WO2023121063A1 - 연화저항성이 향상된 마르텐사이트계 스테인리스강 및 그 제조방법 - Google Patents

연화저항성이 향상된 마르텐사이트계 스테인리스강 및 그 제조방법 Download PDF

Info

Publication number
WO2023121063A1
WO2023121063A1 PCT/KR2022/019797 KR2022019797W WO2023121063A1 WO 2023121063 A1 WO2023121063 A1 WO 2023121063A1 KR 2022019797 W KR2022019797 W KR 2022019797W WO 2023121063 A1 WO2023121063 A1 WO 2023121063A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
stainless steel
heat treatment
martensitic stainless
softening
Prior art date
Application number
PCT/KR2022/019797
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
강형구
조규진
추나연
Original Assignee
주식회사 포스코
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 주식회사 포스코 filed Critical 주식회사 포스코
Publication of WO2023121063A1 publication Critical patent/WO2023121063A1/ko

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum

Definitions

  • the present invention relates to martensitic stainless steel with improved softening resistance and a manufacturing method thereof, and more particularly, to martensitic stainless steel with improved softening resistance by inducing precipitate formation through an alloy composition and manufacturing method, and manufacturing thereof It's about how.
  • a material for a disc used in a two-wheeled vehicle requires high hardness to prevent abrasion of the disc. Therefore, as a material for the disk, martensitic stainless steel having high hardness is mainly used.
  • Martensitic stainless steel is composed of a ferrite phase and precipitates when manufactured as a plate material, and is punched in a disk shape and then subjected to hardening heat treatment.
  • the hardening heat treatment is to form a martensite phase by heating to a temperature at which the ferrite phase transforms into an austenite phase and then rapidly cooling after holding for a certain period of time.
  • the martensite phase is formed, a high level of hardness that is not easily worn by friction is obtained.
  • the disc of the two-wheeled vehicle generates frictional heat due to friction with the brake pad during braking, and at this time, it may be frequently exposed to high temperatures of 300 to 700 °C. In this case, the performance of the disk may decrease due to a decrease in hardness at a high temperature. Therefore, there is a need for a material with improved softening resistance with less hardness decrease at high temperature.
  • An object of the present invention to solve the above problems is to provide a martensitic stainless steel and a manufacturing method thereof, which improve softening resistance by inducing precipitate formation through control of the alloy composition and manufacturing method, such as Cu and Nb. .
  • Martensitic stainless steel with improved softening resistance in weight%, C: 0.01% or more and 0.1% or less, Si: 0.05% or more and 1.0% or less, Mn: 0.05% or more and 1.0% or less, Cr: 11.0% or more and 14.0% or less, Ni: 0.05% or more and 1.0% or less, Cu: 0.5% or more and 2.0% or less, N: 0.03% or more and 0.08% or less, Nb: 0.02% or more and 0.5% or less, Cu/Nb: 2 More than 4 or less, the balance including Fe (iron) and other unavoidable impurities, and the difference in hardness before and after softening heat treatment may be greater than 0% and less than 10%.
  • the number of precipitates having a length of a long axis exceeding 1 ⁇ m on a cross-sectional basis may be 5/400 ⁇ m 2 or more.
  • the method for producing martensitic stainless steel with improved softening resistance in weight%, C: 0.01% or more and 0.1% or less, Si: 0.05% or more and 1.0% or less, Mn: 0.05% or more 1.0% or less, Cr: 11.0% or more and 14.0% or less, Ni: 0.05% or more and 1.0% or less, Cu: 0.5% or more and 2.0% or less, N: 0.03% or more and 0.08% or less, Nb: 0.02% or more and 0.5% or less, Cu /Nb: 2 or more and 4 or less, preparing a slab containing Fe (iron) and other unavoidable impurities; preparing a hot-rolled material by hot-rolling the slab; and subjecting the hot-rolled material to constant temperature heat treatment at 650 to 750°C.
  • the hot-rolled material may have a thickness of 2 to 5 mm.
  • the constant temperature heat treatment may be performed for 18 to 22 hours.
  • a martensitic stainless steel and a method for manufacturing the same, in which softening resistance is improved by inducing formation of precipitates through control of an alloy composition such as Cu and Nb and a manufacturing method.
  • Example 1 is a photograph taken with a scanning electron microscope (SEM) of a cross section of stainless steel according to Example 3 after softening heat treatment.
  • SEM scanning electron microscope
  • Martensitic stainless steel with improved softening resistance in weight%, C: 0.01% or more and 0.1% or less, Si: 0.05% or more and 1.0% or less, Mn: 0.05% or more and 1.0% or less, Cr: 11.0% or more and 14.0% or less, Ni: 0.05% or more and 1.0% or less, Cu: 0.5% or more and 2.0% or less, N: 0.03% or more and 0.08% or less, Nb: 0.02% or more and 0.5% or less, Cu/Nb: 2 More than 4 or less, the balance including Fe (iron) and other unavoidable impurities, and the difference in hardness before and after softening heat treatment may be greater than 0% and less than 10%.
  • Martensitic stainless steel with improved softening resistance in weight%, C: 0.01% or more and 0.1% or less, Si: 0.05% or more and 1.0% or less, Mn: 0.05% or more and 1.0% or less, Cr: 11.0% or more and 14.0% or less, Ni: 0.05% or more and 1.0% or less, Cu: 0.5% or more and 2.0% or less, N: 0.03% or more and 0.08% or less, Nb: 0.02% or more and 0.5% or less, Cu/Nb: 2 More than 4 or less, the balance Fe (iron) and other unavoidable impurities may be included.
  • the content of C (carbon) may be 0.01% or more and 0.1% or less.
  • C is an element effective in increasing material hardness by solid solution hardening. Considering this, C may be added in an amount of 0.01% or more. However, when the content of C is excessive, since it can easily combine with carbide-forming elements such as Cr, corrosion resistance may be inferior. Considering this, the upper limit of the C content may be limited to 0.1%.
  • the content of Si may be 0.05% or more and 1.0% or less.
  • Si is an element added for a deoxidizing effect, and is an element effective for improving corrosion resistance. Considering this, Si may be added by 0.05% or more. However, when the content of Si is excessive, the hardness of the ferrite phase is rapidly increased and the elongation rate may be lowered. Considering this, the upper limit of the Si content may be limited to 1.0%.
  • the content of Mn may be 0.05% or more and 1.0% or less.
  • Mn is an element effective in forming an austenite phase. Considering this, Mn may be added in an amount of 0.05% or more. However, when the Mn content is excessive, it is difficult to secure corrosion resistance as Mn is combined with S in steel to form MnS. Considering this, the upper limit of the Mn content may be limited to 1.0%.
  • the content of Cr (chromium) may be 11.0% or more and 14.0% or less.
  • Cr is an element necessarily added to improve corrosion resistance. Considering this, Cr may be added by 11.0% or more. However, when the content of Cr is excessive, the size of the precipitate may be excessively increased. Considering this, the upper limit of the Cr content may be limited to 14.0%.
  • the content of Ni (nickel) may be 0.05% or more and 1.0% or less.
  • Ni is an element effective in forming an austenite phase during hardening heat treatment. Considering this, Ni may be added in an amount of 0.05% or more. However, if the content of Ni is excessive, cost may increase. Considering this, the upper limit of the Ni content may be limited to 1.0%.
  • the content of Cu (copper) may be 0.5% or more and 2.0% or less.
