KR970001326B1 - 몰리브덴 최소 저함량 및 텅스텐 고함량의 고기능 이상 스테인레스강 - Google Patents

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Description

몰리브덴 최소 저함량 및 텅스텐 고함량의 고기능 이상 스테인레스강

제1도는 이상 스테인레스강에 있어서 텅스템 및 몰리브덴의 함량에 따른 핏팅 부식 저항성의 변화를 80℃의 3.5% NaCl 용액 중에서의 핏팅 전위의 변화로서 나타낸 도면.

제2도는 이상 스테인레스강에 있어서 텅스템 및 몰리브덴의 함량에 따른 취성 발생 특성의 변화를 850℃등 온 열처리에 따른 상온 충격 에너지의 변화로서 나타낸 도면.

제3도는 본 발명의 합금 8 및 11과 비교합금 2(ALLOY 2205)을 1050℃에서 수냉한 경우와 노냉한 경우의 상온 충격 에너지를 나타낸 도면.

제4도는 본 발명의 실시합금 12,13 및 14에 대한 엣쥐 균열 시험 결과를 나타내는 사진.

본 발명은 종래의 이상 스테인레스강에 활성 합금 원소로 첨가되는 Mo을 W으로 치환시켜 Mo 함량을 최소화하고 W 함량을 높인 것으로서, 내식성을 저하시키는 일이 없이 시그마상의 생성에 따른 취성의 발생을 현저히 지연시킨 이상(二相, duplex phase) 스테인레스강에 관한 것이다.

이상 스테인레스강은 오스테나이트(austenite)와 페라이트(ferrite)의 두 개의 상으로 이루어진 미세 조직상의 특징으로 인하여 오스테나이트 스테인레스강이나 페라이트 스세인레스강이 갖지 못하는 우수한 특성들을 보유하고 있는 것으로 알려져 있다.

스테인레스강 중에서 가장 많이 사용되고 있는 오스테나이트 스테인레스강은 면심 입방 격자(face-centered cubic lattice)의 오스테나이트 조직을 가지므로 인성(toughness)과 연성이 우수하고 용접성이 뛰어난 반면, 항복 강도가 매우 낮은 단점을 지니고 있으며, 내식성의 측면에 있어서도 염소 이온 분위기하에서의 핏팅(pitting) 부식 및 응력 부식(stress corrosion cracking, SCC)에 취약한 특성을 나타낸다. 한편, 페라이트 스테인레스강은 체심 입방 격자(body-centered cubic lattice)의 페라이트 조직을 가지므로 항복강도가 높은 장점을 지닌 반면, 인성과 연성이 낮으며 용접성도 역시 떨어지지만, 염소 이온 분위기하에서의 핏팅 부식 및 응력부식에 대한 저항성이 우수한 특성을 나타낸다.

이상 스테인레스강은 기본적으로 오스테아니트상과 페라이트상이 상호 공존함으로써 각 단일상들이 갖는 단점들을 상호 보완하여 주고 있다. 이에 따라 이상 스테인레스강은 페라이트상이 갖는 장점으로 인해 오스테나이트 스테인레스강보다 항복 강도가 2배 이상 높으며, 염소 이온 분위기하에서의 응력 부식 및 핏팅 부식 저항성이 우수하다. 또한, 오스테나이트상이 갖는 장점으로 인해 페라이트 스테인레스강보다 가공성, 용접성 및 인성이 우수하며, 수소 취성 및 수소 유기 응력 부식(hydrogen-induced stress corrosion cracking, HSCC) 저항성이 뛰어나다.

