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KR100765661B1 - 저탄소 마르텐사이트계 스테인레스 강판 및 이의 제조방법 - Google Patents

저탄소 마르텐사이트계 스테인레스 강판 및 이의 제조방법 Download PDF

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KR100765661B1
KR100765661B1 KR1020037003130A KR20037003130A KR100765661B1 KR 100765661 B1 KR100765661 B1 KR 100765661B1 KR 1020037003130 A KR1020037003130 A KR 1020037003130A KR 20037003130 A KR20037003130 A KR 20037003130A KR 100765661 B1 KR100765661 B1 KR 100765661B1
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요시히로 오자키
아쓰시 미야자키
스스무 사토
도시미쓰 나가야
세쓰오 가키하라
도시히로 가사모
미네오 무라키
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제이에프이 스틸 가부시키가이샤
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Abstract

본 발명은 담금질한 상태로 사용되는 저탄소 마르텐사이트계 스테인레스 강판에 있어서, 디스크 브레이크 사용 도중 가열에 의한 뜨임 연화가 곤란하고, 소정의 경도를 유지할 수 있는 동시에 추가로 안정된 담금질 경도를 얻을 수 있으며 동시에 담금질 전에 있어서의 펀칭 가공성, 특히 펀칭시에 발생하는 전단 강하가 적고 굽힘 가공성이 탁월한 마르텐사이트계 스테인레스 강판에 관한 것이다.
구체적으로는, 본 발명은 질량%를 기준으로, 0.030% 내지 0.100%의 C; 0.50% 이하의 Si; 1.00% 내지 2.50%의 Mn; 10.00% 초과 내지 15.00%의 Cr; 1.00% 이하의 Ni; 0.50% 이하의 Cu; 및 0.01% 내지 0.50%의 Ti, 0.01% 내지 0.50%의 V, 0.01% 내지 1.00%의 Nb 및 0.01% 내지 1.00%의 Zr로 이루어진 그룹으로부터 선택된 하나 이상의 성분을 포함하고, 추가로 0.005% 내지 식 (Ti +V) ×14/50 + (Nb + Zr) ×14/90으로 정의된 양의 N; 및 잔여량의 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는, 내열성 및 가공성이 탁월한 마르텐사이트계 스테인레스 강판에 관한 것이다.
또한, 상기 기재의 성분에, 질량%를 기준으로, 0.040% 초과 내지 0.100%의 C + N; 및 0.10% 내지 0.50%의 V;, 0.01% 내지 0.50%의 Nb; 0.01% 내지 0.50%의 Ti; 0.01% 내지 0.50%의 Zr; 0.50% 이하의 Ta 및 0.5% 이하의 Hf로 이루어진 그룹으로부터 선택된 하나 이상의 성분을 합량 0.02% 내지 0.50%를 추가적으로 포함하고, 추가로 필요에 따라 Mo, B, Co, W, Ca 및 Mg를 함유하는 성분 조성으로 한다. 또한, 상기 성분 조성의 마르텐사이트계 스테인레스 강을 열간 압연 후, 550 내지 750℃의 풀림 온도에서 수행함으로써, 풀림 후의 강판의 경도가 85 내지 100인 HBR 경도가 수득된다.

Description

저탄소 마르텐사이트계 스테인레스 강판 및 이의 제조방법{LOW CARBON MARTENSITIC STAINLESS STEEL AND PRODUCTION METHOD THEREOF}
본 발명은, 예를 들어 오토바이 등의 이륜차에 대한 디스크 브레이크 등의 차량 부재 및 기계 부재 등의 용도로 적당한 것으로, 담금질(quenching)한 상태로만 사용되는 마르텐사이트계 스테인레스 강에 관한 것이다. 본 발명은 또한 담금질 전에는 탁월한 가공성(펀칭 가공성, 굽힘 가공성 등)을 갖고, 담금질 후에는 요구되는 경도를 나타내는 마르텐사이트계 스테인레스 강을 제안한다. 또한, 본 발명에서 성분 함량을 나타내는 %는 특별히 정의하지 않는 한 질량%를 의미한다.
이륜차의 디스크 브레이크의 브레이크 성능을 장기간 유지하기 위해서는 내마모성이 요구된다. 일반적으로, 내마모성은 경도가 높아짐에 따라 개선되나, 인성은 반대로 저하된다. 이러한 점을 고려하여, 내마모성 및 인성 모두가 요구되는 차량 및 기계 부재는 310 내지 380의 빅커스 경도(Vickers hardness; Hv) 또는 30 내지 40의 로크웰 C 스케일 경도(Rockwell scale C hardness; HRC)를 갖도록 제어되는 경우가 많다.