  • Cu is a key element in the present invention and may be added to form copper precipitates. Considering this, the content of Cu may be 0.5% or more. However, when the content of Cu is excessive, cracking due to copper segregation may be promoted, and productivity may be hindered. Considering this, the upper limit of the Cu content may be limited to 2.0%.
  • the content of N may be 0.03% or more and 0.08% or less.
  • N is an element effective in improving the hardness of steel. Considering this, the N content may be 0.03% or more. However, when the N content is excessive, surface defects may be caused by nitrogen pores. Considering this, the upper limit of the N content may be limited to 0.08%.
  • the content of Nb (niobium) may be 0.02% or more and 0.5% or less.
  • Nb is a key element in the present invention, and may be added to form niobium precipitates that can serve as nuclei of the copper precipitates. Considering this, the Nb content may be 0.02% or more. However, when the content of Nb is excessive, hot workability may be impaired. Considering this, the upper limit of the Nb content may be limited to 0.5%.
  • Cu/Nb may be 2 or more and 4 or less.
  • Cu/Nb When Cu/Nb is less than 2, since niobium precipitates excessively increase and copper precipitates are relatively small, it is difficult to expect a desired improvement in softening resistance. On the other hand, when Cu/Nb exceeds 4, since a small number of niobium precipitates acting as nuclei of copper precipitates are formed, it is difficult to secure sufficient softening resistance. Therefore, Cu/Nb may be 2 or more and 4 or less, more preferably 3 or more and 4 or less.
  • the remaining component of the present invention is iron (Fe).
  • Fe iron
  • a difference in hardness before and after softening heat treatment may be greater than 0% and less than 10%.
  • Softening heat treatment is carried out in such a way that it is maintained at 500 ° C. for 1 hour.
  • the number of precipitates having a length of a long axis exceeding 1 ⁇ m on a cross-sectional basis may be 5/400 ⁇ m 2 or more.
  • copper precipitates can be formed better when there are separate precipitates that can serve as nuclei.
  • formation of copper precipitates is induced using niobium precipitates as nuclei.
  • the ratio of Cu and Nb contents may act important.
  • C 0.01% or more and 0.1% or less
  • Si 0.05% or more and 1.0% or less
  • Mn 0.05% or more 1.0% Below
  • Cr 11.0% or more and 14.0% or less
  • Ni 0.05% or more and 1.0% or less
  • Cu 0.5% or more and 2.0% or less
  • N 0.03% or more and 0.08% or less
  • Nb 0.02% or more and 0.5% or less
  • Cu/Nb preparing a slab containing 2 or more and 4 or less, the balance Fe (iron) and other unavoidable impurities; preparing a hot-rolled material by hot-rolling the slab; and subjecting the hot-rolled material to constant temperature heat treatment at 650 to 750°C.
  • a series of hot rolling and constant temperature heat treatment may be performed.
  • the hot rolling may be carried out in a temperature range normally performed.
  • the hot rolling may be performed at 950 to 1150 ° C.
  • the hot-rolled material manufactured through the hot rolling may have a thickness of 2 to 5 mm. However, the hot rolling thickness may vary depending on the application.
  • constant temperature heat treatment may be performed on the hot-rolled material at 650 to 750 ° C.
  • the incubation heat treatment may be maintained for 18 to 22 hours.
  • the incubation temperature When the incubation temperature is low or the holding time is short, it may be difficult to sufficiently transform the austenite phase formed during hot rolling into a ferrite phase. In addition, it may be difficult to effectively form niobium precipitates that can serve as nuclei of copper precipitates. However, if the incubation temperature is too high or the holding time is too long, coarsening of the crystal grains may occur and the hardness may be inferior.
  • slabs were prepared.
  • the prepared slab was hot-rolled to 4 mm under a temperature of 1100 ° C. to prepare a hot-rolled material.
  • the hot-rolled material was subjected to constant temperature heat treatment at 700 ° C. for 20 hours.
  • a hardening heat treatment step was performed, and the temperature was raised to 1000 ° C., and water cooling was performed immediately after the material temperature reached the target temperature.
  • the heating temperature range of the hardening heat treatment step can be selected from the range of 950 to 1100 ° C. according to the characteristics of the components of the present patent, and methods such as mold or oil can be selected in addition to water cooling.
  • Example 1 0.03 0.3 0.4 12.2 0.3 0.5 0.04 0.2 2.5
  • Example 2 0.03 0.3 0.4 12.2 0.3 0.5 0.04 0.22 2.3
  • Example 3 0.01 0.2 0.4 12.8 0.3 0.5 0.08 0.13 3.8
  • Example 4 0.03 0.3 0.5 12.3 0.2 0.9 0.05 0.25 3.6
  • Example 5 0.04 0.3 0.9 12.5 0.2 0.6 0.04 0.3 2.0
  • Example 6 0.02 0.3 0.3 12.4 0.9 0.8 0.05 0.32 2.5
  • Example 7 0.03 0.4 0.3 12.1 0.3 1.4 0.05 0.4 3.5
  • Example 8 0.04 0.4 0.3 13.8 0.2 1.9 0.04 0.49 3.9
  • Example 9 0.09 0.9 0.1 11.1 0.2 0.8 0.06 0.2 4.0 Comparative Example 1 0.04 0.3 0.3 0.3 12.7 0.3 0.3 0.03 0.01 30 Comparative Example 2 0.04 0.03 0.2 14.2 0.2 0.2 0.02 0.01 20 Comparative Example 3 0.06 0.3 0.2 14.3 0.3 0.3 0.
  • the precipitates may include copper precipitates or niobium precipitates that help improve softening resistance, and the greater the number of precipitates exceeding 1 ⁇ m, the better the softening resistance.
  • the number of precipitates was measured by photographing a cross section with a scanning electron microscope (SEM) having a model name of JSM-7900F after softening heat treatment in which the stainless steel was maintained at 500 ° C. for 1 hour. At this time, the number of precipitates whose long axis length exceeded 1 ⁇ m was measured in an area of 400 ⁇ m 2 .
  • SEM scanning electron microscope
  • Softening resistance was expressed by measuring the difference in hardness before and after softening heat treatment.
  • Examples 1 to 9 satisfy the alloy composition, component range, and manufacturing process presented in the present invention, so after softening heat treatment, the length of the long axis exceeds 1 ⁇ m in the area of 400 ⁇ m 2 stainless steel section.
  • the number of precipitates satisfies 5 or more.
  • the difference in hardness before and after the softening heat treatment was less than 10%.
  • Comparative Examples 1 to 5 since the Cu/Nb value exceeded 4, a small amount of niobium precipitates serving as nuclei of copper precipitates was formed.
  • Comparative Examples 1 to 5 the number of precipitates having a length of a major axis exceeding 1 ⁇ m in a stainless steel section area of 400 ⁇ m 2 after softening heat treatment did not satisfy 5 or more. In Comparative Examples 1 to 5, the difference in hardness before and after the softening heat treatment did not satisfy less than 10%.
  • Comparative Examples 6 and 7 since the Cu/Nb value was less than 2, too much niobium precipitate was formed. Therefore, in Comparative Examples 6 and 7, the number of precipitates with a length of the major axis exceeding 1 ⁇ m in a cross-section area of 400 ⁇ m 2 of stainless steel after softening heat treatment did not satisfy 5 or more. In Comparative Examples 6 and 7, the difference in hardness before and after the softening heat treatment did not satisfy less than 10%.
  • FIG. 1 is a photograph taken with a scanning electron microscope (SEM) of a cross section of stainless steel according to Example 3 after softening heat treatment
  • FIG. 2 is a cross section of stainless steel according to Comparative Example 2 after softening heat treatment This is a picture taken with a scanning electron microscope (SEM).
  • the stainless steel according to one embodiment of the present invention has a larger number of precipitates whose long axis length exceeds 1 ⁇ m.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

