KR20200077583A

KR20200077583A - 마르텐사이트계 스테인리스강 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR20200077583A
Application number: KR1020207015883A
Authority: KR
Inventors: 피에르-올리비에 산타크루; 코랄리 파렌스; 장-브누아 모로
Original assignee: 아뻬랑
Priority date: 2017-11-03
Filing date: 2017-11-03
Publication date: 2020-06-30
Also published as: JP2021503545A; US20200270718A1; BR112020008649B1; WO2019086934A1; EP3704280B1; EP3704280A1; CN111902551A; US11702717B2; BR112020008649A2

Abstract

마르텐사이트계 스테인리스강으로서 그 조성이 중량%로: 0.005% ≤ C ≤ 0.30%; 0.20% ≤ Mn ≤ 2.0%; 미량 % ≤ Si ≤ 1.0%; 0.20% ≤ Mn + Si ≤ 1.5%; 미량 ≤ S ≤ 0.01%; 0 ≤ 10,000 x Mn x S ≤ 40; 미량 ≤ P ≤ 0.04%; 10.5% ≤ Cr ≤ 17.0%, [Cr - 10.3 - 80*(C + N)²] ≤ (Mn + Ni); 미량 ≤ Ni ≤ 4.0%; 미량 ≤ Mo ≤ 2.0%; 미량 ≤ Mo + 2W ≤ 2.0%; 미량 ≤ Cu ≤ 2.0%; 미량 ≤ Ti ≤ 0.5%; 미량 ≤ V ≤ 0.3%; 미량 ≤ Zr ≤ 0.5%; 미량 ≤ Al ≤ 0.2%; 미량 ≤ O ≤ 400 ppm; 미량 ≤ Ta ≤ 0.3%; 미량 ≤ Nb ≤ 0.3%; 0.25 ≤ (Nb + Ta)/(C + N) ≤ 8; Nb ≥ [1.2 (C + N) - 0.1]%; 0.009% ≤ N ≤ 0.2%; 미량 ≤ Co ≤ 2.0%; 미량 ≤ Cu + Co ≤ 2.0%; 미량 ≤ Cu + Co + Ni ≤ 4.0%; 미량 ≤ B ≤ 0.1%; 미량 ≤ 희토류 + Y ≤ 0.06%; 미량 ≤ Ca ≤ 20ppm; 프로세스로 인한 잔부의 철 및 불순물을 포함하고; 그 미세구조는 최소 75%의 마르텐사이트, 최대 20%의 페라이트 및 최대 0.5%의 탄화물을 포함하고, 상기 페라이트 입자의 크기는 4 내지 80 μm, 바람직하게는 5 내지 40 μm인 것을 특징으로 한다. 이 강의 제조 방법.

Description

마르텐사이트계 스테인리스강 및 그 제조 방법

본 발명은 마르텐사이트계 스테인리스강 및 그 제조 공정에 관한 것이다.

이 강은 보다 구체적으로, 그러나 비배타적으로, 자동차 산업에서 사용하기 위한 것으로, 최대량의 에너지를 흡수함으로써 충격을 받을 때 변형되도록 의도된 차체 요소와 같은 부품을 구성하기 위한 것이다.

차체 요소를 구성하기 위해, 판금으로부터 열간 드로잉에 의해 성형된 마르텐사이트계 스테인리스강을 사용할 수 있다. 이것은 매우 높은 기계적 저항(Rm)을 제공하는 장점이 있으므로 과거에 일반적으로 사용되던 강과 비교하여 동등한 성능을 제공하면서 차체를 경량화시킬 수 있다. 그러나, 이러한 목적으로 현재 알려진 마르텐사이트계 스테인리스강은 굽힘 능력이 제한된다는 결점이 있다. 따라서, 충돌시에 차량이 받는 에너지를 충분히 흡수할 가능성을 제공하지 않고, 이 주제에 관한 규정에 의해 부과되고 충돌 시험 중에 확인된 요건을 충족시키기 어렵다.

강의 이러한 굽힘 능력은 통상적으로 표준 NF EN ISO 7438 및 VDA 238-100 플레이트 굽힘 시험에 따라 수행된 3 점 굽힘 시험을 통해 평가된다.

시험의 시작 시에, 펀치가 2 개의 롤러에 의해 지지된 판금과 30 N의 예압으로 접촉한다. 접촉이 확립되면 펀치의 변위는 0으로 표시된다. 다음에 판금의 "3 점 굽힘"을 실행하기 위해 펀치를 이동시킨다.

시험은 판금의 미세균열이 적어도 30 N의 펀치에 대한 힘의 저하를 유발하거나, 펀치가 허용 최대 스트로크에 대응하는 14.2 mm만큼 이동되었을 때 정지한다.

시험의 말미에 판금 샘플이 구부러진다. 사용 중의 전성은 각도 단위로 굽힘 각도(a₁₀%)를 측정함으로써 평가될 수 있다. 이 각도(a₁₀%)가 클수록 판금의 크림핑(crimping) 또는 굽힘 능력이 더 좋아진다.

본 발명의 목적은 전술한 표준을 특성으로 하는 V 굽힘, 높은 굽힘 각도(θ), 및 충분히 높은 기계적 저항 특성(Rm)에 대한 우수한 능력을 제공하는 점에서 전술한 용도에 매우 적합한 조성 및 미세구조를 갖는 마르텐사이트계 스테인리스강을 제안하는 것이다.

이 목적을 위해, 본 발명은 마르텐사이트계 스테인리스강에 관한 것으로서, 그 조성이 중량%로:

- 0.05% ≤ C ≤ 0.30%; 바람직하게는 0.05% ≤ C ≤ 0.20%;

- 0.20% ≤ Mn ≤ 2.0%;

- 미량 % ≤ Si ≤ 1.0%;

- 0.20% ≤ Mn + Si ≤ 1.5%;

- 미량 ≤ S ≤ 0.01%, 0 ≤ 10,000 x Mn x S ≤ 40;

- 미량 ≤ P ≤ 0.04%;

- 10.5% ≤ Cr ≤ 17.0%, [Cr - 10.3 - 80 x (C + N)²] ≤ (Mn + Ni);

- 미량 ≤ Ni ≤ 4.0%;

- 미량 ≤ Mo ≤ 2.0%; 바람직하게는 미량 ≤ Mo ≤ 1.0%;

- 미량 ≤ Mo + 2W ≤ 2.0%; 바람직하게는 Mo + 2W ≤ 1.0%;

- 미량 ≤ Cu ≤ 2.0%;

- 미량 ≤ Ti ≤ 0.5%;

- 미량 ≤ V ≤ 0.3%;

- 미량 ≤ Zr ≤ 0.5%;

- 미량 ≤ Al ≤ 0.2%;

- 미량 ≤ O ≤ 400 ppm;

- 미량 ≤ Ta ≤ 0.3%;

- 미량 ≤ Nb ≤ 0.3%;

- 0.25% ≤ (Nb + Ta)/(C + N) ≤ 8%;

- Nb ≥ [1.2 (C + N) - 0.1]%;

- 0.009% ≤ N ≤ 0.2%;

- 미량 ≤ Co ≤ 2.0%;

- 미량 ≤ Cu + Co ≤ 2.0%;

- 미량 ≤ Cu + Co + Ni ≤ 4.0%;

- 미량 ≤ B ≤ 0.1%;

- 미량 ≤ H ≤ 0.0005%, 바람직하게는 미량 ≤ H ≤ 0.0001%, 보다 미량 ≤ H ≤ 0.00001%

- 미량 ≤ 희토류 + Y ≤ 0.06%;

- 미량 ≤ Ca ≤ 20 ppm;

프로세스로 인한 잔부의 철 및 불순물을 포함하고;

그 미세구조는 최소 75%의 마르텐사이트, 최대 20%의 페라이트 및 최대 0.5%의 탄화물을 포함하고, 상기 페라이트 입자의 크기는 4 내지 80 μm, 바람직하게는 5 내지 40 μm인 것을 특징으로 한다.

