KR20030025794A - 고-인성 및 고-강도 페라이트강 및 이의 제조 방법 - Google Patents

고-인성 및 고-강도 페라이트강 및 이의 제조 방법 Download PDF

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Abstract

인장 강도 1,000 MPA 이하 및 샤르피 충격값 1 MJ/m2이하인 고-강도 및 고-인성 페라이트 강이 제공된다. Si 1 중량% 이하, Mn 1.25 중량% 이하, Cr 8 내지 30 중량%, C 0.2 중량% 이하, N 0.2 중량% 이하, O 0.4 중량% 이하, Ti, Zr, Hf, V 및 Nb로 구성되는 그룹에서 선택되고, Ti 3 중량% 이하, Zr 6 중량% 이하, Hf 10 중량% 이하, V 1.0 중량% 이하 및 Nb 2.0 중량% 이하인 하나 이상의 화합물-형성 원소의 총량 12 중량% 이하를 포함하여 이루어지며, 필요하다면, Mo 3 중량% 이하, W 4 중량% 이하 및 Ni 1.6 중량% 이하를 또한 함유하고, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물로 구성되고 1㎛ 이하의 평균 결정 그레인 크기를 가지는 페라이트강은, 기계적 얼로잉을 통해 제조되는 강철 분말을 캡슐화하는 단계 및 상기 캡슐화된 강철 분말을 소성 변형시키는 단계를 포함하여 이루어지는 방법으로 제조할 수 있다.

Description

고-인성 및 고-강도 페라이트강 및 이의 제조 방법{HIGH-TOUGHNESS AND HIGH-STRENGTH FERRITIC STEEL AND METHOD OF PRODUCING THE SAME}
본 발명은, 고강도 및 고인성을 갖는 신규한 페라이트강 및 이의 제조 방법에 관한 것이다.
본 발명의 페라이트강은 부식 또는 응력 부하 환경에서 내구성이 크며, 동력-발생 터빈 부품, 핵 연료 피복 파이프, 자동차 소음기 등의 제조에 사용하기 적합하다.
철 함유 재료 중, 페라이트강은, 오스테나이트강에서 찾아내지 못한, 응력 부식 균열에 견디며 열 팽장 계수가 낮은 장점을 가지므로, 구조물 성분의 재료로널리 사용된다.
최근, 고성능 및 경량의 제품에 대한 수요가 증가하여, 고강도 구조물 재료도 요구되고 있다. 퀀칭 및 템퍼링 열처리와 같은 구조물 재료를 강화하는 통상적인 기술, 합금 원소의 첨가를 통한 고용체 강화 및 침전 강화는, 생성된 재료의 인성이 나빠지도록 하는 경향이 있어 문제가 있으며, 재료의 낮은 인성으로 인해 제품의 설계가 크게 제한되었다. 최근, 인성 저하를 유발하지 않는 재료 강화 기술로 알려진 그레인 제련 강화에 집중적인 연구가 이루어졌으며, 현재 평균 그레인 크기가 1㎛ 이하인 초미세 결정 그레인을 갖는 강철 재료를 얻을 수 있게 되었다.
기계적 얼로잉과 같은 기계적 그라인딩 공정을 사용하는 분말 야금법으로 대규모 성분을 만들 수 있게 되었으며, 압밀(consolidation) 후 성형의 자유도를 확대할 수 있게 되었고, 기계적 분쇄에 의해 결정 그레인을 나노미터 수준으로 제련할 수 있게 되어, 압밀 공정에 따라 그레인 크기가 수백 나노미터인 고강도 초미세 그레인 구조를 얻을 수 있게 되었다.
초미세 그레인 구조를 얻기 위하여, 압밀동안 결정 그레인의 성장을 억제하는 분산된 입자의 도입이 제안되어 실용화되었다. 분산된 입자로서 탄화물 또는 산화물이 사용되며, 탄화물을 사용하는 일례가 JP-A-2000-96193에 개시되어 있다. 또한, 산화물을 사용하는 예는 JP-A-2000-104140, JP-A-2000-17370 및 JP-A-2000-17405에 개시되어 있다.
JP-A-2000-17405에는, SiO2, MnO, TiO2, Al2O3, Cr2O3, CaO, TaO 및 Y2O3를 함유하는 고강도 초미세 그레인 강철의 제조방법이 개시되어 있다. 산화물-형성 합금 원소의 역할은 실질적으로 분산된 입자의 공급물로 정의되며, 과도한 침전으로 인해 인성이 나빠짐에 따라 이들의 양은 제한된다.
JP-A-2000-17370에는 기계적 얼로잉 기술을 적용하는 분말 야금법으로 철광석 또는 사철로부터 직접 고강도 초미세 그레인 강을 제조하는 방법이 기재되어 있으며, 원료 분말의 SiO2, Al2O3, CaO, MgO 및 TiO2가 압밀동안 미세하게 침전되거나, 기계적 얼로잉으로 제련되므로, 제조된 강철의 기계적 성질에 대한 산화물의 역효과가 무해하게 되고, 결정 그레인의 성장이 제어될 수 있는 것으로 나타나 있다.
JP-A-2000-17370에는 또한, Al, Cu, Cr, Hf, Mn, Mo, Nb, Ni, Ta, Ti, V, W 및 Zr 중 하나 이상의 원소 분말을 기계적 얼로잉동안 첨가함으로써 성질을 개선할 수 있는 것으로 교시되어 있으나, 첨가되는 분말의 유효량이나 개선되는 성질에 대해서는 언급되어 있지 않다.
그레인 제련이 인성에 영향을 줌에 따라, 이러한 제련에 의하여 연성-취성 전이 온도(DBTT)가 낮아지는 것으로 알려져 있으며, 용융/주조로 제조된 재료와 비교하여, 롤링을 사용하는 가공열 처리로 결정 그레인이 제련된 강철 재료에서, DBTT를 액체 질소 온도보다 더 낮게 만들 수 있는 것으로 보고되었다. 그러나, 분말 야금 기술에서, 개시 분말 및 분산된 입자의 입자 경계(particle boundaries)와 같은 취성 인자로 인해, 결정 그레인을 단순히 제련함으로써 고도의 인성을 얻기는 어렵다. 여기서, "개시 분말"이라는 용어는 기계적 얼로잉으로 제조되는 분말을의미한다.
본 발명의 목적은, 기계적 얼로잉(alloying) 기술을 사용하는 분말 야금법으로 고강도 및 고인성을 갖는 페라이트강을 제조하고, 고강도 및 고인성을 갖는 신규한 페라이트강을 제공하는 것이다.
도 1은 기계적 분쇄 처리에 사용되는 마멸 분쇄기의 개략적인 투시도;
도 2는 본 발명의 일실시형태에서 페라이트강에 대한 샤르피 충격 시험에서 파열된 표면과 그 주위의 금속 구조를 도시한 광학 현미경 사진; 및
도 3은 본 발명의 페라이트강 제조법의 압밀동안의 가열 패턴에서 온도 및 시간 사이의 관계를 도시한 그래프.