이상의 장점을 가진 이상 스테인레스강은 높은 항복 강도와 내식성(특히, 응력 부식 및 핏팅 부식)이 요구되는 부위에 가장 적합한 재료로 평가받고 있으며, 이에 따라 화학 공정 설비나 석유, 천연 가스 등의 시추 설비에 많이 사용되고 있다. 특히, 최근에는 석유 자원의 고갈에 따라 과거에 경제적 등의 이유로 재취되지 않던 유정들에 대해서도 활발한 개발이 이루어지고 있는데, 이러한 유정들은 대체로 지하 깊은 곳에 위치하며 사우어 가스(sour gas) 분위기라는 CO₂+H₂S+Cl₂로 이루어진 혹독한 부식 분위기를 갖기 때문에, 일반적인 유정에서 사용되던 저합금강이 견디지 못하는 상황이어서 새로운 재료의 개발이 요구되어 왔다. 이 재료는 지하 깊은 곳에서 높은 압력을 받게 되므로 고강도가 요구되고, 염소 이온 및 수소 이온 분위기하에 놓이므로 우수한 핏팅 부식 및 응력 부식 저항성을 가져야 한다. 이러한 면에서 이상 스테인레스강은 사우어 가스 분위기에 가장 적합한 소재로 주목되면서 세계의 주요 철강 회사에서 집중적으로 연구되어 현재 상용화된 제품들이 생산되고 있다.

이상 스테인레스강의 화학 조성은 일반적으로 오스테나이트의 함량이 40~50% 정도가 되도록 조정되는데 대표적인 화학 조성 범위를 살펴보면 Cr 20~27%, Ni 4~7%, Mo 1.5~4.5%, N 0.1~0.35% 및 잔량의 Fe를 기본으로 하고 있으며, 필요에 따라 Si, Cu, Mn 등이 2% 이내로 첨가되기도 하며, 열간 가공성(열간 압연, 단조성)의 향상을 위해 미량의 Ce 및 B가 첨가되기도 한다. 일반적인 304나 316계의 오스테나이트 스테인레스강과 비교하면, Cr과 Mo의 함량이 많으며, Cr 탄화물의 생성을 방지하기 위해 탄소(C) 함량을 0.03% 이하로 제한시키는 동시에 질소(N)를 첨가하는 것이 큰 특징이다. 이들 원소 중 Mo은 이 합금계의 핏팅 부식 및 응력 부식 저항성에 가장 큰 역할을 하는 원소이지만 전략 원소로서 매우 고가인 원소이다.

이러한 이상 스테인레스강의 제조나 사용에 있어 가장 문제가 되는 것은 특정 열처리 조건하에서는 이 재료가 급격히 또는 서서히 취화된다는 것이다. 즉, 이상 스테인레스강은 600-950℃의 온도 범위에서 매우 취성이 강한 금속간 화합물인 시그마상(sigma phase,σ)을 형성하여 급격히 취화되는 특성을 갖고 있다. 특히, 700~900℃의 온도 범위에서는 시그마상의 생성속도가 매우 빨라 수분 내에 취화되는 것으로 알려져 있다. 시그마상은 주로 오스테나이트와 페라이트상의 경계에서 생성되어 페라이트 상으로 성장해 나가며, Cr, Mo등의 함량이 페라이트 및 오스테나이트상보다 휠씬 높은것으로 밝혀졌다. 시그마상의 생성에 의한 취성의 발생을 방지하기 위해서는 1000^oC 이상의 고온에서 빠른 냉각속도로 700~900^oC 의 온도구간을 통과시켜 시그마상의 생성을 차단해야 한다. 따라서, 이상 스테인레스강의 제조시에는 1000℃ 이상의 온도로 유지시킨 후 급냉시키는 용체화 열처리 과정이 필수적으로 채택되고 있다. 그러나, 대형의 주조품을 제조할 경우에는 제품의 내부까지 빠른 속도로 냉각시키는 것이 사실상 불가능하므로 내부에서의 시그마상 생성은 불가피하다. 이에 따라 이상 스테인레스강으로 된 대형 주조품을 제조하는데 있어 시그마상의 생성에 의한 취성이 항상 문제가 되어 왔다. 또한, 두꺼운 이상 스테인레스강을 용접하거나, 용접 후의 냉각 속도가 느린 경우에도 시그마상이 생성될 소지를 갖고 있다.

