KR950013188B1 - 면내 이방성을 감소시킨 고연성, 고강도의 복상조직 크롬 스테인레스강 스트립의 제조방법 - Google Patents
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Abstract
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Description
제 1 도는 마무리 열처리내에서의 가열온도와 마르텐사이트의 양 및 1CR제품의 경도와의 관계를 나타낸 그래프.
제 2 도는 1CR제품의 금속조직사진.
제 3 도는 마무리 열처리에서의 가열온도와 마르텐사이트의 양 및 저크롬 2CR제품의 경도와의 관계를 나타낸 그래프.
제 4 도는 저크롬 2CR제품의 금속조직 사진.
제 5 도는 마무리 열처리에서의 가열온도와 마르텐사이트의 양 및 고크롬 2CR제품의 경도와의 관계를 나타낸 그래프.
제 6 도는 고크롬 2CR제품의 금속조직사진.
본 발명은 강성과 연성(延性)에 있어서 면내 이방성(面內異方性 : plane anistropy)을 감소시킨 우수한 연성을 가진 복상조직(複相組織)의 고강도 크롬 스테인레스강 스트립의 신규의 상업적인 제조방법에 관한 것이다. 본 발명의 방법으로 제조된 제품은 프레스 성형법 등에 의하여 고강도를 필요로 하는 여러가지 형상으로 성형할 때의 재료로 사용된다.
주합금 성분으로 크롬을 함유하는 크롬 스테인레스강은 마르텐사이트계 스테인레스강과 페라이트계 스테인레스강으로 분류된다. 이들은 모두가 주합금 성분으로써 크롬과 니켈을 함유한 오오스테나이트계 스테인레스강에 비하여 값이 싸며, 강자성(强磁性) 및 작은 열팽창 계수를 포함하여 오오스테나이트계 스테인레스강에서 발견할 수 없는 특성을 가지고 있기 때문에 경제적 이유뿐만 아니라 그들의 특성에 비추어 여러가지로 응용되고 있다. 특히, 크롬 스테인레스강판이 사용되는 전자기기와 정일기계의 부품 및 부속품 분야에서는 근래 수요가 증가되고 있으며, 가공제품의 고기능화, 소형화, 집적화 및 고정밀화는 물론 가공제품의 단순화의 요구가 더욱 증대되고 있다. 따라서, 스테인레스강의 교유의 내식성과 크롬 스테인레스강의 상기 특성 이외에도 가공 원재료로써 크롬 스테인레스강은 더 한층 강도가 크고, 작업성이 더욱 양호하며, 더욱 정밀한 것이 요구되고 있다. 그러므로, 소재로서의 크롬 스테인레스강판은 가공원재료로써 서로 상반되는 고강도와 고연성을 겸비하고, 가공전에는 두께의 정밀도에서 우수하고 가공후에는 형상 정밀도에서 우수한 것을 이 기술분야에서 기대하고 있다.
종래의 크롬 스테인레스강판 소재의 강도와 관련하여 마르텐사이트계 스테인레스강이 고강도를 가진 것으로 알려져 있다. 그 예를 들면, 7가지의 마르텐사이트계 스테인레스강이 냉간 압연 스테인레스강판과 관련된 JIS G 4305예 규정되어 있다. 이들 마르텐사이트계 스테인레스강은 그 탄소 함유량이 0.08%이하(SUS410S용)에서 부터 0.60∼0.75%(SUS440A용) 범위인데, 동일 크롬 레벨의 페라이트계 스테인레스강에 비하여 더 많은 탄소를 함유하고 있으며, 담금질 처리를 하거나 담금질 및 조질(調質)처리에 의하여 더욱 고강도를 부여할 수 있다. 예를 들면, JIS G 4305에 기재된 바와 같이, C 0.26∼0.40%와 Cr 12.00∼14.00%를 함유한 SUS420J2는 980℃ ∼1040℃에서 담금질한 후, 150℃ ∼400℃에서 가열하고 공기냉각하는 방식으로 조질함으로써 적어도 HRC 40의 경도를 가진 것과, C 0.60∼0.75%와 Cr 16.00∼18.00%를 함유한 SUS440A는 1010℃∼1070℃에서 담금질한 다음 150℃∼400℃에서 가열하고 공기 냉각하는 방식으로 조질함으로써 적어도 HRC40의 경도를 가진 것이 기재되어 있다.
한편, 크롬 스테인레스강인 페라이트계 스테인레스강판에서는 열처리에 의한 경화는 거의 기대할 수 없으므로, 가공경화에 의하여 강도를 높이도록 하고 있다. 이 방법은 어니일링과 냉간 조질 압연으로 되어 있다. 그러나, 페라이트계 스테인레스강은 원래 고강도를 필요로 하는 용도에는 그 수요가 없다는 것이 실상이다.
담금질되거나 담금질되고 조질된 상태에서 마르텐사이트계 스테인레스강판은 기본적으로 마르텐사이트 조직이고 고강도와 고경도를 가진다. 그러나, 연성(延性)은 이 상태에서 매우 불량하다. 따라서, 담금질하거나 담금질하고 조질하고 나면 가공하거나 성형하기가 매우 어렵다. 특히, 프레스 성형 등의 가공은 담금질 또는 담금질과 조질후에는 불가능하다. 그러므로, 모든 가공이나 성형은 담금질 또는 담금질하고 조질하기전에 수행된다. 통상, 스테인레스강 제조자들은 어니일링된 상태로, 즉, JIS G 4305의 표 16에 나와 있는 바와 같이 강도와 경도가 낮은 연질 상태로 원재료를 가공업자에게 출하하고, 가공업자들은 최종제품의 형상에 거의 가까운 형상으로 가공한 후, 담금질 또는 담금질과 조질한다. 이 경우, 종종 담금질하거나 담금질하고 조질 처리에 의하여 형성된 표면상의 산화피막 또는 스케일은 표면상의 미(美)를 중시하고 스테인레스강에서는 바람직하지 못한 경우가 많다. 따라서, 가공업자들은 성형된 제품을 진공 또는 불활성 가스 분위기내에서 열처리하거나, 성형된 제품으로부터 스케일을 제거하는 작업이 필요하게 된다. 이와같이 가공업자측에서 열처리하게 된다는 것은 생산비용이 증대된다는 부담을 안게 된다.
조질 압연에 의하여 그 강도가 증가된 페라이트계 스테인레스강은 연성이 조질 압연에 의해 그 연성이 현저히 감소되므로 인하여, 그들의 강도와 연성의 균형이 불량해지기 때문에 가공성이 불량해진다. 더욱이, 조질 압연은 인장강도 보다 오히려 소재의 내력(proof stress)을 높이게 된다. 그 결과, 고압연율(高歷延率)로 조질 압연된 재료에 있어서는 내력과 인장강도 사이의 차는 작아지고, 항복비(내력 대 인장강도의 비)는 1에 가깝게 되어 재료의 소성(塑性) 가공범위를 좁게한다. 일반적으로, 높은 내력의 재료는 높은 복귀력 때문에 프레스 성형과 같은 방식으로 성형된 후에는 양호한 형태를 갖지 못한다. 더욱이, 조질 압연된 재료는 강도와 연성에 관련하여 매우 우수한 면내 이방성을 나타낸다. 이러한 이유로 해서 조질 압연된 재료는 약간 정도의 프레스 성형에 의한 것일지라도 양호한 형태로 성형되지 않는다. 또한, 주지되고 있는 바와 같이 강판이 압연될 때, 강판의 표면쪽에 더욱 가까워질수록 변형은 더 커지기 때문에 조질 압연된 재료는 두께 방향으로의 변형분포가 불균일로 되는 것을 피할 수 없었고, 마찬가지로 두께방향으로의 잔류응력의 분포가 불균일하였고, 이는 판재의 비틀림같은 형상 비틀림의 원인이 되었으며, 이러한 비틀림은 포토에칭 방법에 의하여 구멍을 형성하거나 블랭크를 형성한 후에 극히 얇은 판재상에 나타난다. 이러한 속성에 관련된 상기 문제 이외에도 조질 압연된 원재료는 그들의 제조관리와 관련하여 많은 다른 문제에 봉착한다. 강도의 제어에 대하여 냉간 압연에 의한 가공경화가 조질 압연에 이용되므로 압연율은 강도를 결정하는 매우 중요한 인자이다. 따라서, 소정의 두께와 강도를 가진 제품을 정밀하고도 안정하게 제조하자면 압연율의 엄밀한 제어는 물론 조질 압연전 재료의 초기 두께와 강도의 엄밀한 제어가 필요하게 된다.
형상제어에 관련해서는 몇십 %의 압연율을 가지는 냉간 압연은 강도 증가를 목적으로 하는 것으로 간주될 수 있으나, 스킨 패스(skin-pass) 압연 또는 형상 수정을 목적으로 한 기껏해야 2∼3%의 압연율의 기타압연과는 다르다. 수십 %의 압연율을 가지는 냉간 압연에 의하여 냉간 압연 상태에서 정밀한 형상을 가지는 제품을 제조한다는 것은 어렵다. 그러므로, 종종 냉간 압연 재료의 응력을 제거하도록 처리할 경우가 있는데, 즉 여기서는 재료의 형상의 수정을 목적으로 재료가 연화되지 않는 상태로 하면서 재료의 회복 재결정 온도보다 낮은 온도까지 가열하는 것이다.
