KR102165108B1

KR102165108B1 - 내열성과 가공성이 우수한 배기 부품용 오스테나이트계 스테인리스 강판 및 터보 차저 부품과, 배기 부품용 오스테나이트계 스테인리스 강판의 제조 방법

Info

Publication number: KR102165108B1
Application number: KR1020187026674A
Authority: KR
Inventors: 준이치 하마다; 치카코 다쿠시마; 아츠히사 야카와
Original assignee: 닛테츠 스테인레스 가부시키가이샤
Priority date: 2016-03-23
Filing date: 2017-03-23
Publication date: 2020-10-13
Also published as: MX2018011505A; PL3441494T3; US10894995B2; EP3441494B1; CN108779532B; CN108779532A; JP6541869B2; US20200131595A1; EP3441494A1; EP3441494A4; KR20180115288A; WO2017164344A1; JPWO2017164344A1

Abstract

본 발명은 특히 뛰어난 내열성과 가공성이 요구되는 터보 차저의 하우징 소재로 되는 오스테나이트계 스테인리스 강판을 제공하는 것을 과제로 한다. 본 발명에 관한 오스테나이트계 스테인리스 강판은, 질량％로, C: 0.005 내지 0.2％, Si: 0.1 내지 4％, Mn: 0.1 내지 10％, Ni: 2 내지 25％, Cr: 15 내지 30％, N: 0.01 내지 0.4％ 미만, Al: 0.001 내지 1％, Cu: 0.05 내지 4％, Mo: 0.02 내지 3％, V: 0.02 내지 1％, P: 0.05％ 이하, S: 0.01％ 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 어닐링 쌍정의 빈도가 40％ 이상인 것을 특징으로 하고, 내열성이 우수하다.

Description

내열성과 가공성이 우수한 배기 부품용 오스테나이트계 스테인리스 강판 및 터보 차저 부품과, 배기 부품용 오스테나이트계 스테인리스 강판의 제조 방법

본 발명은 내열성과 가공성이 요구되는 내열 부품의 소재가 되는 오스테나이트계 스테인리스 강판에 관한 것이며, 특히 자동차의 배기 홀드, 컨버터, 터보 차저 부품에 적용되는 것이다. 또한, 그 중에서도 특히, 가솔린차나 디젤차에 탑재되는 터보 차저의 노즐 마운트, 노즐 플레이트, 베인, 백 플레이트 등의 내부 정밀 부품 및 하우징에 최적인 재료에 관한 것이다.

자동차의 배기 매니폴드, 프론트 파이프, 센터 파이프, 머플러 및 배기 가스 정화를 위한 환경 대응 부품은, 고온의 배기 가스를 안정적으로 통기시키기 위하여, 내산화성, 고온 강도, 열 피로 특성 등의 내열성이 우수한 재료가 사용된다. 또한, 응축수 부식 환경에서도 있기 때문에 내식성이 우수한 것도 요구된다.

배기 가스 규제의 강화, 엔진 성능의 향상, 차체 경량화 등의 관점에서도, 이들 부품에는 스테인리스강이 많이 사용되고 있다. 또한, 최근에는, 배기 가스 규제의 강화가 더욱 강해지는 것 외에, 연비 성능의 향상, 다운사이징 등의 움직임으로부터, 특히 엔진 바로 아래의 배기 매니폴드를 통기하는 배기 가스 온도는 상승하는 경향이 있다. 게다가, 터보 차저와 같은 과급기를 탑재하는 케이스도 많아지고 있어, 배기 매니폴드나 터보 차저에 사용되는 스테인리스강에는 내열성의 가일층 향상이 요구된다. 배기 가스 온도의 상승에 관해서는, 종래 900℃ 정도였던 배기 가스 온도가 1000℃ 정도까지 상승하는 것도 예상되고 있다.

한편, 터보 차저의 내부 구조는 복잡하여, 과급 효율을 높임과 함께, 내열 신뢰성의 확보가 중요해서, 주로 내열 오스테나이트계 스테인리스강의 사용이 개시되어 있다. 대표적인 내열 오스테나이트계 스테인리스강인 SUS310S(25％ Cr-20％ Ni)이나 Ni기 합금 등 외에, 특허문헌 1에는 고 Cr, Mo 첨가 강이 개시되어 있다. 또한, Si를 2 내지 4％ 첨가한 오스테나이트계 스테인리스강을 사용한 노즐 베인식 터보 차저의 배기 가이드 부품이 특허문헌 2에 개시되어 있다.

특허문헌 2에서는 강 제조 시의 열간 가공성을 고려하여 강 성분이 규정되어 있지만, 상기 부품에 요구되는 고온 특성을 충분히 만족시킨다고는 할 수 없다. 또한, 펀칭 구멍의 구멍 확장 가공성을 유지하는 것이 중요하다고 되어 있지만, 열간 가공성으로부터 규정된 강 성분에서는 충분한 구멍 확장성을 얻을 수는 없었다. 또한, 터보 차저의 하우징에는 스테인리스 주강이 사용되고 있지만, 두께가 두껍기 때문에 박육 경량화 요구가 있다.

특허문헌 3에는, Nb, V, C, N, Al, Ti의 함유량의 최적 범위를 정하여, 제조 프로세스를 최적화함으로써, 내열 오스테나이트계 스테인리스 강판의 고온 강도 및 크리프 특성을 향상시키는 것이 개시되어 있다. 그러나, 특허문헌 3에 개시된 발명의 기술적 과제는, 800℃에서의 고온 강도 및 크리프 특성의 향상이며, 특허문헌 3에 개시된 발명은, 900℃를 초과하는 배기 가스에 대한 대응에는 불충분하다.

또한, 특허문헌 4에는, 재료 조성 및 처리 조건을 최적화함으로써, 700℃에서 400시간 열처리 후의 실온에 있어서의 경도가 40HRC 이상인 내열 오스테나이트계 스테인리스강이 개시되어 있다. 그러나, 특허문헌 4에 개시된 발명의 과제는, 550℃ 이상의 사용 환경을 견디어낼 수 있는 고온 강도를 갖는 것이며, 특허문헌 4에는 700℃에서의 고온 강도가 개시되어 있는 것에 지나지 않으며, 특허문헌 4에 개시된 발명에 관한 내열 오스테나이트계 스테인리스강은, 900℃를 초과하는 배기 가스에 대한 대응에는 불충분하다.

또한, 특허문헌 5에는, 저ΣCSL 입계 빈도, 및 결정 평균 입경 등을 제어함으로써, 소입경의 재료로, 내입계 부식성의 향상 및 고온 강도의 개선을 실현할 수 있는 것이 개시되어 있다. 그러나, 특허문헌 5에서의 「고온 강도」란, 수중에서의 고온 강도이며, 900℃를 초과하는 배기 가스에 대한 강도를 달성하기 위한 구체적인 해결 수단은 개시되어 있지 않다.

또한, 특허문헌 6에 개시된 원자력용 스테인리스강은, 강 중의 쌍정입계 비율을 증가함으로써, 고온수 중에서 우수한 내입계 부식성을 확보하는 것을 특징으로 하고 있다. 그러나, 특허문헌 6은, 상기 원자력용 스테인리스강의 고온 강도를 개시하지 않고, 또한, 특허문헌 6에는, 900℃를 초과하는 배기 가스에 대한 강도를 달성하기 위한 구체적인 해결 수단은 개시되어 있지 않다.