본 명세서에서는, Cu 및 Nb 등의 합금조성과 제조방법 제어를 통해 석출물 형성을 유도하여 연화저항성을 향상시킨, 마르텐사이트계 스테인리스강 및 그 제조방법을 개시한다. 본 발명의 일 실시예에 따른 연화저항성이 향상된 마르텐사이트계 스테인리스강은, 중량%로, C: 0.01% 이상 0.1% 이하, Si: 0.05% 이상 1.0% 이하, Mn: 0.05% 이상 1.0% 이하, Cr: 11.0% 이상 14.0% 이하, Ni: 0.05% 이상 1.0% 이하, Cu: 0.5% 이상 2.0% 이하, N: 0.03% 이상 0.08% 이하, Nb: 0.02% 이상 0.5% 이하, Cu/Nb: 2 이상 4 이하, 잔부 Fe(철) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 연화열처리 전과 후의 경도 차이가 0% 초과 10% 미만일 수 있다.

Description

연화저항성이 향상된 마르텐사이트계 스테인리스강 및 그 제조방법
본 발명은 연화저항성이 향상된 마르텐사이트계 스테인리스강 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 합금조성 및 제조방법을 통해 석출물 형성을 유도하여 연화저항성을 향상시킨, 마르텐사이트계 스테인리스강 및 그 제조방법에 관한 것이다.
일반적으로 이륜차에 사용되는 디스크용 소재는 디스크의 마모를 방지하기 위하여 높은 경도가 요구된다. 따라서, 디스크용 소재는 경도가 높은 마르텐사이트계 스테인리스강이 주로 사용된다.
마르텐사이트계 스테인리스강은 판재로 제조되었을 때에는 페라이트상과 석출물로 구성되며, 디스크 형태로 펀칭 후 경화열처리를 한다. 경화열처리는 페라이트상이 오스테나이트상으로 변태하는 온도까지 가열한 다음 일정 시간 유지 후 급냉하여 마르텐사이트상을 형성시키는 것이다. 마르텐사이트상이 형성되면, 마찰에 쉽게 마모되지 않는 수준의 높은 경도가 얻어진다.
한편, 이륜차 디스크는 브레이킹시 브레이크 패드와의 마찰에 의해 마찰열이 발생하게 되고, 이때, 300 내지 700℃의 고온에 자주 노출될 수 있다. 이 경우 상기 디스크는 고온에서 경도가 저하되어 성능이 떨어질 수 있다. 따라서, 고온에서의 경도 저하가 적은 연화저항성이 향상된 소재가 요구된다.
상술한 문제를 해결하기 위한 본 발명의 목적은, Cu 및 Nb 등의 합금조성과 제조방법 제어를 통해 석출물 형성을 유도하여 연화저항성을 향상시킨, 마르텐사이트계 스테인리스강 및 그 제조방법을 제공하고자 한다.
본 발명의 일 실시예에 따른 연화저항성이 향상된 마르텐사이트계 스테인리스강은, 중량%로, C: 0.01% 이상 0.1% 이하, Si: 0.05% 이상 1.0% 이하, Mn: 0.05% 이상 1.0% 이하, Cr: 11.0% 이상 14.0% 이하, Ni: 0.05% 이상 1.0% 이하, Cu: 0.5% 이상 2.0% 이하, N: 0.03% 이상 0.08% 이하, Nb: 0.02% 이상 0.5% 이하, Cu/Nb: 2 이상 4 이하, 잔부 Fe(철) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 연화열처리 전과 후의 경도 차이가 0% 초과 10% 미만일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따른 연화저항성이 향상된 마르텐사이트계 스테인리스강은, 연화열처리 후, 단면 기준으로 장축의 길이가 1 ㎛ 초과한 석출물의 개수가 5개/400 ㎛2 이상일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따른 연화저항성이 향상된 마르텐사이트계 스테인리스강의 제조방법은, 중량%로, C: 0.01% 이상 0.1% 이하, Si: 0.05% 이상 1.0% 이하, Mn: 0.05% 이상 1.0% 이하, Cr: 11.0% 이상 14.0% 이하, Ni: 0.05% 이상 1.0% 이하, Cu: 0.5% 이상 2.0% 이하, N: 0.03% 이상 0.08% 이하, Nb: 0.02% 이상 0.5% 이하, Cu/Nb: 2 이상 4 이하, 잔부 Fe(철) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 제조하는 단계; 상기 슬라브를 열간압연하여 열간압연재를 제조하는 단계; 및 상기 열간압연재를 650 내지 750℃에서 항온열처리하는 단계를 포함할 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따른 연화저항성이 향상된 마르텐사이트계 스테인리스강의 제조방법에서, 상기 열간압연재는 두께가 2 내지 5mm일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따른 연화저항성이 향상된 마르텐사이트계 스테인리스강의 제조방법에서, 상기 항온열처리하는 단계는 18 내지 22시간동안 수행할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따르면, Cu 및 Nb 등의 합금조성과 제조방법 제어를 통해 석출물 형성을 유도하여 연화저항성을 향상시킨, 마르텐사이트계 스테인리스강 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
다만, 본 발명의 실시예에 따른 효과는 이상에서 언급한 것들로 제한되지 않으며, 언급하지 않은 또 다른 효과들은 아래의 기재로부터 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 명확하게 이해될 수 있을 것이다.