본 발명의 변형례에 따르면, 미량 ≤ Cu ≤ 0.5%이다.

본 발명의 변형례에 따르면, 미량 ≤ Co ≤ 0.5%이다.

본 발명은 또한 마르텐사이트계 스테인리스강 제품의 제조 프로세스에 관한 것으로:

위에서 언급된 조성의 마르텐사이트계 스테인리스강이 제조되고, 부어지고, 고온 변형 및/또는 저온 변형되고;

상기 열간 변형 및/또는 냉간 변형된 강의 오스테나이트화는 종래의 오븐에서 재가열을 위해 10 초 내지 1 시간, 바람직하게는 2 분 내지 10 분 동안 그리고 인덕션 퍼니스(induction furnace)의 경우 30 초 내지 1 분 동안 5℃/초 이상의 재가열 속도로 Ac1 내지 1100℃의 온도가 되도록 함으로써 수행되고, 상기 오스테나이트화의 지속시간은 상기 강의 모든 통해 체적 분율로 최대 0.5%의 탄화물 및 체적 분율로 최대 20% 잔류 페라이트를 함유하는 오스테나이트 미세구조를 얻도록 조정되고;

그리고 다음에 상기 오스테나이트화 강의 ??칭이 그 오스테나이트화 온도로부터 마르텐사이트 변태가 시작되는 그 Ms 온도 미만의 온도까지 0.5 내지 1000℃/초의 냉각 속도로 수행된다.

상기 강은 열간 압연 및/또는 냉간 압연 시트로 변형될 수 있다.

상기 열간 압연 및/또는 냉간 압연 시트는 0.5 내지 12 mm, 바람직하게는 0.5 내지 4 mm의 두께를 가질 수 있다.

바람직하게는, 오스테나이트화 동안, 열간 변형 및/또는 냉간 변형된 강은 10 초 내지 1 시간 동안에 Ac1 + 100℃ 내지 1050℃의 온도가 될 수 있다.

본 발명의 변형례에 따르면, 오스테나이트화 및 다음에 ??칭된 강에 대하여 90 내지 250℃의 온도에서 10 초 내지 1 시간 동안 추가의 열처리가 수행될 수 있다.

이해되는 바와 같이, 본 발명은 강 조성과 특정 미세구조 사이의 결합에 기초한다. 이러한 결합으로 인해 특히 열간 드로잉에 의해 쉽게 성형될 수 있는, 그리고 높은 인장 강도(Rm)와 최종 마르텐사이트 상태에서의 상당한 굽힘 능력 사이의 매우 우수한 타협점을 제공함으로써 표준 NF EN ISO 7438 및 VDA 238-100 프로시저에 따라 측정된 동일한 정도로 높은 굽힘 각도(θ)를 얻을 수 있는 시트를 제조할 수 있다. 따라서, 이 시트는 차량이 받는 충격에 의한 에너지를 흡수하는 높은 용량을 제공하는 자동차 자체의 부품으로서 사용하기에 매우 적합하다.

제품의 측정치인 "Rm x q/180"(Rm은 MPa로 표시되고, θ는 도로 표시되며, 이는 가능한 한 높아야 함)은 이러한 타협점을 달성할 수 있는 강의 능력에 대한 우수한 지표이다.

실제로, 굽힘이나 압축에서 튜브형 구조물에 의해 흡수된 에너지는 이것을 구성하는 재료의 기계적 저항, 변형되는 다양한 구역의 굽힘 각도 및 섹션의 기하학적 인자(두께, 너비, 높이)에 비례하는 것으로 알려져 있다. D. Kecman의 논문(Int. J. Mech. Sci, Vol.25, No. 9-10, pp 623-636, 1983, 또는 by T. Wierzbicki, Computers & Structures, Vol. 51, No. 6, pp 625-641, 1994 published by Elsevier)을 참조할 수 있다.

본 발명은 다음의 설명에 비추어 더 잘 이해될 것이다.

0.05%의 최소 C 함량은 제조 프로세스의 제 1 단계 동안에, 즉 ??칭 전에 미세구조의 오스테나이트화를 얻을 필요성에 의해 정당화된다. 이는 시트의 기계적 특성, 특히 성형 능력 및 그 기계적 강도를 좌우한다. 0.30%를 초과하는 함량은 ??칭(이는 굽힘 능력을 저하시킴)에 의해 형성된 거친 마르텐사이트의 약화를 회피하기 위해, 그리고 자동차 산업에서 본 발명의 바람직한 적용을 위해 불리할 수 있는 용접성을 저하시키므로 바람직하지 않다. 그러나, 강의 조성 및/또는 열처리에 관해 본 발명에 의해 요구되는 기타 조건들이 설정된 한계에 근접하는 경우에 완전히 만족스러운 굽힘 각도가 더욱 확실하게 얻어지도록 0.20%의 최대 함량이 바람직하다.

0.20%의 최소 Mn 함량은 필요한 오스테나이트화를 제공한다. 2.0%를 초과하면, 중성 분위기 또는 환원성 분위기에서 열처리가 수행되지 않으면, 열처리 동안에 산화 문제가 발생할 우려가 있다. 중성 분위기의 사용이 의무화되면 열처리의 실행을 위해 고비용이 수반될 수 있다. 또한, 2.0%를 초과하는 양의 망가니즈는 ??칭의 종료 시에 잔류 오스테나이트가 존재할 가능성이 있으므로 원하는 마르텐사이트 구조를 얻는데 바람직하지 않다.

그 Si 함량은 미량 내지 1.0%이다. 실리콘은 Al과 정확하게 동일하게 프로세스 동안에 탈산제로서 사용될 수 있고, Al에 실리콘이 첨가되거나 Al을 실리콘으로 치환할 수 있다. 그러나, 1.0%를 초과하면, 페라이트의 형성을 과도하게 촉진하므로 오스테나이트화가 더 어려워지고, 시트를 지나치게 약화시킴으로써 충분히 기능하는 복잡한 부품의 성형을 확실하게 행할 수 없게 할 것으로 생각된다.

또한, Mn 및 Si의 총 함량은 1.5%를 초과해서는 안 된다. Mn 및 Si의 둘 모두 편석 원소이므로, Mn 및 Si의 총 함량이 지나치게 많으면, 특히 부품의 두께가 비교적 상당한 경우, 마르텐사이트 미세구조의 균질성에 악영향을 줄 수 있다. 전술한 바와 같이 Mn은 0.2% 이상의 함량으로 존재하므로 Mn + Si의 최소 함량은 0.2%이다.