조질 압연으로 인한 상기 문제이외에도 페라이트케 스테인레스강판은 그 속성일 수도 있는 릿징(ridging)의 문제가 있다. 이 릿징은 페라이트계 스테인레스강의 냉간 압연되고 어니일링된 판에 프레스 등의 가공을 할 때에 표면상에 일상적으로 생기는 표면결함의 일종이지만, 냉간 압연 릿징이라 불리우는 이 표면결함은 페라이트계 스테인레스강의 조질 압연판의 표면상에서 자주 발견된다. 이러한 릿징의 형성은 표면의 평탄성을 중요시하는 용도에서는 치명적인 문제가 될 수 있다.
이러한 문제들은, 적절한 고강도를 가지며 필요로 하는 형상으로 가공할 수 있는 양호한 연성 및 가공성을 가지고 이방성이 감소되어 릿징 발생이 없는 크롬 스테인레스강재료가 소재 메이커측에서 강판 또는 강스트립의 형태로 제공되면 해결할 수 있다. 이러한 목적을 달성하기 위하여, 본 발명자들은 크롬 스테인레스강에 대한 광범위한 연구를 강의 조성과 제조방법의 양면에서 수행하였다. 그 결과, 본질적으로 페라이트와 마르텐사이트로 구성되어 있고 감소된 면내 이방성과 고강도, 고연성 및 적어도 HV 200의 경도를 가진 복상조직의 크롬 스테인레스강 스트립을 제조하는 본 발명의 방법에 의하여 위에 나온 문제를 모두 성공적으로 해결하였다.
이러한 본 발명의 방법은 중량%로서, Fe이외에 Cr 10.0∼20.0%, C 0.10%이하, N 0.12% 이하, 단 0.01%≤(C+N)≤0.20%, Si 2.0%이하, Mn 4.0%이하, Ni 4.0%이하 및 Cu 4.0%이하, 단, 0.5%≤{Ni+(Mn+Cu)/3}≤5.0%를 함유하는 강 슬랩을 열간압연하여 열간 압연 스트립을 제조하는 공정 단계와, 페라이트 단상(單箱)을 형성하는 온도에서 강 스트립을 가열하고 유지하는 중간 어니일링을 연속적인 2회의 냉간 압연 단계 사이에서 실시하는 단계를 포함하며, 적어도 2회이상의 냉간 압연 단계에서 냉간 압연하여 소정 두께의 냉간 압연된 강 스트립을 제조하는 열간 압연 스트립의 냉간 압연 공정 단계와, 냉간 압연 스트립을 연속열처리로 속을 통과시켜 강의 Ac1점으로부터 1100℃까지의 온도범위에서 가열하여 페라이트와 오오스테나이트의 2상을 생성시키고, 그 온도에서 10분 이내에서 유지시킨 다음 가열된 스트립을 오오스테나이트가 마르텐사이트로 변태하는 충분한 냉각속도로 냉각하는 연속 마무리 열처리 공정 단계로 되어 있다.
본 발명은 상기 문제들을 해결할 뿐만 아니라, 크롬 스테인레스강 스트립의 제조를 위한 새로운 상업적 방법을 제공한다. 본 발명의 방법은 강의 조성, 마무리 열처리에서의 가열온도 및/또는 마무리 열처리에서의 냉각속도를 조절함으로써 마음대로 간단히 제품의 강도를 조정할 수 있다는 장점이 있다. 본 발명의 방법에 의한 제품은 시판되고 있는 마르텐사이트계 또는 페라이트계 스테인레스강 스트립에서 볼 수 없는 강성과 연성을 겸비하며, 강성 및 연성과 관련하여 감소된 면내 이방성을 나타낸다. 본 발명의 제품은 스트립코일형태로 출하된다.
전형적인 페라이트계 스테인레스강, 예를 들면, SUS430을 Ac1점 이상의 온도로 가열할 때 오오스테나이트가 형성되고, 이렇게 가열된 강을 그 다음 담금질하면 오오스테나이트는 마르텐사이트로 변화되며, 그 결과, 페라이트와 마르텐사이트의 복상조직으로 된다는 것은 이미 이 기술분야에서 공지되어 있다. 그러나,오오스테나이트를 고온에서 형성할 수 있는 페라이트계 스테인레스강의 냉간 압연 스트립 제품에서 냉간 압연 스트립의 열처리는 엄밀히 말하자면 단상 페라이트가 안정하게 존재하는 온도에서의 어니일링이라고 할수 있다. 실제로 마르텐사이트를 형성하기에 충분히 높은 온도에서 냉간 압연 스트립을 열처리한다는 것은 연성 등의 품질 열화를 일으키므로 통상 피해져 왔으며, 스트립의 상업적 제조에서도 무시되었었다. 따라서, 본 발명인들이 알고 있는한 크롬 스테인레스강의 냉간 압연 스트립의 연속 열처리를 본 발명에서 처럼 고려하여 페라이트와 오오스테나이트의 2상(二相)을 형성하기에 충분한 온도까지 냉간 압연 스트립을 가열하는 마무리 열처리를 크롬 스테인레스강 스트립에 대하여 강도와 연성과 관련된 이방성과 인장강도 및 가열온도와의 사이의 관계가 상세히 연구된 특허와 금속학 관계의 논문은 없었다. 본 발명은 고강도 크롬 스테인레스강 스트립의 새로운 상업적 제조방법을 제공하고, 또한 그 결과, 종래의 크롬 스테인레스강 스트립이 갖고 있지 않던 우수한 특성을 가진 스트립 형태의 새로운 크롬 스테인레스강 원재료를 제공한다.
본 발명을 강의 화학조성과 제조방법의 단계 및 조건에 대하여 이하 상세히 설명한다.
본 발명의 방법에서 사용된 스테인레스강은 중량%로, Fe이외에 Cr 10.0∼20.0%, C 0.10%이하, N 0.12%이하, 단, 0.01%≤(C+N)≤0.20%, Si 2.0%이하, Mn 4.0%이하, Ni 4.0%이하 및 Cu 4.0%이하, 단 0.5%≤{Ni+(Mn+Cu)/3}≤5.0%를 함유한다.
크롬(Cr)은 적어도 10.0%이상의 양으로 함유되어야 스테인레스강으로써 소정 레벨의 내식성을 달성한다. 그러나, 크롬 함유량이 증가되면 마르텐사이트상을 생성시켜 고강도를 얻는데 필요한 오오스테나이트 생성원소의 양이 많아져서 제품이 고가로 된다. 따라서, 크롬의 상한치는 20.0%로 한다. 크롬은 14.0%이하 함유한 크롬 스테인레스강을 이후 저크롬강이라 하는 반면, 크롬을 14.0%이상 함유한 크롬 스테인레스강을 고크롬강이라 하기로 한다.
탄소(C)와 질소(N)는 니켈(Ni) 및 망간(Mn)과 비교하여 값싸면서도 강력한 오오스테나이트 생성원소이고, 또 마르텐사이트 강화능(强化能)이 매우 큰 원소이므로, 이들은 제품의 강도제어 및 고강도화에 유효한 원소이다. 본 발명의 강에 있어서, Ni, Mn 및 Cu가 0.5%≤{Ni+(Mn+Cu)/3}을 만족하는 양으로 함유된다 하더라도 (탄소+질소)의 양이 적어도 0.01% 이상이 되어야만 상당한 양의 마르텐사이트를 함유하고, 경도가 적어도 HV 200이상인 복상조직 제품을 얻게 된다. 한편, 과잉량의 (탄소+질소)는 피해야 하지만, 그렇지 못할 경우에는 마르텐사이트의 생성량의 증가하여 경우에 따라서는 100% 마르텐사이트로 됨과 동시에 성형된 마르텐사이트상 자체의 경도도 극히 높아져 고강도로 되지만 제품의 연성은 저하한다.(탄소+질소)의 상한치는 특정의 크롬함유량에 따라 좌우된다. 저크롬강의 경우에 있어서는 (탄소+질소)의 양을 0.12%이하로 조절해야 하는 반면에, 비교적 고크롬(Cr 14.0%이상)강에 있어서는 0.20%이하의 (탄소+질소) 함유량은 허용될 수 있다.
탄소(C)는 0.10%이하의 레벨로 조절되고, 특히 저크롬강의 경우에는 0.08%이하로 조절된다. 탄소가 과도하게 많이 함유되는 경우, 제품의 내식성은 손상받게 되는데, 그 이유는 연속 열처리의 냉각 단계 동안 입자경계에서 크롬탄화물이 침전하기 때문이다.
질소(N)의 상한치는 크롬 함유량에 따라 좌우된다. 비교적 고크롬강의 경우에는 질소는 0.12%이하일 수도 있다. 반면에 저크롬강의 경우에는 질소는 가급적 0.08%를 초과하지 않도록 조절하여야 한다. 질소량이 극히 많게 되면 표면결함의 증가원인이 된다.