도 1은, 실시예 3에 따른 스테인리스강을 연화열처리 후의 단면에 대해 주사전자현미경(Scanning Electron Microscope, SEM)으로 촬영한 사진이다.
도 2는, 비교예 2에 따른 스테인리스강을 연화열처리 후의 단면에 대해 주사전자현미경(Scanning Electron Microscope, SEM)으로 촬영한 사진이다.
본 발명의 일 실시예에 따른 연화저항성이 향상된 마르텐사이트계 스테인리스강은, 중량%로, C: 0.01% 이상 0.1% 이하, Si: 0.05% 이상 1.0% 이하, Mn: 0.05% 이상 1.0% 이하, Cr: 11.0% 이상 14.0% 이하, Ni: 0.05% 이상 1.0% 이하, Cu: 0.5% 이상 2.0% 이하, N: 0.03% 이상 0.08% 이하, Nb: 0.02% 이상 0.5% 이하, Cu/Nb: 2 이상 4 이하, 잔부 Fe(철) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 연화열처리 전과 후의 경도 차이가 0% 초과 10% 미만일 수 있다.
이하에서는 본 발명의 실시 예를 첨부 도면을 참조하여 상세히 설명한다. 이하의 실시 예는 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 본 발명의 사상을 충분히 전달하기 위해 제시하는 것이다. 본 발명은 여기서 제시한 실시 예만으로 한정되지 않고 다른 형태로 구체화될 수도 있다. 도면은 본 발명을 명확히 하기 위해 설명과 관계없는 부분의 도시를 생략하고, 이해를 돕기 위해 구성요소의 크기를 다소 과장하여 표현할 수 있다.
명세서 전체에서, 어떤 부분이 어떤 구성요소를 "포함"한다고 할 때, 이는 특별히 반대되는 기재가 없는 한 다른 구성요소를 제외하는 것이 아니라 다른 구성요소를 더 포함할 수 있는 것을 의미한다.
단수의 표현은 문맥상 명백하게 예외가 있지 않는 한, 복수의 표현을 포함한다.
이하, 본 발명의 실시예에서의 합금성분 함량의 수치 한정 이유에 대하여 설명한다. 이하에서는 특별한 언급이 없는 한 단위는 중량%이다.
본 발명의 일 실시예에 따른 연화저항성이 향상된 마르텐사이트계 스테인리스강은, 중량%로, C: 0.01% 이상 0.1% 이하, Si: 0.05% 이상 1.0% 이하, Mn: 0.05% 이상 1.0% 이하, Cr: 11.0% 이상 14.0% 이하, Ni: 0.05% 이상 1.0% 이하, Cu: 0.5% 이상 2.0% 이하, N: 0.03% 이상 0.08% 이하, Nb: 0.02% 이상 0.5% 이하, Cu/Nb: 2 이상 4 이하, 잔부 Fe(철) 및 기타 불가피한 불순물을 포함할 수 있다.
C(탄소)의 함량은 0.01% 이상 0.1% 이하일 수 있다.
C는 고용강화에 의한 재료 경도 증가에 유효한 원소이다. 이를 고려하여, C는 0.01% 이상 첨가될 수 있다. 그러나, C의 함량이 과다한 경우에는, Cr 등 탄화물 형성 원소와 쉽게 결합할 수 있으므로, 내식성이 열위해질 수 있다. 이를 고려하여, C 함량의 상한은 0.1%로 제한될 수 있다.
Si(실리콘)의 함량은 0.05% 이상 1.0% 이하일 수 있다.
Si은 탈산 효과를 위해 첨가되는 원소이고, 내식성을 향상시키는데 효과적인 원소이다. 이를 고려하여 Si는 0.05% 이상 첨가될 수 있다. 그러나, Si의 함량이 과도한 경우에는, 페라이트상의 경도를 급격히 증가시켜 연신율이 저하될 수 있다. 이를 고려하여, Si 함량의 상한은 1.0%로 제한될 수 있다.
Mn(망간)의 함량은 0.05% 이상 1.0% 이하일 수 있다.
Mn은 오스테나이트상을 형성하는데 효과적인 원소이다. 이를 고려하여, Mn은 0.05% 이상 첨가될 수 있다. 그러나, Mn의 함량이 과도한 경우에는, 강 중의 S와 결합하여 MnS를 형성함에 따라, 내식성 확보가 어려워진다. 이를 고려하여, Mn 함량의 상한은 1.0%로 제한될 수 있다.
Cr(크롬)의 함량은 11.0% 이상 14.0% 이하일 수 있다.
Cr은 내식성을 향상시키 위해 필수적으로 첨가되는 원소이다. 이를 고려하여, Cr은 11.0% 이상 첨가될 수 있다. 그러나, Cr의 함량이 과다할 경우에는, 석출물의 크기가 지나치게 증가할 수 있다. 이를 고려하여, Cr 함량의 상한은 14.0%로 제한될 수 있다.
Ni(니켈)의 함량은 0.05% 이상 1.0% 이하일 수 있다.
Ni은 경화열처리 중 오스테나이트상을 형성하는데 효과적인 원소이다. 이를 고려하여, Ni은 0.05% 이상 첨가될 수 있다. 그러나, Ni의 함량이 과다할 경우에는, 원가상승을 초래할 수 있다. 이를 고려하여, Ni 함량의 상한은 1.0%로 제한될 수 있다.
Cu(구리)의 함량은 0.5% 이상 2.0% 이하일 수 있다.
Cu는 본 발명에서 핵심적인 원소로써, 구리 석출물을 형성하기 위해 첨가될 수 있다. 이를 고려하여, Cu의 함량은 0.5% 이상일 수 있다. 그러나, Cu의 함량이 과다할 경우에는, 구리 편석에 의한 균열을 조장하여 생산성이 저해될 수 있다. 이를 고려하여, Cu 함량의 상한은 2.0%로 제한될 수 있다.
N(질소)의 함량은 0.03% 이상 0.08% 이하일 수 있다.