S 함량은 최종 제품의 적절한 용접성 및 탄성을 보장하기 위해 미량 내지 0.01%이다. 그러나, 이를 초과하면, 내식성이 저하하고, 굽힘 각도가 감소하고(특히 MnS의 석출물에 기인함), 한편으로 MnS의 과도한 석출을 피하기 위해, 본 발명에 따르면 아래와 같은 관계가 달성되는 것이 중요하며, 여기서 Mn 및 S의 함량은 중량%로 표시된다. (Mn 및 S가 각각 단순한 불순물의 형태로, 다시 말하면 프로세스로 인한 미량으로서 존재하는 경우, 본 관계에서 그 함량은 0로 간주됨):

0 ≤ 10,000 x Mn x S ≤ 40

최종 제품이 과도하게 취성을 갖지 않도록 보장하기 위해 P 함량은 미량 내지 0.04%이다. P는 또한 용접성에 유해하고, 결정립계에서 페라이트 및 마르텐사이트의 취성을 증가시킨다.

Cr 함량은 10.5 내지 17.0%이다. 시트의 산화성을 확보하기 위해 10.5%의 최소 함량이 정당화된다. 17% 보다 높은 함량은 오스테나이트화를 어렵게 하고, 강의 비용을 불필요하게 증가시킨다.

Ni 함량은 미량 내지 4.0%이다.

최대 4.0%의 전술한 한계 내의 Ni의 존재는 오스테나이트화를 촉진하므로 유리하다. 조건 [Cr - 10.3 - 80*(C + N)²] ≤ (Mn + Ni), 다시 말하면 (Mn + Ni) - [Cr - 10.3 - 80*(C + N)²] ≥ 0에 대해 동시에 존중하는 것이 필요하며, 여기서 다양한 함량은 중량%이다.

그러나, 4.0% 한계를 초과하고 및/또는 Cr, C, N, Mn 및 Ni를 관련짓는 전술한 식을 존중하지 않으면, 냉각 후에 미세구조 내에 잔류 오스테나이트가 과도하게 존재하고 마르텐사이트가 불충분하게 존재하게 된다. Ni는 또한 고가의 원소이고, 그 양은 가능한 한 원하는 특성을 얻기 위해 엄밀하게 필요한 양으로 제한되어야 한다.

Mo 함량은 미량 내지 2.0%, 바람직하게는 1.0%이다.

Mo의 존재는 필수적이지 않다. 그러나, Mo는 우수한 내식성에 도움이 된다. 2.0%를 초과하면 오스테나이트화가 방해받으며, 강의 비용이 불필요하게 증가한다. 수소의 확산을 제한하는 점에서 취화 원소이므로 1.0%의 최대 함량이 바람직하고, 따라서 금속으로부터 제거하는 것이 더 어렵다.

W 함량은 미량 ≤ Mo + 2W ≤ 2.0%, 바람직하게는 미량 ≤ Mo + 2W ≤ 1.0%의 관계를 존중함으로써 Mo의 함수로서 정해진다. W의 장점 및 단점은 Mo의 장점 및 단점과 질적으로 필적한다.

Cu 함량은 미량 내지 최대 2.0%이며, 강이 용접되어야 하는 부품의 제조를 목적으로 하는 경우에 0.5% 이하의 함량이 바람직하다.

이러한 Cu 요건은 이러한 유형의 강에 대해 고전적이다. 실제로, 이는 Cu의 첨가가 유용하지 않으며, 이 원소의 존재는 사용되는 원료에 기인되는 것에 불과함을 의미한다. 일반적으로 Cu의 자발적인 첨가에 해당하는 0.5%를 초과하는 함량은 용접성을 저하시키므로 그다지 바람직하지 않다. 그러나, Cu는 오스테나이트화에 도움이 될 수 있으며, 최종 부품이 용접용이 아닌 경우에 최대 2.0%의 함량이 허용될 수 있다. 강 내에 잔류 오스테나이트가 너무 많아질 우려를 방지하기 위해 이 2.0%의 함량을 초과해서는 안 된다.

같은 이유로 잔류 오스테나이트가 과도하게 존재할 수 있으므로, Cu + Co는 2.0%를 초과하지 않아야 하고, Cu + Co + Ni는 4.0%를 초과하지 않아야 한다.

Ti 함량은 미량 내지 0.5%이다.

Ti는 Al 및 Si와 같은 탈산제이지만 그 비용 및 동일한 첨가량에 대한 탈산의 경우에 Al보다 효율이 낮으므로 그 사용은 일반적으로 그다지 흥미롭지 않다. 그러나, Ti는 Ti의 질화물 및 탄질화물의 형성이 입자의 성장을 제한할 수 있고, 특정의 기계적 특성 및 용접성에 유리하게 영향을 줄 수 있다는 장점을 가질 수 있다. 그러나, Ti는 탄화물의 형성으로 인해 오스테나이트화를 방해하는 한편 TiN은 탄성 및 굽힘 능력을 저하시키므로 이러한 형성은 본 발명에 따른 방법의 경우에는 결점이 될 수 있다. 따라서 0.5%의 최대 함량을 초과해서는 안 된다.

V 함량은 미량 내지 0.3%이다.

Zr 함량은 미량 내지 0.5%이다.

Ti과 마찬가지로, V 및 Zr은 질화물을 형성할 수 있는 취화 원소이며, 단독으로 또는 조합으로 너무 많은 양이 존재해서는 안 된다. 이 마지막 관점에 대해 다음의 제한이 충족되어야 한다

미량 ≤ Ti + V + Zr ≤ 0.5%

Al 함량은 미량 내지 0.2%이다.

Al은 통상적으로 프로세스 동안에 탈산제로서 사용된다. 탈산 후 과량의 AlN의이 기계적 특성을 저하시킬 우려가 있고, Al이 매우 페라이트화하므로 주로 마르텐사이트 미세구조를 얻는데 어려움이 존재하므로 강 내에 0.2%를 초과하는 양이 잔류해서는 안 된다

O 함량은 미량 내지 400 ppm이다.

O 함량의 요건은, 개재물로부터 시작되는 균열 없이 이것을 성형하는 능력, 최종 부품에 대해 요구되는 기계적 특성의 품질 또는 굽힘 품질에 관한 한, 마르텐사이트계 스테인리스강의 경우에 고전적이며, 산화된 개재물이 과도하게 존재하면 이들 특성이 변화될 가능성이 있다.

20 ppm의 최대 Ca 함량은 허용된다. 이 원소의 첨가는 강의 최종 특성에 관련되는 이유로 정당화되지 않는다. 그러나 이것은 용강의 탈산, 산화된 개재물의 조성 및 형태의 제어에 통상적으로 사용된 경우에 용강의 처리 후에 존재할 수 있다.