실리콘(Si)은 페라이트 생성원소인 동시에 페라이트상과 마르텐사이트상 모두에 용해되어 제품의 강도를 강하게 한다. 실리콘의 상한을 2.0%로 하는데, 그 이유는 과다한 양의 실리콘이 있게 되면 제품의 열간 가공성과 냉간 가공성이 나쁜 영향을 미치게 되기 때문이다.
망간(Mn)과 니켈(Ni) 및 구리(Cu)는 오오스테나이트 생성원소이고, 마르텐사이트의 양과 제품의 강도를 조절하는데 유용하다. 이들 원소는 필요로 하는 탄소(C)의 양을 감소시키므로 비교적 연질의 마르텐사이트생성에 의한 제품의 연성을 향상시키고, 입계에서는 Cr탄화물 침강 억제에 의한 제품의 내식성 열화를 방지할 수 있다. 더욱이, 이들 원소를 첨가하면 강의 Ac1점을 강화시키므로, 본 발명에 의한 제조방법에 있어서 연속 마무리 열처리 단계에서의 작업온도를 내릴 수 있음이 확인되었다. 작업온도가 낮을수록 에너지 절감과 연속 처리되는 소재의 강도의 면에서 잇점이 많다. 이러한 효과를 얻기 위해 확인된 것은 {Ni+(Mn+Cu)/3}이 적어도 0.5%이어야 한다는 점이다. 다른 한편으로는, 과잉량의 이들 원소는 피해야 하지만, 그렇지 못할 경우에는 결과적으로 마르텐사이트의 생성량이 증가하여 경우에 따라서는 100% 마르텐사이트로 될 때도 있어, 이로 인하여 제품의 연성은 저하한다. 망간, 니켈 및 구리의 상한은 저크롬강의 경우에는 Mn 3.0%, 바람직하게는 1.0%, Ni 3.0%, Cu 3,0% 및 {Ni+(Mn+Cu)/3} 3.0%이고, 고크롬강의 경우에는 Mn 4.0%, 바람직하게는 1.0%, Ni 4.0%, Cu 4.0% 및 {Ni+(Mn+Cu)/3} 5.0%이다. 그러나, 니켈과 구리와는 달리 망간은 강의 내산화성에 부작용을 일으켜 연속 열처리 도중 다량의 스케일이 생성되므로 제품의 표면조직의 열화 및/또는 산 세척의 부담의 증가 요인이 된다. 더욱이, 망간은 제품의 내식성에 나쁜 영향을 미칠 수도 있다. 이러한 이유로 해서 망간을 종래의 페라이트계강 및 마르텐사이트강의 경우처럼 1.0%이하로 조절하는 것이 바람직하다.
상기 함금원소 이외에도 본 발명의 스테인레스강은 0.20%이하의 알루미늄(Al), 0.0050%이하의 붕소(B), 2.5%이하의 몰리브덴(Mo), 0.10%이하의 REM(rare earth metal : 희토류 금속)과 0.20%이하의 이트륨(Y)으로 부터 선택된 적어도 하나 이상의 다른 유용한 원소를 임의로 함유하여도 좋다.
알루미늄(Al)은 탈산(deoxygenation)에 효과적인 원소이고, 프레스가공에 악영향을 미치는 A2계 개재물을 현저히 감소시키는 작용을 한다. 그러나 알루미늄 함유량이 0.20%에 접근하거나 초과하면 알루미늄의 효과는 한편으로 포화상태로 되고, 다른 한편으로는 표면결함을 증가시키는 경향이 있다. 따라서, 알루미늄의 상한은 0.20%로 한다.
붕소(B)는 제품의 인성(toughness)을 개선하는데 효과적이다. 한편, 이러한 효과는 미량의 붕소에 의하여서도 실현될 수 있고, 붕소가 0.0050%에 접근하거나 초과하면 그 효과는 포화하므로 붕소의 상한을 0.0050%로 한다.
몰리브덴(Mo)은 제품의 내식성을 증가시키는데 효과적이나, 경제적 이유때문에 몰리브덴의 상한을 2.5%로 한다.
희토류 금속(REM)과 이트륨(Y)은 열간 가공성 향상과 내산화성 향상에 효과적이다. 이들은 고온에서의 연속 마무리 열처리를 실시하는 본 발명의 방법에 있어서는 산화 스케일의 형성을 억제하는 작용을 하여 스케일 제거후 양호한 표면조직을 얻는데 유효하게 작용한다. 그러나, 이러한 효과는 희토류 금속과 이트륨이 각각 0.10%와 0.20%에 접근하거나 초과되면 그 효과는 포화된다. 따라서, 희토류 금속과 이트륨의 상한을 각각 0.10%와 0.20%로 한다.
상기의 유용한 합금원소 이외에도 본 발명의 스테인레스강은 잔류량의 황, 인 및 산소를 함유할 수 있다.
황(S)에 있어서 함유량이 적을수록 바람직한데, 그 이유는 지나치게 많으면 강의 내식성과 열간 가공성에 악영향을 미치게 된다. 따라서, 황의 상한을 0.30%로 한다.
인(P)은 용해되어 강을 강하게 하는 작용을 한다. 그러나, 인은 제품의 인성에 나쁜 영향을 주기 때문에 종래 페라이트강 및 마르텐사이트계강의 규격에 명시된 바와 같이 그 상한을 0.040%한다. 산소(O)는 비금속 개재물을 형성하고, 이에 따라 강의 순도를 저하시키므로 산소의 상한을 0.020%로 한다.
따라서, 본 발명의 일실시예에 따르면, 사용된 강은 중량%로 아래와 같은 조성으로 되어 있다.
C 0.08% 이하,
Si 2.0% 이하,
Mn 3.0% 이하,
P 0.040% 이하,
S 0.030% 이하,
Ni 3.0% 이하,
Cr 10.0%∼14.0% 이하,
N 0.08% 이하,
단, 0.01≤(C+N)≤0.12%
O 0.02% 이하,
Cu 3.0% 이하,
단, 0.5%≤{Ni+(Mn+Cu)/3}≤3.0%, 및 아래의 원소들로 이루어진 군으로 부터 선택되는 원소 한가지 이상,
Al 0.20% 이하,
B 0.0050% 이하,
Mo 2.5% 이하,
REM 0.10% 이하, 및
Y 0.20% 이하,
나머지는 Fe 및 불가피한 불순물이다.
본 발명의 다른 실시예에 따르면, 사용된 강은 중량%로 아래와 같이 조성으로 되어 있다.
C 0.10% 이하,
Si 2.0% 이하,
Mn 4.0% 이하,
P 0.040% 이하,
S 0.030% 이하,
Ni 4.0% 이하,
Cr 14.0%∼20.0%,
N 0.12% 이하,
단, 0.01%≤(C+N)≤0.20%
O 0.02% 이하,
Cu 4.0% 이하,
단, 0.5%≤{Ni+(Mn+Cu)/3}≤5.0%, 및 아래의 원소들로 이루어진 군으로 부터 선택되는 원소 한가지 이상,
Al 0.20% 이하,
B 0.0050% 이하,
Mo 2.5% 이하,
REM 0.10% 이하, 및
Y 0.20% 이하,
나머지는 Fe 및 불가피한 불순물이다.
본 발명의 방법은 열간 압연, 냉간 압연 및 연속 마무리 열처리의 단계들로 되어 있다.
열간 압연
상기와 같이 선택된 화학조성을 가진 크롬 스테인레스강의 슬랩을 종래의 제강 주조 기술에 의하여 제조하고, 이 슬랩을 종래 방법으로 열간 압연하여 열간 압연 스트립을 제조한다. 예를 들면, 열간 압연은 1100℃∼1200℃의 온도에서 시작하여 약 850℃에서 끝난다. 그 다음, 열간 압연 스트립을 약 650℃의 온도에서 코일로 하고, 중량이 약 8톤∼15톤되는 코일을 공기중에서 냉각한다. 이러한 코일의 냉각속도는 매우 느리다. 한편, 사용된 크롬 스테인레스강이 열간 압연되는 고온에서 오오스테나이트와 페라이트의 2상 조직을 가지지만, 온도 감소에 의하여 오오스테나이트에서 페라이트로 변태(變態)되는 속도는 저탄소강의 경우보다 크롬 스테인레스강에서 더 느리다. 따라서, 열간 압연된 본 발명의 스트립에 있어서, 고온에서 오오스테나이트이었던 강의 특정 부분들은 페라이트로 완전히 변환되지 않는다. 열간 압연 상태에서 본 발명의 스테인레스강은 오오스테나이트에서 페라이트로 변태되는 베이나이트(bainite)와 같은 중간체로 이루어진 상과 페라이트의 상으로 된 성층된 밴드조직을 가진다. 이들 상은 열간 압연 방향으로 다소 신장된다. 열간압연 스트립을 어니일링하고 스케일 제거 처리를 하는 것이 바람직하다. 열간 압연 스트립의 어니일링은 소재를 연질화하여 열간 압연 스트립의 냉간 압연성 향상을 도모할 뿐만 아니라 열간 압연 스트립에 잔존하는 위에 나온 중간 변태상(열간 압연시의 고온에서 오오스테나이트이었던 부분)을 페라이트와 탄화물로 어느정도 변태시키고 분해시킨다. 연속 어니일링 또는 박스 어니일링을 열간 압연 스트립을 어니일링하는데 적용하여도 좋다.
