KR20190132455A

KR20190132455A - 페라이트계 스테인리스 강판 및 그 제조 방법, 및, 배기 부품

Info

Publication number: KR20190132455A
Application number: KR1020197031473A
Authority: KR
Inventors: 준이치 하마다; 아쓰히사 야카와
Original assignee: 닛테츠 스테인레스 가부시키가이샤
Priority date: 2017-03-27
Filing date: 2018-03-23
Publication date: 2019-11-27
Also published as: MX2019011670A; WO2018181060A1; KR102306578B1; CN110462088A; JPWO2018181060A1; JP6796708B2

Abstract

강의 화학 조성이, 질량%로, C：0.02% 이하, N：0.02% 이하, Si：0.10%를 초과 3.0% 이하, Mn：1.0% 이하, P：0.02~0.05%, Cr：11.0~18.0%, B：0.0001~0.0010%, Al：0.01~1.0%, Nb 및/또는 Cu：합계로 0.3~4.0%, Ti：0~0.5%, Mo：0~3.0%, W：0~2.0%, V：0~1.0%, Sn：0~0.5%, Ni：0~1.0%, Mg：0~0.01%, Sb：0~0.5%, Zr：0~0.3%, Ta：0~0.3%, Hf：0~0.3%, Co：0~0.3%, Ca：0~0.01%, REM：0~0.2%, Ga：0~0.3%, 잔부：Fe 및 불가피적 불순물이며, 상기 강 중에 있어서, P 화합물로서 존재하는 P의 함유량이, 질량%로, 0.005% 이상인, 페라이트계 스테인리스 강판.

Description

페라이트계 스테인리스 강판 및 그 제조 방법, 및, 배기 부품

본 발명은, 페라이트계 스테인리스 강판 및 그 제조 방법, 및, 배기 부품에 관한 것이다.

자동차의 배기 매니폴드, 프론트 파이프, 센터 파이프 등의 배기계 부재는, 엔진으로부터 배출되는 고온의 배기가스를 통하게 하기 때문에, 배기 부재를 구성하는 재료에는 내산화성, 고온 강도, 열 피로 특성 등 다양한 특성이 요구된다.

종래, 자동차 배기 부재에는 주철이 사용되는 것이 일반적이었으나, 배기가스 규제의 강화, 엔진 성능의 향상, 차체 경량화 등의 관점에서, 스테인리스 강제의 배기 매니폴드가 사용되게 되었다. 차종이나 엔진 구조에 따라서 상이하나, 일반의 가솔린차의 배기 부품은 700~900℃에 있어서 장시간 노출되기 때문에, 배기 부품용 재료에는, 고온 강도 및 내산화성이 우수한 것이 요망되고 있다.

최근, 터보 차저(turbocharger)를 탑재하여 다운사이징화를 도모하는 움직임이 가속되고 있는데, 주물이 사용되고 있는 터보 차저 부품의 판금화도 적극적으로 검토되고 있다. 배기가스 온도가 1000℃ 정도까지 상승하는 일도 예상되고 있으며, 배기 매니폴드나 터보 차저에 사용되는 스테인리스 강은, 내열성의 한층의 향상이 요구된다. 한편, 터보 차저의 내부 구조는 복잡하여, 과급 효율을 높임과 더불어, 내열 신뢰성의 확보가 중요하고, 종래, 주로, SUS310S(25%Cr-20%Ni)로 대표되는 내열 오스테나이트계 스테인리스 강이나 Ni기 합금 등의 사용이 제안되고 있다.

예를 들어, 특허문헌 1에는, 고Cr, Mo 첨가 강이 개시되어 있다. 특허문헌 2에는, Si를 2~4% 첨가한 오스테나이트계 스테인리스 강을 이용한 노즐 베인식 터보 차저의 배기 가이드 부품이 개시되어 있다. 특허문헌 2에서는, 강 제조시의 열간 가공성을 고려하여 강 성분이 규정되어 있으나, 상기 부품에 요구되는 고온 특성을 충분히 만족한다고는 할 수 없고, 또, 펀칭 구멍의 구멍 확장 가공성을 유지하는 것이 중요하게 되고 있는데, 열간 가공성으로부터 규정된 강 성분으로는 충분한 구멍 확장성을 얻을 수 없었다. 또한, 터보 차저의 하우징에는 스테인리스 주강이 사용되고 있는데, 두께가 두껍기 때문에 박육(薄肉) 경량화 요구가 있다. 또, 스테인리스 강 중에서 오스테나이트계 스테인리스 강은, 내열성이나 가공성이 우수하나, 열팽창 계수가 크기 때문에, 배기 매니폴드와 같이 가열·냉각을 반복하여 받는 부재에 적용한 경우, 열 피로 파괴가 생기기 쉽다.

한편, 페라이트계 스테인리스 강은, 오스테나이트계 스테인리스 강에 비해 열팽창 계수가 작기 때문에, 열 피로 특성이나 내스케일 박리성이 우수하다. 또, 오스테나이트계 스테인리스 강에 비해, Ni를 함유하지 않기 때문에 재료 비용도 싸고, 이그저스트 매니폴드를 대용으로 한 배기 부품에 대해서 범용적으로 사용되고 있다. 단, 페라이트계 스테인리스 강은, 오스테나이트계 스테인리스 강에 비해, 고온 강도가 낮기 때문에, 고온 강도를 향상시키는 기술이 개발되어 왔다. 예를 들어, SUS430J1(Nb 첨가 강), Nb-Si 첨가 강, SUS444(Nb-Mo 첨가 강)가 있고, 모두 Nb 첨가가 전제로 되어 있다. 이것은, Nb에 의한 고용 강화 또는 석출 강화에 의해서 고온 강도를 높이는 것이었다.