O의 최종 함량은 처리 중의 탈산제 Al, Si, Ti, Zr의 첨가, Ca 첨가의 가능성, 용강 내의 산화된 개재물을 디캔팅(decanting)하는데 취해진 주의, 및 고화된 강 내에 용해된 상태의 이들 탈산제의 잔존에 의해 본질적으로 결정된다. 이들 각 원소는 개별적으로 고려되었을 때 존재하지 않거나 극히 약간만 존재할 수 있으나, 그럼에도 불구하고 이들 원소 중 적어도 하나(대부분의 경우에 Al 및/또는 Si)는 부품의 평범한 성형을 위해 그리고 산화물 개재물의 과도한 존재에 의해 기계적 특성이 저하되는 부품의 장래의 용도를 위해 최종 시트의 O 함량이 너무 높지 않도록 보장하는데 충분한 양으로 존재하는 것이 필요하다. 강의 탈산 및 산화된 개재물의 조성 및 양의 제어를 관리하는 이러한 접근법은 당업자에게 주지되어 있으며, 완전히 종래의 방법으로 본 발명의 상황에 적용된다.

Nb 함량은 Ta 함량과 마찬가지로 미량 내지 0.3%이다. Ta는 그 야금학적 효과에 관련하여, 특히 탄질화물의 형성과 관련하여 Nb에 매우 가까운 원소이므로 0.25 ≤ (Nb + Ta)/(C + N) ≤ 8의 관계가 만족되어야 한다.

Nb 및 Ta는 우수한 탄성 및 우수한 굽힘 능력을 얻는데 중요한 원소이며, 이들 중 적어도 하나는 상당히 존재해야 한다. 그러나, 이들은 오스테나이트화를 방해할 수 있으므로 설명된 양을 초과하여 존재해서는 안 된다. 또한, 이들 원소는 C 및 N을 포획하며, 그 총 함량은 강 내에 실제로 존재하는 C 및 N 함량에 따라 조정되어야 한다. C 및 N 함량이 비교적 높은 경우에 강 내에 Nb 및/또는 Ta가 너무 적으면, 탄성을 충분히 향상시키기에 충분한 용존 Nb 및 Ta가 남아 있지 않을 것이다.

따라서, 20℃에서 50 J/cm² 이상의 탄성을 얻기 위해 0.25 ≤ (Nb + Ta)/(C + N) ≤ 8이 요구된다.

Co 함량은 미량 내지 0.5%이다. 이 원소는 Cu와 마찬가지로 오스테나이트화를 도울 수 있다. 그러나, 강이 용접되기 위한 부품용으로 변형되는 경우에 용접성의 저하를 방지하기 위해 과도한 양으로 첨가되어서는 안 된다. 그 밖의 점에서는, 최대 2.0%의 Co 함량 은 허용가능하다.

전술한 바와 같이, 너무 높은 잔류 오스테나이트 함량이 되는 것을 방지하기 위해 2.0%의 Cu + Co 총 함량 및 4.0%의 Cu + Co + Ni 총 함량이 초과되어서는 안 된다.

Sn 함량은 미량 내지 0.05%이다. 이 원소는 용접성 및 강의 열간 가공 능력에 유해하므로 바람직하지 않다. 0.05% 한계가 허용범위이고, 실제로 대부분의 경우 자발적 첨가가 없는 것에 대응한다.

B 함량은 미량 내지 0.1%이다.

B는 필수는 아니지만 오스테나이트의 경화능 및 단조능에 유리하다. 그러므로 이는 열간 성형을 촉진한다. 그러나, 0.1%를 초과하여 첨가해도 이 점에서 유의미한 추가의 개선을 제공하지 않고, 성형을 위해 바람직하지 않은 붕소 질화물 형태로 석출의 위험을 증가시킨다.

H 함량은 미량 내지 5 ppm(0.0005%), 바람직하게는 1 ppm(0.0001%) 이하, 0.1 ppm(0.00001%) 이하이다.

과도한 H 함량으로 인해 마르텐사이트 및 페라이트는 더 취성이 되는 경향이 있다. 따라서 H의 존재가 확실이 낮을 수 있는 액체 상태에서 강을 제조하는 방법을 선택해야 한다. 전형적으로, 용강의 철저한 탈기를 보장하는 처리(AOD(Argon Oxygen Decarburization)로 잘 알려진 프로세스인 대기압 하에서 용강 내에 아르곤의 대량 주입이나 진공 처리에 의함)가 권장된다.

N 함량은 미량 내지 0.2%이다.

N은 불순물이며, H 함량을 저하시킬 수 있는 동일한 처리는 그 존재를 제한하거나 실질적으로 저감시키는데 기여한다. N 함량이 항상 낮을 필요는 없지만, 질화물 또는 탄질화물을 형성하기 위해 조합될 수 있는 원소의 함량과 함께 고려되는 경우에 그 함량이 너무 높지 않아야 한다. 이로 인해 위의 0.25 ≤ (Nb + Ta)/(C + N) ≤ 8의 관계가 얻어지고, 이것에 대한 존중은 충분한 탄성을 제공하는데 기여한다.

희토류와 Y의 총 함량은 미량 내지 0.06%이다.

희토류와 Y는 산화에 대한 내성의 특성(산화 속도가 낮으므로 형성되는 산화물이 적음)을 개선하고, 이는 열간 성형 동안이 장점이 될 수 있다. 다른 한편, 이것이 다량으로 존재하는 경우, 이것이 형성하는 비금속 개재물은 희토류 및 Y의 반응성이 높으므로 주조 중에 또는 산세척 중에 더욱 하류에서 심각한 문제를 일으킨다. 희토류 및 Y의 가능한 총 첨가량은 0.06%로 제한된다. 어쨌든, 이들 원소의 가격이 높으므로 탈산을 보장하기 위해 Al 또는 Si과 같은 보다 일반적인 원소에 의존하는 것이 일반적으로 바람직하다.

본 발명에 따라 제조된 시트는 코팅된 시트일 수 있고, 여기서 코팅(일반적으로 Zn, 또는 Al, 또는 합금으로의 코팅이며, 그 중 하나 및/또는 다른 하나가 주성분임)은 시트가 성형되기 전 또는 후에 실시될 수 있다는 것을 이해해야 한다. 사용될 수 있는 코팅 기술은 강에 대해 일반적으로 실시되는 것(Al, 또는 Zn, 또는 이들의 합금 중 하나의 용융욕 내에 침지, 전기도금, CVD/PVD)과 다르지 않다. 이 코팅은 전형적으로 1 내지 200 μm의 두께이고, 시트의 일면 또는 양면에 존재하고, 이러한 목적을 위해 종래에 사용되던 임의의 기술에 의해 퇴적될 수 있다. 이것이 오스테나이트화 이전에 퇴적되는 경우에 이것이 오스테나이트화 온도에서 시트가 존재하는 동안에 증발되지 않으므로 필요하며, 이는 이 존재가 짧은 경우에도 경우에 따라 일어날 수 있다.

이러한 조건을 만족시키는 코팅의 특성 및 퇴적 방법의 선택 및 최적화는 종래의 코팅된 스테인리스강 시트를 성형할 때 당업자가 행하는 것을 초과하지 않는다. 그러나, 코팅이 오스테나이트화 이전에 이루어지는 경우, Al이 Zn보다 오스테나이트화 온도에서 증발할 가능성이 낮으므로 Zn을 기반으로 하는 코팅 위해 Al을 기반으로 하는 코팅을 갖는 것이 바람직하다.