또한, 특허문헌 7에 개시된 내식성 오스테나이트계 합금은, 오스테나이트계 합금에 30％를 초과하는 냉간 가공과 가열 처리를 실시하고, 오스테나이트 결정립 내에 쌍정경계를 형성함과 함께, 오스테나이트 입계 및/또는 쌍정경계 상에 석출물을 분산 형성하여 이루어지는 것을 특징으로 한다. 상기 특징에 의해, 입계 슬립이 억제되어 입계 강도가 향상되므로, 상기 내식성 오스테나이트계 합금은, 더 높은 내응력 부식 균열 진전성을 갖는다. 그러나, 특허문헌 7에 나타난 내응력 부식 균열 진전성은, 고온수 중에서의 특성이며, 특허문헌 7에는, 900℃를 초과하는 배기 가스에 대한 강도를 달성하기 위한 구체적인 해결 수단은 개시되어 있지 않다.

국제 공개 제2014/157655호 공보 일본 특허 제4937277호 공보 일본 특허 공개 제2013-209730호 공보 일본 특허 공개 제2005-281855호 공보 일본 특허 공개 제2011-168819호 공보 일본 특허 공개 제2005-15896호 공보 일본 특허 공개 제2008-63602호 공보

종래의 박육 스테인리스 강판을 배경기술에 기재된 고온 환경에 노출되었을 때에, 고온 강도나 강성 부족에 의해 변형이 발생되어, 터보 내부 부품과의 접촉이나 배기 가스의 유동성이 불량으로 되는 과제가 발생한다. 게다가 진동에 의한 피로 파괴나 열 사이클에 의한 열 피로 파괴가 발생하는 과제도 존재한다. 종래의 오스테나이트계 스테인리스 강판에서는, 고온 강도를 높이기 위하여 합금 원소 첨가를 행하면 상온 연성이 부족하여 복잡 형상의 하우징으로의 성형 가공이 불가능하다. 본 발명의 목적은, 상기 문제점을 해결하고, 특히 자동차 배기 부품 중에서 터보 차저의 부품용, 특히 하우징으로서 적합한 내열성과 가공성이 요구되는 오스테나이트계 스테인리스 강판을 제공하는 데에 있다.

본원이 해결하고자 하는 과제의 대상이 되는 부품은, 터보 차저를 구성하는 각 부품이면 모두 해당된다. 구체적으로는 터보 차저의 외측 프레임을 구성하는 하우징, 노즐 베인식 터보 차저 내부의 정밀 부품(예를 들어, 백 플레이트, 오일 디플렉터, 컴프레서 휠, 노즐 마운트, 노즐 플레이트, 노즐 베인, 드라이브 링, 드라이브 레버라고 불리는 것)이다. 특히 가장 고온 강도가 요구되며, 또한 성형성도 중요해지는 하우징에 적합한 부품이 대상이다.

상기 과제를 해결하기 위해서, 본 발명자들은 오스테나이트계 스테인리스 강판의 금속 조직과 고온 특성 및 상온 가공성의 관계에 대해 상세한 연구를 행했다. 그 결과, 예를 들어 터보 차저와 같은 매우 가혹한 열 환경에 노출되는 부품 중에서 내열성이 요구되는 소재에 대해, 강 성분에 의해 내열성을 확보함과 함께, 금속 조직에 있어서의 결정립계 성격을 제어함으로써, 고온 강도에 현저하게 우수한 특성이 얻어지는 것을 알아 내었다. 또한, 가공성의 점에서는, 특허문헌 2에 기재된 강 성분만으로는 만족되지 않으며, 상기 결정립계 성격의 제어에 의해 고온 강도와의 양립에 성공했다.

상기 과제를 해결하는 본 발명의 요지는,

(1) 질량％로, C: 0.005 내지 0.2％, Si: 0.1 내지 4％, Mn: 0.1 내지 10％, Ni: 2 내지 25％, Cr: 15 내지 30％, N: 0.01 내지 0.4％ 미만, Al: 0.001 내지 1％, Cu: 0.05 내지 4％, Mo: 0.02 내지 3％, V: 0.02 내지 1％, P: 0.05％ 이하, S: 0.01％ 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 어닐링 쌍정의 빈도가 40％ 이상인 것을 특징으로 하는 내열성이 우수한 배기 부품용 오스테나이트계 스테인리스 강판.

(2) 상기 강판이, 또한, 질량％로, N: 0.04％ 초과, 0.4％ 미만 및/또는 Si: 1.0％ 초과 3.5％ 미만을 함유하는 것을 특징으로 하는 (1)에 기재된 내열성과 가공성이 우수한 배기 부품용 오스테나이트계 스테인리스 강판.

(3) 상기 강판이, 또한, 질량％로, N: 0.15％ 초과, 0.4％ 미만을 함유하는 것을 특징으로 하는 (1) 또는 (2)에 기재된 내열성과 가공성이 우수한 배기 부품용 오스테나이트계 스테인리스 강판.

(4) 상기 강판이, 또한, 질량％로, Ti: 0.005 내지 0.3％, Nb: 0.005 내지 0.3％, B: 0.0002 내지 0.005％, Ca: 0.0005 내지 0.01％, W: 0.1 내지 3.0％, Zr: 0.05 내지 0.30％, Sn: 0.01 내지 0.50％, Co: 0.03 내지 0.30％, Mg: 0.0002 내지 0.010％, Sb: 0.005 내지 0.3％, REM: 0.002 내지 0.2％, Ga: 0.0002 내지 0.3％, Ta: 0.01 내지 1.0％의 1종 혹은 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 (1) 내지 (3) 중 어느 것에 기재된 내열성과 가공성이 우수한 배기 부품용 오스테나이트계 스테인리스 강판.

(5) 상기 강판이, 또한, 질량％로, Ti: 0.03％ 초과 내지 0.3％ 및/또는 Nb: 0.005 내지 0.05％를 함유하는 것을 특징으로 하는 (1) 내지 (4) 중 어느 것에 기재된 내열성과 가공성이 우수한 배기 부품용 오스테나이트계 스테인리스 강판.

(6) 상기 강판이, 900℃의 고온 내력이 70Mp 이상인 것을 특징으로 하는 (1) 내지 (5) 중 어느 것에 기재된 내열성과 가공성이 우수한 배기 부품용 오스테나이트계 스테인리스 강판.

(7) (1) 내지 (6) 중 어느 것에 기재된 스테인리스 강판의 제조 방법이며, 냉간 압연 공정에서 압하율을 60％ 이하로 하고, 냉연판 어닐링에 있어서 900℃까지의 가열 속도를 10℃/sec 미만, 900℃ 이상의 가열 속도를 10℃/sec 이상, 최고 온도를 1000 내지 1200℃로 하는 것을 특징으로 하는 내열성과 가공성이 우수한 배기 부품용 오스테나이트계 스테인리스 강판의 제조 방법.

(8) 터보 차저의 외측 프레임을 구성하는 하우징 및/혹은 노즐 베인식 터보 차저 내부의 정밀 부품 중 적어도 어느 것에 사용되는 것을 특징으로 하는 (1) 내지 (6) 중 어느 것에 기재된 오스테나이트계 스테인리스 강판.

(9) 노즐 베인식 터보 차저 내부의 백 플레이트, 오일 디플렉터, 컴프레서 휠, 노즐 마운트, 노즐 플레이트, 노즐 베인, 드라이브 링, 드라이브 레버 중 적어도 어느 것에 사용되는 것을 특징으로 하는 (1) 내지 (6) 중 어느 것에 기재된 오스테나이트계 스테인리스 강판.

(10) (1) 내지 (6) 중 어느 것에 기재된 스테인리스 강판을 사용하여 제작된 것을 특징으로 하는 배기 부품.

(11) 터보 차저의 외측 프레임을 구성하는 하우징 및/혹은 노즐 베인식 터보 차저 내부의 정밀 부품 중 적어도 어느 것이 (1) 내지 (6) 중 어느 것에 기재된 오스테나이트계 스테인리스 강판을 사용하여 제작된 것을 특징으로 하는 배기 부품.