특허문헌 3~6에는, Nb 이외에 고온 강도 향상에 기여하는 합금으로서, Cu 또는 Cu-V 복합 첨가를 행하는 기술이 개시되어 있다. 특허문헌 3에 있어서의 Cu 첨가는 저온 인성 향상을 위해서 0.5% 이하의 첨가가 검토되어 있고, 내열성의 관점에서의 첨가는 아니다. 특허문헌 4~6에서는, Cu 석출물에 의한 석출 경화를 이용하여 600℃ 또는 700~800℃의 온도역에 있어서의 고온 강도를 향상시키는 기술이 개시되어 있다.

특허문헌 7~9에는, 고온 특성이 우수한 페라이트계 스테인리스 강으로서, B를 함유한 강이 개시되어 있다.

특허문헌 10~15에는, 배기가스의 고온화 대책으로서, W를 첨가한 페라이트계 스테인리스 강에 관한 기술이 개시되어 있다.

특허문헌 16 및 17에는, Mo＋W를 소정의 범위로 함으로써 페라이트계 스테인리스 강의 고온 강도를 확보하는 것이 개시되어 있다.

특허문헌 18에는, 고(高)고용 강화에 의해 고온 고강도화에 유효한 것으로서, P를 0.1%까지 함유시킨 기술이 개시되어 있다.

특허문헌 19의 기술은, 페라이트계 스테인리스 강에 있어서, P의 고용 강화 작용에 의해, 고온 강도를 높이기 위해, FeTiP로서 석출한 P량을 0.01% 이하로 하는 것이다.

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특허문헌 3~6의 기술과 같이, Cu 석출물에 의한 석출 경화를 활용하는 경우, 통상의 제조 조건에 의한 열처리에서는, 고용 또는 석출한 Cu에 의해서 상온의 내력이 높아지고, 가공성이 열화하는 과제가 있었다.

특허문헌 7~9의 기술과 같이, B를 함유시킨 페라이트계 스테인리스 강에서는, 내력이 높아지는 것 외, 예민화의 문제가 있으며, 또 제조성이 열화한다고 하는 과제가 있었다.

특허문헌 10~15의 기술에 있어서 첨가되는 W는, 고온 강도를 향상시키는 원소로서 알려져 있는데, W의 첨가는 가공성(신장률)이 나빠지고, 부품 가공이 곤란해지는 문제점이나, 비용의 면에서 과제가 있었다. 또, 고온에서는 Fe와 결합하여 후술하는 Laves상으로서 석출하기 때문에, Laves상이 조대화(粗大化)한 경우, 효과적으로 내열성을 향상시킬 수 없는 과제가 있었다.

특허문헌 16 및 17의 기술에 있어서도, 역시, Laves상의 조대화의 염려는 피할 수 없다. 즉, 배기 매니폴드나 터보 차저의 하우징 또는 그 내부 부품과 같이, 엔진의 기동·정지에 수반하는 열 사이클을 받는 경우, 장시간 사용 단계에서 현저하게 고온 강도가 저하하여 열 피로 파괴나 고사이클 피로 파괴를 일으키는 위험성이 생기게 된다. 즉, 기존의 재료에 있어서는 고온 강도가 우수하더라도, 장시간 사용에 의한 Laves상이나 ε-Cu 등의 석출물의 조대화에 의한 열 피로 특성의 열화의 염려가 있었다.

특허문헌 18 및 19의 기술은, 모두, 페라이트계 스테인리스 강에 있어서, P의 고용 강화 작용에 의해, 고온 강도를 높이는 것이다. 이들의 기술은, 고온 강도의 관점에서 P 화합물(예를 들어 FeP, FeTiP, FeNbP)의 생성을 억제하는 것을 목적으로 하고 있는데, 한편으로 고용 P의 증가에 의해서 상온의 가공성이 열화하는 과제가 있었다.

여기서, 상온의 가공성이란 상온 연성이나 내력을 나타내고, 연성이 낮거나, 내력이 높으면 배기 부품으로의 가공이 매우 어려워진다. 앞서 서술한 배기 매니폴드나 터보 차저의 하우징 등은 열 효율을 높이고, 배기 손실을 제어하기 위해서 복잡한 형상으로 설계된다. 상온의 가공성이 낮은 소재에서는 복잡 형상 부품으로의 가공이 곤란해진다.

본 발명은, 상기의 종래 기술의 문제를 해결할 수 있도록, 내열성과 가공성을 양립한 페라이트계 스테인리스 강판 및 그 제조 방법, 및, 배기 부품을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명자들은, 상기 과제를 해결하기 위해서, 주로 Nb 및 Cu 함유 페라이트계 스테인리스 강판의 제조 조건과 상온 가공성에 대해 상세하게 조사한 결과, 강 성분을 소정의 범위로 제한함과 더불어, 냉연판 소둔 공정에 있어서 P 화합물의 석출을 적정량으로 제어함으로써, 고온 강도를 해치지 않고 저내력, 고연성 재료를 얻는 것을 지견했다.