종래, 상기 용도의 스테인레스 강으로서 0.2%의 C를 함유하는 SUS420J1 및 0.3%의 C를 함유하는 SUS420J2 등과 같은 고탄소 마르텐사이트계 스테인레스 강 또는 저탄소 마르텐사이트계 스테인레스 강이 사용되어 왔다.
일반적으로, 상기 열연강판으로는 풀림시킨 소재가 사용되지만, 필요에 따라, 숏 블라스팅 및 산세정된 것을 사용할 수도 있다. 또한, 디스크 브레이크 등의 부재는 상기 열연강판을 펀칭 가공하고, 소정의 형상으로 가공한 후 담금질, 및 필요에 따라 뜨임하여 경도를 조정함으로써 제조된다. 그러나, 이 경우 담금질 및 뜨임의 2회에 걸치는 열처리 공정이 필요하므로 제조상의 부담이 커진다. 또한, 상기 SUS420J1, SUS420J2 등의 고탄소 마르텐사이트계 스테인레스 강에서는 담금질 온도의 변동에 따른 경도 변화가 크기 때문에, 담금질만으로 소정의 경도를 달성하기 위해서는 매우 정밀한 고열처리 관리가 필요하다. 또한, 뜨임에 의해 어닐링 조건의 제어가 완화되는 경우에도, 뜨임시 석출되는 Cr 탄질화물의 주위에 Cr의 저 농도의 영역이 발생하여 내식성이 저하되는 문제점이 있다.
한편, 일본특허 공개공보 제 82-198249호, 일본특허 공개공보 제 85-106951호에는 뜨임 처리 없이 담금질만으로 적정 경도를 수득하는 저탄소 마르텐사이트계 스테인레스강이 개시되어 있으며, 이러한 강이 최근에 많이 사용되고 있다. 상기 저탄소 스테인레스 강으로 제조된 2륜차의 디스크 브레이크는 비교적 고급 스포츠용 오토바이 및 중형 내지 대형 오토바이에 사용되어 왔으나, 이러한 오토바이가 보다 대형화, 고성능화됨에 따라 브레이크의 사용 환경이 한층 더 엄격해지고, 보다 높은 브레이크 성능이 요구되고 있다.
즉, 디스크 브레이크의 기능은 디스크와 패드와의 미끄럼 마찰에 의해 차량의 운동에너지를 열로 변환함으로써 감속시키는 것이다. 최근에는, 오토바이가 보다 대형화 및 고속화됨에 따라 종래의 오토바이에 비해 디스크 브레이크에서의 발열량이 증가하여 그 온도가 500 내지 600℃까지 상승하는 경우도 있다.
따라서, 종래 저탄소 마르텐사이트계 스테인레스 강은 처리 조건에 따라 경도가 뜨임에 의해 저하된다. 즉, 연질화되는 문제가 있다. 이처럼, 디스크 브레이크가 뜨임에 의해 일단 연질화되면 내마모성이 열화되고 소정의 성능을 유지할 수 없게 된다. 이러한 연질화에 대한 해결책으로서, 예를 들어 디스크를 두텁게하고 열용량을 크게 하는 방열 설계가 고안되었으며 디스크의 매수를 늘리고(단일 디스크로부터 이중 디스크로 변경함) 디스크가 과열되지 않게 하는 방법이 제안되었으나, 모두 중량의 증가 및 가공의 복잡화에 따른 비용 상승을 초래하는 문제점을 안고 있어서 근본적인 해결책이 되지는 못하였다. 또한, 일본특허 공개공보 제 82-198249호에 개시된 저탄소 마르텐사이트계 스테인레스 강에서는 풀림 온도에 대한 경도의 변화폭이 완화되어 고탄소 마르텐사이트계 스테인레스 강에서와 같은 가혹한 열처리 조건의 관리가 불필요하다.
그러나, 종래의 저탄소 마르텐사이트계 스테인레스 강은 담금질의 온도 의존성이 낮아 열처리 관리가 용이하다는 이점이 있으나, 담금질 전의 가공 성형 단계, 특히 블랭킹 가공에서 이도(sag)(弛度)가 발생하는 문제점을 안고 있다.
상기 재료를 사용하여 디스크 브레이크 등과 같은 부재를 제작하는 경우에는, 담금질 전의 블랭킹 공정에서 펀칭 다이로 전단되는 근방을 소성 변형 영역으 로 드로잉(drawing)시키는 방식으로 발생된 「전단 강하(이도 또는 캠버링(cambering)이라고도 한다)」(도 4 참조)에 의해, 가공 정밀도가 저하되는 문제가 남아 있다. 펀치부의 주변부에 전단 강하가 발생하는 경우, 외형을 유지하고 타부재의 마찰에 의해 발생되는 채터링을 방지하기 위해 후속 공정에서 평면 평활화를 위해 이도가 없어질 때까지 절삭·연마 작업을 추가적으로 실시하여야 하는데, 이로 인해 공수(工數) 부하의 증대와 수율 손실이 초래된다.