본 발명에 따르면, 기계적 얼로잉으로 페라이트강 분말을 제조하는 경우, Zr, Hf, Ti 및 V로 구성되는 그룹에서 선택되는 하나 이상의 화합물-형성 원소를 첨가한다.
화합물-형성 원소는, 기계적 얼로잉으로 제조되는 페라이트강 분말의 압밀 과정에서, 페라이트강 분말에 원래 함유되는 O, C 및 N과 함께 결합되거나, 대기로부터 내부에 혼합되어, 각각 탄화물, 산화물 및 질화물을 형성한다. 형성된 화합물은, 결정 그레인의 성장을 제어하는 피닝(pinning) 입자로 작용하여, 압밀된 페라이트강의 인성을 개선한다.
본 발명의 페라이트강은, Si 1 중량% 이하, Mn 1.25 중량% 이하, Cr 8 내지 30 중량%, C 0.2 중량% 이하, N 0.2 중량% 이하, O 0.4 중량% 이하, Ti, Zr, Hf, V 및 Nb로 구성되는 그룹에서 선택되고, Ti 3 중량% 이하, Zr 6 중량% 이하, Hf 10 중량% 이하, V 1.0 중량% 이하, Nb 2.0 중량% 이하인 하나 이상의 화합물-형성 원소의 총량 12 중량% 이하를 함유한다. 선택적으로, Mo 3 중량% 이하, W 4 중량% 이하 및 Ni 6 중량% 이하를 더 함유한다. 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물로 구성된다. 본 발명의 페라이트강은, 압밀 후 1 ㎛ 이하의 평균 결정 그레인 크기를 갖는다.
본 발명에 함유되는 화합물-형성 원소는 Ti, Zr 및 Hf에서 선택되는 하나 이상인 것이 바람직하며, 특히 Ti, Zr 및 Hf 중 하나 이상이, Ti 3 중량% 이하, Zr 6 중량% 이하 및 Hf 10 중량% 이하의 양으로, 총량 12 중량% 이하로 함유되는 것이 바람직하다.
이들 화합물-형성 원소는, 압밀된 페라이트 강에서 탄화물, 질화물 및 산화물 형태로 존재한다.
압밀된 페라이트 강의 O, C 및 N의 총 함량은, 고강도 및 고인성을 갖는 페라이트강을 얻기 위한 주요 인자이다. O, C 및 N의 총 함량이 Zr, Hf 및 Ti의 총 함량의 66 중량% 이하인 것이 바람직하다. Zr 및 Hf가 화합물-형성 원소로 함유되어 있는 경우, O, C 및 N의 총 함량은 Zr 및 Hf의 총 함량의 66 중량% 이하인 것이 바람직하다.
본 발명에 따르면, 화합물-형성 원소로서 Zr, Hf 및 Ti 각각 중 어느 하나를 함유하는 페라이트강, Zr 및 Hf를 함유하는 페라이트강, 및 Zr, Hf, Ti, V 및 Nb 모두를 함유하는 페라이트강이 제공된다.
본 발명의 페라이트강은, 기계적 얼로잉으로 제조된 강철 분말을 캡슐화하고, 캡슐화된 강철 분말을 소성 변형 작업함으로써 제조할 수 있다.
소성 변형 작업은 바람직하게는 700℃ 내지 900℃의 온도에서 실시하는 것이 바람직하다. 소성 변형 작업은 압출 또는 하이드로스태틱 프레싱(hydrostaticpressing)으로 실시할 수 있다. 압출은 2 내지 8의 압출비로 실시하는 것이 바람직하며, 하이드로스태틱 프레싱은 190 MPa 이상의 정수압(hydrostatic pressure) 하에 실시하는 것이 바람직하다. 바람직하게는, 하이드로스태틱 프레싱 후 단조한다.
또한, 소성 변형 후, 10 내지 1,000 MPa의 정수압 하에 600℃ 내지 900℃에서 작업물을 가열하는 열처리를 실시하는 것이 바람직한데, 이러한 처리가 인성을 더 높일 수 있기 때문이다.
기계적 얼로잉으로 제조된 강철 분말을 캡슐화하여, 분말로 충전된 캡슐을 배출하는 것이 바람직하다.
캡슐화 전, 강철 분말을 200℃ 내지 700℃ 이하의 온도로 1 내지 10 시간동안 열처리할 수 있다.
본 발명의 페라이트강 제조 방법에서, 원료 분말을 혼합하여 기계적 얼로잉하는 경우, Zr, Hf, Ti, V 및 Nb에서 선택되는 하나 이상의 화합물-형성 원소 전부 또는 일부를 원소 분말 형태로 사용하여, 다른 합금 철강 분말과 혼합하는 것이 바람직하다. 기계적으로 얼로잉된 페라이트강을 제조하는 경우, Zr, Hf, Ti, V 및 Nb의 화합물-형성 원소를 화합물 형태로 사용할 수 있으나, 화합물-형성 원소(들)의 원소 분말 또는 화합물-형성 원소(들)를 함유하는 예비-얼로잉된 분말을 사용하는 것이 바람직하다.
본 발명의 발명자는, 분말 야금법으로 강철을 제조하는 경우, O(산소), C(탄소) 및 N(질소)의 가스상 물질이, 강철 제품의 연성 및 인성에 크게 영향을 미친다는 것을 알아내었다. 원료 분말에서 유래한 것 이외의 가스상 물질에는, 원료 분말의 기계적 분쇄 과정에 공기로부터 도입되는 것이 포함된다. 이들은 또한 작업 도구로부터 유래할 수 있다. 과량의 가스 물질은 분말 입자 표면에 비-금속 개재물을 형성한다. 이러한 비-금속 개재물은, 분말과의 금속 결합으로 금속을 손상시켜, 압밀된 강철의 연성 및 인성이 크게 나빠진다.
본 발명에서, O, C 및 N의 가스상 물질은, Zr, Ti 및 Hf와 같은 화합물-형성 원소와 결합하여, 결정 그레인 성장을 억제하는 피닝 입자로 작용하는 화합물을 형성한다.
하기에서, 본 발명의 금속 구조, 화학 조성 및 제조 조건에 대하여 상세히 설명한다.
Cr은 본 발명의 강철의 내부식성을 개선하는 역할을 하는 원소로, 강철의 8% 이하의 양으로 함유되는 것이 바람직하다. 그러나, Cr 함량은, 원소가 30 중량%를 초과하여 존재하면 강철제품을 취화시키는 화합물을 다량 침전시킬 수 있으므로, 30 중량%를 초과해서는 안 된다.
Zr, Hf 및 Ti는 O, C 및 N의 가스상 성분과 결합하여 이들을 고정함으로써, 가스상 성분이 비-금속 개재물을 형성하는 것을 막는다.