(12) (1) 내지 (6) 중 어느 것에 기재된 오스테나이트계 스테인리스 강판을 사용하여 제작된 것을 특징으로 하는 터보 차저의 외측 프레임을 구성하는 하우징.

(13) 백 플레이트, 오일 디플렉터, 컴프레서 휠, 노즐 마운트, 노즐 플레이트, 노즐 베인, 드라이브 링, 드라이브 레버 중 적어도 어느 하나가 (1) 내지 (6) 중 어느 것에 기재된 오스테나이트계 스테인리스 강판을 사용하여 제작된 것을 특징으로 하는 노즐 베인식 터보 차저.

본 발명에 따르면, 상온의 성형성과 함께 고온 특성이 우수한 오스테나이트계 스테인리스 강판을 제공하는 것이 가능해지고, 자동차 배기 부품(특히 터보 차저의 하우징)에 적용함으로써, 경량화나 고배기온화에 크게 기여한다.

도 1은 스테인리스 강판의 어닐링 쌍정의 빈도와 900℃에서의 고온 내력의 관계를 나타내는 도면이다.

이하에 본 발명의 한정 이유에 대해 설명한다. 내열 용도로서 사용되는 오스테나이트계 스테인리스 강판의 특성으로서 중요한 것은 고온 강도이지만, 특히 상기와 같은 터보 차저의 하우징에 대한 적용을 고려한 경우, 가공성도 매우 중요하다. 상술한 바와 같이, 터보 차저의 하우징은 복잡 형상을 하고 있음과 함께, 고온 환경 하에서 변형이 과도하게 발생되어 버리면 부품끼리의 접촉이나 가스 흐름의 불량 등이 발생하고, 파손이나 열효율 저하를 초래하여, 부품 성능의 신뢰성 저하로 이어진다. 그래서, 이들 신뢰성을 확보하기 위해서, 오스테나이트계 스테인리스강의 결정립계 구조의 미시적 연구를 예의 거듭하여, 이하의 지견을 얻었다.

먼저, 결정립계에 있어서의 어닐링 쌍정의 빈도를 40％ 이상으로 하는 점에 대해 설명한다. 오스테나이트계 스테인리스강에서는 냉연·어닐링 후에 어닐링 쌍정이 발생하는 것은 알려져 있다. 어닐링 쌍정이란, 금속 조직이 냉연 공정 및 어닐링 공정에 의해 재결정할 때에 형성되는 쌍정이다. 어닐링 쌍정의 관계에 있고 인접하는 결정립은 상대적인 방위차를 갖고 있으며, 상기 결정립간의 입계면(이하, 단순히 「쌍정계면」이라고 함)에서 <111>축 주위로 약 60°(60°±8°이내)의 상대 방위차가 있다. 상기 어닐링 쌍정은, 적층 결함 에너지와 관계가 있고, 적층 결함 에너지가 작은 재료는 쌍정이 많이 발생한다. 그러나, 이 쌍정 계면이 고온 변형이나 강도에 어떠한 영향을 미칠 것인지 여부는 불분명했다.

쌍정 계면은, 재료의 단면에서 쌍정 경계로서 관찰된다. 이 점을 고려하여, 본 발명자는, 어닐링 쌍정의 빈도와 고온 강도의 관계를 조사했다. 여기서, 「어닐링 쌍정의 빈도」란, 관찰된 재료의 단면 범위 내에 존재하는 결정립계의 총 길이에 대한 어닐링 쌍정의 쌍정경계의 길이의 비율이다. 상기 어닐링 쌍정의 빈도를 산출하기 위해서, EBSP(Electron Back-Scaterring Difraction pattern)를 사용하여 재료의 판 두께 중심으로부터 판 두께 1/4 정도의 범위에 대해, 약 300㎛ 두께×약 100㎛ 폭의 영역에 대해 결정 방위 해석을 행하고, 관찰된 범위 내에 존재하는 결정립계의 총 길이를 측정함과 함께 결정립계의 상대 방위차를 구했다. 이어서, 상기 결정립계의 총 길이에 대해, <111>축 주위로 상대 방위차가 60°±8°인 계면을 갖는 쌍정의 쌍정 길이의 비율을 산출했다.

또한, 고온 인장 시험은, 압연 방향과 인장 방향이 평행이 되도록 인장 시험편을 준비하고, 가열 속도 100℃/min, 유지 시간 10min으로 하여 크로스 헤드 속도 1㎜/min으로 등속 인장 시험을 행하고, 압연 방향으로 0.2％ 내력을 얻었다. 다양한 어닐링 쌍정의 빈도를 갖는 오스테나이트계 스테인리스 강판을 900℃에서 고온 인장 시험했을 때의 고온 강도를 도 1에 도시한다.

도 1의 결과로부터, 어닐링 쌍정의 빈도가 높은 쪽이 900℃의 고온 강도가 높고, 어닐링 쌍정의 빈도가 40％ 이상으로 70MPa 이상의 고강도재가 얻어지는 것을 알 수 있다. 또한, 터보 차저의 하우징 재료 온도는 가솔린차에서 900℃ 정도로 추정되며, 그 구조로부터 본 시험법의 0.2％ 내력으로 70MPa 이상이 필요하다.

본 발명에서는 어닐링 쌍정의 빈도 상승에 의해 고온 강도가 향상되는 것을 알아냈지만, 그 요인으로서 쌍정 계면은 입계 에너지가 낮은 것이 영향을 미치고 있다고 생각된다. 즉, 다방위 관계에 있는 결정립계보다도 쌍정 계면은 입계 에너지가 낮기 때문에, 고온 환경 하에 있어서의 계면 이동이 느려진다. 본 발명자는, 고온에서의 통상 입계, 쌍정 계면의 고온 환경 하에서의 이동을 연구한 결과, 통상 입계는 이동이 빠르고 결정립 조대화가 발생되기 쉽지만, 쌍정 계면은 이동이 느리기 때문에, 결정립 조대화의 과정으로부터 남아 특이한 조직 형태를 고온 환경에서 나타내는 것을 알아 내었다. 그 결과, 쌍정 계면이 많은 재료는, 결정립 조대화의 과정으로부터 남겨진 쌍정 계면에 의해, 일종의 결정립 미세화에 의한 강화에 유사한 강화가 고온으로 발현하는 것을 알아내었다.

또한, 내열 오스테나이트계 스테인리스강에서는 첨가 원소에 의해 다양한 석출물(σ상, Cr 탄질화물, Laves상 등)이 고온 가열 시에 석출되고, 이들은 결정립계에서 석출·성장하기 쉽다. 석출물이 미세하게 석출되면 석출 강화의 작용으로 고온 강도는 향상되지만, 일반적으로는 입계 석출물은 조대화하기 쉽고, 고온 강도의 강화능은 거의 없다. 한편, 쌍정 계면의 석출물은 계면 에너지가 작기 때문에 일반 입계보다도 조대화하기 어렵다. 그 결과, 쌍정 계면에서 석출된 석출물에 의한 석출 강화가 고온으로 유지되어, 장시간 고온에 노출된 후의 강화능도 비교적 높은 것을 알아 내었다. 또한, 쌍정입계의 빈도가 60％ 이상에서 900℃의 0.2％ 내력이 약 80MPa를 달성하기 때문에 어닐링 쌍정의 빈도 상한을 60％로 한다. 또한 고온 크리프나 피로의 관점에서 80％ 이상이 바람직하다.

다음에 본 발명의 오스테나이트계 스테인리스강의 성분 범위에 대해 설명한다.