냉간 압연
어니일링되고 스케일 제거된 후 열간 압연 스트립을 약 0.1mm∼약 1.0mm정도로 얇게 소정 두께까지 냉간 압연한다. 이 경우에 있어서 본 발명의 제품은 프레스 성형에 의하여 전자기기와 정밀기계의 부품 제작을 위한 소재로써 사용된다.
냉간 압연을 중간 어니일링없이 1단계 냉간 압연으로 실시한다. 여기서, '중간 어니일링 없이 1단계 냉간압연'이라 함을 다수의 로울러 사이로 여러번 통과하는 것과는 무관하게 중간 어니일링 없이 수회 통과 냉간 압연에 의하거나 1회 통과 냉간 압연에 의하여 열간 압연 스트립을 냉간 압연 스트립의 소요의 두께로 감소시킴을 의미한다. 두께 감소의 압연율은 약 30%∼약 95%의 범위이다. 중간 어니일링 없이 1단계 냉간압연된 후, 마무리 열처리된 제품을 이후부터는 1CR재(材)라 하기로 한다.
바람직한 것은 냉간 압연을 2회의 연속 냉간 압연 단계 사이로 중간 어니일링 단계를 포함하는 적어도 2단계 이상의 냉간 압연으로 실시하는 것이다. 중간 어니일링은 단상의 페라이트가 그 다음의 냉간 압연전에 형성될 수 있는 온도까지 냉간 압연 스트립을 가열하는 공정 단계이다. 분명한 것은 중간 어니일링의 온도는 강의 Ac1점 이하이다. 각 냉간 압연 단계에서 적어도 한번 이상이 로울러 사이를 스트립을 통과시켜 스트립의 두께를 감소시킨다. 각 냉간 압연 단계에서의 압연율은 약 30%이상이 바람직하다. 연속 2회 냉간압연 단계 사이에 1단계의 중간 어니일링을 포함하는 2단계 이상의 냉간 압연으로 냉간 압연한 후, 마무리 열처리된 제품은 이하 2CR재(材)라 하기로 한다. 1CR재는 강도 및 연성에 대하여 면내 이방성이 만족스럽게 감소된 것인 반면, 상응한 2CR재는 면내 이방성이 훨씬 더 감소된 것이다.
냉간 압연은 본 발명의 목적을 달성시키기 위한 필수적인 단계이다. 그대로 또는 어니일링 후, 열간 압연스트립을 연속 마무리 열처리하면 페라이트와 마르텐사이트의 2상 조직을 필연적으로 실현할 수 있다. 그러나, 이러한 조직은 열간 압연 스트립의 조직 보다 다소간 떨어지며, 페라이트와 마르텐사이트의 비교적 큰 입자가 압연방향으로 각기 배향되어 있기 때문에, 그 결과, 강도와 연성에 대하여 현저한 면내 이방성을 나타낸다. 이에 비하여, 가급적 어니일링 처리한 후의 열간 압연 스트립을 연속 2회 냉간 압연 단계 사이에 페라이트 단상을 형성하는 온도까지 스트립을 가열하는 중간 어니일링 단계를 포함하여 적어도 두단계 이상에서 냉간 압연한 다음, 본 발명에 따라 연속 마무리 처리하면 열간 압연 상태에서 강의 성층 밴드조직은 파괴되고, 균일하게 혼합된 미세한 페라이트와 마르텐사이트의 복상조직을 얻게 된다. 따라서, 본 발명의 제품은 강도와 연성에 대하여 감소된 면내 이방성을 가지며, 우수한 가공성 또는 성형성을 가진다. 더욱이, 냉간 압연을 하지 않으면 두께의 정밀성, 형태의 정밀성 및 표면품질 등의 엄밀한 조건에 부합되는 얇은 강스트립을 제조하기가 매우 어렵다.
연속 마무리 열처리
냉간 압연 스트립을 가열대를 연속적으로 통과시켜 강의 Ac1점에서 1100℃까지의 범위로 가열하여 페라이트와 오오스테나이트의 2상을 형성하도록 하고 거의 10분 동안 이 온도에서 유지되게 한 다음, 가열된 스트립을 오오스테나이트를 마르텐사이트로 변태시키기에 총분한 냉각속도로 냉각한다.
본 발명에 따른 연속 마무리 열처리에 중요한 것은, 페라이트와 오오스테나이트의 2상이 형성되는 온도,즉 강의 Ac1점 이상의 온도까지 냉간 압연 스트립을 가열하는 것이다. 그러나, 강의 Ac1점 근처의 온도를 이용하여 연속 열처리함에 있어서, 형성된 오오스테나이트의 양은 온도가 약간만 달라져도 변화한다. 그 결과, 담금질 후 소정 레벨의 경도를 안정하게 얻을 수 없는 경우가 빈번하게 된다. 이러한 바람직하지 못한 경도 변화는 가열 온도가 강의 Ac1점 보다 높은 적어도 약 100℃일 때는 피할 수 있음을 확인하였다. 따라서, 본 발명의 연속 열처리에서 바람직한 가열온도는 강의 Ac1점 보다 높은 적어도 약 100℃이며, 특히 적어도 약 850℃이상이며, 더욱 바람직한 것은 적어도 약 900℃이다. 가열온도의 상한은 임계적이 아니다. 온도가 높을수록 강은 강해진다. 그러나, 가열온도가 1100℃에 접근하면 강화 효과는 포화되거나 종종 감소되는 경우가 있고, 에너지 소비는 증가된다. 따라서, 본 발명에서는 가열온도의 상한을 약 1100℃로 하였다.
페라이트와 오오스테나이트의 2상 조직이 형성되는 온도까지 냉간 압연 스트립을 가열하는 금속학적 의의로서는 크롬 탄화물과 질화물의 용해, 오오스테나이트의 생성 및 생성된 오오스테나이트 속으로의 탄소와 질소의 농축을 들 수 있다. 본 발명에서 대상으로 하는 크롬 스테인레스강 스트립의 경우에는 이들 현상은 모두가 단시간내에 평형상태에 도달하므로 본 발명에 있어서의 연속 마무리 열처리시의 소정 온도에서 유지되는 가열시간은 10분 이내로 짧다. 이와 같이 가열시간이 짧으므로 본 발명의 방법은 생산 효율과 제조 단가면에서 상당한 잇점을 가진다. 상기의 가열조건에 의하여 생성하는 마르텐사이트의 양이 용적으로 적어도 약 10%(고크롬강의 경우)이거나 적어도 약 20%(저크롬강의 경우) 정도로 되기에 필요한 오오스테나이트양을 생성시킬 수가 있다.
연속 마무리 열처리에서 냉각속도는 오오스테나이트를 충분히 마르텐사이트로 변태시킬 수 있을 정도이어야 한다. 실제로 적어도 1℃/sec, 바람직하기로는 적어도 약 5℃/sec의 냉각속도가 이용된다. 냉각속도의 상한은 임계적이 아니나, 500℃를 넘는 냉각속도는 실질상 곤란하다. 상기 냉각속도는 오오스테나이트가 마르텐사이트로 변태될 때까지 유지한다. 잘 알 수 있듯이 변태가 끝난 후 냉각속도는 임계적인 것이 아니다. 스트립의 냉각을 가스 또는 액상의 냉각매체를 스트립에 분무하거나 수냉(水冷) 로울을 이용한 로울냉각에 의하여 할 수 있다. 편리하기로는 냉간 압연 스트립의 코일을 연속적으로 풀어내어 가열대와 급냉대를 가진 연속 열처리로를 통과시킨 다음, 처리된 스트립을 권취하여 코일로 함으로써 본 발명에 따른 냉각 압연 스트립의 연속 열처리를 수냉하는 것이다.
[실시예 1]
본 실시예에서 마르텐사이트의 양과 1CR제품의 경도가 마무리 열처리시의 가열온도에 따라 좌우됨을 나타내는 실험에 관한 것이다.
표 1(중량%)
표 1에 나와 있는 화학성분을 가진 강 A, B와 C를 주조하고, 두께 3.6mm로 열간 압연한 다음 로내에서 780℃에서 6시간 어니일링한 후, 동일 로에서 공기 냉각하고 산세하고 나서 중간 어니일링을 하지 않는 1단계의 냉간 압연으로 두께 0.7mm(압연율 80.6%)까지 냉간 압연하였다. 각각의 냉간 압연재로 부터 절단한 판재를 800℃∼1100℃범위의 여러 온도에서 약 1분간 가열한 다음, 20℃/sec의 평균 냉각속도로 주위온도까지 냉각하였다. 마르텐사이트의 양(용적 %)과 제품의 경도(HV)를 측정하였다. 그 결과는 제 1 도에 나와 있는데, 제 1 도에서 기호 A, B 및 C는 각각 강 A, B 및 C를 나타낸다. 강 A와 B는 본 발명의 범위내에 있는 반면, 강 C는 {Ni(Mn+Cu)/3}을 적어도 0.5% 함유하지 않기 때문에 본 발명의 범위밖이다.