노스트롬(L.A. Norstron)등의 연구 결과에 의하면, 1%의 시그마상이 생성되어도 상온 충격 인성은 용체화 처리 상태의 50% 수준으로 저하되며, 10%가 생성되면 충격 인성이 5% 수준으로 저하되는 것으로 나타나 있다. [Z. Werkstofftech, 12 (1981) 229 참고]. 이 밖에도 시그마상이 생성되면 고온 연성(hot-ductility)이 떨어지며 주변의 Cr과 Mo을 장식하므로, 내식성이 현저하게 저하된다.

이와 같은 시그마상의 생성에 따른 취성의 발생 방지와 관련하여 용체화 처리가 안고 있는 한계성을 극복하기 위하여 다방면으로 연구가 이루어져 왔다.

예를 들면, 미합중국 특허 제 4,765,953호에는 중량%로 최대 0.05%의 C, 23~27%의 Cr, 5.5~9%의 Ni, 0.25~0.40%의 N, 최대 0.8%의 Si, 최대 1.2%의 Mn, 3.5~4.9%의 Mo, 최대 0.5%의 Cu, 최대 0.5%의 W, 최대 0.01%의 S, 최대 0.5%의 V, 최대 0.18%의 Ce 및 잔량의 Fe로 이루어진 고질소 함유 이상 스테인레스강이 개시되어 있다. 이 특허에 따르면, 질소가 금속간 화합물의 형성에 있어서 합금을 안정화시킬 뿐만 아니라, 합금의 핏팅 부식 및 간극 부식 저항성을 향상시키는 것으로 되어 있다.

한편, 컬럼(John H. Culling)은 미합중극 특허 제4,985,091호에서 비교적 높은 몰리브덴 함량, 통상 1.5~4.5%의 몰리브덴을 함유하는 이상 스테인레스강은 특정 열처리 조건하에서 고부식성이 취성 시그마상을 형성하는 경향이 있으며, 비교적 높은 크롬 함량과 함께 비교적 높은 몰리브덴 함량은 용접 고화시키는 동안 이상 스테인레스강 중의 페라이트 구조를 응결시키고, 후고화 냉각시키는 동안 고상상변태를 통하여 오스테나이트를 형성하게 되기 때문에, 용접시 부식 저항성의 저하 원인이 되는 것으로 보고하였다. 이러한 부식 저항성의 저하를 방지하기 위하여 위 특허에서는 니켈과 몰리브덴의 함량을 낮추는 방안을 시도하였다. 즉, 이 특허에서는 중량%로 Ni 2~5%, Cr 23~28%, Mo 0.50~1%, Cu 0.5~4%, N 0.08~0.32%, W 0.1~0.6% 및 잔량의 Fe로 조성된 이상 스테인레스강이 개시되어 있다. 그러나, 이 특허의 어디에도 이상 스테인레스강에 있어서 활성 합금 원소로서의 텅스텐에 의한 몰리브덴의 대체 효과에 관해서는 전혀 언급하고 있지 않다.

또한, 마에하라(Maehara)와 노스트롬(Norstrom)등의 연구 결과에 의하면, 일반적으로 페라이트 안정화 원소인 Cr, Mo, Si등은 시그마상의 형성을 촉진시키고 있으며, 특히 Mo은 다른 원소들에 비해 훨씬 큰 영향을 미치는 것으로 나타나 있다[Z. Workstofftech, 12(1981) 229 ; Metal Science, 17(1983) 541 참고]. 이들에 의하면 Mo을 포함하지 않은 이상 스테인레스강에서는 시그마상의 생성이 현저히 지연되는 것으로 보고되어 있다. 그러나, Mo은 이상 스테인레스강에서는 핏팅 부식 및 응력 부식 저항성을 부여하는 주요 원소이므로, 시그마상의 생성을 억제하기 위해 Mo을 완전히 제거하는 것은 곤란하다.

한편, 이상 스테인레스강은 300~550@의 온도 범위에서도 취화되는 특성을 보이고 있는데, 이를 475@ 취성(embrittlement)이라 부르고 있다. 475@ 취성은 페라이트상 내에서 Cr이 많은 새로운 페라이트상이 미세하게 생성되는 데에 기인하며, 이로 인해 충격 인성, 연성, 내식성 등이 저하된다. 이와 같은 475@ 취성으로 인해, 이상 스테인레스강은 일반적으로 300@ 이하에서만 사용되고 있다.