N는 강의 경도 향상에 효과적인 원소이다. 이를 고려하여, N의 함량은 0.03% 이상일 수 있다. 그러나, N의 함량이 과다한 경우에는, 질소 포어 발생에 의한 표면결함이 유발될 수 있다. 이를 고려하여, N 함량의 상한은 0.08%로 제한될 수 있다.
Nb(나이오븀)의 함량은 0.02% 이상 0.5% 이하일 수 있다.
Nb는 본 발명에서 핵심적인 원소로써, 상기 구리 석출물의 핵으로 삼을 수 있는 나이오븀 석출물을 형성하기 위해 첨가될 수 있다. 이를 고려하여, Nb의 함량은 0.02% 이상일 수 있다. 그러나, Nb의 함량이 과다한 경우에는, 열간 가공성이 저해될 수 있다. 이를 고려하여, Nb 함량의 상한은 0.5%로 제한될 수 있다.
Cu/Nb는 2 이상 4 이하일 수 있다.
Cu/Nb가 2 미만일 경우에는, 나이오븀 석출물이 지나치게 증가하고, 구리 석출물이 비교적 적게 형성되므로, 목적하는 연화저항성 향상을 기대하기 어렵다. 반면, Cu/Nb가 4를 초과할 경우에는, 구리 석출물의 핵으로 작용하는 나이오븀 석출물이 적게 형성되므로, 충분한 연화저항성을 확보하기 어렵다. 따라서, Cu/Nb는 2 이상 4 이하일 수 있고, 보다 바람직하게는 3 이상 4 이하일 수 있다.
본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
본 발명의 일 실시예에 따른 연화저항성이 향상된 마르텐사이트계 스테인리스강은, 연화열처리 전과 후의 경도 차이가 0% 초과 10% 미만일 수 있다.
연화열처리는 500℃에서 1시간 유지하는 방식으로 수행한다. 연화열처리 전과 후의 경도 차이가 작을수록 연화저항성이 우수하다고 평가할 수 있다. 따라서, 연화열처리 전과 후의 경도 차이는 0%에 가까울수록 연화저항성이 우수하다고 볼 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따른 연화저항성이 향상된 마르텐사이트계 스테인리스강은, 연화열처리 후, 단면 기준으로 장축의 길이가 1 ㎛ 초과한 석출물의 개수가 5개/400 ㎛2 이상일 수 있다.
고온에서 연화가 발생하는 주된 이유는 크롬 석출물의 형성 때문이다. 마르텐사이트계 스테인리스강이 함유하는 C 및 N의 영향으로, 경화 열처리 후 높은 경도를 얻을 수 있다. 그러나, 상기 마르텐사이트계 스테인리스강이 고온에서 장시간 노출되면, C 및 N이 확산되어 Cr과 결합함으로써 크롬 석출물이 형성될 수 있다. 따라서, 마르텐사이트 상의 C 및 N 함량이 줄어들게 된다. 즉, 마르텐사이트 상의 경도가 낮아지는 결과를 초래한다.
이와 같은 경도의 저하를 방지하기 위해서는 해당 고온에서 별개의 석출물이 형성되도록 유도하는 것이 필요하다. 본 발명에서는, 고온에서 크롬 석출물 형성으로 연화가 일어날 때, 동시에 구리 석출물이 형성되도록 함으로써, 연화저항성을 향상시고자 한다.
한편, 구리 석출물은 핵으로 삼을 수 있는 별도의 석출물이 있을 때 더욱 잘 형성될 수 있다. 본 발명에서는, 나이오븀 석출물을 핵으로 삼아 구리 석출물 형성을 유도하고 있다. 다만, 상술한 바와 같이, 충분한 연화저항성을 확보하기 위해서는 Cu와 Nb 함량의 비율이 중요하게 작용할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따른 연화저항성이 향상된 마르텐사이트계 스테인리스강의 제조방법은, 중량%로, C: 0.01% 이상 0.1% 이하, Si: 0.05% 이상 1.0% 이하, Mn: 0.05% 이상 1.0% 이하, Cr: 11.0% 이상 14.0% 이하, Ni: 0.05% 이상 1.0% 이하, Cu: 0.5% 이상 2.0% 이하, N: 0.03% 이상 0.08% 이하, Nb: 0.02% 이상 0.5% 이하, Cu/Nb: 2 이상 4 이하, 잔부 Fe(철) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 제조하는 단계; 상기 슬라브를 열간압연하여 열간압연재를 제조하는 단계; 및 상기 열간압연재를 650 내지 750℃에서 항온열처리하는 단계;를 포함할 수 있다.
상기 각 합금조성의 성분범위의 수치 한정 이유는 상술한 바와 같으며, 이하 각 제조단계에 대하여 보다 상세히 설명한다.
먼저, 상기 합금조성을 만족하는 슬라브를 제조한 후, 일련의 열간압연, 항온열처리하는 공정을 거칠 수 있다.
상기 열간압연은 통상적으로 수행하는 온도범위에서 실시할 수 있다. 바람직하게는, 적절한 경도를 확보하기 위해, 상기 열간압연은 950 내지 1150℃에서 수행할 수 있다.
상기 열간압연을 통해 제조되는 열간압연재는 두께가 2 내지 5mm 일 수 있다. 다만, 열간압연 두께는 용도에 따라 변화할 수 있다.
다음으로, 상기 열간압연재를 650 내지 750℃에서 항온열처리를 수행할 수 있다. 상기 항온열처리는 18 내지 22시간 유지할 수 있다.
항온열처리 온도가 낮거나, 유지 시간이 짧을 경우에는, 열간압연 시 형성된 오스테나이트상이 페라이트상으로 충분히 변태시키기 어려울 수 있다. 또한, 구리 석출물의 핵으로 삼을 수 있는 나이오븀 석출물을 유효하게 형성시키기 어려울 수 있다. 그러나, 항온열처리 온도가 너무 높거나, 유지 시간이 긴 경우에는, 결정입자 조대화를 초래하여 경도가 열위해질 수 있다.