본 발명에 따른 조성을 갖는 강은, 예를 들면, 전형적으로는 0.5 mm 내지 12 mm 범위의 두께로 열간 압연 시트 및/또는 냉간 압연 시트로 성형됨으로써 종래의 방법으로 제조, 주조 및 열간 가공된다. 그러나, 본 발명의 자동차용 시트에의 바람직한 적용에서, 바람직한 두께는 0.5 내지 4 mm의 범위이다.

다음에, 본 발명에 따르면, 이와 같이 하여 얻어진 변형된 제품은 최초로 오스테나이트화를 겪고, 이로 인해 제품은 가열 중에 10 초 내지 1 시간의 기간 동안에 오스테나이트의 출현 온도(Ac1) 내지 1100℃ 범위의 온도, 이상적으로는 Ac1 + 100℃ 내지 1050℃의 온도로 됨으로써 완전한 오스테나이트화를 보장함과 동시에 제품의 산화 및 오스테나이트화의 에너지 비용을 제한한다. 이 오스테나이트화 온도는 시트의 전체 체적과 관련되어야 한다는 것 및 시트의 두께 및 변형의 동력학을 고려하여 오스테나이트화가 이 체적의 전체를 통해 완료되도록 처리가 충분히 길어야 한다는 것을 이해해야 한다. 물론 이는 시트 이외의 반제품에 대해서도 유효하다.

오스테나이트화가 이루어지는 퍼니스는 신속하고 균일한 가열을 가능하게 하는 종래의 퍼니스 또는 인덕션 퍼니스일 수 있으나, 재가열 속도는 이미 존재하는 탄화물 석출물의 합체를 피하도록 5℃/초를 초과해야 하고, 이는 오스테나이트화 동안에 용해를 지연시킨다. 오스테나이트화 단계에서 총 지속시간을 너무 길게 부과하지 않는 것도 이러한 최소 가열 속도의 원인이 된다. 분위기는 표준의 경우에 공기이며, 시간 및 온도 조건은 완전한 오스테나이트화를 보장하면서 산화를 제한하도록 최적화된다.

그러나, 가열 분위기에서 시트의 상당한 산화 및/또는 표면 탈탄을 보다 확실하게 피하기 위해 공기와 같은 산화성 분위기에서 이러한 오스테나이트화를 수행하는 것을 피하는 것이 바람직하다. 표면 산화는 시트의 표면에서의 스케일링을 피하기 위해 시트를 성형하기 전에 기계적으로 또는 화학적으로 스케일을 제거할 필요로 이어지고, 재료의 손실 및 성형된 부품의 표면의 최종 외관의 열화를 초래할 수 있다. 표면에서 수십 μm 깊이까지의 과도한 탈탄은 시트의 경도 및 인장 강도를 저하시킨다. 상당한 산화 및/또는 탈탄의 위험은, 공지된 방법에서, 오스테나이트화 온도뿐만 아니라 퍼니스의 처리 분위기에 의존한다. 비산화성, 따라서 중성 또는 환원성 분위기(질소, 아르곤, CO, 수소 및 그 혼합물)는, 바람직하게는 공기 중에서, 손상을 일으키지 않으면서 처리 온도를 증가시킬 수 있고, 이는 최소 시간 내에 완전한 오스테나이트화를 보장할 수 있다. 수소화 분위기를 사용하는 경우, 금속에 의한 수소의 흡수를 유발하지 않아야 하며, 이로 인해 위에서 규정된 한계를 초과하도록 할 수 있다.

전형적으로, 오스테나이트화는 925℃ 내지 1000℃의 온도에서 10 초 내지 1 시간 동안(이 지속시간은 시트가 Ac1을 초과할 수 있는 시간임), 바람직하게는 종래의 오븐 내에서의 가열을 위해서는 2 분 내지 10 분, 인덕션 오븐의 경우에는 30 초 내지 1 분 동안에 이루어진다. 인덕션 오븐은 공칭 오스테나이트화 온도까지 신속한 재가열을 제공하는 그 자체로 알려져 있는 장점이 있다. 또한, 이것은 시트의 전체 체적을 즉각 포함하므로, 원하는 결과를 얻는데 종래의 오븐보다 짧은 처리를 가능하게 한다. 이들 온도 및 지속시간은 처리의 연속성으로 인해 프로세스의 우수한 생산성을 가능하게 하는 합리적인 시간 동안 충분한 마르텐사이트의 형성으로 이어지는 것을 가능하게 한다.

이 오스테나이트화의 목적은 초기의 페라이트 + 탄화물 미세구조로부터 체적 분율로 최대 0.5%의 탄화물 및 체적 분율로 최대 20%의 잔류 페라이트를 함유하는 오스테나이트 미세구조로 이동하게 하는 것이다. 이 오스테나이트화의 하나의 목적은, 특히, 초기에 존재하는 적어도 대부분의 탄화물의 용해를 유도하여 프로세스의 다음 단계 동안에 마르텐사이트 구조를 형성하도록 C 원자를 방출하게 하는 것이다. 최종 제품이 완성될 때까지 잔류해야 하는 20%의 최대 잔류 페라이트 함량은 얻기를 원하는 탄성 및 통상의 항복 강도에 의해 정당화된다. 오스테나이트화의 지속시간은 이 미세구조가 처리된 강의 전체를 통해 얻어지도록 조정되므로 이 단계에서 반제품의 정확한 치수에 따라 달라질 수 있다. 당업자는 주어진 형상 및 치수의 반제품에 대해 그들이 원하는 대로 설비에 대해 수행된 모델링 및/또는 실험에 의해 이 조정을 쉽게 수행할 수 있다.

온도 Ac1은 화학 조성 및 또한 가열 속도에 의존한다. 공지된 바와 같이, 이것은 10과 100℃/초 사이에 있는 미리 정해진 가열 속도로 수행된 가열 동안에 샘플의 팽창을 추적함으로써 측정된다. Ac1은 곡선의 기울기 "온도 = f(시간)"가 상쇄되는 제 1 온도이므로 오스테나이트 상의 출현에 대응한다. 본 발명에서 온도 Ac1은 요구되는 조성을 갖는 반제품에 대해 실험적으로 얻어지는 온도이지만 Ac1은 반제품의 크기에 의존하지 않고 본질적으로 그 조성에만 의존하는 양임을 이해해야 한다.

다음에 본 발명에 따르면 이러한 오스테나이트화 후에 반제품은 대기 중에서 정지되거나 펄스 상태로, 또는 실온에서 물 탱크나 오일 탱크 내에 이것을 침지시킴으로써, 또는 열간 드로잉과 같은 열간 성형 프로세스를 사용하는 경우에 성형 공구 내에서 오스테나이트화 온도로부터 ??칭된다. 목적은 반제품의 체적 전체를 통해 전형적으로 약 300℃인 마르텐사이트 변태의 시작 시의 온도 Ms 미만의 온도까지 0.5 내지 1000℃/초의 냉각 속도를 얻고, 다음에 실온까지 0.5 내지 20℃/초로 냉각하는 것이다. Ms는 강의 조성에 의존하며, 종래의 방식으로 공식 및 모델 또는 팽창측정 시험에 의해 결정될 수 있다. 예를 들면, 문헌("F. B. Pickering, Physical Metallurgical Development of Stainless Steels", Stainless Steels '84, pp 2-28, The Institute of Metals, London, 1985.)을 참조할 것. 실온까지의 냉각이 가장 일반적인 접근법이지만 Ms 미만의 냉각 속도를 특별히 제어하는 것은 필요하지 않다.