구체적으로는, 내열 원소가 첨가된 강판을 소둔할 때에, 재결정 조직을 얻은 후의 냉각 과정에서 P 화합물을 석출시킴으로써, 고용 P량을 감소시키고, 상온에서 강화에 작용하는 고용 P를 저감시킴으로써, 강판의 상온 가공성이 향상한다. 또, 석출시킨 P 화합물에 의해서 고온 강도가 향상하므로, 내열성도 확보된다. 이로써, 앞서 서술한 복잡 형상의 배기 부품에 적용 가능한 고온 특성과 상온 가공성을 양립한 내열 페라이트계 스테인리스 강판을 찾아냈다.

본 발명의 요지는 하기와 같다.

〔1〕강의 화학 조성이, 질량%로,

C：0.02% 이하,

N：0.02% 이하,

Si：0.10%를 초과 3.0% 이하,

Mn：1.0% 이하,

P：0.02~0.05%,

Cr：11.0~18.0%,

B：0.0001~0.0010%,

Al：0.01~1.0%,

Nb 및/또는 Cu：합계로 0.3~4.0%,

Ti：0~0.5%,

Mo：0~3.0%,

W：0~2.0%,

V：0~1.0%,

Sn：0~0.5%,

Ni：0~1.0%,

Mg：0~0.01%,

Sb：0~0.5%,

Zr：0~0.3%,

Ta：0~0.3%,

Hf：0~0.3%,

Co：0~0.3%,

Ca：0~0.01%,

REM：0~0.2%,

Ga：0~0.3%,

잔부：Fe 및 불가피적 불순물이며,

상기 강 중에 있어서, P 화합물로서 존재하는 P의 함유량이, 질량%로, 0.005% 이상인, 페라이트계 스테인리스 강판.

〔2〕상기 화학 조성이, 질량%로,

Ti：0.05~0.5%,

Mo：0.01~3.0%,

W：0.1~2.0%,

V：0.05~1.0%,

Sn：0.01~0.5%,

Ni：0.05~1.0%,

Mg：0.0002~0.01%,

Sb：0.01~0.5%,

Zr：0.01~0.3%,

Ta：0.01~0.3%,

Hf：0.01~0.3%,

Co：0.01~0.3%,

Ca：0.0001~0.01%,

REM：0.001~0.2%,

Ga：0.0002~0.3%로부터 선택되는 1종 이상을 함유하는, 상기 〔1〕에 기재된 페라이트계 스테인리스 강판.

〔3〕배기 부품에 이용되는, 상기 〔1〕 또는 〔2〕에 기재된 페라이트계 스테인리스 강판.

〔4〕하기의 (1)~(3)의 공정을 차례로 행하는, 상기 〔1〕~〔3〕 중 어느 한쪽에 기재된 페라이트계 스테인리스 강판의 제조 방법.

(1) 상기 〔1〕 또는 〔2〕에 기재된 화학 조성을 갖는 냉연 강판을, 870~1100℃로 가열하는 공정,

(2) 상기 냉연 강판을, 상기 가열 온도부터 800℃까지, 1℃/s 이하의 평균 냉각 속도로 냉각하는 공정, 및,

(3) 상기 냉연 강판을, 800℃부터 350℃까지, 5℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각하는 공정.

〔5〕 상기 〔1〕 또는 〔2〕에 기재된 페라이트계 스테인리스 강판을 이용한, 배기 부품.

본 발명에 의하면, 내열성과 가공성을 양립한 페라이트계 스테인리스 강판을 제공할 수 있다.

도 1은, 냉연 강판(1.5mm 두께)에 있어서의 P 화합물의 석출량과 상온 연성의 관계를 나타낸다.

〔화학 조성〕

본 발명에 따르는 페라이트계 스테인리스 강판은, 하기의 화학 조성을 갖는다. 또한, 각 원소의 함유량에 대한 「%」는 「질량%」를 의미한다.

C：0.02% 이하

C는, 성형성과 내식성을 열화시키고, 고온 강도의 저하를 초래하기 때문에, 그 함유량은 적을수록 좋고, 0.02% 이하로 했다. 상한은 0.009%로 하는 것이 바람직하다. 단, 과도한 저감은 정련 비용의 증가에 연결되기 때문에, 그 하한은 0.001%로 하는 것이 바람직하다.

N：0.02% 이하

N은, C와 동일하게, 성형성과 내식성을 열화시키고, 고온 강도의 저하를 초래하기 때문에, 그 함유량은 적을수록 좋고, 0.02% 이하로 했다. 상한은 0.015%로 하는 것이 바람직하다. 단, 과도한 저감은 정련 비용의 증가에 연결되기 때문에, 그 하한은 0.003%로 하는 것이 바람직하다.

Si：0.10%를 초과 3.0% 이하

Si는, 탈산제로서 유용한 원소임과 더불어, 고온 강도와 내산화성을 개선하는 원소이다. 고온 강도 및 내산화성은, Si량의 증가와 더불어 향상하고, 그 효과는 0.10% 초과에서 발현한다. 특히, Cu 첨가한 경우는, 그 효과가 현저하다. 그러나, 과도한 함유는 상온 연성을 저하시키기 때문에 그 상한을 3.0%로 한다. 산세성이나 인성을 고려하면, 상한은 1.0%로 하는 것이 바람직하다. 상기의 효과를 얻기 위해서는, 하한은 0.2%로 하는 것이 바람직하다.