Zr, Hf 또는 Ti 및 O, C 또는 N의 화합물은 매우 안정하며, 매트릭스에 미세하게 분산되고, 입계(grain boundaries) 이동을 피닝하는 역할을 하여, 결정 그레인이 성장하는 것을 억제한다.
기계적 분쇄 공정에서, 대기로부터의 O 및 N 개재물은 불가피하다. 특히, O는 재료의 기계적 성질에 심각한 영향을 주므로 문제가 된다. 또한, 기계적 분쇄 공정에서, 고함량의 C를 갖는 고강도 재료, 예를 들어 JIS SKD11(AISI D2) 또는 JIS SUJ2 (AISI 52100)의 작업 도구를 사용해야 하므로, C 개재물은 거의 불가피하다.
불순물로서 포함되는 유리 O, C 및 N이 존재하면, 개시 분말의 입자 경계에 영향을 주어, 재료가 취화된다. Zr, Hf 및 Ti는, O, C 및 N이 개시 분말의 입자 경계로 확산되는 것을 억제하고, O, C 및 N을 분말 중에 산화물, 탄화물 및 질화물 형태로 고정함으로써, 이들은 소위 피닝 입자가 되어 결정 그레인의 성장을 억제하고, 강철 제품의 강도 및 인성을 개선하는 효과를 나타낸다.
Zr, Hf 및 Ti의 함량은 주로 기계적 분쇄 공정 후의 O, C 및 N의 양으로 측정된다. 기계적 분쇄 공정 동안의 O, C 및 N의 개재물은, 가스 분무화(atomization) 및 기계적 분쇄 공정에서 고순도 비활성 가스를 사용하여 어느 정도 억제할 수 있다. 기계적 분쇄 공정을 실시하기 전에, 분쇄 챔버의 내부 표면 및/또는 분쇄용 볼과 같은 작업 도구에 코팅을 하는 것도 효과적이다.
그러나, 강철 내 가스 원소의 양은 O 0.4 중량%, C 0.2 중량% 및 N 0.2 중량%까지 가능하다. 따라서, 이들의 허용가능한 상한은 O 0.4 중량%, C 0.2 중량% 및 N 0.2 중량%이고, 바람직한 함량은 바람직하게는 O 0.02 내지 0.2 중량%, 바람직하게는 C 0.002 내지 0.15 중량% 및 바람직하게는 N 0.001 내지 0.15 중량%이다.
압밀시 가열 동안, Zr, Hf 및 Ti의 첨가량을 조절하여, 개재된 원소 O, C 및N이 신속하게 Zr 산화물(예를 들어, ZrO2), Hf 산화물(예를 들어, HfO2), Ti 산화물(예를 들어, TiO2), Zr 탄화물 (예를 들어 ZrC), Hf 탄화물(예를 들어 HfC), Ti 탄화물(예를 들어 TiC), Zr 질화물(예를 들어 ZrN), Hf 질화물(예를 들어 HfN) 또는 Ti 질화물(예를 들어, TiN)로 형성되도록 하고, 강철을 취화시키지 않도록 하는 것이 중요하다.
Zr, Hf 및 Ti는, 상한으로, Zr 6 중량%(바람직하게는 0.01 내지 4 중량%), Hf 10 중량%(바람직하게는 0.01 내지 8 중량%) 및 Ti 3 중량%(바람직하게는 0.01 내지 2.7 중량%) 첨가된다. 고가인 Hf의 양을 줄이기 위하여, 소량의 Hf를 Zr과 함께 첨가하는 것이 바람직하다. 일반적으로 Zr 광석이 약 2 내지 3 중량%의 Hf를 함유하기 때문이다. 따라서, Hf를 Zr의 양에 대해 3 중량% 이하, 바람직하게는 0.01 내지 2 중량%의 비례량으로 첨가하는 것이 바람직하다.
Zr, Hf 및 Ti를 동시에 첨가하는 경우, 외부로부터의 원소 O, C 및 N은 O 0.4 중량%, C 0.2 중량% 및 N 0.2 중량%의 최대량으로 함유될 수 있으며, 강철이 화합물의 과도한 침전으로 인해 취화될 수 있는 개연성의 견지에서, 상기 원소(Zr, Hf 및 Ti)를 12 중량% 이하(바람직하게는 0.01 내지 8 중량%)의 총량으로 첨가하는 것이 바람직하다.
압밀 공정에서 첨가된 원소 O, C 및 N을 무해하도록 만들기 위하여, O, C 및 N의 절대량의 총합을 Zr, Hf 및 Ti의 절대량의 총합으로 나눈 값이 66 중량% 이하, 바람직하게는 38 중량% 이하가 되도록 Zr, Hf 및 Ti의 총량을 조절한다.
Zr 및 Hf만을 동시에 첨가하는 경우, O, C 및 N의 절대량의 총합을 Zr 및 Hf의 절대량의 총합으로 나눈 값이 35 중량% 이하, 바람직하게는 17 중량% 이하가 되도록 이들의 총량을 조절하는 것이 바람직하다.
다양한 환경에서 사용하는 강철 제품의 작용성 및 기계적 성질을 개선할 목적으로 Mo, W, Ni, V 및 Nb를 첨가할 수 있다.
Mo 및 W는 일반적으로 매트릭스 내에 용해되며, 일부 탄화물로 침전되어, 제품 재료를 강화하는 역할을 한다. 따라서, 제품 재료를 강화하기 위하여 이들 원소를 첨가하는 것이 효과적이다. 이들은 또한 특히 고온에서 사용되는 경우에 재료의 내열성을 개선하기에 유용하다. 이들 원소의 어느 하나를 과량 첨가하는 것은, 이것이 제품 재료를 취화시키는 금속간 화합물을 침전시키기 쉬우므로, 바람직하지 못하다. Mo를 첨가하는 경우, 3 중량%를 초과해서는 안되며, 바람직하게는 0.5 내지 1.5 중량%이고, W를 첨가하는 경우, 4 중량%를 초과해서는 안 되며, 바람직하게는 0.5 내지 3 중량%, 더 바람직하게는 1.0 내지 2.5 중량%이다.
Ni는 또한 일반적으로 매트릭스 내에 용해되며, 내부식성을 개선하는 역할을 한다. 따라서, 이것이 존재하면, 제품 재료의 내부식성을 개선하기에 효과적이다. 그러나, 과량 첨가되면 페라이트 상을 불안정하게 하므로 피해야 한다. Ni를 첨가하는 경우, 첨가량은 바람직하게는 0.3 내지 1.0 중량%가 바람직하고, 상한은 6 중량%이다.
V 및 Nb는 강철 재료에 첨가되는 경우에 일반적으로 탄화물로 침전되어 재료를 강화하는 역할을 한다. 이들은 또한 결정 그레인의 성장을 제어하는 작용을 한다.