이와 같이 하여 얻어지는 최종 제품은, 예를 들면, 충격 파열에 저항하면서 충돌로부터 생기는 에너지를 가장 잘 흡수하도록 설계된 구조에서 사용하도록 의도된 시트의 형태로 얻어지며, 전형적으로 주위 온도에서 다음의 특성을 갖는다:

인장 강도 Rm: 900 MPa 이상;

종래의 항복 강도 Rp_0.2: 700 MPa 이상;

파단점 신율 A: 5% 이상, ISO 6892 표준에 따라 측정됨;

마르텐사이트의 비율이 75%를 초과하는 경우의 가능한 바람직한 탄성: 20℃에서 50 J/cm² 이상;

VDA 238-100에 따라 1.5 mm 두께의 샘플에서 측정된 굽힘 각도 능력: 50° 이상;

관계(Rm x 굽힘 각도/180°)에 의해 측정된 충돌 시험에서 흡수 능력은 450를 초과하였고, 여기서 Rm은 MPa로 표현되고, 굽힘 각도는 1.5 mm 두께의 샘플에 대해 표준 VDA 238-100에 따라 측정된 °로 표현된다

이들 특성은 전술한 강의 조성과 전술한 오스테나이트화 ??칭 처리에 의해 얻어진 이 강의 적합한 미세구조의 조합에 의해 얻어지며, 이것은 최소 75%의 마르텐사이트이고, 최대 20%의 페라이트를 함유하며, 이것의 입자 크기는 1 내지 80 μm, 바람직하게는 5 내지 40 μm이고, 탄화물의 체적 분율은 최대 0.5%이다. 따라서 ??칭 후에 허용될 수 있는 잔류 오스테나이트 분율은 최대 약 5%로서, 이것은 100%와 마르텐사이트, 페라이트 및 탄화물의 분율의 합 사이의 차이에 실질적으로 대응한다.

마찬가지로, 따라서 주위 온도로 냉각한 후에 기계적 특성 및 굽힘 능력을 저하시키지 않으면서 파단점 신율을 개선하여 10%를 초과하는 값으로 하기 위해 최종 부품에 대해 추가의 열처리가 수행될 수 있다. 이 처리는 최종 부품이 90℃ 내지 250℃의 온도에서 10 초 내지 1 시간 동안 유지되는 것으로 구성된다. 이 추가의 처리는 베이크 경화(bake hardening)에 의한 경화에 경화될 수도 있으며, 그 온도 및 지속시간은 이 범위에 있고, 전형적으로는 180℃ 및 20 분이다. 이러한 처리 및 후속 냉각은 정지 공기 중에서, 따라서 몇 ℃/초 정도의 냉각 속도로 수행된다.

아래의 표 1은 유사한 종래의 조건 하에서 수행된 제조 및 열간 압연 후, 800℃에서 5 시간 동안 수소의 불활성 분위기 하에서 오븐 내에서 열간 압연 제품을 어닐링하고, 다음에 최대 1.5mm까지 냉간 압연한 적용된 강의 조성을 보여준다:

다음의 참고 처리: 800℃에서 15 분 동안 어닐링, ??칭하지 않고, 그 후 산세척,

또는 본 발명에 따른 다음의 열처리: 20℃/초의 가열 속도로 950℃까지 승온, 950℃에서 5 분 동안 오스테나이트화, 강제 공기를 사용하여 10℃/초의 냉각 속도로 300℃까지 ??칭; 이 처리는 참고 처리 및 산세척에 선행되거나 선행되지 않을 수 있다.

함량은 중량%로 제공된다. 언급되지 않은 원소는 프로세스로 인한 미량의 수준으로만 존재한다.

표 1: 시험 샘플의 조성

표 2는 표 1의 강에 대하여 이것이 본 발명에 의해 요구되는 관계를 만족시키는지의 여부를 보여준다. 본 발명에 따른 값은 밑줄이 그어져 있다.

표 2: 시험된 샘플에 대해 본 발명에 따른 다양한 원소들 사이의 관계

강		W+2Mo ≤2%	0.25 ≤ (Nb+Ta)/(C+N) ≤ 8	0.2% ≤ Mn+Si ≤ 1.5%	MnS10000 ≤ 40	(Mn+Ni) -[Cr-10.3-80*(C+N)²] ≥ 0	Ti+Zr+V ≤0.5%
본 발명에 따른 조성	1	0.201	1.89	1.16	12	0.01	0.106
	2	0.201	0.62	0.86	5	0.78	0.010
	3	0.401	1.30	0.71	4	0.07	0.078
	4	0.305	1.31	0.86	30	0.52	0.105
	5	0.325	0.82	0.75	21	0.10	0.107
	6	0.405	0.47	0.72	24	7.85	0.086
	7	0.502	1.44	0.85	7.5	0.49	0.041
	8	0.405	0.74	0.80	22.5	2.94	0.076
참고 조성	9	0.021	0.01	1.48	49.2	15.26	0.016
	10	0.101	0.11	1.8	78	12.14	0.061
	11	0.021	0.09	2.85	42	12.62	0.111
	12	0.041	0.04	1.80	70	16.71	0.111
	13	0.031	0.14	2.10	70	22.73	0.055
	14	0.581	0.48	1.25	45	-1.23	0.091
	15	0.601	0.11	0.62	2.2	-1.35	0.221

표 3은 표 1의 다양한 강에 대해 수행된 열처리 후에 얻어진 금속 구조를 보여준다. 밑줄 친 값은 이 미세구조의 관점으로부터 관련된 실시례가 본 발명에 따른 것으로 생각되지 않는 것을 의미하는 값이다.

표 3: 열처리 후 표 1의 강의 미세구조 특성

강		열처리	탄화물 (%)	페라이트 (%)	페라이트 입자의 크기 (μm)	마르텐사이트 (%)
본 발명에 따른 조성	1	950℃. 5 분	0.001	15	30	84.999
	2	950℃. 5 분	0.001	17	25	82.999
	3	950℃. 5 분	0.005	1	10	98.995
	4	950℃. 5 분	0.005	2	5	97.995
	5	950℃. 5 분	0.005	1	10	98.995
	6	950℃. 5 분	0.005	3	10	96.995
	7	950℃. 5 분	0.005	2	5	97.995
	8	950℃. 5 분	0.005	0	-	99.995
	1	참고 (발명 아님)	0.01	99.99	35	0.000
	1	950℃. 2 시간 (발명 아님)	0.001	13	130	86.999
	3	참고 (발명 아님)	0.01	99.99	60	0.000
	8	참고 (발명 아님)	0.02	99.98	30	0.000
참고 조성	9	950℃. 5 분	0.005	1	25	98.995
	9	참고 (발명 아님)	0.01	99.99	20	0.000
	10	참고 (발명 아님)	0.01	99.99	30	0.000
	11	950℃. 5 분	0.02	10	50	89.980
	12	950℃. 분	0.01	2	45	97.990
	13	950℃. 5 분	0.01	0	-	99.990
	14	950℃. 5 분	0.01	45	30	54.990
	15	950℃. 5 분	0.01	95	25	4.990

표 4는 본 발명에 따른 실시례의 특성 및 본 발명이 달성하고자 하는 모든 관계를 만족시키지 않고 모든 특성을 달성하지 못하는 참고 실시례의 특성을 보여준다. 밑줄 친 값은 위에서 언급한 기준과 관련하여 만족스럽지 않은 값이다. 마르텐사이트 함량이 불충분하고, 어떤 경우에도 본 발명의 범위를 벗어난 강에 대해서는 탄성 시험이 수행되지 않았다.