이하, 본 발명을 실시예를 통하여 보다 상세하게 설명한다. 그러나, 이러한 실시예의 기재는 본 발명의 실시를 예시하기 위한 것일 뿐 이러한 실시예의 기재에 의하여 본 발명이 제한되는 것은 아니다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의하여 결정되는 것이기 때문이다.
{실시예}
아래 표 1에 나타낸 다양한 합금 성분범위에 대하여, 슬라브를 제조하였다. 제조된 슬라브를 1100℃ 온도하에서 4mm까지 열간압연하여 열간압연재를 제조하였다. 다음으로, 상기 열간압연재를 700℃에서 20시간 항온열처리를 수행하였다. 이후, 경화열처리 단계를 실시하며, 1000℃로 승온하여 소재온도가 목표 온도에 도달한 직후 수냉하였다. 경화열처리 단계의 가열 온도 범위는 본 특허 성분의 특성에 따라 950 내지 1100℃ 범위에서 선택할 수 있고, 수냉 외에도 금형이나 오일 등의 방법을 선택할 수 있다.
구분 합금성분
C Si Mn Cr Ni Cu N Nb Cu/Nb
실시예1 0.03 0.3 0.4 12.2 0.3 0.5 0.04 0.2 2.5
실시예2 0.03 0.3 0.4 12.2 0.3 0.5 0.04 0.22 2.3
실시예3 0.01 0.2 0.4 12.8 0.3 0.5 0.08 0.13 3.8
실시예4 0.03 0.3 0.5 12.3 0.2 0.9 0.05 0.25 3.6
실시예5 0.04 0.3 0.9 12.5 0.2 0.6 0.04 0.3 2.0
실시예6 0.02 0.3 0.3 12.4 0.9 0.8 0.05 0.32 2.5
실시예7 0.03 0.4 0.3 12.1 0.3 1.4 0.05 0.4 3.5
실시예8 0.04 0.4 0.3 13.8 0.2 1.9 0.04 0.49 3.9
실시예9 0.09 0.9 0.1 11.1 0.2 0.8 0.06 0.2 4.0
비교예1 0.04 0.3 0.3 12.7 0.3 0.3 0.03 0.01 30
비교예2 0.04 0.03 0.2 14.2 0.2 0.2 0.02 0.01 20
비교예3 0.06 0.3 0.2 14.3 0.3 0.3 0.03 0.01 30
비교예4 0.04 0.3 0.2 13.1 0.1 0.1 0.01 0.01 10
비교예5 0.03 0.3 0.4 12.2 0.3 0.5 0.04 0.01 50
비교예6 0.03 0.3 0.4 12.2 0.3 0.5 0.04 0.5 1.0
비교예7 0.03 0.3 0.4 12.2 0.3 0.1 0.04 0.5 0.2
아래 표 2에는 석출물 개수와 연화저항성을 나타냈다.석출물은, 연화저항성 향상에 도움이 되는 구리 석출물 또는 나이오븀 석출물을 포함할 수 있고, 1㎛ 초과하는 석출물의 개수가 많을수록 연화저항성이 우수하다고 판단할 수 있다.
석출물 개수는, 스테인리스강을 500℃에서 1시간 유지하는 연화열처리 후, 모델명이 JSM-7900F인 주사전자현미경(Scanning Electron Microscope, SEM)으로 단면을 촬영하여 측정했다. 이때, 석출물은, 400㎛2 면적에서, 장축의 길이가 1㎛ 초과하는 것의 개수를 측정했다.
연화저항성은, 연화열처리 전과 후의 경도 차이를 측정하여 나타냈다.
구분 석출물 개수 (개) 연화저항성(%)
실시예1 5 9.8
실시예2 5 9.7
실시예3 7 7.1
실시예4 10 5.0
실시예5 6 8.3
실시예6 8 6.3
실시예7 13 3.8
실시예8 19 2.6
실시예9 8 6.3
비교예1 3 14.0
비교예2 2 21.0
비교예3 3 22.6
비교예4 1 16.1
비교예5 4 16.5
비교예6 4 11.1
비교예7 1 12.1
표 2를 참고하면, 실시예 1 내지 9는 본 발명에서 제시하는 합금조성, 성분범위 및 제조공정을 만족하였으므로, 연화열처리 후, 스테인리스강 단면 400㎛2 면적에서, 장축의 길이가 1㎛ 초과하는 석출물의 개수가 5개 이상을 만족했다. 또한, 연화열처리 전과 후의 경도 차이가 10% 미만을 만족했다.그러나, 비교예 1 내지 5는, Cu/Nb 값이 4를 초과하였으므로, 구리 석출물의 핵으로 작용하는 나이오븀 석출물이 적게 형성되었다. 따라서, 비교예 1 내지 5는, 연화열처리 후, 스테인리스강 단면 400㎛2 면적에서, 장축의 길이가 1㎛ 초과하는 석출물의 개수가 5개 이상을 만족하지 못했다. 또한, 비교예 1 내지 5는, 연화열처리 전과 후의 경도 차이가 10% 미만을 만족하지 못했다.
또한, 비교예 6 및 7은, Cu/Nb 값이 2미만이었으므로, 나이오븀 석출물이 지나치게 많이 형성되었다. 따라서, 비교예 6 및 7은, 연화열처리 후, 스테인리스강 단면 400㎛2 면적에서, 장축의 길이가 1㎛ 초과하는 석출물의 개수가 5개 이상을 만족하지 못했다. 또한, 비교예 6 및 7은, 연화열처리 전과 후의 경도 차이가 10% 미만을 만족하지 못했다.
도 1은, 실시예 3에 따른 스테인리스강을 연화열처리 후의 단면에 대해 주사전자현미경(Scanning Electron Microscope, SEM)으로 촬영한 사진이고, 도 2는, 비교예 2에 따른 스테인리스강을 연화열처리 후의 단면에 대해 주사전자현미경(Scanning Electron Microscope, SEM)으로 촬영한 사진이다.
도 1 및 도 2를 참고하면, 본 발명의 일 예에 따른 스테인리스강이 장축의 길이가 1㎛ 초과하는 석출물의 개수가 더 많은 것을 확인할 수 있다.
본 발명에 따르면, 석출물 형성을 유도하여 연화저항성을 향상시킨, 마르텐사이트계 스테인리스강 및 그 제조방법을 제공할 수 있는 바, 산업상 이용가능성이 인정된다.