그러나, 이들 원소가 과량 첨가되면 재료를 취화시킨다. V를 첨가하는 경우, 첨가량은 1.0 중량% 이하, 특히 0.05 내지 0.5 중량%가 바람직하고, Nb를 첨가하는 경우, 첨가량은 2.0 중량% 이하, 특히 0.2 내지 1.0 중량%가 바람직하다.
상기 다섯 원소 Zr, Hf, Ti, V 및 Nb 중 둘 이상을 동시에 첨가하는 경우, 산화물, 탄화물 및 질화물의 과도한 침전을 제어할 목적으로 이들의 총량을 12 중량% 이하로 조절하는 것이 바람직하다. 이들의 총량이 12 중량%를 초과하는 경우, 산화물, 탄화물 및 질화물의 침전율이 증가하여 제품 재료가 취화된다.
Si 및 Mn은 재료 분말의 제조시 탈산제로 첨가하며, Mn은 또한 탈황제로 유용하다. Si의 함량은 1 중량% 이하가 되어야 하며, Mn의 함량은 페라이트 스테인리스강의 일본 산업 표준(JIS)과 일치하는 1.25 중량% 이하가 되어야 한다. 그러나, 고순도 재료를 성분으로 사용하여 진공용융을 통해 분말화하는 경우, Si 및 Mn을 첨가하는 것이 불필요하다.
기계적으로 분쇄된 합금 분말은 금속 캡슐 중에 캡슐화하고, 700℃ 내지 900℃에서 압출비 2 내지 8로 압출하여, 미세 결정 그레인을 유지하면서 높은 밀집성 및 인성을 갖는 벌크 재료를 제조한다.
압출 온도가 700℃ 미만인 경우, 압출비에 따라 상황이 달라질 수 있다 하더라도, 폐쇄가 일어날 수 있으며, 또한 변형 누적 또는 다른 원인으로 인해 원하는 인성이 얻어질 수 없을 수 있다. 따라서, 압출 온도는 700℃ 이상이 바람직하다. 그러나, 900℃가 초과되는 경우, 결정 그레인이 과도하게 성장하여, 고강도 제품재료를 얻을 수 없게 된다. 따라서, 압출 온도는 700 내지 900℃가 바람직하다.
압출비가 2 미만인 경우, 제품 재료 내부에 공극이 남을 수 있다. 한편, 압출비가 8을 초과하는 경우, 섬유 텍스처의 영향 하에 분리가 일어나 재료의 인성을 낮아지기 쉽다. 폐쇄도 일어나기 쉽다. 따라서, 압출비의 바람직한 범위는 2 내지 8이다.
기계적 분쇄 공정 후에 고온 압출에서와 같이 분말에 어느 정도 소성 변형을 일으킴으로써 압밀시킨 표본의 경우에도, 장비의 성능 또는 제품의 크기 및 모양의 제한 하에 재료 구조로부터 기대되는 기계적 성질을 얻을 수 없는 경우가 있다. 그런 경우, 10 MPa 이상의 압력 하에 열처리하여 인성을 개선할 수 있다.
상기 열처리로, 입자-간 화합물의 성장을 제어하면서 입자-간 연결을 촉진시킨다. 이러한 열처리를 예를 들어 대기압 하와 같은 저압하에 실시하는 경우, 분말 입자 경계는 화합물-형성 부위가 되기 쉽고, 제품 재료가 취화될 수 있다.
일반적으로, 열처리를 실시하는 압력이 높을수록 더 바람직하나, 특정 수준의 처리 챔버 용량을 갖는 기존 장치의 성능의 견지에서, 적용가능한 압력의 상한은 1,000 MPa 정도이다. 따라서, 작업 대기는 10 내지 1,000 MPa이 바람직하다.
구조적 안정성의 견지에서, 열처리는 기본적으로 압밀 온도 또는 이보다 낮은 온도에서 실시하는 것이 바람직하다. 입자-간 연결을 촉진하기 위하여, 600℃ 이상의 온도에서 열처리하는 것이 바람직하다. 따라서, 바람직한 열처리 온도 범위는 600 내지 900℃이다.
동일한 조성, 즉 동일한 형태의 피닝 입자를 형성하는 경우에도, 압밀 공정의 가열 패턴에 따라 매트릭스의 결정 그레인 크기를 제어할 수 있다.
기계적 분쇄 후의 분말에서, 피닝 입자의 구성 원소 O, C 및 N은, 매트릭스 내에 용해된 상태이거나, 너무 미세하여 피닝 입자로 거의 작용할 수 없는 산화물, 탄화물 및 질화물로 존재하는 것으로 생각된다.
이 상태에서 급속하게 가열되면, 피닝 입자가 충분히 침전되거나 성장하기 전에 결정 그레인이 성장하는 경향이 있다. 온도를 압밀 온도로 상승시키기 전에 피닝 입자가 활발하게 형성 또는 성장할 수 있는 온도를 유지함으로써 미세 결정 구조를 쉽게 얻는다.
본 발명의 화학적 조성물의 경우, 200℃ 이상에서 1시간 이상 조성물을 유지함으로써 전자 현미경으로 산화물, 탄화물 및 질화물의 존재를 확인할 수 있다. 조성물을 700℃ 이상에서 10 시간을 초과하여 유지하는 경우, 많은 비금속 생성물이 개시 분말 입자 경계에 존재하여, 압밀 후 조성물의 인성을 손상시킬 수 있다. 따라서, 압밀 전 유지 온도는 200 내지 700℃ 범위로 제한되는 것이 바람직하고, 유지 온도는 1 내지 10 시간이 바람직하다.
압밀 후 얻어지는 페라이트강의 기계적 성질은 결정 그레인 크기에 따라 주로 결정된다. 본 발명에 따르면, 통상적인 페라이트강과 동일한 수준의 인성-약 1 MJ/m2의 샤르피 충격값을 유지하면서 1,000 MPa를 넘는 구조적 강도를 얻을 수 있다.
통상적인 침전 강화법, 고용체 강화법, 열처리 또는 분말 야금법으로 이러한수준의 강도 및 인성을 얻는 것은 거의 불가능하다.
본 발명의 다른 목적, 특성 및 장점은 본 발명의 실시형태에 대한 하기 상세한 설명 및 첨부 도면으로부터 명백할 것이다.
실시예
실시예 1:
도 1은 기계적 분쇄에 사용되는 마멸 분쇄기의 개략적인 부분 단면 투시도이다. 마멸 분쇄기는 스테인리스강으로 된 25-리터 용량의 분쇄 탱크(1), 탱크 냉각수 입구(2), 냉각수 출구(3), 아르곤 또는 질소 가스와 같은 치환 가스를 밀봉하기 위한 가스 밀봉(4), 5kg의 원료 혼합 분말(5), 탱크에 포함되어 있는 10mm-직경의 분쇄 강철 볼(6) 및 교반기 아암(7)을 포함하여 이루어진다.