Mn：1.0% 이하

Mn은, 탈산제로서 유용한 원소임과 더불어, 중온에서의 고온 강도 상승에 기여한다. 그러나, 그 함유량이 과잉인 경우에는, 고온에서 Mn계 산화물 표층에 형성하고, 스케일 밀착성이나 이상 산화가 생기기 쉬워진다. 특히, Mo나 W와 복합 첨가한 경우는, Mn량에 대해서 이상 산화가 생기기 쉬워지는 경향이 있다. 그로 인해, 상한을 1.0%로 한다. 또한, 강판 제조에 있어서의 산세성이나 상온 연성을 고려하면, 상한은 1.0%로 하는 것이 바람직하다. 상기의 효과를 얻기 위해서는, 하한은 0.05%로 하는 것이 바람직하다.

P：0.02~0.05%

P는, P 화합물(FeP, FeTiP 및 FeNbP)의 석출 제어를 행하기 위해서, 중요한 원소이다. 통상, P는 가공성의 관점에서 극력 저감하는 것이 바람직하다고 알려져 있으나, 0.02% 미만으로 하기 위해서는, 저 P원료의 사용에 의한 비용 증가가 생기기 때문에, 0.02% 이상으로 한다. 한편, 0.05% 초과의 함유에 의해 현저하게 경질화하는 것 외, 내식성, 인성 및 산세성이 열화하기 때문에, 0.05%를 상한으로 한다.

Cr：11.0~18.0%

Cr은, 내산화성이나 내식성 확보를 위해서 필수적인 원소이다. 11.0% 미만에서는, 특히 내산화성을 확보할 수 없고, 18.0% 초과에서는 가공성의 저하나 인성의 열화를 초래하기 때문에, 11.0~18.0%로 했다. 또한, 제조성이나 스케일 박리성을 고려하면, 하한은 13.0%, 상한은 17.5%로 하는 것이 바람직하다.

B：0.0001~0.0010%

B는, 제품의 프레스 가공시의 2차 가공성을 향상시키는 원소이다. 또, 본 발명에서는, P 화합물을 활용하여 상온 가공성과 고온 강도를 향상시키나, B첨가에 의해 고온에서의 사용 환경하에 있어서의 P 화합물의 조대화가 억제되고, 고온 환경에서의 사용시의 강도 안정성이 높아지는 효과가 발현한다. 이것은, 냉연판 소둔 공정에 있어서 재결정 처리시에 B가 결정 입계에 편석함으로써, 그 후의 고온 환경에 노출되었을 때에 석출하는 상기 석출물이 결정 입계에 석출하기 어려워지고, 입자 내에 미세 석출을 촉진하기 때문이라고 생각된다. 이로써 석출 강화의 장기 안정성을 발현시키고, 강도 저하의 억제나 열 피로 수명의 향상에 기여한다. 이 효과는 0.0001% 이상에서 발현하는데, 과도한 함유는 경질화나 입계 부식성과 내산화성을 열화시키는 것 외, 용접 균열이 생기기 때문에, 0.0001~0.0010%로 했다. 또한, 내식성이나 제조 비용을 고려하면, 하한은 0.0001%, 상한은 0.0005%로 하는 것이 바람직하다.

Al：0.01~1.0%

Al은, 탈산 원소로서 첨가되는 것 외, 내산화성을 향상시키는 원소이다. 또, 고용 강화 원소로서 600~700℃의 강도 향상에 유용하다. 그 작용은 0.01% 이상의 함유에서, 안정적으로 발현하는데, 과도한 함유는 경질화하여 균일 신장률을 현저하게 저하시키는 것 외, 인성이 현저하게 저하하기 때문에, 상한을 1.0%로 했다. 또한, 표면흔의 발생이나 용접성, 제조성을 고려하면, 하한은 0.01%, 상한은 0.2%로 하는 것이 바람직하다.

Nb 및/또는 Cu：합계로 0.3~4.0%

Nb는, 고용 강화 및 석출물 미세화 강화에 의한 고온 강도 향상에 유효한 원소이다. 또, C나 N을 탄질화물로서 고정하고, 제품판의 내식성이나 r값에 영향을 주는 재결정 집합 조직의 발달에 기여하는 역할도 있다. 본 발명에서는 Fe와 P의 화합물의 생성을 촉진하는 효과도 갖고, FeNbP가 입자 내 석출하여 고가공성을 발현한다. 이로 인해, Nb를 함유시켜도 된다. 이들의 효과는 0.3%로부터 발현하기 때문에, 합계 함유량의 하한을 0.3%로 했다. 한편, 합계 함유량이 4.0%를 초과하는 경우에는, 현저하게 경질화하는 것 외, 제조성도 열화시키기 때문에, 합계 함유량의 상한을 4.0%로 했다. 또, 원료 비용이나 인성을 고려하면, 하한은 0.4%, 상한은 2.0%로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직한 상한은, 1.5%이며, 더 바람직한 상한은 0.6%이다.

Cu는, ε-Cu 석출에 의한 석출 강화에 기여하기 때문에, Cu를 함유시켜도 된다. 이때, Cu의 함유량은 0.3% 이상으로 한다. 특히 본 발명의 P 화합물을 제어한 강판에서는, P 화합물을 핵 생성 사이트로 하여 Cu 석출 속도가 빨라지기 때문에, 고온 강화가 유효하게 작용한다. 배기가스 온도가 800℃ 이상이 되는 경우는, Cu 함유량을 증가시키는 것이 바람직하고, 1.0% 이상이 바람직하다. 또한, 열 피로 특성, 제조성 및 용접성을 고려하면, 하한은 1.1%, 상한은 1.6%로 하는 것이 바람직하다.