C는, 오스테나이트 조직 형성과 고온 강도의 확보를 위하여 0.005％를 하한으로 한다. 한편, 과도한 첨가는 경질화를 초래하는 것 외에, Cr 탄화물 형성에 의해 내식성, 특히 용접부의 입계 부식성의 열화, 탄화물에 기인한 고온 미끄럼 이동성의 열화, 냉연 어닐링판 산세 시의 입계 침식 홈 형성에 의해 표면 조도가 거칠어진다. 또한, C는 적층 결함 에너지를 높이고 어닐링 쌍정의 빈도가 저하되기 때문에, 상한을 0.2％로 한다. 또한, 제조 비용과 열간 가공성을 고려하면, C의 함유량은, 0.008％ 이상 0.15％ 이하가 바람직하다.

Si는, 탈산 원소로서 첨가되는 경우가 있는 것 외에, Si의 내부 산화에 의해 내산화성, 고온 미끄럼 이동성의 향상, 어닐링 쌍정의 빈도 증가에 의한 고온 강도의 향상을 가져오므로, 0.1％ 이상 첨가한다. 한편, 4.0％ 이상의 첨가에 의해 경질화함과 함께, 조대한 Si계 산화물이 생성되어, 부품의 가공 정밀도가 현저하게 저하되기 때문에, 상한을 4％로 한다. 또한, 제조 비용, 강판 제조 시의 산세성, 용접시의 응고 균열성을 고려하면, Si의 함유량은, 0.4％ 이상 3.5％ 이하가 바람직하다. 적층 결함 에너지의 관점에서 하한을 1.0％ 초과로 하고 상한을 3.5％ 미만으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 고온 미끄럼 이동성을 고려하면 2.0％ 이상 3.5％ 미만이 바람직하다.

Mn은, 탈산 원소로서 이용하는 것 외에, 오스테나이트 조직 형성 및 스케일 밀착성을 확보한다. 또한 적층 결함 에너지를 낮추고 어닐링 쌍정의 빈도의 증가를 가져오므로 0.1％ 이상 첨가한다. 한편, 10％ 초과의 첨가에 의해 개재물 청정도가 현저하게 열화되어 구멍 확장성이 저하되는 것 외에, 산세성이 현저하게 열화되어 제품 표면이 거칠어지기 때문에 상한을 10％로 한다. 또한, 본 발명의 강에 있어서는, 10％ 초과 함유하면 어닐링 쌍정의 빈도의 저하를 초래한다. 또한, 제조 비용, 강판 제조 시의 산세성을 고려하면, Mn의 함유량은, 0.2％ 이상 5％ 이하가 바람직하고, 이상 산화 특성의 관점으로부터 보다 바람직하게는 0.2％ 이상 3％ 이하이다.

Ni는 오스테나이트 조직 형성 원소임과 함께, 내식성이나 내산화성을 확보하는 원소이다. 또한, 2％ 미만이면 결정립의 조대화가 현저하게 발생해 버리기 때문에 2％ 이상 첨가한다. 또한, 쌍정을 충분히 생성시키기 위해서도 2％ 이상이 필요하다. 한편, 과도한 첨가는 비용의 상승과 어닐링 쌍정의 빈도의 저하를 초래하기 때문에 상한을 25％로 한다. 또한, 제조성, 상온 연성 및 내식성을 고려하면, Ni의 함유량은, 7％ 이상 20％ 이하가 바람직하다.

Cr은, 내식성, 내산화성 및 고온 미끄럼 이동성을 향상시키는 원소이며, 배기 부품 환경을 고려하면 이상 산화 억제의 관점에서 필요한 원소이다. 또한 쌍정을 충분히 생성시키기 위해서는 15％ 이상이 필요하다. 한편 과도한 첨가는, 경질로 되어 성형성을 열화시키는 것 외에, 비용 상승으로 연결되기 때문에 상한을 30％로 했다. 또한, 제조 비용, 강판 제조성 및 가공성을 고려하면, Cr의 함유량은, 17％ 이상 25.5％ 이하가 바람직하다.

N은, C와 마찬가지로 오스테나이트 조직 형성과 고온 강도, 고온 미끄럼 이동성의 확보가 유효한 원소이다. 고온 강도에 관해서는 고용 강화 원소로서 알려져 있지만, 또한, N은 쌍정 생성에도 유효하다. 본원에서는 N 단독의 효과 이외에 Cr과의 클러스터 형성에 의한 고온 강도도 고려하여, 0.01％ 이상 첨가한다. 한편, 0.4％ 초과의 첨가에 의해 상온 재질이 현저하게 경질화하고, 강판 제조 단계의 냉간 가공성이 열화되는 것 외에, 부품 가공 시의 성형성이나 부품 정밀도가 나빠지기 때문에, 상한을 0.4％로 한다. 또한, 연질화, 용접시의 핀 홀 억제, 용접부의 입계 부식 억제의 관점에서, N의 함유량은, 0.02％ 이상 0.35％ 이하가 바람직하다. 또한, 고온 강도, 미끄럼 이동성 및 상온 연성의 관점에서, 0.04％ 초과 또한 0.4％ 미만이 바람직하다. 또한, 크리프 특성의 관점에서, N 함유량을 0.15％ 초과, 0.4％ 미만으로 하는 것이 바람직하다.

Al은, 탈산 원소로서 첨가하고 개재물 청정도를 향상시킴으로써 구멍 확장성을 향상시킨다. 이밖에, 산화 스케일의 박리 억제, 미량 내부 산화에 의해 고온 미끄럼 이동성의 향상에 기여하는 효과가 있으며, 그 작용은 0.001％로부터 발현되기 때문에, 하한은 0.001％이다. 또한, 페라이트 생성 원소이기 때문에, 1％ 이상의 첨가는 오스테나이트 조직의 안정성이 저하되는 것 외에, 산세성의 저하로부터 표면 조도의 증가를 초래하기 때문에 상한은 1％이다. 또한, 정련 비용과 표면 흠집을 고려하면, Al의 함유량은, 0.007％ 이상 0.5％ 이하가 바람직하고, 용접성의 관점에서 0.01％ 이상 0.1％ 이하가 보다 바람직하다.

Cu는, 오스테나이트상의 안정화나 연질화를 위하여 유효한 원소이며, 0.05％ 이상 첨가한다. 한편, 과도한 첨가는 내산화성의 열화나 제조성의 열화로 연결되기 때문에, 상한을 4.0％로 한다. 또한, 본 발명의 강에 있어서는, 4.0％ 초과 함유하면 어닐링 쌍정의 빈도의 저하를 초래한다. 또한, 내식성이나 제조성을 고려하면, Cu의 함유량은, 0.3％ 이상 1％ 이하가 바람직하다.

Mo는, 내식성을 향상시키는 원소임과 함께, 고온 강도의 향상에 기여한다. 고온 강도 향상은, 고용 강화가 주체이지만, σ상 등의 석출 촉진 원소이기 때문에, 쌍정 계면으로의 미세 석출 강화에도 기여한다. 본 발명에는, 고용 강화 외에 Mo 탄화물에 의한 석출 강화를 활용하기 위해서 하한을 0.02％로 한다. 단, 과도한 첨가는 어닐링 쌍정의 빈도를 저하시키기 때문에 상한을 3％로 한다. 또한, Mo는 고가인 원소인 것, 상기 석출물에 의한 강화 안정성 및 개재물 청정도를 고려하면, Mo의 함유량은, 0.4％ 이상 1.6％ 이하가 바람직하고, 이상 산화 특성을 고려하면 0.4％ 이상 1.0％ 이하가 보다 바람직하다.

V는, 내식성을 향상시키는 원소임과 함께, V 탄화물이나 σ상의 생성을 촉진해 고온 강도를 향상시키기 때문에 0.02％ 이상 첨가한다. 한편, 과도한 첨가는 합금 비용의 증가나 이상 산화 한계 온도의 저하를 초래하는 점에서, 상한을 1％로 한다. 또한, 제조성이나 개재물 청정도를 고려하면, V의 함유량은, 0.1％ 이상 0.5％ 이하가 바람직하다.