위에서 설명한 바와 같이, Mo은 이상 스테인레스강의 핏팅 부식 및 응력 부식 저항성에 중요한 역할을 하고 있는 반면, 시그마상의 생성을 촉진시켜 취성을 야기하는 양면성을 지니고 있다.

부이(N.Bui)등은 오스테나이트 스테인레스강에서 W의 첨가에 의해 핏팅부식 저항성이 향상된다고 보고하고 있으며 [Corrosion, 39(1983) 491 참고], 본 발명의 공동 발명자 중의 한 사람인 김영길 등은 마르에이징강(maraging steel)에서 Mo을 W으로 치환하였을 때 내식성의 감소 없이 강도와 인성을 향상시킬 수 있음을 확인하여 특허를 획득한 바 있다[대한민국 특허 제33166호, 미합중국 특허 제4,710,347호, 일본국 특허 제1,613,935호 참조].

그러나, 선행 기술 문헌 어디에도 이상 스테인레스강에 활성 합금 원소로서 첨가되어 이상 스테인레스강의 핏팅 부식 및 응력 부식 저항성에 중요한 역할을 하고 있지만, 시그마상의 생성을 촉진시켜 취성을 야기하는 양면성을 가진 Mo을 대체할 수 있는 활성 합금 원소로서의 W의 가능성을 예지하고, Mo을 W으로 치환하여 Mo의 함량을 최소화함으로써 내식성의 저하 없이 시그마상의 생성에 따른 취성을 방지하여, 열간성형 및 용접에 유리한 대형 주조 제품을 제조할 수 있는 이상 스테인레스강을 제공하였다는 기록은 찾아볼 수 없다.

따라서, 본 발명의 다른 목적은 내식성의 저하 없이 종래의 이상 스테인레스강에서 문제가 되고 있는 시그마상의 생성에 의한 취성을 방지할 수 있는 개선된 이상 스테인레스강 합금을 제공하는 것이다.

본 발명의 다른 목적은 용체와 열처리 과정 없이도 시그마상의 생성 속도를 현저히 지연시킴으로써, 시그마상의 생성으로 인한 상은 충격 인성의 감소가 거의 없어 대형 주조품이나 단조품의 제조가 가능한 이상 스테인레스강을 제공하는 것이다.

이러한 본 발명의 목적은 기존은 이상 스테인레스강에 활성 합금 원소로서 참가되는 몰리브덴을 텅스텐으로 치환하여 몰리브덴 함량을 최대 1%로 최소화하고 텅스텐을 1-4%로 함유시킴으로써 달성된다.

이하, 본 발명을 더욱 상세히 설명한다.

본 발명에 따르면, 중량 분율로 Cr 20~27%, Ni 4~7%, N 0.1~0.35%, W 1~4%, Mo 최대 1.0%, Si 최대 0.8%, Mn 최대 2.0%, Cu 2.0%, Ce 최대 0.18%, B 최대 0.007%, C 최대 0.05%, S 최대 0.03%, P 최대 0.04%, 및 잔량의 Fe와 잔여 불순물론 구성되는 합금이 제공된다.