Claims (6)

  1. 중량%로, C: 0.01% 이상 0.1% 이하, Si: 0.05% 이상 1.0% 이하, Mn: 0.05% 이상 1.0% 이하, Cr: 11.0% 이상 14.0% 이하, Ni: 0.05% 이상 1.0% 이하, Cu: 0.5% 이상 2.0% 이하, N: 0.03% 이상 0.08% 이하, Nb: 0.02% 이상 0.5% 이하, Cu/Nb: 2 이상 4 이하, 잔부 Fe(철) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    연화열처리 전과 후의 경도 차이가 0% 초과 10% 미만인, 연화저항성이 향상된 마르텐사이트계 스테인리스강.
  2. 청구항 1에 있어서,
    연화열처리 후, 단면 기준으로 장축의 길이가 1 ㎛ 초과한 석출물의 개수가 5개/400 ㎛2 이상인, 연화저항성이 향상된 마르텐사이트계 스테인리스강.
  3. 중량%로, C: 0.01% 이상 0.1% 이하, Si: 0.05% 이상 1.0% 이하, Mn: 0.05% 이상 1.0% 이하, Cr: 11.0% 이상 14.0% 이하, Ni: 0.05% 이상 1.0% 이하, Cu: 0.5% 이상 2.0% 이하, N: 0.03% 이상 0.08% 이하, Nb: 0.02% 이상 0.5% 이하, Cu/Nb: 2 이상 4 이하, 잔부 Fe(철) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 제조하는 단계;
    상기 슬라브를 열간압연하여 열간압연재를 제조하는 단계; 및
    상기 열간압연재를 650 내지 750℃에서 항온열처리하는 단계를 포함하는, 연화저항성이 향상된 마르텐사이트계 스테인리스강의 제조방법.
  4. 청구항 3에 있어서,
    상기 열간압연재는 두께가 2 내지 5mm인, 연화저항성이 향상된 마르텐사이트계 스테인리스강의 제조방법.
  5. 청구항 3에 있어서,
    상기 항온열처리하는 단계는 18 내지 22시간동안 수행하는, 연화저항성이 향상된 마르텐사이트계 스테인리스강의 제조방법.
  6. 청구항 3에 있어서,
    상기 항온열처리하는 단계 이후에 950 내지 1100℃에서 가열 후에 급냉하는 경화열처리 단계를 더 포함하는, 연화저항성이 향상된 마르텐사이트계 스테인리스강의 제조방법.
PCT/KR2022/019797 2021-12-20 2022-12-07 연화저항성이 향상된 마르텐사이트계 스테인리스강 및 그 제조방법 WO2023121063A1 (ko)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR10-2021-0182722 2021-12-20
KR20210182722 2021-12-20