P는 불순물이며, 제조 시의 열간 가공성이나 응고 균열을 조장하는 원소인 것 외에, 경질화하여 연성을 저하시키기 때문에 그의 함유량은 적을수록 좋지만, 정련 비용을 고려하여 상한 0.05％, 하한 0.01％의 범위로 함유해도 된다. 또한, 제조 비용을 고려하면, P의 함유량은, 0.02％ 이상 0.04％ 이하가 바람직하다.

S는 불순물이며, 제조 시의 열간 가공성을 저하시키는 것 외에, 내식성을 열화시키는 원소이다. 또한, 조대한 황화물(MnS)이 형성되면 청정도가 현저하게 나빠지고, 상온 연성을 열화시키기 때문에, 0.01％를 상한으로 하여 함유해도 된다. 한편, 과도한 저감은 정련 비용의 증가로 이어지기 때문에, 0.0001％를 하한으로 함유해도 된다. 또한, 제조 비용이나 내산화성을 고려하면, S의 함유량은, 0.0005％ 이상 0.0050％ 이하가 바람직하다.

발명의 배기 부품용 오스테나이트계 스테인리스 강판은, 상술한 원소 이외에, 하기의 성분을 함유해도 된다.

Ti는, C, N과 결합하여 내식성, 내입계 부식성을 향상시키기 때문에 첨가하는 원소이다. C, N 고정 작용은 0.005％로부터 발현되기 때문에, 하한을 0.005％로 하여 필요에 따라 첨가해도 된다. 또한, 0.3％ 초과의 첨가는 주조 단계에서의 노즐 막힘이 발생되기 쉽고, 제조성을 현저하게 열화시키는 것 외에, 조대한 Ti 탄질화물에 의해 연성의 열화를 초래하는 점에서, 상한을 0.3％로 한다. 또한, 고온 강도, 용접부의 입계 부식성 및 합금 비용을 고려하면, Ti의 함유량은, 0.01％ 이상 0.2％ 이하가 바람직하다. 또한, 크리프 특성의 관점에서, Ti의 함유량은, 0.03％ 초과, 0.3％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

Nb는, Ti와 마찬가지로 C, N과 결합하여 내식성, 내입계 부식성을 향상시키는 것 외에, 고온 강도를 향상시키는 원소이다. C, N 고정 작용 외에, 고용 Nb에 의한 고온 고강도화, Laves상의 쌍정 계면 석출에 의한 고강도화는 0.005％로부터 발현되기 때문에, 하한을 0.005％로 하여 필요에 따라 첨가해도 된다. 또한, 0.3％ 초과의 첨가는 강판 제조 단계에서의 열간 가공성이 현저하게 열화되는 것 외에, 조대한 Nb 탄질화물에 의해 연성의 열화를 초래하는 점에서, 상한을 0.3％로 한다. 또한, 고온 강도, 용접부의 입계 부식성 및 합금 비용을 고려하면, Nb의 함유량은, 0.01 이상 0.20％ 이하가 바람직하다. 또한, 크리프 특성의 관점에서, Nb의 함유량은 0.005％ 초과, 0.05％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

B는, 강판 제조 단계에서의 열간 가공성을 향상시키는 원소이며, 0.0002％ 이상으로 하여 필요에 따라 첨가해도 된다. 또한, B의 쌍정 계면 편석에 의한 고강도화에도 작용한다. 단, 과도한 첨가는 붕소 탄화물의 형성에 의해 청정도 및 연성의 저하, 입계 부식성의 열화를 초래하기 때문에, 상한을 0.005％로 했다. 또한, 정련 비용이나 연성 저하를 고려하면, B의 함유량은, 0.0003％ 이상 0.003％ 이하가 바람직하다.

Ca는, 탈황을 위하여 필요에 따라 첨가된다. 이 작용은 0.0005％ 미만이면 발현되지 않기 때문에, 하한을 0.0005％로 하여 필요에 따라 첨가해도 된다. 또한, 0.01％ 초과 첨가하면 수용성의 개재물 CaS가 생성되어 청정도의 저하 및 내식성의 현저한 저하를 초래하기 때문에, 상한을 0.01％로 한다. 또한, 제조성, 표면 품질의 관점에서, Ca의 함유량은, 0.0010％ 이상 0.0030％ 이하가 바람직하다.

W는, 내식성과 고온 강도의 향상에 기여하기 때문에, 필요에 따라 0.1％ 이상 첨가해도 된다. 3％ 초과의 첨가에 의해 경질화, 강판 제조 시의 인성 열화나 비용 증가로 연결되기 때문에, 상한을 3％로 한다. 또한, 정련 비용이나 제조성을 고려하면, W의 함유량은, 0.1％ 이상 2％ 이하가 바람직하고, 이상 산화 특성을 고려하면 0.1％ 이상 1.5％ 이하가 보다 바람직하다.

Zr은, C나 N과 결합하여 용접부의 입계 부식성이나 내산화성을 향상시키기 때문에, 필요에 따라 0.05％ 이상 첨가해도 된다. 단, 0.3％ 초과의 첨가에 의해 비용 증가가 되는 것 외에, 제조성이나 구멍 확장성을 현저하게 열화시키기 때문에, 상한을 0.3％로 한다. 또한, 정련 비용이나 제조성을 고려하면, Zr의 함유량은, 0.05％ 이상 0.1％ 이하가 바람직하다.

Sn은, 내식성과 고온 강도의 향상에 기여하기 때문에, 필요에 따라 0.01％ 이상 첨가해도 된다. 0.03％ 이상에서 효과가 현저해지고, 더욱이 0.05％ 이상에 의해 현저해진다. 0.5％ 초과의 첨가에 의해 강판 제조 시의 슬래브 균열이 발생되는 경우가 있기 때문에 상한을 0.5％로 한다. 또한, 정련 비용이나 제조성을 고려하면, Sn의 함유량은, 0.05％ 이상 0.3％ 이하가 바람직하다.

Co는, 고온 강도의 향상에 기여하기 때문에, 필요에 따라 0.03％ 이상 첨가해도 된다. 0.3％ 초과의 첨가에 의해, 경질화, 강판 제조 시의 인성 열화나 비용 증가로 연결되기 때문에, 상한을 0.3％로 한다. 또한, 정련 비용이나 제조성을 고려하면, Co의 함유량은, 0.03％ 이상 0.1％ 이하가 바람직하다.

Mg는, 탈산 원소로서 첨가시키는 경우가 있는 데다가, 슬래브의 조직을 산화물의 미세화 분산화에 의해 개재물 청정도의 향상이나 조직 미세화에 기여하게 하는 원소이다. 이것은, 0.0002％ 이상에서 발현되기 때문에, 하한을 0.0002％로 해서 필요에 따라 첨가해도 된다. 단, 과도한 첨가는, 용접성이나 내식성의 열화, 조대 개재물에 의한 구멍 확장성의 저하로 연결되기 때문에 상한을 0.01％로 했다. 정련 비용을 고려하면, Mg의 함유량은, 0.0003％ 이상 0.005％ 이하가 바람직하다.

Sb는, 입계에 편석하여 고온 강도를 높이는 작용을 달성하는 원소이다. 첨가 효과를 얻기 위하여, 필요에 따라 0.005％ 이상으로 첨가해도 된다. 단, 0.3％를 초과하면, Sb 편석이 발생되어, 용접시에 균열이 발생되므로, 상한을 0.3％로 한다. 고온 특성과 제조 비용 및 인성을 고려하면, Sb의 함유량은, 0.03％ 이상 0.3％ 이하가 바람직하고, 더욱 바람직하게는 0.05％ 이상 0.2％ 이하이다.