제 1 도는 마무리 열처리시의 가열온도가 800℃, 즉 강의 Ac1점 이상을 초과하여 상승됨에 따라 마무리열처리 후에 마르텐사이트가 생성되기 시작하고, 온도가 더욱 상승됨에 따라 마르텐사이트의 생성량이 증가함을 나타낸다. 본 발명의 범위내에 있는 강 A와 B에 있어서 마르텐사이트의 증가속도는 온도가 약 850℃∼900℃를 초과할 때 더욱 감소하며, 마르텐사이트의 양은 포화상태로 됨을 나타낸다. 더욱이, 제 1 도는 경도가 가열온도에 따라 변화하고, 마르텐사이트의 양의 많아질수록 경도가 더 크게 됨을 나타내고 있다. 소정량의 니켈, 망간 및 구리를 함유하지 않은 강 C를 강 A 및 B와 비교해 보면, 강 C는 생성된 마르텐사이트양의 포화 온도와 최종 경도의 포화 온도가 높고 좁은 범위를 가지고 있다.
실제로 연속 열처리 라인에 있어서 어느 정도의 온도변호(목적온도로 부터 약 ±20℃의 편차), 특히 한 스트립의 길이방향에서의 온도편차와 다른 스트립간의 온도편차는 피할 수 없다. 제 1 도는 온도변화에 따른 경도변화와 강도변화가 비교적 적은 어떤 온도범위가 존재함을 나타내고 있다. 바람직한 것은 이러한 범위, 즉 강의 Ac1점 이상의 적어도 약 100℃에서 부터 약 1100℃까지의 가열온도, 특히 약 850℃∼900℃에서 부터 약 1100℃까지의 가열온도를 이용하여 본 발명의 연속 열처리를 수행하는 것이다. 이렇게 함으로써 한 스트립의 길이방향의 강도변화와 다른 스트립간의 강도변화가 적은 스트립을 기존의 연속 열처리 라인을 이용하여 제조할 수있다.
[실시예 2]
본 실시예는 동일 화학성분의 조질 압연재의 특성과 복상조직의 1CR재의 특성을 비교한 실험에 관한 것이다. 시험재료는 아래에 나은 방법으로 제조한 것이다.
(1) 1CR재
두께 3.6mm의 강 B의 열간 압연판을 로내에서 780℃의 온도에서 6시간 동안 어니일링하고, 동일 로내에서 냉각하여 산세한 다음 중간 어니일링이 없이 1단계 냉간 압연으로 두께 0.7mm(압연율 80.6%)로 냉간 압연하여 1000℃ 온도에서 약 1분간 가열한 후 약 20℃/sec의 평균 냉각속도로 주위온도까지 냉각하였다. 제 2 도는 이렇게 제조한 재료의 금속조직을 나타내는 사진이다. 사진에서 흰색으로 나타나는 영역은 페라이트이고 검은색 또는 회색으로 나타나는 영역을 마르텐사이트이다. 따라서, 이 재료는 균일하게 혼합된 미세한 페라이트와 마르텐사이트 입자의 복상조직을 가지고 있음을 알 수 있다.
(2) 조질 압연재
두께 3.6mm의 강 B의 열간 압연 스트립을 로내에서 780℃ 온도에서 6시간 동안 어니일링하고, 동일 로내에서 냉각한 다음 산세하여 두께 2.5mm까지 냉간 압연하고 720℃에서 1분 동안 어니일링하여 냉각한 후, 두께 0.7mm까지 조질 압연하였다.
이 두가지 재료의 시편을 사용하여 압연방향에 대하여 0°(L), 45°(D) 및 90°(T)의 방향에서의 인장강도(kgf/mm2)와 신장율(%) 및 경도에 대하여 시험하였다. 그 결과는 표 2에 나와 있다.
표 2
(1) 마무리 열처리를 1000℃에서 한 복상조직의 1CR재.
(2) 압연율 72%에서 조질 압연된 조질 압연재.
표 2로 부터 복상조직의 1CR재가 동일 레벨의 경도와 강도를 가진 동일화학성분의 조질 압연재와 비교할 경우, 모든 방향에서 현저히 큰 신장율을 가지고 있음을 알 수 있다. 또한, 표 2로 부터 동일 레벨의 경도와 강도를 가진 동일 화학성분의 조질 압연재와 비교할 경우, 복상조직의 1CR재가 강도와 연성에 대하여 개선된 면내 이방성을 가짐을 알 수 있다.
[실시예 3]
본 실시예는 마르텐사이트의 양과 저크롬 2CR제품의 경도가 마무리 열처리시의 가열온도에 따라 좌우됨을 나타내는 실험에 관한 것이다.
표 3(중량%)
표 3에 있는 화학성분을 가진 강 D, E 및 F를 주조하고, 두께 3.6mm까지 열간 압연하여 로내에서 780℃의 온도에서 6시간 어니일링하고, 동일 로내에서 냉각하여 산세한 다음, 두께 1.0mm까지 냉간 압연하고 750℃온도에서 1분 동안 어니일링하여 공기냉각한 다음, 두께 0.3mm까지 냉간 압연하였다. 각각의 냉간 압연재로 부터 절단된 판재를 800℃∼1100℃범위의 여러 온도에서 약 1분 동안 가열하고 약 20℃/sec의 평균 냉각속도로 주위온도까지 냉각하였다. 마르텐사이트의 양(용적%)과 제품이 경도(HV)를 측정하였다. 기호 D, E 및 F가 각각 강 D, E 및 F를 나타내는 제 3 도에 나와 있다. 강 E와 F는 본 발명의 범위내에 있는 반면, 강 D는 {Ni+(Mn+Cu)/3}을 적어도 0.5% 함유하지 않기 때문에 본 발명의 범위밖이다. 제 1 도 대하여 앞서 한 것과 동일한 관찰을 제 3 도에 대해서도 하였다.
[실시예 4]
본 실시예는 동일 화학성분을 가진 1CR재와 조질 압연재의 특성과 복상 조직의 저크롬 2CR재의 특성을 비교한 실험에 관한 것이다. 시험재료는 아래와 같이 방법으로 제조하였다.
(3) 2CR재
두께 3.6mm의 강 E의 열간 압연만재를 로내에서 780℃의 온도에서 6시간 어니일링하고, 동일 로내에서 냉각하여 산세한 다음, 두께 1.0mm까지 냉간 압연하여 약 750℃의 온도에서 1분간 어니일링하고 공기냉각한 다음 0.3mm 두께까지 냉간 압연하였다. 이 판재를 약 1분 동안 960℃의 온도로 가열하고 약 20℃/sec의 평균 냉각속도로 주위온도까지 냉각하였다. 제 4 도는 이와 같이 제조된 재료의 금속조직을 나타내는 사진이다. 이 사진에서 흰색으로 나타나는 영역은 페라이트이고 흑색 또는 회색으로 나타나는 영역은 마르텐사이트이다. 이들 재료들은 균일하게 혼합된 미세페라이트와 마르텐사이트 입자의 복상조직을 가지고 있음을 알 수 있다.
(4) 1CR재
공정 단계중에 열간 압연, 어니일링 및 산세 처리된 판재를 중간 어니일링이 없이 1단계 냉간 압연으로 두께 0.3mm까지 냉간 압연한 것외에는 위의 방법 (3)을 반복하였다.
(5) 조질 압연재
두께 3.6mm의 강 E의 열강 압연판재를 로내에서 780℃의 온도에서 6시간 어니일링하고, 동일 로내에서 냉각하여 산세한 다음, 1.1mm 두께까지 냉간 압연하고 750℃의 온도에서 1분간 어니일링한 후, 두께 0.3mm까지 조질 압연하였다.
이렇게 제조된 재료의 시편을 압연방향에 대하여 0°(L), 45°(D) 및 90°(T)의 방향에서 인장강도(kgf/mm2)와 신장율(%) 및 경도에 대하여 시험하였다. 그 결과는 표 4에 나와 있다.
[표 4]
(3) 960℃에서 마무리 열처리된 복상조직의 2CR 재.
(4) 960℃에서 마무리 열처리된 복상조직의 1CR 재.
(5) 73%의 압연율로 조질 압연된 조질 압연재.
표 4로 부터 동일 레벨의 경도와 강도를 가진 동일 화학성분의 조질압연재와 비교할 경우, 복상조직의 1CR재 및 2CR재는 모든 방향에서 현저히 높은 신장율을 가진 것으로 나타나고, 또한 강도 및 연성에서 개선된 면내 이방성을 나타냄을 알 수 있다. 또한, 표 4로부터 2CR재의 더욱 감소된 면내 이방성에 비추어 1CR재 보다 2CR재가 우수함을 알 수 있다.
[실시예 5]
본 실시예는 고크롬 2CR제품의 마르텐사이트양과 경도가 마무리 열처리에서의 가열온도에 좌우됨을 나타내는 실험에 관한 것이다.