본 발명의 합금에 있어서, 각 원소들의 양 및 비는 시그마상의 생성을 최소화하고, 혼합 오스테나이트상 및 페라이트상의 생성에 유리하도록 선택된다. 따라서, 중량 분율로 최대 1.0%의 몰리브덴 및 1~4%의 텅스텐과 함께 본 발명의 합금의 구성 원소들의 비를 적당히 유지시킴으로써 소정의 효과를 얻을 수 있다. 구체적으로, Cr, Ni, N 성분들의 함량 범위는 기존의 이상 스테인레스강에서 통상적으로 채택되는 범위이다. Mo은 1중량% 이상 첨가될 경우 시그마상의 생성을 증가시킬 우려가 있기 때문에, 1중량% 이하로 제한된다. Si는 용해 과정에서 용탕의 유동성을 향상시키고 탈산 효과를 나타내기 때문에 첨가되고 있으나, 시그마상의 생성을 촉진시킬 우려가 있으므로 최대 0.8중량%로 제한되어야 한다. Mn은 용해 과정에서 탈산제로 작용하며, 질소의 고용도를 증가시키는 효과가 있으나 과다 첨가 시 시그마상의 생성을 촉진시키고 내식성을 저하시킬 우려가 있으므로 최대 2.0중량%로, 바람직하기로는 최대 1.2중량%로 제한하는 것이 좋다. Cu는 내식성을 향상시키는 작용을 하나, 과다 첨가시 열간 가공성(열간 단조 및 열간 압연성)을 저하시키므로 최대 2.0중량%로 제한하는 것이 좋다. Ce은 열간 가공성을 향상시켜 열간 단조나 열간 압연 중의 엣쥐 균열(edge crack)을 효과적으로 방지할 수 있는 원소로 최대 0.18중량%까지 첨가시킬 수 있다. B는 Ce과 마찬가지로 매우 미량으로도 열간 가공성을 향상시키는 효과가 있으며 입계 부식에 대한 저항성을 증가시키므로 최대 0.007 중량%까지 첨가시킬 수 있다. C는 입계에 탄화물을 석출시킬 우려가 있으므로 최대 0.05 중량%로, 바람직하기로는 최대 0.03 중량%로 제한하는 것이 좋다. S와 P는 열간 가공성을 저하시키고 내식성을 떨어뜨릴 우려가 있으므로 S는 최대 0.03 중량%로, P는 최대 0.04 중량%로 제한시키는 것이 좋다. W은 1중량%이하로 첨가될 경우, 얻어지는 합금의 내식성 향상에 큰 효과가 없기 때문에 1중량% 이상의 양으로 함유되어야 한다. 또한, W은 그 함량이 증가할 수록 이상 스테인레스강의 핏팅 부식 저항성을 증가시키지만, 제2도에서 알 수 있는 바와 같이 4중량% 이상의 양으로 함유되는 경우에는 시그마상의 생성 속도가 증가될 소지가 있으므로 좋지 않다.

본 발명의 바람직한 이상 스테인레스강은 중량 분율로 Cr 20~27%, Ni 4~7%, N 0.1~0.35%, W 1~4%, Mo 0.5~1.0%, Si 최대 0.8%, Mn 최대 2.0%, Cu 최대 2.0%, Ce 최대 0.18%, B 최대 0.007%, C 최대 0.005%, S 최대 0.03%, P 최대 0.04% 및 잔량의 Fe와 잔여 불순물론 구성되는 합금이다. 이 합금은 W과 Mo이 적당량으로 함께 함유되어 있기 때문에 이들 두 합금 원소의 상승 작용에 의해 내식성이 기존의 이상 스테인레스강에 비해 더욱 우수하고 또한 시그마상의 생성 속도로 지연되는 특성을 갖는다.

본 발명의 다른 바람직한 이상 스테인레스강은 중량 분율로 Cr 20~27%, Ni 4~7%, N 0.1~0.35%, W 2~4%, Si 최대 0.8%, Mn 최대 2.0%, Cu 최대 0.18%, B 최대 0.007%, C 최대 0.05%, S 최대 0.03%, P 최대 0.04% 및 잔량의 Fe와 잔여 불순물로 구성되는 합금이다. 이 합금은 Mo이 전혀 함유되지 않기 때문에, 내식성은 상기 W과 Mo이 적정량으로 함께 함유되는 본 발명의 이상 스테인레스강에 비해 약간 떨어지지만 여전히 기존의 이상 스테인레스강과 비슷한 내식성을 가지며, 또한 시그마상의 생성 속도는 더욱 현저히 지연되는 특성을 갖는다.

본 발명의 합금은 종래의 이상 스테인레스강 제조 공정에서 필수적으로 채택되고 있는 용체화 열처리 과정을 생략하여도 시그마상의 생성으로 인한 상은 충격 인성의 감소가 거의 없기 때문에 종래의 이상 스테인레스강으로는 제조가 힘든 대형 주조품이나 단조품의 제조가 가능해졌다.