REM(희토류 원소)은, 내산화성이나 고온 미끄럼 이동성의 향상에 유효하고, 필요에 따라 0.002％ 이상으로 첨가해도 된다. 또한, 0.2％를 초과하여 첨가해도 그 효과는 포화되고, REM의 입화물(粒化物)에 의한 내식성 저하를 발생하기 때문에, 0.002％ 이상 0.2％ 이하로 첨가한다. 제품의 가공성이나 제조 비용을 고려하면, 하한을 0.002％로 하고, 상한을 0.10％로 하는 것이 바람직하다. 또한, REM(희토류 원소)은, 일반적인 정의를 따른다. 스칸듐(Sc), 이트륨(Y)의 2 원소와, 란탄(La)으로부터 루테튬(Lu)까지의 15 원소(란타노이드)의 총칭을 가리킨다. 단독으로 첨가해도 되고, 혼합물이어도 된다.

Ga는, 내식성 향상이나 수소 취화 억제를 위해, 필요에 따라 0.3％ 이하로 첨가해도 되지만, 0.3％ 초과의 첨가에 의해 조대 황화물이 생성되어 r값이 열화된다. 황화물이나 수소화물 형성의 관점에서 하한은 0.0002％로 한다. 또한, 제조성이나 비용의 관점에서 0.002％ 이상이 더욱 바람직하다.

그 외의 성분에 대해 본 발명에서는 특별히 규정하는 것은 아니지만, Ta, Hf는 고온 강도 향상을 위하여 0.01％ 이상 1.0％ 이하로 첨가해도 된다. 또한, Bi를 필요에 따라 0.001 내지 0.02％ 함유해도 상관없다. 또한, As, Pb 등의 일반적인 유해한 원소나 불순물 원소는 가능한 한 저감시키는 것이 바람직하다.

다음에 제조 방법에 대해 설명한다. 본 발명의 강판의 제조 방법은, 제강-열간 압연-어닐링·산세-냉간 압연-어닐링·산세로 이루어진다.

제강에 있어서는, 상기 필수 성분 및 필요에 따라 첨가되는 성분을 함유하는 강을, 전기로 용제 혹은 전로 용제하고, 계속해서 2차 정련을 행하는 방법이 바람직하다. 용제된 용강은, 공지된 주조 방법(연속 주조)에 따라서 슬래브로 되고, 공지된 열간 압연의 방법에 따라, 상기 슬래브는 소정의 온도로 가열되어, 소정의 판 두께로 연속 압연으로 열간 압연된다. 상기한 바와 같이 본 발명이 대상으로 하는 부품에는 열간 압연 이후의 공정에 있어서, 공지된 방법에 따라 소정의 결정입도, 단면 경도, 표면 조도를 확보한 제조 조건이 설정된다.

열간 압연 후의 강판은, 열연판 어닐링과 산세 처리가 실시된 후, 60％ 이하의 압하율로 냉간 압연된다. 이것은, 압하율이 60％ 초과로 되면, 그 후의 어닐링 공정에서 재결정이 과도하게 진행되고, 랜덤 입계가 증가해 어닐링 쌍정의 형성이 저해되기 때문이다. 재료의 연성을 고려하면 결정 입경은 조대한 쪽이 좋고, 제조성이나 판 형상도 고려하면 압하율은 2 내지 30％가 바람직하다.

다음에 소정의 판 두께로 된 냉연 강판을 어닐링할 때, 쌍정 계면을 증가시키기 위한 새로운 어닐링 방법을 본 발명자는 알아 내었다. 구체적으로는, 냉연판 어닐링에 있어서 900℃까지의 가열 속도를 10℃/sec 미만, 900℃ 이상의 가열 속도를 10℃/sec 이상, 최고 온도를 1000 내지 1200℃로 하는 것을 특징으로 하는 것이다.

900℃까지의 온도 영역에서는 저가열 속도로 함으로써, 재결정이 발생하지 않는 온도 영역에 있어서 쌍정 계면의 생성을 증가시키고, 900℃ 이상의 온도 영역으로 급속 가열함으로써, 강판의 금속 조직을 재결정 조직으로 한다. 900℃까지의 온도 영역에서 10℃/sec 미만의 가열 속도로 가열함으로써, 재결정립계의 이동이 용이해져 쌍정 계면이 재결정 계면에 의해 침식되는 것을 방지할 수 있다. 재료의 연성을 고려하면, 결정 입경은 조대한 편이 바람직하기 때문에 최고 온도는 1000 내지 1200℃로 한다. 또한, 미 재결정 조직을 방지하고 또한 쌍정 빈도를 높이기 위하여 최고 온도는 1030 내지 1130℃가 바람직하다. 최고 온도에서의 유지 시간을 길게 하면, 재결정립의 입성장 단계에서 쌍정 계면이 소실되어 버리기 때문에, 최고 온도에서의 유지 시간을 30sec 이하로 하는 것이 바람직하다.

본원에서는, 열연판 어닐링·산세 후에 냉간 압연을 실시하고, 그 후에 냉연판 어닐링·산세 처리를 행함으로써, 평활 표면이 추가로 얻어진다. 냉간 압연 공정은, 탠덤 압연, 센지미어 압연, 클러스터 압연 등으로 행하면 된다. 터보 차저 부품과 같은 기능 용도에는, 일반적으로 2B 혹은 2D 제품이 적용되지만, 높은 표면 평활성이나 광택이 요구되는 경우는, 냉간 압연 후에 광휘 어닐링을 실시하여 BA 제품으로 해도 된다. 산세 처리는. 중성염 전해나 용융 알칼리 처리와 같은 전처리 혹은 질불산이나 질산 전해와 같은 산세 처리를 적절히 선택하면 된다.

실시예

표 1-1 및 표 1-2에 나타내는 성분 조성의 강을 용제하여 슬래브로 주조하고, 열연, 열연판 어닐링·산세를 행한 후, 표 2-1 및 표 2-2에 나타내는 조건으로 냉연 및 최종 어닐링을 행하고, 또한 산세를 실시하여 2.0㎜ 두께의 제품판을 얻었다. 또한, 표 1-2의 부호 "*"가 부여된 란 내의 값은, 해당되는 성분이 본 발명의 요건을 만족시키지 않는 것을 나타낸다. 또한, 표 1-2의 부호 "*"가 부여된 란 내의 값은, 해당되는 제조 조건이 본 발명의 제조 방법의 요건을 만족시키지 않는 것을 나타낸다.

표 2-1 및 표 2-2에 나타내는 각 제품판에 대해, 앞서 기재한 방법에 의해 어닐링 쌍정의 빈도(％)를 측정함과 함께, 앞서 기재한 방법에 의한 고온 인장 시험을 900℃에서 행했다. 또한, 상온의 연성의 측정은, 인장 시험편은 압연 방향이 인장 방향으로 되도록 JIS13호 B 시험편을 채취하고, 변형 속도가 10^-3/sec로 인장 시험을 행하고, 파단 연신율을 측정함으로써 행했다.

표 2-1 및 표 2-2에 나타내는 각 제품판에 대해 행하여진 상기 시험 결과 혹은 측정 결과를 표 2-1 및 표 2-2에 나타낸다. 또한, 표 2-2의 항목 「어닐링 쌍정의 빈도(％)」의 란 내에 부호 "*"가 부여된 값은, 본 발명에서의 어닐링 쌍정의 빈도 요건을 만족시키지 않는 것을 나타낸다. 또한, 표 2-2의 항목 「900℃의 0.2％ 내력(MPa)의 란 내에 부호 "*"가 부여된 값은, 70MPa 미만인 것을 나타낸다. 또한, 표 2-2의 항목 「상온 연성(％)」의 란 내에 부호 "*"가 부여된 값은, 상온의 연성이 40％ 미만인 것을 나타낸다.