표 5(중량%)
표 5에 나와 있는 화학성분을 가진 강 G와 H 및 표 1의 강 B를 주조하고, 두께 3.6mm까지 열간 압연하여 로내에서 780℃의 온도로 6시간 동안 어니일링하고, 동일 로내에서 냉간하여 산세한 다음, 두께 1.0mm까지 냉간 압연하고 750℃의 온도에서 1분동안 어니일링하여 공기냉각한 다음, 두께 0.3mm까지 냉간압연하였다. 각 냉간 압연된 재료로부터 절단된 판재를 1분 동안 800℃∼1100℃ 범위의 여러온도로 가열하고 약 20℃/sec의 평균 냉각속도로 주위온도까지 냉각하였다. 마르텐사이트의 양(용적%)과 제품의 경도(HV)를 측정하였다. 그 결과는 제 5 도에 나와 있는데, 기호 G, H 및 B는 각각 강 G, H 및 B를 표시한다. 강 B와 H는 본 발명의 범위내에 있는 반면, 강 G는 {Ni+(Mn+Cu)/3}을 적어도 0.5% 함유하지 않기 때문에 본 발명의 범위밖이다. 제 1 도에서 한 것과 동일한 관찰을 제 5 도에서도 할 수 있다.
[실시예 6]
본 실시예는 동일 화학성분을 가진 1CR재와 조질 압연재의 특성과 복상조직의 고크롬 2Cr재의 특성을 비교하는 실험에 관한 것이다. 시험재료는 아래의 방법으로 제조하였다.
(6) 2CR재
강 B를 강 E 대신 사용하고, 냉간 압연판재를 960℃ 대신 1000℃에서 최종 열처리하는 것외에는 위의 방법(3)을 반복하였다.
(7) 1CR재
강 B를 강 E 대신 사용하고, 냉간 압연판재를 960℃ 대신 1000℃에서 최종 열처리한 것외에는 방법(4)를 반복하였다.
(8) 조질 압연재
강 B를 강 E 대신 사용하고, 열간 압연, 어니일링 및 산세 처리된 판재 1.8mm 두께까지 냉간 압연한 것외에는 방법(5)를 반복하였다.
이렇게 제조된 재료의 신편을 압연방향에 대하여 0°(L), 45°(D) 및 90°(T)의 방향에서 인장강도(kgf/mm2)와 신장율(%) 및 경도에 대하여 시험하였다. 그 결과는 표 6에 나와 있다.
[표 6]
(6) 1000℃에서 마무리 열처리된 복상조직의 2CR 재.
(7) 1000℃에서 마무리 열처리된 복상조직의 1CR 재.
(8) 83%의 압연율로 조질 압연된 조질 압연재.
표 6으로 부터 동일 레벨의 경도와 강도를 가진 동일 화학성분의 조질 압연재와 비교할 경우, 복상조직의 1CR재 및 2CR재는 모두가 모든 방향에서 현저히 높은 신장율을 가진 것으로 나타나고, 또한 강도 및 연성면에서 개선된 면내 이방성을 나타냄을 알 수 있다. 또한, 표 4로 부터 2CR재의 감소된 면내 이방성에 비추어 2CR재가 1CR재 보다 우수함을 알 수 있다.
[실시예 7∼18]
본 실시예는 연속 열처리로를 이용하여 본 발명에 따라 1CR재를 상업적으로 제조하는 것에 관한 것이다.
표 7에 표시된 화학성분을 가진 강을 주조하고, 두께 3.6mm까지 열간 압연하여 로내에서 6시간 동안 780℃의 온도로 어니일링하고, 동일 로내에서 냉각하여 산세 처리한 다음 중간 어니일링 없이 1단계의 냉간 압연에서 두께 0.7mm까지 냉간 압연하였다(압연율 80.6%). 각각의 냉간 압연 스트립을 실시예 17 및 18을 제외하고 1분 동안 균일 가열을 하면서 표 8에 나와 있는 조건하에 연속 열처리로에서 연속적으로 마무리 열처리하였다. 실시예 17에서 냉간 압연 스트립을 약 6시간 균일한 열처리를 하면서 박스 로(box furnace)에서 가열하고, 동일 로내에서 냉각시켰다. 실시예 18에서는 3.6mm 두께의 강 1의 열간 압연 스트립을 로내에서 6시간 동안 780℃의 온도로 어니일링하고, 동일 로내에서 냉각하여 산세처리하고, 두께 2.0mm까지 냉간 압연하여 720℃의 온도에서 1분 동안 어니일링하고, 공기냉각한 다음 두께 0.7mm까지 조질 압연하였다. 이들 제품의 시편을 압연방향에 대하여 0。(길이방향), 45。(대각방향) 및 90。(횡방향)방향에서 0.2%내력, 인장강도와 신장율에 대하여 시험하고, 마르텐사이트의 양과 경도에 대하여서도 시험하였다. 인장 시험에 의하여 파괴된 시편에 대해 릿징 발생 여부를 관찰하였다. 그 결과는 표 8에 나와 있다.
실시예 7∼13은 본 발명에 대한 것이며, 실시예 14∼18은 비교예이다.
표 8에서 알 수 있는 바와 같이, 높은 강도와 경도 및 양호한 신장율을 가진 마르텐사이트를 약 35용적%∼75용적% 함유한 복상조직의 강 스트립은 본 발명에 의한 실시예 7∼13의 방법으로 제조한 것이다. 본 발명의 제품은 0.2% 내력, 인장강도와 신장율에서 감소된 면내 이방성을 나타내었다.
이에 대하여, 실시예 14에서 사용한 강 8은 {Ni+(MnCu)/3} 함유량이 0.24%로서 낮은 함유량을 가지며, 그 결과, 연속 마무리 열처리에 의하여 마르텐사이트가 전혀 생성되지 않았다. 실시예 14의 제품은 강도와 경도가 불량하였다.
실시예 15에서 사용된 강 9는 탄소 함유량이 0.10% 과잉으로서 0.405%의 함유량을 가지며, 니켈 함유량은 4.0% 과잉으로서 5.07%이다. 따라서, 이 제품은 연속 열처리 후에는 100% 마르텐사이트의 조직을 가졌기 때문에 높은 강도를 가지나 낮은 신장율을 나타내었다.
실시예 16에서 사용된 연속 마무리 열처리의 가열온도(750℃)에서 사용된 강 1은 페라이트와 오오스테나이트의 2상을 형성하지 않았다. 따라서, 마무리 열처리 후의 제품은 페라이트의 단상조직을 가졌기 때문에, 높은 신장율을 가지나 낮은 강도와 경도가 불량하였다.
실시예 17에서 강 1의 냉간 압연 스트립을 박스 로에서 가열하고, 오오스테나이트에서 마르텐사이트로 변태시키는데 불충분한 0.03℃/sec의 냉각속도로 동일로내에서 냉각시켰다. 따라서, 열처리 후의 제품은 변태된 어떠한 마르텐사이트도 함유하지 않았으므로 높은 신장율을 가지나 낮은 강도와 경도를 나타내어, 결국 실시예 16에서의 경우와 동일하였다.
실시예 18의 제품은 본 발명의 제품과 비교할 때 현저히 낮은 신장율, 높은 항복비(0.2% 내력 대 인장강도의 비), 0.2% 내력, 인장강도 및 연성과 관련한 우수한 면내 이방성을 가진 조질 압연재이다. 분명한 것은 이러한 제품은 가공하거나 성형후에는 가공성 또는 성형성과 형상 정밀성에 있어서 본 발명의 제품보다 불량하다는 것이다.
또한, 표 8로 부터 실시예 14, 16, 17 및 18의 인장 시험에 의하여 파괴된 시편들은 릿징 발생을 나타내었음을 알 수 있다. 이에 대하여, 본 발명의 제품들은 릿징의 문제가 전혀 없었다. 이는 본 발명의 제품들이 프레스 성형에서 잘 가공된다는 것을 의미한다.
표 7(중량%)
[표 8]
* L : 길이방향, D : 대각선방향, T : 횡방향
[실시예 19∼30]
본 실시예는 연속 열처리로를 이용하여 본 발명에 의한 저크롬 2CR재의 상업적 제조방법에 관한 것이다.
표 9에 나와 있는 화학성분을 가진 강을 주조하고, 두께 3.6mm까지 열간 압연하여 로내에서 6시간 동안 780℃의 온도로 어니일링하고, 동일 로내에서 냉각한 후 산세하여 표 10에 있는 냉간 압연과 중간 어니일링 조건하에서 두께 0.3mm까지 냉간 압연하였다. 각각의 냉간 압연 스트립을 실시예 29 및 30을 제외하고는 표 10에 있는 조건하에 연속 열처리로에서 1분의 균일한 가열시간으로 연속적으로 마무리 열처리하였다. 실시예 29에서 냉간 압연 스트립을 약 6시간 동안 박스 로에서 균일 가열하고, 동일 로에서 냉각하였다. 실시예 30에서 두께 3.6mm의 강 10의 열간 압연 스트립을 어니일링, 산세 처리, 냉간 압연 및 공기냉각한 다음, 표 10에 있는 조건하에서 0.3mm 두께까지 냉간 압연하였다. 중간 어니일링 단계에서의 균일 가열시간은 모든 실시예에서 1분이었다. 제품의 시편들을 압연방향에 대하여 0°, 45° 및 90°의 방향에서 0.2% 내력, 인장강도와 신장율에 대하여 시험하고, 또한 마르텐사이트 양과 경도에 대하여도 시험하였다. 인장 시험에 의하여 파괴된 시편에 대해 릿징 발생여부를 관찰하였다. 그 결과는 표 10에 나와 있다.