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2023121063A1 true WO2023121063A1 (ko) 2023-06-29

Family

ID=86902999

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/KR2022/019797 WO2023121063A1 (ko) 2021-12-20 2022-12-07 연화저항성이 향상된 마르텐사이트계 스테인리스강 및 그 제조방법

Country Status (1)

Country Link
WO (1) WO2023121063A1 (ko)

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR900006605A (ko) * 1988-10-17 1990-05-08 유미꾸라 레이이찌 흡수성을 갖는 직물 및 그 직물의 제조방법
JP2002363708A (ja) * 2001-06-01 2002-12-18 Sumitomo Metal Ind Ltd マルテンサイト系ステンレス鋼
KR20100116684A (ko) * 2008-03-27 2010-11-01 닛폰 스틸 앤드 스미킨 스테인레스 스틸 코포레이션 방청성이 우수한 디스크 브레이크용 마르텐사이트계 스테인리스강
KR20140010248A (ko) * 2012-07-16 2014-01-24 주식회사 포스코 마르텐사이트계 스테인리스강 및 그 제조방법
KR20210117712A (ko) * 2020-03-20 2021-09-29 주식회사 포스코 고내식 마르텐사이트계 스테인리스강 및 그 제조방법

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR900006605A (ko) * 1988-10-17 1990-05-08 유미꾸라 레이이찌 흡수성을 갖는 직물 및 그 직물의 제조방법
JP2002363708A (ja) * 2001-06-01 2002-12-18 Sumitomo Metal Ind Ltd マルテンサイト系ステンレス鋼
KR20100116684A (ko) * 2008-03-27 2010-11-01 닛폰 스틸 앤드 스미킨 스테인레스 스틸 코포레이션 방청성이 우수한 디스크 브레이크용 마르텐사이트계 스테인리스강
KR20140010248A (ko) * 2012-07-16 2014-01-24 주식회사 포스코 마르텐사이트계 스테인리스강 및 그 제조방법
KR20210117712A (ko) * 2020-03-20 2021-09-29 주식회사 포스코 고내식 마르텐사이트계 스테인리스강 및 그 제조방법

Similar Documents

Publication Publication Date Title
WO2019112144A1 (ko) 내식성이 우수한 비자성 오스테나이트계 스테인리스강 및 그 제조방법
WO2019117536A1 (ko) 인장강도 및 저온충격인성이 우수한 압력용기용 강판 및 그 제조방법
WO2017111290A1 (ko) Pwht 저항성이 우수한 저온 압력용기용 강판 및 그 제조 방법
WO2012091394A9 (ko) 고내식 마르텐사이트 스테인리스강 및 그 제조방법
WO2016105094A1 (ko) 항복강도 및 충격인성이 우수한 슈퍼 듀플렉스 스테인리스강 및 그 제조방법
WO2020101226A1 (ko) 고강도 비자성 오스테나이트계 스테인리스강 및 그 제조방법
WO2019117430A1 (ko) 고온 내산화성이 우수한 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조방법
WO2017111251A1 (ko) 내크립 특성 및 인장강도가 향상된 오스테나이트계 스테인리스강 및 이의 제조 방법
WO2023121063A1 (ko) 연화저항성이 향상된 마르텐사이트계 스테인리스강 및 그 제조방법
WO2019124729A1 (ko) 열간가공성이 우수한 유틸리티 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조방법
WO2015099214A1 (ko) 강도와 연성이 우수한 열처리 경화형 강판 및 그 제조방법
WO2021125793A1 (ko) 우수한 수소취성 저항성을 가지는 고강도 냉간압조용 선재 및 그 제조방법
WO2021125564A1 (ko) 클램프용 고강도 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조방법
WO2021125555A1 (ko) 내지연파괴 특성이 우수한 냉간단조용 선재, 부품 및 이들의 제조방법
WO2022139276A1 (ko) 경화능이 우수한 마르텐사이트계 스테인리스강
WO2022145539A1 (ko) 비자성 오스테나이트계 스테인리스강
WO2020085687A1 (ko) 클램프용 고강도 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조방법
WO2020060050A1 (ko) 가공성과 고온강도가 우수한 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조방법
WO2021125471A1 (ko) 초고강도 스프링용 선재, 강선 및 그 제조방법
WO2022139277A1 (ko) 공구용 강재 및 그 제조방법
WO2023113442A1 (ko) 드릴링 특성이 우수한 냉간단조용 선재 및 스크류 부품의 제조방법
WO2021125765A1 (ko) 가공성이 우수한 강재 및 그 제조방법
WO2019124690A1 (ko) 확관 가공성이 향상된 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조방법
WO2014098301A1 (ko) 경도와 저온 충격특성이 우수한 스테인리스 열연강판
WO2022131589A1 (ko) 열처리 특성 및 수소지연파괴 특성이 우수한 고강도 냉간압조용 선재, 열처리부품 및 이들의 제조방법

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 22911696

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1