회전 구동력은 교반기 아암(7)이 회전 운동을 하도록 외부로부터 아암 샤프트(8)로 전달된다. 강철 볼(6)은 교반기 아암에 의하여 교반되며, 가압되어 서로 충돌하거나 탱크(1)의 내벽에 충돌하여, 원료 혼합 분말(5)을 미세한 그레인 합금 분말로 만든다. 이 경우, 아암 샤프트 회전 속도는 150rpm으로 설정되었고, 작동 시간은 100 시간이었다.
가스 분무기(gas atomizer)로 만든 약 5kg의 Fe-12Cr(JIS SUS410L, 및 AISI 410에 해당) 분말을 0.5 중량%, 1 중량%, 2 중량%, 4 중량%, 6 중량% 및 8 중량%의 양으로 첨가하고(Hf을 0.01 중량%, 0.02 중량%, 0.04 중량%, 0.08 중량%, 0.12 중량% 및 0.16 중량%의 양으로 첨가; 이하 첨가된 Hf의 양은 언급하지 않음), 상기 마멸 분쇄기를 사용하여 혼합된 각각의 분말을 기계적 얼로잉(MA) 처리하여 합금분말을 제조하였다.
기계적 얼로잉 처리 전후의 분말의 화학적 조성(중량%)을 표 1에 도시한다. MA된 분말 각각을 연강으로 만든 캔에 패킹하고, 진공 탈기 및 밀봉 후, 700℃, 800℃ 및 900℃의 온도에서 5의 압출 속도로 압출하였다. 압밀후 각 압출된 몸체의 인장 강도 및 샤르피 충격값을 표 2에 도시한다.
압출온도(℃) Zr의 첨가량(질량%) 인장강도(MPa) 샤르피 충격값(MJ/m2)
700 0.5 1253 1.1
1 1440 1.3
2 1494 1.3
4 1574 1.4
6 1602 1.1
8 1755 0.2
800 0.5 1049 3.3
1 1180 3.5
2 1237 3.1
4 1305 2.6
6 1320 2.4
8 1356 0.4
900 0.5 1003 3.4
1 1060 3.5
2 1104 3.1
4 1190 3.5
6 1234 3.1
8 1261 0.5
700℃에서 압출된 재료는 JIS SUS410L (AISI 410)보다 3배 내지 4배 높은 강도와, 이와 실질적으로 동일한 인성을 가지며, 900℃에서 압출된 재료는 JIS SUS410L보다 2 내지 3배 높은 강도 및 이와 실질적으로 동일하거나 큰 인성을 가진다.
인장 강도는 Zr 함량에 비례하여 증가하고 압출 온도의 상승과 함께 감소하는 경향이 주목되었다. 샤르피 충격값은 일반적으로 압출온도의 하강과 함께 감소하는 경향이 있었다.
또한, Zr 함량이 어떤 압출 온도에서 8 %인 경우, 충격 값이 급격하게 감소하는 경향이 관찰되었다. 각 표본은 미세 입자가 결정 그레인 또는 그레인 경계에서 분산되는 구조를 보였다. 그러나, 8% Zr 을 갖는 표본의 그레인 경계에서 화합물이 뚜렷하게 침전하였다.
금속 구조 침전물의 TEM 관찰에 따르면, Zr 함량 0.5 중량%, 1 중량%, 2 중량%, 4 중량% 및 6 중량%인 표본은 주로 ZrC 및 ZrO2로 구성되었으나, ZrH, HfO2, HfN 및 HfC도 확인되었다. 또한, 압밀된 제품 각각은 평균 그레인 크기가 1㎛ 미만이었고, 이들 생성물의 강도 및 그레인 크기 사이의 관계는 Hall-Petch의 관계로 설명될 수 있다.
Ti 및 Hf에 관하여, 이들 원소를 Fe-12Cr 분말 중에 각각 첨가하여 혼합된 분말을 기계적 얼로잉 및 압출함으로써, 표본을 유사하게 제조하였다. 이들 표본은 실질적으로 Zr-첨가 표본과 동일한 경향을 보였으며, Ti-첨가 표본에서, Ti 함량이 3%를 초과하는 경우 인성의 경향이 몹시 나빠지는 것으로 관찰되었고, Hf-첨가 표본에서, Hf 함량이 약 10%를 초과하는 경우 인성의 과도한 감소가 관찰되었다. 이들 결과는, O, C 및 N에 과량으로 첨가되는 경우 Ti 및 Hf의 역효과 때문이다.
2 질량%의 2 중량% Zr 함량을 갖는 벌크를 1.2, 1.5, 2.5, 8, 8.5 및 9의 압출비로 700℃, 800℃ 및 900℃에서 압출하였다. 각 표본의 압출 후 광현미경하에서 관찰된 공극의 유무 및 샤르피 충격 시험 결과를 표 3에 나타낸다.
압출온도(℃) 압출비 결함 샤르피 충격값(MJ/m2)
700 1.2 유 0.4
1.5 유 0.5
2 무 1.0
5 무 1.3
8 무 1.4
8.5 폐쇄 -
9 폐쇄 -
800 1.2 유 0.5
1.5 유 0.9
2 무 2.8
5 무 3.1
8 무 1.9
8.5 무 0.3
9 폐쇄 -
900 1.2 유 0.5
1.5 유 0.8
2 무 3.3
5 무 3.1
8 무 2.1
8.5 무 0.5
9 폐쇄 -
어떤 압출 온도에서 압출비가 1.2 및 1.5인 경우, 재료에 공극이 존재하는 것으로 관찰되었다. 800℃ 및 900℃에서, 압출비 8.5로 압출이 실시되더라도, 샤르피 충격 시험 시 분리가 일어나, 인성이 과도하게 낮아졌다.
Zr의 첨가 효과를 설명하기 위하여, Zr 함량이 0.5 중량%, 1중량%, 2중량%, 4중량% 및 8중량%가 되도록, ZrO2를 가스 분무기로 만든 Fe-12Cr(JIS SUS410L) 분말에 첨가하여 합금 분말을 제조하고, 혼합 분말을 마멸 분쇄기를 사용하여 MA 하였다. MA 전후의 화학적 조성을 표 4에 나타낸다.
기계적 얼로잉 처리(MA)동안 O, C 및 N이 가능한 한 많이 들어가는 것을 피하기 위하여, 고순도 Ar 가스에서 이를 실시하고, 탱크 및 볼을 JIS SUS410L(AISI 410)으로 코팅한 후 처리하였다. 800℃에서 5의 압출비로 압출하였다. 압출된 재료에 대한 샤르피 충격 시험의 결과를 표 5에 나타낸다.