또한, 표 2-1 및 표 2-2에 나타내는 각 제품판의 각각을 터보 차저의 하우징으로 성형 가공했다. 이때의 성형 가공성의 양부를 표 2-1 및 표 2-2의 「부품 형상으로의 성형성 판정」의 항목에 나타낸다. 또한, 상기 항목의 해당란 내의 "○"은 터보 차저의 하우징으로의 성형이 양호했던 것을 나타내며, "×"는 하우징으로서 적용이 불가인 것을 나타낸다. 구체적인 판정 방법은 성형품의 균열 유무 및 판 두께 감소율(30％ 이하가 합격)까지를 판정 기준으로 했다.

또한, 표 2-1 및 표 2-2에 나타내는 각 제품판을 성형 가공하여 얻어진 터보 차저의 하우징에 대해 가열(900℃)-냉각(150℃)을 반복하고, 2000 사이클 후의 변형 상태 및 산화 손상의 유무를 확인했다. 그 결과를 표 2-1 및 표 2-2의 「내구 시험에서의 변형 정도 판정」 및 「내구 시험에서의 산화 손상의 유무」의 항목에 나타낸다. 또한, 내구 시험 전에 대한 내구 시험 후의 변형 정도가 적었던 것을 "○"로 하고, 컸던 것을 "×"로 나타냈다. 여기서, 내구 시험에서의 변형 정도는, 내구 시험 전후의 하우징 형상에 대해, 예를 들어 3차원 형상 측정기 등으로 형상비교하여, 형상 변화율이 ±3％ 이내인 경우를 합격(○), ±3％를 초과하는 것을 불합격(×)으로 했다. 또한, 내구 시험 후에, 눈으로 보아, 이상 산화나 스케일 박리의 발생과 같은 산화 손상이 확인되지 않은 것을 "○"로 하고, 산화 손상이 확인된 것을 "×"로 나타낸다.

표 2-1에 나타내는 제조 조건으로 제조한 결과, 본 발명예(실시예 1 내지 23)의 강은 가공성, 내열성이 우수한 것이 확인된다.

이에 반하여, 표 2-2에 나타내는 바와 같이, 비교예 1 내지 28의 강에서, 상온의 연성이 40％ 미만인 것이 많이 보인다. 이와 같이 상온의 연성이 40％ 미만인 제품판은 터보 차저의 하우징으로의 성형이 불량하여, 하우징으로서 적용이 불가하다. 또한, 비교 강은 내구 시험에서 변형이 과도하며, 하우징에 적용한 경우에 배기 성능이 불량하거나, 타 부품과의 접촉에 의해 터보 차저가 파손되는 것으로, 터보 차저에 대한 적용은 불가로 된다. 또한, 내구 시험에 있어서 이상 산화나 스케일 박리의 발생, 두께 감소가 발생되는 경우, 박리 스케일에 의한 후단 촉매의 손상이나 하우징의 파손으로 연결되지만, 본 발명에는 산화 손상이 확인되지 않았다. 또한, 비교예의 일부에서는 산화 손상이 심하여, 하우징으로서의 기능이 미달인 경우가 있었다.

이상의 점에서, 본 발명예는, 하우징으로의 성형성, 그 후의 내구 시험에서의 변형도 적어, 터보의 성능을 만족시키는 것이 확인된다.

[표 1-1]

[표 1-2]

[표 2-1]

[표 2-2]

또한, 오스테나이트계 스테인리스 강판을 이용하여 터보 차저의 외측 프레임 등의 배기 부품을 제조할 때, 제조 공정에 있어서의 다른 조건은 적절히 선택하면 된다. 예를 들어, 슬래브 두께, 열간 압연판 두께 등은 적절히 설계하면 된다. 냉간 압연에서는, 롤 조도, 롤 직경, 압연유, 압연 패스 횟수, 압연 속도, 압연 온도 등은 적절히 선택하면 된다. 냉간 압연 도중에 중간 어닐링을 넣어도 상관없고, 뱃치식 어닐링이거나 연속식 어닐링이어도 된다. 또한, 산세시의 전처리로서 중성염 전해 처리나 솔트욕 침지 처리의 어느 것을 실시하거나, 생략해도 상관없으며 산세 공정은, 질산, 질산 전해 산세 외에, 황산이나 염산을 사용한 처리를 행해도 된다. 냉연판의 어닐링·산세 후에 조질 압연이나 텐션 레벨러 등에 의해 형상 및 재질 조정을 행해도 된다. 또한, 본 제품판에 윤활 도장을 실시하여, 더욱 프레스 성형을 향상시켜도 되고, 윤활막의 종류는 적절히 선택하면 된다. 덧붙여, 부품 가공 후에 질화 처리나 침탄 처리 등이 특수한 표면 처리를 실시하여 내열성을 더욱 향상시켜도 상관없다.

<산업상 이용가능성>

본 발명에 따르면, 내열성 외에도, 가공성이 요구되는 배기 부품에 대해 우수한 특성을 갖는 오스테나이트계 스테인리스 강판을 제공하는 것이 가능하다. 본 발명을 적용한 재료를, 특히 자동차의 터보 차저용으로 사용함으로써, 종래의 주물보다도 대폭 경량화가 도모되고, 배기 가스 규제, 경량화, 연비 향상으로 연결되는 것이 가능해진다. 또한, 부품의 절삭 및 연삭 가공의 생략, 표면 가공 처리 생략도 가능해져, 저비용화에도 크게 기여한다. 또한, 본 발명은 터보 차저용으로서 사용하는 각 부품 중 어느 것에 대해서도 적용 대상으로 할 수 있다. 구체적으로는 터보 차저의 외측 프레임을 구성하는 하우징, 노즐 베인식 터보 차저 내부의 정밀 부품(예를 들어, 백 플레이트, 오일 디플렉터, 컴프레서 휠, 노즐 마운트, 노즐 플레이트, 노즐 베인, 드라이브 링, 드라이브 레버라고 불리는 것 등)이다. 또한, 자동차, 이륜에 한정되지 않고, 각종 보일러, 연료 전지 시스템 등의 고온 환경에 사용되는 배기 부품에 적용하는 것도 가능하여, 본 발명은 산업상 매우 유익하다.