표 4: 시험된 샘플의 기계적 특성 및 굽힘 특성

강		열처리	Rp_0.2 (MPa)	Rm (MPa)	A(%)	굽힘 각도 (°)	Rm*각도/180°	75 체적%를 초과하는 마르텐사이트 등급에 대해 20℃ 에서의 탄성 (J/cm²)
본 발명에 따른 조성	1	950℃. 5 분	720	910	6	135	683	90
	2	950℃ 5 분	760	1030	10	115	658	55
	3	950℃ 5 분	750	990	8	110	605	65
	4	950℃ 5 분	870	1130	9	100	628	70
	5	950℃ 5 분	850	1170	8	85	553	60
	6	950℃ 5 분	1200	1800	7	50	500	55
	7	950℃ 5 분	900	1100	9	95	581	70
	8	950℃ 5 분	1200	1500	5	55	458	55
	1	참조	390	475	26	135	356	해당없음
	1	950℃ 2 시간 (발명 아님)	720	790	4	80	351	70
	3	참고 (발명 아님)	285	505	30	125	351	해당없음
	8	참고 (발명 아님)	290	520	25	120	347	해당없음
참고 조성	9	950℃ 5 분	1050	1500	5	50	417	50
	9	참고 (발명 아님)	350	500	15	120	333	해당없음
	10	참고 (발명 아님)	400	550	16	120	367	해당없음
	11	950℃ 5 분	800	1000	6	75	417	45
	12	950℃ 5 분	1100	1500	3	50	417	45
	13	950℃ 5 분	1400	1760	3	45	440	40
	14	950℃ 5 분	700	900	5	55	275	해당없음
	15	950℃ 5 분	200	380	25	135	285	해당없음

이하의 소견은 주로 이들 결과로부터 추정될 수 있다.

참고 강 9 내지 13은 자동차 산업에서 일반적으로 사용되는 공지된 유형의 비 스테인리스 마르텐사이트 강(따라서, 본 발명의 강 및 다른 참고 강 14 및 15의 클래스에 속하지 않음)이다. 이들은 본 발명의 강의 특성이 이들의 특성과 어떻게 비교되는지를 보여주기 위해 시험되었다.

참고 강 9 내지 12는 단독으로 취해진 Cr 이외의 원소에 관하여 본 발명에 따른 조성을 갖는다. 그러나, 이들은 C + N의 합에 비해 불충분한 Nb + Ta, 불충분한 Mn + Si (9를 제외하고 거의), 및 S에 비해 너무 많은 Mn을 함유한다. 그럼에도 불구하고 950℃에서 5 분 동안 본 발명에 따라 열처리된 강은 적합한 미세구조를 갖는 것으로 밝혀졌다. 마르텐사이트 조건에서 굽힘 각도는 정확하지만 동시에 이들의 Rm은 기대치에 대응하는 충돌 시험에서의 흡수 능력을 제공하기에 충분히 높지는 않다. 참고 열처리된 것에 관하여, 이들은 페라이트 미세구조가 잔류하며, 그 굽힘 각도는 높지만(120°), Rm은 마르텐사이트가 없기 때문에 낮고, 충돌 시험에서의 흡수 능력은 목표보다 훨씬 더 낮다.

참고 강 13도 C 함량이 너무 높다. 예상되는 바와 같이, 굽힘 각도는 동일한 열처리를 받은 미 스테인리스 마르텐사이트 강의 다른 실시례의 굽힘 각도보다 훨씬 작다. 충돌 시험 중에, 이것의 매우 높은 Rm은 이러한 불충분한 굽힘 능력을 보상하지 못한다.

참고 강 14 및 15는 마르텐사이트계 스테인리스강이다.

참고 강 14는 본 발명에 의해 요구되는 최소값보다 매우 약간 낮은 측정된 C 함량을 가지며, 이는 이 최소값과 동일한 것으로 이해될 수 있다. 다른 한편, Mn, Ni, Cr, C 및 N을 연결하는 관계는 무시된다. 본 발명에 따른 조건 하에서 수행된 열처리 후, 이것은 페라이트 함량이 너무 많아진다. 결과적으로, 그 굽힘 각도는 정확하지만, 그 Rm은 충돌 시험에서 충분한 흡수 능력을 확보하기에 충분히 높지 않다.

참고 강 15는 본 발명에 의해 요구되는 것보다 상당히 낮은 C 함량을 가지며, 이는 열처리 후에 거의 전체적으로 페라이트 미세구조를 제공한다. Nb 및 Ta가 실질적으로 존재하지 않으므로 이것은 본 발명에 의해 요구되는 것보다 낮은 (Nb + Ta)/(C + N) 비를 제공한다. Mn, Ni, Cr, C 및 N를 연결하는 관계는 준수되지 않으며, 이는 미세구조의 비상한 페라이트 성질에 기여한다. 결과적으로, Rm 및 Rp_0.2는 매우 불충분하며, 굽힘 각도가 매우 높음에도 불구하고 충돌 시험에서 흡수 능력은 불충분하다.

본 발명에 따른 조성의 강 1은 3 가지 상이한 열처리를 받았다.

950℃에서 5 분 동안 처리한 후의 ??칭은 본 발명에 따른 것이다. 그 결과 모든 관점에서 본 발명의 요건을 만족시키는 강이 얻어진다. 특히, 135°의 그 굽힘 각도는 매우 높은 것이며, 그 Rm이 정확하므로 충돌 시험에서의 흡수 능력이 탁월하다.

이 강 1에 적용된 참고 열처리도 이러한 높은 굽힘 각도를 얻는 것을 가능하게 하였다. 그러나 Rm은 (Rp_0.2와 같이) 상당히 불충분하며, 충격 흡수 능력은 솔직히 불충분하다.

950℃에서 2 시간 동안 열처리 후에 이 강에 가해진 ??칭은 만족스럽지 않다. 높은 지속시간은 페라이트 입자의 크기를 과도하게 증가시켰다(본 발명에 따른 처리의 경우의 30 μm 및 본 발명에 따른 처리보다 낮은 온도 및 긴 시간 동안 수행된 참고 처리의 경우의 35 μm에 대비되는 130 μm). 그 결과, 강은 본 발명에 따른 처리보다 작은 굽힘 각도 및 무엇보다도 불충분한 Rm 및 파단점 신율 A를 가졌다. 따라서 충격 흡수 능력은 본 발명의 요건과 일치하지 않는다.

강 1에 대한 이들 시험 결과는 실제로 요구되는 정확한 조건 하에서의 강의 조성과 오스테나이트화 및 ??칭 열처리 사이의 결합이 있고, 충격 흡수 능력 및 만족스러운 기계적 특성의 점에서 원하는 결과를 얻기 위해 중요하다는 것을 보여준다.