ZrO2의 첨가량 및 괄호 안의 Zr의 양(질량%) 샤르피 충격 값(MJ/m2)
0.7(0.5) 0.3
1.4(1.0) 0.4
2.7(2) 0.2
5.4(4) 0.2
10.8(8) 0.1
Zr 공급원으로서 ZrO2를 사용하면 강도를 증가시키되 충격값을 낮추었다. ZrO2-첨가된 표본(Zr 0.5%)의 파열 표면(fractured surface) 및 그 근방의 광학 현미경 사진(에칭 후)을 도 2에 도시한다. 에칭은 압밀 전 분말 입자의 형태를 명확히 하였다. 균열이 분말 입자 경계를 따라 발생했다는 것도 명백하다.
상기 표본은 진공 챔버에서 쪼개졌으며, 쪼개진 영역은 Auger 전자 분광 분석기를 사용하여 깊이 방향으로 조사되었다. 그 결과, 주로 Cr 산화물, Cr 탄화물 및 소량의 Cr 질화물이 개시 분말 입자 경계(표면)에 형성된 것으로 밝혀졌다. 이것은 MA에 첨가된 O, C 및 N의 역효과 때문이다.
Ti, Zr 및 Hf를 동시에 Fe-12Cr 분말에 첨가하고, O, C 및 N이 각각 약 0.3 중량%, 0.15중량% 및 0.14중량%의 양으로 함유되도록 MA를 실시하여 MA 분말을 제조하고, 이들 MA 분말을 800℃에서 5의 압출비로 고온 압출하였다. 압밀 후 이 표본의 화학적 조성을 표 6에 나타내고, 압밀된 제품에 대한 샤르피 충격 시험 결과를 표 7에 나타낸다. 표본 A는 샤르피 충격 시험에서 개시 분말 입자 경계로부터 파열되는 경향을 나타내며, 파열 표면(개시 분말 입자 경계)에, 비교적 조잡한 Cr 탄화물의 존재가 인정되었고, 벽개 파열의 유발점이 되었다.
이는, 존재하는 원소 O, C 및 N과 비교하여 소량의 게터 원소 Zr, Hf 및 Ti 때문이다. 표본 F에서, Cr 탄화물의 존재가 거의 인정되지 않았고, 주로 다른 원소 Zr, Hf 및 Ti로 구성되는 화합물이 벽개파열의 유발점이 되는 경향을 보였다. 이는 과량의 Zr, Hf 및 Ti 때문이다.
표본 샤르피 충격 값(MJ/m2)
A 1.2
B 2.4
C 2.3
D 1.9
E 0.8
실시예 2:
본 발명의 페라이트강 표본의 주된 화학적 성분(중량%)을 표 8에 나타낸다. 강철 번호 1 내지 3은 12 크롬강의 조성을 갖도록 제조하였고, 강철 번호 4 내지 6은 18 크롬강의 조성을 갖도록 제조하였고, 강철번호 7 및 8은 25 크롬강의 조성을 갖도록 제조하였다.
강철 번호 3, 6 및 8은 소결 재료가 아니라 용융/주조, 1,100℃에서 고용체 열처리 및 600℃에서 템퍼링 열처리로 제조한 비교 재료이다.
각 소결 재료의 분쇄(milling)된 분말 약 500g을, 진공 하에 외경 50mm, 높이 75mm 및 두께 1mm의 연강으로 만든 실린더형 용기에 충전하고, 700℃의 온도 및 590 MPa의 압력 조건 하에 4 시간 고온 등압압축성형(HIP)하여, 압밀체를 형성하였다. 각 강철 시료 조성물로 제조한 합금 분말을 원료 분말 재료로 사용하였다.
상기 합금 분말을 Ar 가스 분무화 방법으로 제조하였다. 소결 재료에 관하여, HIP 처리 후 금속 구조를 광학 현미경 관찰한 결과, 내부 빈자리가 존재하지 않는 것으로 관찰되었고, 700℃ HIP 처리로 거의 완벽한 벌크 표본을 형성할 수 있는 것으로 확인되었다. 또한, HIP 온도가 700℃ 미만이고 HIP 압력이 590 MPa 미만인 경우, 공극이 재료 중에 남는 경향이 확인되었다.
표 9는, 표 8에 나타난 다양한 강철 제품의 벌크 표본에 대한 평균 그레인 크기 및 비커스 경도를 나타낸다. 평균 그레인 크기는, 금속 구조의 전자 현미경 관찰을 통하여 측정하였다.
표 9로부터 알 수 있는 바와 같이, 비교 재료 번호 3, 6 및 8의 경도는 200 Hv 미만이었고, 각 소결된 재료의 경도는 400 Hv를 초과하였다. 강철 재료의 경도는 실질적으로 인장 강도에 비례하는 것으로 알려져 있으며, 이 경도의 증가는 기계적 그라인딩에 의한 그레인 제련 때문인 것으로 생각된다.
강철 번호 평균 그레인 크기(㎛) 경도(HV) 비고
1 0.13 537 본 발명의 강철
2 0.12 541 본 발명의 강철
3 22 195 비교 강철
4 0.18 477 본 발명의 강철
5 0.16 486 본 발명의 강철
6 27 178 비교 강철
7 0.19 442 본 발명의 강철
8 31 155 비교 강철
전자 현미경으로 구조를 관찰한 결과, 표 8에 도시된 본 발명의 강철 표본 각각의 금속 구조는 매트릭스로서 α-페라이트 상을 가지며, 내부에 침전된 Cr23C6 형 및 Cr7C3 형 탄화물을 갖는다는 것을 확인하였다. 이들 강철 제품에서, V, Nb, Ti, Zr 및 Hf와 탄소가 반응하여 형성된 MC 형 탄화물, 산화물 및 질화물의 존재도 확인되었다.
HIP 처리된 강철번호 1, 2, 4, 5 및 7에 실시된 인장 시험에서, 각 강철 표본은 1,000MPa 보다 높은 강도를 나타내었으나, 탄성 영역에서 파손되는 경향을 보였다. Ti, Zr 및 Hf 중 하나 이상이 첨가된 강철 번호 2, 4, 5 및 7은 탄성 영역을 지나 소성 변형을 보였다.
실시예 3:
실시예 2의 강철 번호 1 및 2의 조성물의 분쇄된 분말 2 kg을, 외부 크기 50×60×130mm 및 두께 1.2mm인 JIS SUS304 스테인리스강으로 만든 캔 중에 진공 하에서 충전하여, 700℃의 온도 및 190MPa의 압력 조건하에 4시간동안 HIP 처리하였다.
HIP 처리 후 각 표본을, 외부의 캔을 제거하지 않고 대기 중에 700℃에서 가열한 후, 환원 영역이 54%가 될 때까지 반복적으로 가열 단조하였다. 단조 후 표본 구조의 광학 현미경 관찰을 통하여, 내부 빈자리가 존재하지 않으며, 분쇄된 분말이 상기 공정을 통해 거의 완벽하게 압밀되었다는 것을 확인하였다. 표본의 기계적 성질은 표 10에 나타낸다.