Ti：0~0.5%

Ti는, C, N, S와 결합하여 내식성, 내입계 부식성, 상온 연성이나 딥드로잉성을 향상시키는 원소이며, 함유시켜도 된다. 또, 본 발명에서는 FeTiP의 석출에 의해 상온 가공성을 향상시키는 경우, 그 효과는 0.05% 이상으로부터 현저해지기 때문에, 하한을 0.05%로 하는 것이 바람직하다. 한편, 0.5% 초과의 함유에 의해, 고용 Ti량이 증가하여 상온 연성이 저하하는 것 외, 조대한 Ti계 석출물을 형성하고, 구멍 확장 가공시의 균열의 기점이 되어, 프레스 가공성을 열화시킨다. 또, 내산화성도 열화하기 때문에, Ti 함유량은 0.5% 이하로 했다. 또한, 표면흔의 발생이나 인성을 고려하면, 하한은 0.05%, 상한은 0.2%로 하는 것이 바람직하다.

Mo：0~3.0%

Mo는, 950℃에 있어서의 고용 강화에 유효한 원소임과 더불어, 내식성을 향상시키기 위해 함유시켜도 된다. 이 효과는 0.01% 이상에서 현저해진다. 과잉 함유는, 상온 연성과 내산화성을 현저하게 열화시키기 때문에, 그 함유량은 3.0% 이하로 했다. 열 피로 특성이나 제조성을 고려하면, 하한은 0.2%, 상한은 2.7%로 하는 것이 바람직하다.

W：0~2.0%

W도 Mo와 동일하게, 950℃에 있어서의 고용 강화에 유효한 원소임과 더불어, Laves상(Fe₂W)을 생성하여 석출 강화의 작용을 초래한다. 특히, Nb나 Mo와 복합 첨가한 경우, Fe₂(Nb, Mo, W)의 Laves상이 석출하는데, W를 첨가하는 것의 Laves상의 조대화가 억제되어 석출 강화능이 향상한다. 또한, 상기와 같이, Fe-P계의 석출물과의 공존에 의해서 이들 Laves상은 미세해지는 경향이 있다. 이로 인해, W를 함유시켜도 된다. 이들의 효과는 0.1% 이상의 함유에서 현저해진다. 과잉 함유는, 고비용이 됨과 더불어, 상온 연성이 저하하기 때문에, 상한을 2.0%로 했다. 또한, 제조성, 저온 인성 및 내산화성을 고려하면, 하한은 0.2%, 상한은 1.5%로 하는 것이 바람직하다.

V：0~1.0%

V는, 내식성을 향상시키는 원소이며, 함유시켜도 된다. 이 효과는 0.05% 이상의 함유에서 현저해진다. 과잉 함유는, 석출물이 조대화하여 고온 강도가 저하하는 것 외, 내산화성을 열화시키기 때문에, 상한을 1.0%로 했다. 또한, 제조 비용이나 제조성을 고려하면, 하한은 0.08%, 상한은 0.5%로 하는 것이 바람직하다.

Sn：0~0.5%

Sn은, 내식성을 향상시키는 원소이며, 중온역의 고온 강도를 향상시키기 때문에, 함유시켜도 된다. 이들의 효과는 0.01% 이상에서 현저해진다. 과잉 함유는, 제조성을 현저하게 저하시키기 때문에, 상한을 0.5%로 했다. 또한, 내산화성이나 제조 비용을 고려하면, 하한은 0.1%, 상한은 0.5%로 하는 것이 바람직하다.

Ni：0~1.0%

Ni는 내산성이나 인성을 향상시키는 원소이며, 함유시켜도 된다. 이들의 효과는 0.05% 이상에서 현저해진다. 과잉 함유는 고비용이 되기 때문에, 상한을 1.0%로 했다. 또한, 제조성을 고려하면, 하한은 0.1%, 상한은 0.5%로 하는 것이 바람직하다.

Mg：0~0.01%

Mg는, 탈산 원소로서 첨가시키는 경우가 있는 것 외, 슬래브의 조직을 미세화시켜, 성형성 향상에 기여하는 원소이다. 또, Mg 산화물은 Ti(C, N)나 Nb(C, N) 등의 탄질화물의 석출 사이트가 되어, 이들을 미세 분산 석출시키는 효과가 있다. 또한, 인성을 향상시키는 효과도 있다. 이로 인해, Mg를 함유시켜도 된다. 이들의 효과는 0.0002% 이상에서 현저해진다. 과도한 함유는, 용접성이나 내식성의 열화로 연결되기 때문에, 상한을 0.01%로 했다. 정련 비용을 고려하면, 하한은 0.0003%, 상한은 0.0010%로 하는 것이 바람직하다.

Sb：0~0.5%

Sb는, 내식성과 고온 강도의 향상에 기여하기 때문에, 함유시켜도 된다. 상기의 효과는 0.01% 이상에서 현저해진다. 과잉 함유는, 강판 제조시의 슬래브 균열이나 연성 저하가 과도하게 생기는 경우가 있기 때문에, 상한을 0.5%로 했다. 또한, 정련 비용이나 제조성을 고려하면, 하한은 0.01%, 상한은 0.15%로 하는 것이 바람직하다.

Zr：0~0.3%

Zr은, Ti나 Nb와 동일하게 탄질화물 형성 원소이며, 내식성, 딥드로잉성의 향상시키는 원소이며, 함유시켜도 된다. 이들의 효과는 0.01% 이상에서 현저해진다. 과잉 함유는, 제조성의 열화가 현저하기 때문에, 상한은 0.3%로 했다. 또한, 비용이나 표면 품위를 고려하면, 하한은 0.1%, 상한은 0.3%로 하는 것이 바람직하다.