Claims

질량％로, C: 0.005 내지 0.2％, Si: 0.1 내지 4％, Mn: 0.1 내지 10％, Ni: 2 내지 25％, Cr: 15 내지 30％, N: 0.01 내지 0.4％ 미만, Al: 0.001 내지 1％, Cu: 0.05 내지 4％, Mo: 0.02 내지 3％, V: 0.02 내지 1％, P: 0.05％ 이하, S: 0.01％ 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 어닐링 쌍정의 빈도가 40％ 이상이며,
900℃의 0.2％ 내력이 70MPa 이상인 것을 특징으로 하는 내열성과 가공성이 우수한 배기 부품용 오스테나이트계 스테인리스 강판.
제1항에 있어서, 상기 강판이, 또한, 질량％로, N: 0.04％ 초과, 0.4％ 미만 및/또는 Si: 1.0％ 초과 3.5％ 미만을 함유하는 것을 특징으로 하는 내열성과 가공성이 우수한 배기 부품용 오스테나이트계 스테인리스 강판.
제1항에 있어서, 상기 강판이, 또한, 질량％로, N: 0.15％ 초과, 0.4％ 미만을 함유하는 것을 특징으로 하는 내열성과 가공성이 우수한 배기 부품용 오스테나이트계 스테인리스 강판.
제2항에 있어서, 상기 강판이, 또한, 질량％로, N: 0.15％ 초과, 0.4％ 미만을 함유하는 것을 특징으로 하는 내열성과 가공성이 우수한 배기 부품용 오스테나이트계 스테인리스 강판.
제1항에 있어서, 상기 강판이, 또한, 질량％로, Ti: 0.005 내지 0.3％, Nb: 0.005 내지 0.3％, B: 0.0002 내지 0.005％, Ca: 0.0005 내지 0.01％, W: 0.1 내지 3.0％, Zr: 0.05 내지 0.30％, Sn: 0.01 내지 0.50％, Co: 0.03 내지 0.30％, Mg: 0.0002 내지 0.010％, Sb: 0.005 내지 0.3％, REM: 0.002 내지 0.2％, Ga: 0.0002 내지 0.3％, Ta: 0.01 내지 1.0％의 1종 혹은 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 내열성과 가공성이 우수한 배기 부품용 오스테나이트계 스테인리스 강판.
제2항에 있어서, 상기 강판이, 또한, 질량％로, Ti: 0.005 내지 0.3％, Nb: 0.005 내지 0.3％, B: 0.0002 내지 0.005％, Ca: 0.0005 내지 0.01％, W: 0.1 내지 3.0％, Zr: 0.05 내지 0.30％, Sn: 0.01 내지 0.50％, Co: 0.03 내지 0.30％, Mg: 0.0002 내지 0.010％, Sb: 0.005 내지 0.3％, REM: 0.002 내지 0.2％, Ga: 0.0002 내지 0.3％, Ta: 0.01 내지 1.0％의 1종 혹은 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 내열성과 가공성이 우수한 배기 부품용 오스테나이트계 스테인리스 강판.
제3항에 있어서, 상기 강판이, 또한, 질량％로, Ti: 0.005 내지 0.3％, Nb: 0.005 내지 0.3％, B: 0.0002 내지 0.005％, Ca: 0.0005 내지 0.01％, W: 0.1 내지 3.0％, Zr: 0.05 내지 0.30％, Sn: 0.01 내지 0.50％, Co: 0.03 내지 0.30％, Mg: 0.0002 내지 0.010％, Sb: 0.005 내지 0.3％, REM: 0.002 내지 0.2％, Ga: 0.0002 내지 0.3％, Ta: 0.01 내지 1.0％의 1종 혹은 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 내열성과 가공성이 우수한 배기 부품용 오스테나이트계 스테인리스 강판.
제4항에 있어서, 상기 강판이, 또한, 질량％로, Ti: 0.005 내지 0.3％, Nb: 0.005 내지 0.3％, B: 0.0002 내지 0.005％, Ca: 0.0005 내지 0.01％, W: 0.1 내지 3.0％, Zr: 0.05 내지 0.30％, Sn: 0.01 내지 0.50％, Co: 0.03 내지 0.30％, Mg: 0.0002 내지 0.010％, Sb: 0.005 내지 0.3％, REM: 0.002 내지 0.2％, Ga: 0.0002 내지 0.3％, Ta: 0.01 내지 1.0％의 1종 혹은 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 내열성과 가공성이 우수한 배기 부품용 오스테나이트계 스테인리스 강판.
제1항에 있어서, 상기 강판이, 또한, 질량％로, Ti: 0.03％ 초과 내지 0.3％ 및/또는 Nb: 0.005 내지 0.05％를 함유하는 것을 특징으로 하는 내열성과 가공성이 우수한 배기 부품용 오스테나이트계 스테인리스 강판.
제2항에 있어서, 상기 강판이, 또한, 질량％로, Ti: 0.03％ 초과 내지 0.3％ 및/또는 Nb: 0.005 내지 0.05％를 함유하는 것을 특징으로 하는 내열성과 가공성이 우수한 배기 부품용 오스테나이트계 스테인리스 강판.
제3항에 있어서, 상기 강판이, 또한, 질량％로, Ti: 0.03％ 초과 내지 0.3％ 및/또는 Nb: 0.005 내지 0.05％를 함유하는 것을 특징으로 하는 내열성과 가공성이 우수한 배기 부품용 오스테나이트계 스테인리스 강판.
제4항에 있어서, 상기 강판이, 또한, 질량％로, Ti: 0.03％ 초과 내지 0.3％ 및/또는 Nb: 0.005 내지 0.05％를 함유하는 것을 특징으로 하는 내열성과 가공성이 우수한 배기 부품용 오스테나이트계 스테인리스 강판.
제5항에 있어서, 상기 강판이, 또한, 질량％로, Ti: 0.03％ 초과 내지 0.3％ 및/또는 Nb: 0.005 내지 0.05％를 함유하는 것을 특징으로 하는 내열성과 가공성이 우수한 배기 부품용 오스테나이트계 스테인리스 강판.
제6항에 있어서, 상기 강판이, 또한, 질량％로, Ti: 0.03％ 초과 내지 0.3％ 및/또는 Nb: 0.005 내지 0.05％를 함유하는 것을 특징으로 하는 내열성과 가공성이 우수한 배기 부품용 오스테나이트계 스테인리스 강판.
제7항에 있어서, 상기 강판이, 또한, 질량％로, Ti: 0.03％ 초과 내지 0.3％ 및/또는 Nb: 0.005 내지 0.05％를 함유하는 것을 특징으로 하는 내열성과 가공성이 우수한 배기 부품용 오스테나이트계 스테인리스 강판.
제8항에 있어서, 상기 강판이, 또한, 질량％로, Ti: 0.03％ 초과 내지 0.3％ 및/또는 Nb: 0.005 내지 0.05％를 함유하는 것을 특징으로 하는 내열성과 가공성이 우수한 배기 부품용 오스테나이트계 스테인리스 강판.
제1항 내지 제16항 중 어느 한 항에 기재된 스테인리스 강판의 제조 방법이며, 냉간 압연 공정에서 압하율을 60％ 이하로 하고, 냉연판 어닐링에 있어서 900℃까지의 가열 속도를 10℃/sec 미만, 900℃ 이상의 가열 속도를 10℃/sec 이상, 최고 온도를 1000 내지 1200℃로 하는 것을 특징으로 하는 내열성과 가공성이 우수한 배기 부품용 오스테나이트계 스테인리스 강판의 제조 방법.
제1항 내지 제16항 중 어느 한 항에 있어서, 터보 차저의 외측 프레임을 구성하는 하우징 및/혹은 노즐 베인식 터보 차저 내부의 정밀 부품 중 적어도 어느 것에 사용되는 것을 특징으로 하는 오스테나이트계 스테인리스 강판.
제1항 내지 제16항 중 어느 한 항에 있어서, 노즐 베인식 터보 차저 내부의 백 플레이트, 오일 디플렉터, 컴프레서 휠, 노즐 마운트, 노즐 플레이트, 노즐 베인, 드라이브 링, 드라이브 레버 중 적어도 어느 것에 사용되는 것을 특징으로 하는 오스테나이트계 스테인리스 강판.
제1항 내지 제16항 중 어느 한 항에 기재된 오스테나이트계 스테인리스 강판을 사용하여 제작된 것을 특징으로 하는 배기 부품.
터보 차저의 외측 프레임을 구성하는 하우징 및/혹은 노즐 베인식 터보 차저 내부의 정밀 부품 중 적어도 어느 것이 제1항 내지 제16항 중 어느 한 항에 기재된 오스테나이트계 스테인리스 강판을 사용하여 제작된 것을 특징으로 하는 배기 부품.
제1항 내지 제16항 중 어느 한 항에 기재된 오스테나이트계 스테인리스 강판을 사용하여 제작된 것을 특징으로 하는 터보 차저의 외측 프레임을 구성하는 하우징.
백 플레이트, 오일 디플렉터, 컴프레서 휠, 노즐 마운트, 노즐 플레이트, 노즐 베인, 드라이브 링, 드라이브 레버 중 적어도 어느 하나가 제1항 내지 제16항 중 어느 한 항에 기재된 오스테나이트계 스테인리스 강판을 사용하여 제작된 것을 특징으로 하는 노즐 베인식 터보 차저.