상기 문제점을 해결하기 위해서 종래 기술에서는 Cu와 같은 합금 원소 함량을 더욱 증가시켜 고용(固溶) 또는 석출을 촉진시키는 방법 및 가벼운 하중하에 압연시킴에 의한 가공 효과를 이용하는 방법이 검토되어 왔다. 그러나, 전자의 방법의 경우 첨가된 성분에 의해 담금질 감수성이 커져 오히려 경도 관리가 어려워지므로 합금 단가의 상승을 초래한다. 또한, 후자의 방법의 경우에는 압연 공정의 추가에 따라 표면　결함의 발생 및 비용 상승이라는 문제점이 있다.
상술한 부재를 제조하는 데 요망되는 기타 특성으로서는 담금질 전의 성형성(굽힘 성형성), 피삭성(드릴링 성능 등) 및 담금질 가열시의 내산화성 등을 들 수 있다. 그러나, 이러한 특성에 대해서 종래의 성분 설계는 한계가 있으며 여전히 개선의 여지가 존재한다.
따라서, 본 발명의 첫 번째 목적은 담금질 후에만 사용되는 저탄소 마르텐사이트계 스테인레스 강판에 있어서, 디스크 브레이크 사용 도중의 가열에 의해 유발되는 뜨임 연화가 곤란하며 소정의 경도를 유지할 수 있는 마르텐사이트계 스테인레스 강판을 제공하는 것이다.
또한, 본 발명의 두 번째 목적은 소정의 담금질 경도가 달성됨과 동시에, 담금질 전의 펀칭 가공성, 굽힘 가공성이 탁월한, 특히 전단 강하가 작은 마르텐사이트계 스테인레스 강을 제공하는 것이다. 또한, 본 발명의 세 번째 목적은 피삭성, 담금질시의 내산화성이 한층 더 개선된 마르텐사이트계 스테인레스 강을 제공하는 것이다.
발명의 요약
상기 과제를 해결하기 위해 본 발명의 발명자들이 성분 조성에 관해서 예의 연구한 결과, 소정 성분의 저탄소 마르텐사이트계 스테인레스 강판에 있어서, Ti, V, Nb, Zr, 및 N을 적정 범위로 조정함으로써, 뜨임시 연화 저항성이 높아지고 소기의 효과가 수득됨을 발견하였다. .
즉, 본 발명은 질량%를 기준으로, 0.030% 내지 0.100%의 C; 0.50% 이하의 Si; 1.00% 내지 2.50%의 Mn; 10.00% 초과 내지 15.00%의 Cr; 0.01% 내지 0.50%의 Ti; 0.01% 내지 0.50%의 V; 0.01% 내지 1.00%의 Nb 및 0.01% 내지 1.00%의 Zr로 이루어진 그룹으로부터 선택된 하나 이상의 성분을 함유하고, 0.005% 내지 (Ti +V) ×14/50 + (Nb + Zr) ×14/90으로 정의된 양의 N 함유하고; 잔여량의 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 것을 특징으로 하는, 내열성이 탁월한 저탄소 마르텐사이트계 스테인레스 강판을 제공한다.
또한, 본 발명은 0.040% 초과 내지 0.100%의 C + N, 및 0.10% 내지 0.50%의 V, 0.01% 내지 0.50%의 Nb, 0.01% 내지 0.50%의 Ti, 0.01% 내지 0.50%의 Zr, 0.50% 이하의 Ta 및 0.50% 이하의 Hf로 이루어진 그룹으로부터 선택된 하나 이상의 성분들의 합량 0.02% 내지 0.50%를 추가적으로 포함하는 것을 특징으로 하는, 내열성 및 가공성이 탁월한 마르텐사이트계 스테인레스 강을 제공한다.
또한, 본 발명은 질량%를 기준으로, 0.01% 내지 1.00%의 Ni 및 0.01% 내지 0.50%의 Cu로 이루어진 그룹으로부터 선택된 하나 이상의 성분을 추가적으로 포함하는 것을 특징으로 하는, 내열성 및 가공성이 탁월한 저탄소 마르텐사이트계 스테인레스 강판을 제공한다.
또한, 본 발명은 질량%를 기준으로, 0.050% 내지 1.000%의 Mo 및 0.0002% 내지 0.0010%의 B로 이루어진 그룹으로부터 선택된 하나 이상의 성분을 추가적으로 포함하는 것을 특징으로 하는, 내열성 및 가공성이 탁월한 저탄소 마르텐사이트계 스테인레스 강판을 제공한다.