Ta：0~0.3%

Hf：0~0.3%

Ta 및 Hf는, C나 N과 결합하여 인성의 향상에 기여하기 때문에, 함유시켜도 된다. 이 효과는, 0.01% 이상에서 현저해진다. 과잉 함유는, 비용 증가가 되는 것 외, 제조성을 현저하게 열화시키기 때문에, 어느 원소도 상한을 0.3%로 했다. 또한, 정련 비용이나 제조성을 고려하면, 어느 원소도 하한은 0.01%, 상한은 0.08%로 하는 것이 바람직하다.

Co：0~0.3%

Co는, 고온 강도의 향상에 기여하기 때문에, 함유시켜도 된다. 이 효과는, 0.01% 이상에서 현저해진다. 과잉 함유는 인성 열화로 연결되기 때문에, 상한을 0.3%로 했다. 또한, 정련 비용이나 제조성을 고려하면, 하한은 0.01%, 상한은 0.1%로 하는 것이 바람직하다.

Ca：0~0.01%

Ca는, 탈황 효과를 가지므로, 함유시켜도 된다. 이 효과는 0.0001% 이상에서 현저해진다. 과잉 함유는, 조대한 CaS를 생성시키고, 인성이나 내식성을 열화 시키기 때문에, 상한을 0.01%로 했다. 또한, 정련 비용이나 제조성을 고려하면, 하한은 0.0003%, 상한은 0.0020%로 하는 것이 바람직하다.

REM：0~0.2%

REM은, 여러 가지의 석출물의 미세화에 의한 인성 향상이나 내산화성의 향상의 관점에서, 함유시켜도 된다. 이 효과는 0.001% 이상에서 현저해진다. 과잉 함유는, 주조성을 현저하게 열화시키고, 연성의 저하를 초래하므로, 상한을 0.2%로 했다. 또한, 정련 비용이나 제조성을 고려하면, 하한은 0.001%, 상한은 0.05%로 하는 것이 바람직하다. REM(희토류 원소)은, 스칸듐(Sc), 이트륨(Y)의 2원소와, 란탄(La)부터 루테늄(Lu)까지의 15원소(란타노이드)의 총칭을 가리킨다. 단독으로 첨가해도 되고, 혼합물이어도 된다. REM 함유량은, 이들 원소의 합계 함유량을 의미한다.

Ga：0~0.3%

Ga는, 내식성 향상이나 수소 취화 억제를 위해, 0.3% 이하의 범위에서 함유시켜도 된다. 이들의 효과는, 0.0002%에서 현저해진다. 제조성이나 비용의 관점, 및, 연성이나 인성의 관점에서 0.0020% 이하가 바람직하다.

본 발명에 따르는 페라이트계 스테인리스 강판은, 상기의 각 원소를 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 것이다. 또한, 불가피적 불순물이란, 강재를 공업적으로 제조할 때에, 광석, 스크랩 등의 원료 그 외의 요인에 의해 혼입하는 성분을 의미한다. 그 외의 원소에 대해서는, 특별히 규정하는 것은 아니나, 본 발명에 있어서는, Bi 등을 필요에 따라서, 0.001~0.1% 함유시켜도 된다. 또한, As, Pb 등의 일반적인 유해한 원소나 불순물 원소는 가능한 한 저감하는 것이 바람직하다.

〔P 화합물로서 존재하는 P의 함유량：0.005% 이상(질량%)〕

본 발명에 따르는 페라이트계 스테인리스 강판은, P의 화합물을 형성시킴으로써, 고용 P량을 저감하고, 저내력화 및 고연성화를 도모한다. P 화합물로는, 예를 들어, FeP, FeTiP 및 FeNbP 등이 예시된다.

도 1은, 냉연 강판(1.5mm 두께)에 있어서의 P 화합물로서 존재하는 P의 함유량(이하, 「P 화합물 중의 P량」이라고 기재한다)과 상온 연성의 관계를 도시한다. 또한, 도 1은, P를 0.03% 함유하는 강에 대해 여러 가지의 온도 패턴으로 열처리하고, 실시예에 개시하는 시험 방법에 따라서, P 화합물 중의 P량 및 상온 연성의 관계를 조사한 결과이다.

도 1에 도시한 바와 같이, P 화합물 중의 P량이 0.005% 이상이면, 상온 연성이 30% 이상이 되는 것을 안다. 상온 연성이 30% 이상이면, 현상 제조되고 있는 각종 배기 부품에 대해서 충분히 성형 가능한 레벨이다. P 화합물이 생성되는 것에 의한 연성의 향상은, 고용 P량의 저감에 기인하는 것이다. 특히, Nb 함유 강이면 FeNbP 석출에 의한 고용 Nb량의 저감, Ti 함유 강이면 FeTiP 석출에 의한 고용Ti량의 저감이 영향을 주고 있다. 그 외, 본 발명에서는 상기의 P 화합물이 고온 강도 향상에도 기여하는 것을 지견했다.