강철 번호 평균 그레인 크기(㎛) 0.2% 수율 강도(MPa) 인장 강도(MPa) 신장(%) 샤르피 충격 강도(MJ/m2)
1 190MPa HIP & 단조로 제조된 재료 0.15 1483 1699 5 0.3
2 190MPa HIP & 단조로 제조된 재료 0.14 1605 1854 5 1.4
3 용융/주조로 제조된 재료 22 590 790 25 1.8
190MPa HIP 및 단조로 제조된 재료는, 용융/주조로 제조된 재료보다 고 0.2% 수율 강도 및 인장 강도가 두배 이상 크게 나타났다. 샤르피 충격 시험에서, 인장 강도가 큰 강철 번호 2는 강철 번호 1보다 충격 값이 더 크게 나타났다.
충격 시험 후 파열 표면을 관찰하면, 강철 번호 1은 종전의 분말 입자 경계 주변에 취성 파괴 센터링이 전개되었고, Cr 탄화물 및 산화물이 파열의 유발점인 단면을 갖는 것으로 나타났다.
한편, 강철 번호 2에서, 종전의 분말 입자 경계가 관찰되지 않았고, 구조의 거의 전체에 연성-파열된 표면을 가졌다. 이는, 강철 번호 2가 Ti, Zr 및 Hf를 함유하고, 이를 통하여 개시 분말 입자 경계에서 비-금속 개재물의 형성이 억제되었다는 사실로써 설명할 수 있다.
실시예 4:
실시예 1의 순서에 따라, Zr을 2 중량%의 양으로 첨가하고, 700℃에서 5의압출비로 압출하여 표본을 제조하였고, 이 표본을 대기에서 또는 가압된 Ar 가스(100 MPa 및 980 MPa) 중에서 800℃로 3시간동안 가열처리한 후, 샤르피 충격 시험을 실시하였다. 그 결과를 표 11 에 나타낸다.
표본(Zr 2% 첨가, 700℃에서 압출, 압출비:5) 샤르피 충격 값(MJ/m2)
압출 1.3
800℃x3h, 대기 하 1.1
800℃x3h, 100MPa, Ar 중 1.8
800℃x3h, 980MPa, Ar 중 2.7
700℃에서 압출된 표본 및 압출 후 대기 하에 열처리된 표본은 거의 변화가 없거나 샤르피 충격값이 다소 감소하였으나, 가압된 Ar 가스에서 열처리된 표본은 샤르피 충격값이 개선되어, 가압된 대기 하에서의 열처리가 강철 재료의 인성을 개선하기에 효과적인 것으로 나타났다.
대기 중에서 열처리된 표본에서, 개시 분말 입자 경계에 Cr 탄화물이 주로 형성되는 것으로 확인되었다. 100 MPa 및 980 MPa의 압력 하에서 가압된 Ar 가스 중에 열처리된 표본은, 개시 분말 입자 경계가 될 것으로 보이는 지점을 확정하는 것이 불가능한 정도의 균질성을 갖는 금속 구조를 갖는다.
실시예 5:
Zr을 2 중량%의 양으로 첨가하여 실시한 기계적 얼로잉으로 실시예 1에 따라 제조된 분말을 800℃에서 압출하고(압출비: 5), 도 3의 가열 패턴에 따라 압밀하였다.
(a) 내지 (g)에서, 표본을 10 시간동안 각각의 특정 온도로 유지한 후, 800℃로 가열하고, 이 온도에서 특정 기간동안 유지한 후, 압출하고, 압출된 재료를 압밀하였다. 얻어진 압밀체의 구조를 투과 전자 현미경 하에서 관찰하고, 평균 그레인 크기를 절단법으로 측정하였다. 압밀체를 또한 인장 시험 및 샤르피 충격 시험하였다. 결정된 그레인 크기, 인장 강도 및 샤르피 충격값을 표 12에 나타낸다.
소결 패턴* 그레인 크기(㎛) 인장 강도(MPa) 샤르피 충격 값(MJ/m2)
(a) 0.31 1298 0.9
(b) 0.32 1270 2.8
(c) 0.29 1339 3.0
(d) 0.27 1390 2.9
(e) 0.29 1340 2.9
(f) 0.30 1279 3.0
(g) 0.40 1211 3.0
* 도 3의 그래프의 소결 패턴
압밀체 중에 분산된 입자의 크기는 (a) 및 (b)에서 약 0.005 내지 약 0.05㎛의 범위였고, (c), (d), (e), (f) 및 (g)에서 약 0.002 내지 약 0.03㎛ 범위였다.
(b) 내지 (f)에 따라 만들어진 압밀체에서, 실시예 1의 중간 온도로 유지되지 않고 800℃에서 압출된 재료와 비교하여(Zr 함량 및 압출비가 동일), 강도는 크게 개선되고 인성은 실질적으로 변화없이 유지되는 것으로 확인되었다. 이는 동일한 Hall-Petch 관계로 설명할 수 있으므로, 상기 강도의 개선은 그레인의 제련 때문이라고 할 수 있다. 상기 결과로부터, 미세 결정 구조를 유지하기 위하여 중간 온도로 유지하는 것이 효과적임을 확인할 수 있다.
한편, (g)에서 강도가 개선되지 않았다. 또한, 분말이 700℃로 유지된 (a)에서, 실시예 1의 중간온도로 유지되지 않고 800℃에서 압출된 재료와 비교하여(Zr 함량 및 압출비가 동일), 강도가 약간 개선됨에도 불구하고, 인성이 떨어지는 것으로 관찰되었다.
700℃에서 3시간동안 유지된 후 800℃에서 압밀된 표본은 인성이 거의 떨어지지 않는다는 것이 실험적으로 또한 확인되었다. 따라서, (a)의 인성이 떨어지는 것은 700℃에서 장시간(10시간) 유지된 때문이거나, 700℃에서의 유지(10시간동안) 동안에 종전의 분말 입자 경계에서 비-금속 개재물이 형성되기 때문이다.
본 발명에 따르면, 실시예 1 내지 5로부터 명백한 바와 같이, 재료 내에 함유된 가스상 조성물 원소로부터 과량의 유해한 원소의 발생을 막고, 가스상 성분과의 반응으로 형성되는 화합물이 그레인 성장 제어용 피닝 입자로서 효과적으로 작용하도록 함으로써, 분말 야금에서 독특한 취성 인자를 제거하고, 초미세 그레인 강철 재료에서 독특한 고강도 및 고인성을 갖는 페라이트강을 제공할 수 있다.
또한, 상기 상세한 설명은 본 발명의 실시형태로 나타나며, 본 발명의 정신 및 특허청구범위의 범위로부터 벗어나지 않고 본 발명을 다양하게 변경 및 수정할 수 있는 것으로, 당업자는 이해해야 한다.

