성 강판에 비하여 내식성도 우수함으로써 강도와 가공성 뿐만 아니라 내식성이 필요한 용도로의 활용도 기대할 수 있다. 또한 경도를 필요로하는 용도에 따라, 상기 특성에 더하여 HV 450 이상의 스테인리스 강대 또는 강판을 얻는 것도 가능하다.

Claims (8)

  1. 질량%로, C : 0.05~0.15%, Si : 0.05~1%, Mn : 0.1~2.0%, Cr : 16~18%, Ni : 4~11%, Mo : 2.5~3.5%를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지고,
    α'상과 γ상의 2상 조직에서, γ상은 γT상과 γR상으로 구성되고, γT상과 γR상의 합계가 15~50 체적%이며, 아래 식 (2)에 정의하는 γT상 면적비가 1% 이상, 20% 이하이며,
    0.2% 내력(YS)이 1400N/㎟ 이상 ~ 1612N/㎟ 이하, 인장 강도(TS)가 1495N/㎟ 이상 ~ 1615N/㎟ 이하로, 아래 식 (1)에서 얻을 수 있는 "YS-EL 균형" 값이 21000 이상 ~ 37085 이하이며,
    "YS-EL 균형" = YS × EL ... (1)
    γT상 면적비(%) = 100 × (관찰 면적 전체에서 차지하는 γT상의 합계 면적 비율) ... (2)
    단, α'상은 가공 유기 마르텐사이트상, γ상은 γT상과 γR상을 합한 상, γT상은 1 입자당 면적이 5 μm2 이상, 20μm2 이하인 역변태 오스테나이트상, γR상은 γT상 이외의 오스테나이트상을 각각 나타내고, YS는 0.2% 내력, EL은 연신율을 나타내는 것을 특징으로 하는 준안정 오스테나이트계 스테인리스 강대 또는 강판.
  2. 제 1 항에 있어서, 상기 0.2% 내력(YS)은 1400N/㎟ 이상 ~ 1612N/㎟ 이하이고, 상기 인장 강도(TS)는 1495N/㎟ 이상 ~ 1615N/㎟ 이하이며, 상기 식 (1)에서 얻어지는 "YS-EL 균형" 값은 35000 이상 ~ 37085 이하인 것을 특징으로 하는 준안정 오스테나이트계 스테인리스 강대 또는 강판.
  3. 제 1 항에 있어서, 상기 Fe의 일부를 대신하여, 질량%로 Al:0.1% ~ 3.5% 및 Ti:0.1% ~ 3.5%의 군에서 선택된 1 종 또는 2 종을 더 함유하는 것을 특징으로 하는 준안정 오스테나이트계 스테인리스 강대 또는 강판.
  4. 제 1 항 내지 제 3 항 중 어느 한 항에 있어서, HV가 450 이상인 것을 특징으로 하는 준안정 오스테나이트계 스테인리스 강대 또는 강판.
  5. (a) 질량%로, C : 0.05~0.15%, Si : 0.05~1%, Mn : 0.1~2.0%, Cr : 16~18%, Ni : 4~11%, Mo : 2.5~3.5%를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 스테인리스 강대 또는 강판을 준비하는 공정과,
    (b) 상기 스테인리스 강대 또는 강판에 냉간 가공을 실시하여, 오스테나이트상(γ상)으로부터 가공 유기 마르텐사이트상(α'상)을 50체적% 이상 형성하는 공정과,
    (c) 가공 유기 마르텐사이트상(α'상)을 형성한 스테인리스 강대 또는 강판에 250℃ ~ 480℃의 범위에서 저온 열처리를 실시하여, 상기 (b)의 가공 유기 마르텐사이트상 형성 공정에서 형성된 마르텐사이트상(α'상)으로부터 오스테나이트상(γT상)을 성장시키는 공정을 구비하며,
    α'상과 γ상의 2상 조직에서, γ상은 γT상과 γR상으로 구성되고, γT상과 γR상의 합계가 15~50 체적%이며, 아래 식 (2)에 정의하는 γT상 면적비가 1% 이상, 20% 이하인 금속 조직을 가지며,
    0.2% 내력(YS)이 1400N/㎟ 이상 ~ 1612N/㎟ 이하, 인장 강도(TS)가 1495N/㎟ 이상 ~ 1615N/㎟ 이하로, 아래 식 (1)에서 얻어지는 "YS-EL 균형" 값이 21000 이상 ~ 37085 이하이며,
    "YS-EL 균형" = YS × EL ... (1)
    γT상 면적비(%) = 100 × (관찰 면적 전체에서 차지하는 γT상의 합계 면적 비율) ... (2)
    단, α'상은 가공 유기 마르텐사이트상, γ상은 γT상과 γR상을 합한 상, γT상은 1 입자당 면적이 5 μm2 이상, 20μm2 이하인 역변태 오스테나이트상, γR상은 γT상 이외의 오스테나이트상을 각각 나타내고, YS는 0.2% 내력, EL은 연신율을 나타내는 것을 특징으로 하는 준안정 오스테나이트계 스테인리스 강대 또는 강판의 제조 방법.
  6. 제 5 항에 있어서, 상기 스테인리스 강대 또는 강판은, 상기 0.2% 내력(YS)이 1400N/㎟ 이상 ~ 1612N/㎟ 이하, 상기 인장 강도(TS)가 1495N/㎟ 이상 ~ 1615N/㎟ 이하이고, 상기 (c) 공정에서 상기 식 (1)로부터 얻어지는 "YS-EL 균형" 값은 35000 이상 ~ 37085 이하로 획득되는 것을 특징으로 하는 준안정 오스테나이트계 스테인리스 강대 또는 강판의 제조 방법.
  7. 제 5 항에 있어서, 상기 (a) 공정의 스테인리스 강대 또는 강판은 상기 Fe의 일부를 대신하여, 질량%로 Al:0.1~3.5% 및 Ti:0.1~3.5%의 군에서 선택된 1 종 또는 2 종을 더 함유하는 것을 특징으로 하는 준안정 오스테나이트계 스테인리스 강대 또는 강판의 제조 방법.
  8. 제 5 항 내지 제 7 항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 (a) 공정의 스테인리스 강대 또는 강판은 HV가 450 이상인 것을 특징으로 하는 준안정 오스테나이트계 스테인리스 강대 또는 강판의 제조 방법.
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