또한, 본 발명의 합금은 시그마상의 생성 속도가 느리므로 용접시 열영향부에서의 시그마상 생성에 의한 취화 우려가 거의 없다는 장점을 갖는다.

또한, 본 발명의 합금은 종래의 이상 스테인레스강에 비해 열간 성형(hot forming)에 장점을 지닌다. 종래의 이상 스테인레스강은 열간 성형 중 시그마상이 생성될 소지가 매우 높기 때문에, 열간 성형 후 또 다시 용체와 열처리를 실시하고 있는데 비해, 본 발명의 합금은 시그마상의 생성 속도가 매우 느리므로 열간 성형후 별도의 용체화 열처리 과정을 실시하지 않아도 상온 충격 인성이 우수하다는 장점을 갖는다.

본 발명에 의한 합금은 진공 용해 뿐 아니라 대기 용해에 의해서도 제조 가능하며, 주조체, 단조재, 압력재, 선재 등 여러 형태의 제품이 가능하다.

이하, 실시예에 의해 본 발명을 더욱 상세히 설명하지만, 본 발명이 이에 한정되는 것은 아니다.

실시예 1

본 발명에 의한 합금에서 핏팅 부식 저항성에 대한 W의 첨가 효과를 조사하기 위해 아래의 표1에 나타낸 바와 같은 본 발명의 실시 합금들(실사 합금 1~7)과 비교 합금 1을 진동 아크 용해에 의해 제조하였다. 비교 합금으로는 상용화된 이상 스테인레스강 중 가장 잘 알려진 ALLOY 2205(스웨덴 SANDVIK사 제품)를 선정하였다. 용해된 잉곳(ingot)들은 1200℃에서 1시간 동안 균질화 열처리시킨 후 열간 압연을 행하여 두께 1.5㎜의 판재로 제조하였으며, 이어서 1050℃에서 1시간 동안 유지시킨 후 수냉시키는 용체화 열처리를 실시하였다.

이상과 같이 제조된 본 발명의 실시 합금들과 비교 합금에 대해 핏팅 부식저항성을 측정하기 위해 양극 분극 시험(anodic polarizaion test)을 행하였다. 시험은 3.5% NaCl 용액에서 80℃로 행하였으며, 부식 전위가 안정한 전위에 도달한 후 (약 3시간 ) 전위를 0.5mV/sec의 속도로 양극 방향으로 증가시켰다.

제1도에 본 발명의 실시 합금들과 비교 합금과 대한 양극 분극 시험 결과를 나타내었다. 여기서 W의 첨가에 따라 핏팅 전위(pitting potential)가 증가하고, 비교 합금인 ALLOY 2205는 본 발명의 합금 중 W이 5% 첨가된 함금(실시 함금 4)과 비슷한 핏팅 전위를 나타내었으며, 특히 W과 함께 소량의 Mo이 첨가된 합금(실시 합금 7)이 매우 우수한 핏팅 부식 저항 특성을 나타냄을 알 수 있다.

실시예 2

본 발명에 의한 합금의 취성 발생 특성을 조사하기 위해 표2에 나타낸 바와 같은 실시 합금 8,9,10 및 11과 비교 합금 2를 제조하였다. 각 합금들은 대기중 유도 용해에 의해 6kg의 잉곳으로 제조하였으며, 1200℃에서 2시간 동안 균질화 열처리시킨 후 열간 압연을 행하여 두께 13㎜의 판재로 제조하였다 압연이 끝난 각 판재를 1050℃에서 1시간 동안 유지시킨 후 수냉시키는 용체화 열처리를 행한 후, ASTM E-23에 규정된 표준 크기의 샤피 브이 노치(charpy V-notch) 충격 시편들을 제작하였다. 먼저, 각 합금들의 시그마상 발생 속도를 조사하기 위해 각 합금 조성의 충격 시편을 시그마상의 석출 속도가 가장 빠른 온도인 850℃에서 0~100 시간 동안 등온 열처리를 행하였다.