실시예 19∼25는 본 발명에 대한 것이며, 실시예 26∼30은 비교예의 것이다.
표 10에서 알 수 있는 바와 같이, 높은 강도와 경도는 물론 양호한 신장율을 가지는 마르텐사이트를 약 65용적%∼약 75용적% 함유한 복상조직의 강 스트립은 본 발명에 따른 실시예 19∼25의 방법에 의하여 제조된 것이다. 본 발명의 제품은 0.2% 내력, 인장강도와 신장율에서 감소된 면내 이방성을 나타내었다.
이에 대하여, 실시예 26에서 사용된 강 17은 {Ni+(Mn+Cu)/3} 함유량이 0.19%로서 낮은 함유량을 가졌다. 그 결과, 연속 마무리 열처리에 의하여 마르텐사이트 생성되지 않았다. 실시예 14의 제품은 낮은 강도와 경도를 가졌다.
실시예 27에서 사용된 강 18은 크롬 함유량이 낮은데도 불구하고 탄소 함유량이 0.31%로서 극히 높고, 니켈 함유량도 3.20%로서 높다. 따라서, 100% 마르텐사이트이지만 강도와 경도는 모두 높으나 신장율은 불량하다.
실시예 28에서 사용된 연소 마무리 열처리의 가열온도(780℃)에서 강 10은 페라이트와 오오스테나이트의 2상을 형성하지 않았다. 따라서, 마무리 열처리 후의 제품은 페라이트의 단상조직을 가져 높은 신장율을 보이나 낮은 강도와 경도를 가졌다.
실시예 29에서 강 10의 냉간 압연 스트립을 박스 로내에서 가열하고, 오오스테나이트가 마르텐사이트로 변태되기에 불충분한 0.03℃/sec의 냉각 속도로 동일 로에서 냉각하였다. 따라서, 열처리 후의 제품은 변태된 어떠한 마르텐사이트도 함유하지 않아, 실시예 28의 경우와 같이 고신장율을 가지나 낮은 강도와 경도를 가졌다.
실시예 30의 제품은 본 발명 제품과 비교할 때 현저히 낮은 신장율, 높은 항복비(0.2% 내력 대 인장강도의 비), 0.2% 내력, 인장강도 및 연성과 관련한 우수한 면내 이방성을 가진 압연재이었다. 분명한 것은 이러한 제품은 가공하거나 성형 후에는 가공성 또는 성형성과 형상 정밀성에 있어서 본 발명의 제품보다 못하다는 것이다.
표 10으로 부터 실시예 26, 28, 29 및 30의 인장 시험에 의해 파괴된 시편들이 릿징 발생을 보이고 있음을 알 수 있다. 이에 대하여, 본 발명의 제품은 릿징의 문제가 완전히 없다. 이는 본 발명의 제품이 프레스 성형에서 양호하게 가공됨을 의미한다.
표 9(중량%)
[표 10]
*T : 두께(mm), CR : 냉간 압연, An : 어니일링
**L : 길이방향, D : 대각선방향, T : 가로방향
[실시예 31∼42]
이들 실시예들은 연속 열처리로를 이용하여 본 발명에 의한 고크롬 2CR재의 상업적 제조방법에 관한 것이다.
표 11에 나와 있는 화학성분을 가진 강을 주조하고, 두께 3.6mm까지 열간 압연하여 동일 로내에서 6시간 동안 780℃의 온도에서 어니일링한 후, 동일 로에서 냉각하고 산세한 다음 표 12에 있는 냉간 압연과 중간 어니일링의 조건하에 0.3mm 두께까지 냉간 압연하였다. 각각의 냉간 압연 스트립을 실시예 41 및 42를 제외하고는 표 12에 있는 조건하에 연속 열처리로에서 1분의 균일한 가열시간 동안 연속적으로 마무리 열처리하였다. 실시예 41에서 냉간 압연 스트립을 6시간 동안 균일한 열처리에 의하여 박스 로내에서 가열하고 동일 로내에서 냉각하였다. 실시예 42에서 3.6mm의 두께를 가진 강 19의 열간 압연 스트립을 어니일링, 산세 처리, 냉간 압연 및 공기냉각한 다음 표 12에 있는 조건하에서 두께 0.3mm까지 조질 압연하였다. 중간 어니일링 단계에서의 균일한 가열시간은 모든 실시예에서 1분이었다. 제품의 시편들을 압연방향에 대하여 0°, 45° 및 90°의 방향에서 0.2% 내력, 인장강도와 신장율에 대하여 시험하고, 마르텐사이트의 양과 경도에 대하여 시험하였다. 인장 시험에 의해 파괴된 시편에 대하여 릿징 발생 여부를 관찰하였다. 그 결과는 표 12에 나와있다,
실시예 31∼27은 본 발명에 따른 것이고, 실시예 38∼42는 비교예이다.
표 12에서 알 수 있듯이, 높은 강도, 경도는 물론 양호한 신장율을 갖니 마르텐사이트를 약 30용적%∼60용적% 함유한 복상조직의 강 스트립은 본 발명에 따라 실시예 31∼37의 방법에 의하여 제조한 것이다. 본 발명의 제품은 0.2% 내력, 인장강도와 신장율에서 감소된 면내 이방성을 나타내었다.
이에 대하여, 실시예 38에서 사용된 강 26은 {Ni+(Mn+Cu)/3} 함유량이 0.24%로서 낮았다. 따라서, 연속 마무리 열처리에서 마르텐사이트가 전혀 생성되지 않았다. 실시예 38의 제품은 강도와 경도가 불량하였다.
실시예 39에서 사용된 강 27은 탄소 함유량이 0.405%로서 극히 높았고 니켈 함유량도 5.07%로서 극히 높았다. 따라서, 100% 마르텐사이트를 생성하여 강도는 크나 신장율은 불량하였다. 실시예 40에서 사용된 연속 마무리 열처리 온도(750℃)에서 강 19는 페라이트와 오오스테나이트의 2상을 형성하지 않았다. 따라서, 열처리후의 제품은 페라이트로서의 단상조직을 가지므로 높은 신장율을 나타내지만 강도와 경도는 낮았다.
실시예 41에서 강 19의 냉간 압연 스트립을 박스 로에서 가열하고, 오오스테나이트가 마르텐사이트로 변태하는데 불충분한 0.03℃/sec의 냉각 속도로 동일 로에서 냉각하였다. 따라서, 열처리 후의 제품은 변태된 마르텐사이트를 갖지 못하여 신장율이 높으나 강도와 경도가 낮았다.
실시예 42의 제품과 비교하여 현저히 낮은 신장율, 높은 항복비(0.2% 내력 대 인장강도의 비)를 가지고 0.2% 내력, 인장강도와 연성과 관련한 우수한 면내 이방성을 가진 조질 압연재이었다. 분명한 것은, 이러한 제품은 가공이나 성형 후, 가공성 또는 성형성과 형상 정밀성에 있어서 본 발명의 제품보다 불량하다는 것이다.
표 12는 실시예 38, 40, 41 및 42의 인장 시험에 의하여 파괴된 시편들이 릿징 발생을 나타내고 있음을 보이고 있다. 이에 대하여, 본 발명의 제품은 릿징의 문제가 없었다. 이는 본 발명의 제품이 프레스 성형에서 양호하게 가공됨을 의미한다.
표 11(중량%)
[표 12]
*T : 두께(mm), CR : 냉간 압연, An : 어니일링
**L : 길이방향, D : 대각선방향, T : 가로방향
[실시예 43∼48]
이들 실시예는 몰리브덴이 0.05 C-1.5 Ni-16.5 Cr 1CR재 및 2CR재에 미치는 영향을 설명하는 것이다. 실시예 43∼45는 1CR재에 관한 것이고, 실시예 46∼48은 2CR재에 관한 것이다.
실시예 43∼45에 있어서 표 13에 있는 화학성분을 가진 강을 주조하고, 두께 3.6mm까지 열간 압연하여 로내에서 6시간 동안 780℃의 온도에서 어니일링한 후, 동일 로에서 냉각하고 산세한 다음, 중간 어니일링 단계없이 단일 냉간 압연 단계에서 두께 0.7mm(압연율 80.6%)로 냉간 압연하고, 950℃로 약 1분간 가열한 후 약 100℃/sec의 평균냉각속도로 주위온도까지 냉각하였다.
실시예 46∼48에 있어서 표 13에 있는 화학성분을 가진 강을 주조하고, 두께 3.6mm까지 열간 압연하여 로내에서 6시간 동안 780℃의 온도에서 어니일링한 후, 동일 로에서 냉각하고 산세한 다음, 1.0mm의 두께로 냉간 압연하고 720℃에서 약 1분간 어니일링한 후, 공기냉각하고 최종 두께 0.3mm로 냉간 압연하고 나서 950℃로 약 1분간 가열하고 약 100℃/sec의 평균 냉각속도로 주위온도까지 냉각하였다.