본 발명에 따른 강 3도 상이한 열처리를 받았고, 950℃에서 5 분 동안의 열처리는 본 발명에 따른 것이고, 다른 하나는 참고 처리에 따른 것이다. 본 발명에 따른 처리에 의해 추구하는 목적에 관하여 모든 관점에서 만족스럽고, 강 1보다 가장 약한 Si의 존재 및 작은 페라이트 입자 크기에 관련된 거의 전체적으로 마르텐사이트 구조를 갖는 강 3의 특성을 얻을 수 있었다. 그러나 강 1의 경우, 참고 열처리는 높은 굽힘 능력에도 불구하고 우수한 충격 흡수 능력을 확보하기에는 불충분한 평범한 Rp_0.2 및 Rm 특성으로 이어질 뿐이었다.

C, Nb 및 V가 비교적 풍부한 본 발명에 따른 강 8도 강 3과 같은 2 가지 열처리를 받았다. 본 발명에 따른 처리에서 구조는 전체적으로 마르텐사이트이다. 파단점 신율 및 굽힘 각도는 정확하지만 Rm이 높으므로 충분한 충격 흡수 능력이 제공된다. 참고 열처리가 적용된 경우, 구조는 전체적을 페라이트이다. 높은 굽힘 각도는 적절한 충격 흡수 능력을 위한 충분한 Rm을 수반하지 않는다.

본 발명에 따른 강 6은 강 8의 것보다 훨씬 높은 0.24%의 C 함량에 의해 다른 실시례와 구별된다. 그 구조는 본 발명에 따른 열처리의 적용 후에 거의 독점적으로 마르텐사이트이다. 굽힘 각도는 본 발명의 바람직한 범위가 아닌 높은 C 함량으로 인해 적당히 충분하지만, 그럼에도 불구하고 매우 높은 Rm으로 인해 우수한 충격 흡수 능력이 제공된다.

Claims

마르텐사이트계 스테인리스강으로서,
그 조성이 중량%로:
- 0.05% ≤ C ≤ 0.30%; 바람직하게는 0.05% ≤ C ≤ 0.20%;
- 0.20% ≤ Mn ≤ 2.0%;
- 미량 % ≤ Si ≤ 1.0%;
- 0.20% ≤ Mn + Si ≤ 1.5%;
- 미량 ≤ S ≤ 0.01%, 0 ≤ 10,000 x Mn x S ≤ 40;
- 미량 ≤ P ≤ 0.04%;
- 10.5% ≤ Cr ≤ 17.0%, [Cr - 10.3 - 80 x (C + N)²] ≤ (Mn + Ni);
- 미량 ≤ Ni ≤ 4.0%;
- 미량 ≤ Mo ≤ 2.0%; 바람직하게는 미량 ≤ Mo ≤ 1.0%;
- 미량 ≤ Mo + 2W ≤ 2.0%; 바람직하게는 Mo + 2W ≤ 1.0%;
- 미량 ≤ Cu ≤ 2.0%;
- 미량 ≤ Ti ≤ 0.5%;
- 미량 ≤ V ≤ 0.3%;
- 미량 ≤ Zr ≤ 0.5%;
- 미량 ≤ Al ≤ 0.2%;
- 미량 ≤ O ≤ 400 ppm;
- 미량 ≤ Ta ≤ 0.3%;
- 미량 ≤ Nb ≤ 0.3%;
- 0.25 ≤ (Nb + Ta)/(C + N) ≤ 8;
- Nb ≥ [1.2 (C + N) - 0.1]%;
- 0.009% ≤ N ≤ 0.2%;
- 미량 ≤ Co ≤ 2.0%;
- 미량 ≤ Cu + Co ≤ 2.0%;
- 미량 ≤ Cu + Co + Ni ≤ 4.0%;
- 미량 ≤ B ≤ 0.1%;
- 미량 ≤ H ≤ 0.0005%, 바람직하게는 미량 ≤ H ≤ 0.0001%, 보다 미량 ≤ H ≤ 0.00001%;
- 미량 ≤ 희토류 + Y ≤ 0.06%;
- 미량 ≤ Ca ≤ 20 ppm;
프로세스로 인한 잔부의 철 및 불순물을 포함하고;
그 미세구조는 최소 75%의 마르텐사이트, 최대 20%의 페라이트 및 최대 0.5%의 탄화물을 포함하고, 상기 페라이트 입자의 크기는 4 내지 80 μm, 바람직하게는 5 내지 40 μm인, 마르텐사이트계 스테인리스강.
제 1 항에 있어서,
미량 ≤ Cu ≤ 0.5%인, 마르텐사이트계 스테인리스강.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
미량 ≤ Co ≤ 0.5%인, 마르텐사이트계 스테인리스강.
마르텐사이트계 스테인리스강 제품의 제조 방법으로서,
- 제 1 항 내지 제 3 항 중 한 항에 따른 조성을 갖는 마르텐사이트계 스테인리스강이 제조되고, 부어지고, 열간 변형 및/또는 냉간 변형되고;
- 상기 열간 변형 및/또는 냉간 변형된 강의 오스테나이트화는 종래의 오븐에서 재가열을 위해 10 초 내지 1 시간, 바람직하게는 2 분 내지 10 분 동안 그리고 인덕션 퍼니스의 경우 30 초 내지 1 분 동안 5℃/초 이상의 재가열 속도로 Ac1 내지 1100℃의 온도가 되도록 함으로써 수행되고, 상기 오스테나이트화의 지속시간은 상기 강의 전체를 통해 체적 분율로 최대 0.5%의 탄화물 및 체적 분율로 최대 20% 잔류 페라이트를 함유하는 오스테나이트 미세구조를 얻도록 조정되고;
- 상기 오스테나이트화 강의 ??칭은 그 오스테나이트화 온도로부터 마르텐사이트 변태의 개시 시의 그 Ms 온도 미만의 온도까지 0.5 내지 1000℃/초의 냉각 속도로 수행되는, 마르텐사이트계 스테인리스강 제품의 제조 방법.
제 4 항에 있어서,
상기 강은 열간 압연 및/또는 냉간 압연 시트로 변형되는, 마르텐사이트계 스테인리스강 제품의 제조 방법.
제 5 항에 있어서,
상기 열간 압연 및/또는 냉간 압연 시트는 0.5 내지 12 mm, 바람직하게는 0.5 내지 4 mm의 두께는 갖는, 마르텐사이트계 스테인리스강 제품의 제조 방법.
제 4 항 내지 제 6 항 중 한 항에 있어서,
상기 오스테나이트화 동안에 열간 성형 및/또는 냉간 성형된 강은 10 초 내지 1 시간 동안에 Ac1 + 100℃ 내지 1050℃의 온도가 되는, 마르텐사이트계 스테인리스강 제품의 제조 방법.
제 4 항 내지 제 7 항 중 한 항에 있어서,
상기 오스테나이트화 및 ??칭된 강에 대하여 90 내지 250℃의 온도에서 10 초 내지 1 시간 동안 추가의 열처리가 수행되는, 마르텐사이트계 스테인리스강 제품의 제조 방법.