Claims (20)

  1. 필수적으로 Si 1 중량% 이하, Cr 8 내지 30 중량%, C 0.2 중량% 이하, N 0.2 중량% 이하, O 0.4 중량% 이하, Ti, Zr, Hf, V 및 Nb의 그룹에서 선택되고, Ti 3 중량% 이하, Zr 6 중량% 이하, Hf 10 중량% 이하, V 1.0 중량% 이하 및 Nb 2.0 중량% 이하인 하나 이상의 화합물 형성 원소의 총량 12 중량% 이하를 함유하고, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물로 구성되며, 평균 결정 그레인 크기가 1 ㎛ 이하인 고인성 및 고강도 페라이트 강.
  2. 제 1항에 있어서,
    상기 화합물 형성 원소가 Ti, Zr 및 Hf 그룹에서 선택되는 하나 이상이고, 각 함량 범위가 Ti 3 중량% 이하, Zr 6 중량% 이하 및 Hf 10 중량% 이하 범위로, 이의 총량이 12 중량% 이하인 것을 특징으로 하는 페라이트 강.
  3. 제 2항에 있어서,
    상기 화합물 형성 원소 중 하나 이상이 Ti, Zr 및 Hf 그룹에서 선택되고, 탄화물, 질화물 및 산화물의 형태로 존재하는 것을 특징으로 하는 페라이트 강.
  4. 제 2항에 있어서,
    강철 내에 Ti, Zr 및 Hf의 상기 화합물 형성 원소가 함유되어 있으며, 이들이 각각 탄화물, 질화물 및 산화물 형태로 존재하는 것을 특징으로 하는 페라이트 강.
  5. 제 2항에 있어서,
    강철 내에 Zr, Ti 및 Hf의 상기 화합물 형성 원소 중 어느 하나가 함유되어 있으며, 이는 탄화물, 질화물 및 산화물 형태로 존재하는 것을 특징으로 하는 페라이트 강.
  6. 제 2항에 있어서,
    강철 내에 Zr 및 Hf의 상기 화합물 형성 원소가 함유되어 있으며, Zr은 탄화물 및 질화물 형태로 존재하고, Hf는 탄화물, 질화물 및 산화물 형태로 존재하는 것을 특징으로 하는 페라이트 강.
  7. 제 2항에 있어서,
    O, C 및 N의 총량이 Zr, Ti 및 Hf의 총량의 66 중량% 이하인 것을 특징으로 하는 페라이트 강.
  8. 제 6항에 있어서,
    O, C 및 N의 총량이 Zr 및 Hf의 총량의 66 중량% 이하인 것을 특징으로 하는 페라이트 강.
  9. 필수적으로 Si 1 중량% 이하, Mn 1.25 중량% 이하, Cr 8 내지 30 중량%, Mo 3 중량% 이하, W 4 중량% 이하, Ni 6 중량% 이하, C 0.2 중량% 이하, N 0.2 중량% 이하, O 0.4 중량% 이하, Ti, Zr, Hf, V 및 Nb의 그룹에서 선택되고, Ti 3 중량% 이하, Zr 6 중량% 이하, Hf 10 중량% 이하, V 1.0 중량% 이하 및 Nb 2.0 중량% 이하인 하나 이상의 화합물 형성 원소의 총량 12 중량% 이하를 함유하고, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물로 구성되며, 평균 결정 그레인 크기가 1 ㎛ 이하인 고인성 및 고강도 페라이트 강.
  10. 제 9항에 있어서,
    강철 내에 Ti, Zr, Hf, V 및 Nb의 상기 화합물 형성 원소가 함유되어 있으며, 이들은 각각 탄화물, 질화물 및 산화물 형태로 존재하는 것을 특징으로 하는 페라이트 강.
  11. 기계적 얼로잉을 통하여 강철 분말을 제조하는 단계, 강철 분말을 캡슐화하는 단계, 및 캡슐화된 강철 분말을 소성 변형 작업을 위하여 가열함으로써 강철 분말을 압밀하는 단계를 포함하여 이루어지고,
    상기 강철 분말은, 필수적으로 Si 1 중량% 이하, Mn 1.25 중량% 이하, Cr 8 내지 30 중량%, C 0.2 중량% 이하, N 0.2 중량% 이하, O 0.4 중량% 이하, Ti, Zr, Hf, V 및 Nb의 그룹에서 선택되고, Ti 3 중량% 이하, Zr 6 중량% 이하, Hf 10중량% 이하, V 1.0 중량% 이하 및 Nb 2.0 중량% 이하인 하나 이상의 화합물 형성 원소의 총량 12 중량% 이하를 함유하고, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물로 구성되며, 페라이트 강의 압밀체는 평균 결정 그레인 크기가 1 ㎛ 이하인 것을 특징으로 하는, 고인성 및 고강도 페라이트 강의 제조 방법.
  12. 제 11항에 있어서,
    상기 소성 변형 작업이 700 내지 900℃의 온도에서 실시되는 것을 특징으로 하는 방법.
  13. 제 12항에 있어서,
    상기 소성 변형 작업이 2 내지 8의 압출비에서 압출되는 것임을 특징으로 하는 방법.
  14. 제 12항에 있어서,
    상기 소성 변형 작업이, 190MPa 의 정수압 하에서 하이드로스태틱 프레싱 형성 공정 후 단조 공정으로 구성되는 것을 특징으로 하는 방법.
  15. 제 11항에 있어서,
    상기 소성 형성 작업 후, 압밀체를 10 내지 1,000MPa의 정수압 하에 600 내지 900℃의 온도로 가열하는 열처리를 행하는 것을 특징으로 하는 방법.
  16. 제 11항에 있어서,
    캡슐화하기 전에, 상기 강철 분말을 200℃ 내지 700℃ 의 온도에서 1 내지 10시간동안 유지하는 열처리를 행하는 것을 특징으로 하는 방법.
  17. 제 11항에 있어서,
    상기 강철 분말은 Mo 3 중량% 이하, W 4 중량% 이하 및 Ni 6 중량% 이하를 포함하여 이루어지는 것을 특징으로 하는 방법.
  18. 제 11항에 있어서,
    상기 강철 분말을 제조하는 경우, 다수의 상이한 형태의 원료 분말을 서로 혼합하고, 상기 원료 분말은 Zr, Hf 및 Ti의 그룹에서 선택되는 원소 중 하나 이상의 원소 분말을 포함하고, 다른 원료 합금 분말은 Zr, Hf 및 Ti를 함유하는 않는 것을 특징으로 하는 방법.
  19. 제 11항에 있어서,
    상기 강철 분말을 제조하는 경우, 강철 중에 Zr을 첨가하기 위하여 ZrO2의 원료 분말을 사용하는 것을 특징으로 하는 방법.
  20. 제 15항에 있어서,
    상기 열처리는 Ar 가스 대기 하에서 행해지는 것을 특징으로 하는 방법.
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