이것은, 석출물이 고온에서의 전위를 저해함과 더불어, P 화합물을 핵으로 하여 고온 인장 과정에서 Laves상이나 Cu 석출물(bcc-Cu, fcc-Cu)이 미세하게 석출해, 고온 석출 강화능이 더욱 증가하기 때문이다. 이 효과는, 고온 강도뿐만 아니라, 배기 부품에 필요하게 되는 고사이클 피로나 저사이클 피로(열 피로)에 대해서도 유효하다. 고온에서의 강화에 필요한 P 화합물은 0.005% 이상이면 유효하나, 과도하게 석출시키면 피로 파괴의 기점이나 균열 전파를 촉진시키는 경우도 있기 때문에, 상한은 0.100%로 하는 것이 좋다. 또, P 화합물의 형성은, 소둔 후의 산세성을 열화시키기 때문에, 제조성을 고려하여, P 화합물 중의 P량은, 하한은 0.006%, 상한은 0.05%로 하는 것이 바람직하다.

또한, P 화합물 중의 P량은, 강 중에 미고용의 P 석출물로서 포함되는 P의 함유량(질량%)을 의미한다. 본원에 있어서는, 추출 잔사 분석을 행하여, P 화합물 중의 P량을 측정한다. 구체적으로는, 우선, 상기 강을 테트라메틸암모늄클로라이드 용액 중에 있어서 전해하고, 0.2μm 지름의 필터를 이용하여 여과함으로써 잔사를 얻는다. 계속해서, 추출된 잔사를 용해한 후, ICP로 분석하여, P 화합물 중의 P량을 측정한다.

〔제조 방법〕

본 발명의 강판의 제조 방법은, 제강-열간 압연-소둔-산세-냉간 압연-소둔·산세의 각 공정으로 이루어진다. 제강에 있어서는, 상기 필수 성분 및 필요에 따라서 첨가되는 성분을 함유하는 강을, 전로 용제하고 계속해서 2차 정련을 행하는 방법이 알맞다. 용제한 용강은, 공지의 주조 방법(연속 주조)에 따라서 슬래브로 한다. 슬래브는, 소정의 온도로 가열되고, 소정의 판두께로 연속 압연으로 열간 압연된다. 열간 압연은 복수 스탠드로 이루어지는 열간 압연기로 압연된 후에 권취된다. 권취 온도의 규정은 하지 않으나, 조직 미세화의 관점에서는 400~750℃가 바람직하다.

열연 공정 후의 소둔은 생략해도 되고, 산세 후에 소정의 판두께로 냉연된다. 여기에서는, 텐덤식 압연기 및 센지미어식 압연기 모두 이용해도 상관없다. 또, 압하율은 적절히 선정하면 된다.

냉간 압연 후의 소둔은, 재결정 조직을 얻기 위해서 실시된다. 상기의 화학 조성을 갖는 강의 재결정 온도는 870~1100℃이기 때문에, 이 온도로 가열된다. 또한, 가열 온도에 대해서는, 상온 재질을 고려하면 결정 입도 번호가 5~8 정도가 되도록 하는 것이 좋기 때문에, 하한은 880℃, 상한은 1050℃로 하는 것이 바람직하다. 본 발명에 있어서는, 상기의 가열 후의 냉각 방법을 제어하여 P 화합물을 적정하게 석출시키고, 상온 가공성을 향상시키는 것이 중요하다.

구체적으로는, 가열 온도부터 800℃까지의 평균 냉각 속도를 1℃/s 이하로 하고, 이 사이에 P 화합물을 생성시켜 고용 P량을 저감한다. 이 평균 냉각 속도가 너무 느리면, Nb 첨가 강에서는 조대한 Laves상이 생성되고, Cu 첨가 강에서는 조대한 ε-Cu가 석출하여, 인성을 열화시킨다. 이로 인해, 하한은 0.1℃/s로 하는 것이 바람직하다. 또한, 생산성을 고려하면, 하한은 0.2℃/s로 하는 것이 바람직하다.

그 후, 800℃부터 350℃까지, 5℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각한다. 이것은, 이 온도역에 있어서의 평균 냉각 속도가 너무 느린 경우에는, P 화합물이나 그 외의 탄질화물, Laves상 또는 ε-Cu가 조대화하고, 고온 강도를 저하시키며, 인성을 열화시키기 때문에, 이 온도역에 있어서의 평균 냉각 속도는 5℃/s 이상으로 한다. 강판 형상을 고려하면, 상한은 50℃/s로 하는 것이 바람직하다. 또한, 생산성을 고려하면, 하한은 6℃/s로 하는 것이 바람직하다. 냉각 방법은 수냉이나 강제 풍랭 등을 이용하면 된다. 또, 냉연판 소둔 분위기 등은 적절히 선택하면 되고, 냉연·소둔 후에 조질 압연이나 텐션 레벨러를 부여해도 상관없다. 또한, 산세 방법에 대해서는, 기존의 산세 방법을 적용하면 된다.

실시예 1

표 1에 기재하는 화학 조성을 갖는 강을 용제하여 슬래브로 주조하고, 슬래브를 열간 압연하여 5mm 두께의 열연 코일로 했다. 그 후, 코일을 1.5mm 두께까지 냉간 압연하고, 소둔·산세를 실시하여 제품판으로 했다. 여기서, 냉간 압연 후의 소둔에 대해서는, 가열 온도를 920℃, 920℃부터 800℃까지의 평균 냉각 속도를 1.0℃/s, 800℃부터 350℃까지의 평균 냉각 속도를 5.9℃/s로 했다. 얻어진 제품판으로부터 시험편을 채취하고, 하기의 시험 방법에 따라서, P 화합물 중의 P량의 측정 및 상온의 파단 신장률(전체 신장률)의 측정을 행했다. 그 결과를 표 2에 기재한다.