이들 제품의 시편들을 압연방향에 대하여 0。, 45。 및 90°의 방향에서 0.2% 내력, 인장강도와 신장율에 대하여 시험하고, 마르텐사이트의 양과 경도에 대하여도 시험하였다. 인장시험에 의해 파괴된 시편에 대하여 릿징 발생 여부를 관찰하였다. 그 결과는 표 14에 나와 있다.
표 14에서 알 수 있듯이 몰리브덴 함유량이 많을수록 마르텐사이트의 양은 감소하고 있다. 이유는 몰리브덴의 페라이트 형성 원소이기 때문이다.
표 13(중량%)
[표 14]
*L : 길이방향, D : 대각선방향, T : 횡방향.
실시예 46∼49의 제품의 시편들을 염소 이온 1000ppm을 함유한 수용액중에서 40℃의 온도에서 피트 부식 전위 Vc'200에 대하여 시험하였다. Vc'200은 200마이크로암패어의 전류가 흐르기 시작할 때의 전압 대(對) SCE이다. 그 결과는 표 15에 나와 있다. 표 15로부터 몰리브덴 함유량이 많을수록 Vc'200은 높아짐을 알 수 있는데, 이로부터 몰리브덴 첨가는 내식성을 증진시킨다는 것을 알 수 있다.
표 15(중량%)
Claims (13)
- (가) 중량%로서, Fe이외에 Cr 10.0∼20.0%, C 0.10%이하, N 0.12%이하, 단 0.01%≤(C+N)≤0.20%, Si 2.0%이하, Mn 4.0% 이하, Ni 4.0%이하 및 Cu 4.0%이하, 단, 0.5%≤{Ni+(Mn+Cu)/3}≤5.0%를 함유하는 강 슬랩을 열간 압연하여 열간 압연 스트립을 제조하는 단계와; (나) 열간 압연 스트립을 냉간 압연하여 소정 두께의 냉간 압연 스트립을 제조하는 단계와; (다) 냉간 압연 스트립을 열처리대 속으로 계속해서 통과시켜 강의 Ac1점으로부터 1100℃까지의 온도범위에서 가열하여 페라이트와 오오스테나이트의 2상을 생성시키고, 그 온도에서 10분 이내에서 유지시킨 다음 가열된 스트립을 오오스테나이트가 마르텐사이트로 변태하기에 충분한 냉각속도로 냉각하는 연속 마무리 열처리 단계로 되어 있는, HV 200이상의 경도를 가지며 페라이트와 마르텐사이트로 된 면내 이방성을 감소시킨 고연성, 고강도의 복상조직 크롬 스테인레스강 스트립의 제조방법.
- 제 1 항에 있어서, 연속 열처리 단계에서 냉각 압연 스트립을 강의 Ac1점 이상의 적어도 100℃에서부터 1100℃까지의 온도로 가열하여 페라이트와 오오스테나이트의 2상을 생성시키는 방법.
- 제 1 항에 있어서, 연속 열처리 단계에서 냉간 압연 스트립을 850℃∼1100℃범위의 온도까지 가열하여 페라이트와 오오스테나이트의 2상을 생성시키는 제조방법.
- 제 1 항에 있어서, 사용된 강은 중량%로서, C 0.08%이하, Si 2.0%이하, Mn 3.0%이하, P 0.040%이하, S 0.030%이하, Ni 3.0%이하, Cr 10.0%∼14.0, N 0.08%이하, 단, 0.01%≤(C+N)≤0.12%, 0.02%이하, Cu 3.0%이하, 단, 0.5%≤{Ni+(Mn+Cu)/3}≤3.0%, Al 0.20%이하, B 0.0050%이하, Mo 2.5%M이하, REM 0.10%이하 및 Y 0.20%이하를 함유하고 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물인 제조방법.
- 제 1 항에 있어서, 사용된 강은 중량%로서, C 0.10%이하, Si 2.0%이하, Mn 4.0%이하, P 0.040%이하, S 0.030%이하, Ni 4.0%이하, Cr 14.0∼20.0%, N 0.12%이하, 단, 0.01%≤(C+N)≤0.20%, 0.02%이하, Cu 4.0%이하, 단, 0.5%≤{Ni+(Mn+Cu)/3}≤5.0%, Al 0.20%이하, B 0.005%이하, Mo 2.5%이하, REM 0.10%이하 및 Y 0.20%이하를 함유하고 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물인 제조방법.
- (가) 중량%로서, C 0.08%이하, Si 2.0%이하, Mn 3.0%이하, P 0.040%이하, S 0.030%이하, Ni 3.0%이하, Cr 10.0%∼14.0%, N 0.08%이하, 단, 0.01%≤(C+N)≤0.12%, O 0.02%이하, Cu 3.0%이하, 단 0.5%≤{Ni+(Mn+Cu)/3}≤3.0%, Al 0.20%이하, B 0.0050%이하, Mo 2.5%이하, REM 0.10%이하 및 Y 0.20%이하를 함유하고 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물로 되어 있는 강 슬랩을 열간 압연하여 열간 압연 스트립을 제조하는 단계와, (나) 페라이트 단상을 형성하는 온도에서 강 스트립을 가열하고 유지하는 중간 어니일링을 연속 2회의 냉간 압연 단계 사이에서 실시하는 단계를 포함하며, 열간 압연 스트립을 냉간 압연하여 소정 두께의 냉간 압연 스트립을 제조하는 적어도 2단계 이상의 냉간 압연 단계와; (다) 냉간 압연 스트립을 열처리대 속으로 계속해서 통과시켜 강의 Ac1점으로 부터 1100℃까지의 온도범위에서 가열하여 페라이트와 오오스테나이트의 2상을 생성시키고, 그 온도에서 10분 이내에서 유지시킨 다음 가열된 스트립을 오오스테나이트가 마르텐사이트로 변태하기에 충분한 냉각속도로 냉각하는 연속 마무리 열처리 단계로 되어 있는, HV200이상의 경도를 가지며 페라이트와 마르텐사이트로 면내 이방성을 감소시킨 고연성, 고강도의 복상조직 크롬 스테인레스강 스트립의 제조방법.
- 제 6 항에 있어서, 연속 열처리 단계에서 냉간 압연 스트립을 강의 Ac1점 이상의 적어도 100℃에시부터 1100℃까지의 온도로 가열하여 페라이트와 오오스테나이트의 2상을 생성시키는 제조방법.
- 제 6 항에 있어서, 연속 열처리 단계에서 냉간 압연 스트립을 850℃∼1100℃ 범위의 온도까지 가열하여 페라이트와 오오스테나이트의 2상을 생성시키는 제조방법.
- 제 6 항에 있어서, 강이 1.0%이하의 망간을 함유하는 제조방법.
- (가) 중량%로서, C 0.10%이하, Si 2.0%이하, Mn 4.0%이하, P 0.040%이하, S 0.030%이하. Ni 4.0%이하, Cr 14.0%∼20.0%, N 0.12%이하, 단, 0.01%≤(C+N)≤0.20%, O 0.02%이하, Cu 4.0%이하, 단 0.5%≤{Ni+(Mn+Cu)/3}≤5.0%, Al 0.20%이하, B 0.0050%이하, Mo 2.5%이하, REM 0.10%이하 및 Y 0.20%이하를 함유하고 나머지 Fe 및 불가피한 불순물로 되어 있는 강 슬랩을 열간 압연하여 열간 압연 스트립을 제조하는 단계와; (나) 페라이트 단상을 형성하는 온도에서 강 스트립을 가열하고 유지하는 중간 어니일링을 연속 2회의 냉간 압연 단계 사이에서 실시하는 단계를 포함하며, 열간 압연 스트립을 냉간 압연하여 소정 두께의 냉간 압연 스트립을 제조하는 적어도 2단계 이상의 냉간 압연 단계와; (다) 냉간 압연 스트립을 열처리대 속으로 계속해서 통과시켜 강의 Ac1점으로 부티 1100℃까지의 온도범위에서 가열하여 페라이트와 오오스테나이트의 2상을 생성시키고, 그 온도에서 10분 이내에서 유지시킨 다음 가열된 스트립을 오오스테나이트가 마르텐사이트로 변태하기에 충분한 냉각속도로 냉각하는 연속 마무리 열처리 단계로 되어 있는, HV200이상의 경도를 가지며 페라이트와 마르텐사이트로 된 면내 이방성을 감소시킨 고연성, 고강도의 복상조직 크롬 스테인레스강 스트립의 제조방법.
- 제 10 항에 있어서, 연속 열처리 단계에서 냉간 압연 스트립을 강의 Ac1점 이상의 적어도 100℃에서부터 1100℃까지의 온도로 가열하여 페라이트와 오오스테나이트의 2상을 생성시키는 제조방법.
- 제 10 항에 있어서, 연속 열처리 단계에서 냉간 압연 스트립을 850℃∼1100℃번위의 온도까지 가열하여 페라이트와 오오스테나이트의 2상의 생성시키는 제조방법.
- 제 10 항에 있어서, 강이 1.0%이하의 망간을 함유하는 제조방법.
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