제2도는 850℃ 등온 열처리 후 각 합금에 대해 상온 충격 시험을 행한 결과이다. 이 도면에서 알 수 있듯이, Mo이 2.8% 첨가된 비교 합금 2(ALLOY 2205)는 820℃에서 20분 동안만 유지시켜도 충격 인성이 용체화 처리 상태의 50% 수준으로 감소하며, 1시간 후에는 완전히 취화되었다. 반면, 본 발명의 실시 합금 8은 10시간 후에도 용체화 처리 상태의 70%에 해당하는 높은 충격 인성을 나타내고 있다. 이러한 결과는 이상 스테인레스강에서 Mo을 W으로 치환할 때 시그마상의 생성 속도를 현저히 감소시킬 수 있음을 의미하며, 이에 따라 시그마상 생성에 의한 취성 발생을 감소시키게 됨을 알 수 있다.

제3도는 본 발명의 실시 합금 8 및 11과 비교 합금 2를 1050℃로 유지시킨 후 수냉시킨 경우(용체화 열처리)와 노냉(furnace cooling)시킨 경우에 각각의 상온 충격 인성을 나타낸 것이다. 노냉시킨 경우 600~950℃의 시그마상의 형성 온도 구역을 3시간 만에 통과하였다. 여기서, 본 발명의 실시 합금들은 노냉을 하여도 용체화 처리 상태와 거의 유사한 충격 인성을 유지하고 있는 반면, 비교 합금은 노냉 후 충격 인성이 매우 저하되었음을 알 수 있다.

실시예 3

본 발명에서는 본 발명 합금의 열간 가공성(열간 압연 및 단조성)의 향상을 위해 미량 합금 원소 Ce과 B를 첨가하였으며, 이의 효과를 알아보기 위해 표3에 나타낸 바와 같은 실시 합금 12,13 및 14를 제조하여 열간 압연에 의한 엣쥐 균열시험을 실시하였다. 각 합금들은 대기 중 유도 용해에 의해 6kg의 잉곳으로 제조하였으며, 이로부터 55㎜×55㎜×100㎜의 시편을 가공하였다. 각 시편들은 1200℃에서 2시간 동안 균질화 열처리시킨 후 열간 압연을 행하여 두께를 9패스(pass)만에 55㎜에서 13㎜로 감소시켰으며(두께 감소율 76%), 압연 후 엣취부의 균열 발생 여부를 육안 조사하였다.

제4도는 각 합금들에 대한 엣쥐 균열 시험 결과를 나타내는 사진이다. 이 도면에서 알 수 있듯이 미량 합금 원소 Ce과 B가 첨가된 실시합금 13 및 14는 거의 엣쥐 균열을 관찰할 수 없는 반면, 이들 원소가 첨가되지 않은 실시합금 12는 많은 엣쥐 균열이 발생하고 있다.

다음 표4는 본 발명의 가장 대표적인 합금인 실시 합금 9와 비교 합금인 ALLOY 2205의 용체화 열처리 상태에서의 상온 기계적 성질을 측정한 것이다. 표4에서 알 수 있듯이, 본 발명의 실시 합금과 비교 합금의 기계적 성질은 별차이가 없는 것으로 나타났다.

YS(Yield Strength)=내력 강도

UTS(Ultimate Streth)=극한 강도

J(Joule)=주울

이상, 본 발명의 최선의 실시태양에 대하여 기술하였으나, 본 발명의 정신 및 범위를 벗어나는 일이 없이 본 발명에 대한 변형 및 수정이 가능하다는 것은 당업자에게 자명한 사실이다.

Claims (1)

1. 중량 분율로 Cr 20~23%, Ni 4~7%, N 0.1~0.35%, W 1~4%, Mo 0.5~1.0%, Si 최대 0.8%, Mn 최대 2.0%, Cu 최대 2.0%, Ce 최대 0.18%, B 최대 0.007%, C 최대 0.05%, S 최대 0.03%, P 최대 0.04% 및 잔량의 Fe와 잔연 불순물로 이루어지는 것을 특징으로 하는 이상 스테인레스강.