(추출 잔사 분석)

테트라메틸암모늄클로라이드 용액 및 0.2μm 지름의 필터를 이용하여 강 중의 석출물을 추출하고 ICP로 분석하여, P 화합물 중의 P량을 측정했다. 또한, 추출 잔사 분석에 있어서는, 30mm×20mm의 표면적의 시험편을 2g 용해시켰다.

(상온 인장 시험)

JIS13B호 시험편을 제작하여 압연 방향과 평행 방향의 인장 시험을 행하고, 파단 신장률(전체 신장률)을 측정했다. 상온의 전체 신장률은, 30% 이상의 것을 양호라고 판단한다.

(고온 고사이클 피로 특성)

JIS Z 2275에 기재되어 있는 금속 평판의 평면 굽힘 피로 시험 방법에 준거한 방법으로, 또한 가열로가 장착되어 있는 평면 굽힘 피로 시험기를 이용하여, 800℃에서 응력 진폭, 50MPa를 부여하여, 10⁷회에서의 파단 유무를 확인했다.

[표 1]

[표 2]

표 1 및 표 2에 기재하는 바와 같이, 본 발명에서 규정되는 화학 조성 및 P 화합물량을 만족하는 예 A1~A17에서는, 상온 연성 및 고온의 피로 특성이 우수했다. 이들을 만족하지 않는 예 B1~B9에서는, 상온 연성 및 고온의 피로 특성이 열화되어 있었다.

실시예 2

표 1의 A1의 화학 조성을 갖는 냉연 코일(1.5mm 두께)에 대해서, 표 3에 기재하는 조건으로 소둔을 행하여, 상기 특성을 평가했다.

[표 3]

표 3에 기재하는 바와 같이, 본 발명의 규정을 만족하는 조건으로 제조된 예 A21~A25에서는, P 화합물 중의 P량이 본 발명에서 규정되는 범위 내에 있으며, 상온 연성 및 고온의 피로 특성이 우수했다. 이들을 만족하지 않는 예 B21~B25에서는, 상온 연성 및 고온의 피로 특성이 열화되어 있었다.

산업상의 이용 가능성

본 발명에 의하면, 내열성과 가공성을 양립한 페라이트계 스테인리스 강판을 제공할 수 있다. 따라서, 본 발명에 따르는 페라이트계 스테인리스 강판은, 예를 들어, 자동차의 배기 부품에 이용하는데 적절하고, 구체적으로는, 이그저스트 매니폴드, 촉매 컨버터 케이스, EGR 쿨러 케이스, 배열 회수기, 센터 파이프, 터보 차저의 외틀을 구성하는 하우징, 노즐 베인식 터보 차저 내부의 정밀 부품(예를 들어, 백 플레이트, 오일 디플렉터, 컴프레셔 휠, 노즐 마운트, 노즐 플레이트, 노즐 베인, 드라이브 링, 드라이브 레버로 불리는 것) 등을 들 수 있다.

Claims

강의 화학 조성이, 질량%로,
C：0.02% 이하,
N：0.02% 이하,
Si：0.10%를 초과 3.0% 이하,
Mn：1.0% 이하,
P：0.02~0.05%,
Cr：11.0~18.0%,
B：0.0001~0.0010%,
Al：0.01~1.0%,
Nb 및/또는 Cu：합계로 0.3~4.0%,
Ti：0~0.5%,
Mo：0~3.0%,
W：0~2.0%,
V：0~1.0%,
Sn：0~0.5%,
Ni：0~1.0%,
Mg：0~0.01%,
Sb：0~0.5%,
Zr：0~0.3%,
Ta：0~0.3%,
Hf：0~0.3%,
Co：0~0.3%,
Ca：0~0.01%,
REM：0~0.2%,
Ga：0~0.3%,
잔부：Fe 및 불가피적 불순물이며,
상기 강 중에 있어서, P 화합물로서 존재하는 P의 함유량이, 질량%로, 0.005% 이상인, 페라이트계 스테인리스 강판.
청구항 1에 있어서,
상기 화학 조성이, 질량%로,
Ti：0.05~0.5%,
Mo：0.01~3.0%,
W：0.1~2.0%,
V：0.05~1.0%,
Sn：0.01~0.5%,
Ni：0.05~1.0%,
Mg：0.0002~0.01%,
Sb：0.01~0.5%,
Zr：0.01~0.3%,
Ta：0.01~0.3%,
Hf：0.01~0.3%,
Co：0.01~0.3%,
Ca：0.0001~0.01%,
REM：0.001~0.2%,
Ga：0.0002~0.3%로부터 선택되는 1종 이상을 함유하는, 페라이트계 스테인리스 강판.
청구항 1 또는 청구항 2에 있어서,
배기 부품에 이용되는, 페라이트계 스테인리스 강판.
하기의 (1)~(3)의 공정을 차례로 행하는, 청구항 1 내지 청구항 3 중 어느 한 항에 기재된 페라이트계 스테인리스 강판의 제조 방법.
(1) 청구항 1 또는 청구항 2에 기재된 화학 조성을 갖는 냉연 강판을, 870~1100℃로 가열하는 공정,
(2) 상기 냉연 강판을, 상기 가열 온도부터 800℃까지, 1℃/s 이하의 평균 냉각 속도로 냉각하는 공정, 및,
(3) 상기 냉연 강판을, 800℃부터 350℃까지, 5℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각하는 공정.
청구항 1 또는 청구항 2에 기재된 페라이트계 스테인리스 강판을 이용한, 배기 부품.