또한, 본 발명은 질량%를 기준으로, 0.01% 내지 1.00%의 Nb, 0.050% 내지 1.000%의 Mo 및 0.0002% 내지 0.0010%의 B를 추가적으로 포함하는 것을 특징으로 하는, 내열성 및 가공성이 탁월한 저탄소 마르텐사이트계 스테인레스 강판을 제공한다.
또한, 본 발명은 질량%를 기준으로, 0.01% 내지 0.50%의 Co 및 0.01% 내지 0.50%의 W로 이루어진 그룹으로부터 선택된 하나 이상의 성분을 추가적으로 포함하는 것을 특징으로 하는, 내열성 및 가공성이 탁월한 마르텐사이트계 스테인레스 강을 제공한다.
또한, 본 발명은 질량%를 기준으로, 0.0002% 내지 0.0050%의 Ca 및 0.0002% 내지 0.0050%의 Mg로 이루어진 그룹으로부터 선택된 하나 이상의 성분을 추가적으로 포함하는 것을 특징으로 하는, 내열성 및 가공성이 탁월한 마르텐사이트계 스테인레스 강을 제공한다.
또한, 본 발명은 질량%를 기준으로, 0.100질량% 이하의 Al을 추가적으로 포함하는 것을 특징으로 하는 내열성 및 가공성이 탁월한 마르텐사이트계 스테인레스 강을 제공한다.
또한, 본 발명은 열간 압연 후 풀림 단계에서의 풀림 온도가 550 내지 750℃인 것을 특징으로 하는, 내열성 및 가공성이 탁월한 저탄소 마르텐사이트계 스테인레스 강판의 제조 방법을 제공한다.
또한, 본 발명은 상기 풀림 단계에서의 가열속도가 20℃/min 내지 50℃/min이고, 상기 풀림 온도로부터 500℃까지의 냉각속도가 5℃/min 내지 30℃/min인 것을 특징으로 하는, 내열성 및 가공성이 탁월한 저탄소 마르텐사이트계 스테인레스 강판의 제조 방법을 제공한다.
또한, 본 발명은 상기 풀림 단계에서의 풀림 시간이 4시간 내지 12시간인 것을 특징으로 하는, 내열성 및 가공성이 탁월한 저탄소 마르텐사이트계 스테인레스 강판의 제조 방법을 제공한다.
또한, 본 발명은 상기 풀림 단계 후 및 펀칭 단계 전의 강판이 85 내지 100의 HRB 경도를 갖는 것을 특징으로 하는, 내열성 및 가공성이 탁월한 저탄소 마르텐사이트계 스테인레스 강판의 제조 방법을 제공한다.
도 1은 Ti 및 V 함유 마르텐사이트계 스테인레스 강판에 있어서 N의 함량과 담금질 처리 후의 강판의 경도와의 관계를 나타낸 그래프이다.
도 2는 Nb 및 Zr 함유 마르텐사이트계 스테인레스 강판에 있어서 N의 함량과 담금질 처리 후의 강판의 경도와의 관계를 나타낸 그래프이다.
도 3은 Ti, V, Nb 및 Zr 함유 마르텐사이트계 스테인레스 강판에 있어서 N의 함량과 담금질 처리 후의 강판의 경도와의 관계를 나타낸 그래프이다.
도 4는 브랭킹시 발생된 전단 강하(X) 및 전단 강하(Z)를 나타낸 도면이다.
도 5a는 풀림 후의 강판의 경도와 블랭킹시 발생된 전단 강하(X)의 개선율과의 관계를 나타낸 도면이다.
도 5b는 풀림 후의 강판의 경도와 블랭킹시 발생된 전단 강하(Z)의 개선율과의 관계를 나타낸 도면이다.
도 6은 풀림 온도와 풀림 후의 강판의 경도와의 관계를 나타낸 도면이다.
이하, 본 발명의 마르텐사이트계 스테인레스 강의 조성을 상기 범위로 한정한 이유에 관하여 서술한다. 본원에서, 성분 함량을 나타내는 %는 특별히 정의하지 않는 한, 모두 질량%를 의미한다.
C:0.030 내지 0.100%
C는 담금질 후의 마르텐사이트의 경도를 높이고, 내마모성을 향상시키는 데 효과적인 원소이다. C 함량이 0.030% 미만인 경우에는 담금질만으로(뜨임 처리 없이) 디스크 브레이크에 요구되는 적정 경도를 수득하지 못하고, 0.100%를 초과하는 경우에는 지나친 경도가 수득된다. 따라서, 담금질만으로 디스크 브레이크에 요구되는 적정 경도를 달성하기 위해서는 C의 범위는 0.030 내지 0.100%이어야 한다.
N:0.005 내지 (Ti + V)× 14/50 + (Nb + zr)× 14/90
담금질 후의 경도를 적정하게 유지하고 이러한 Ti, V, Nb 및 Zr의 원소에 의한 연질화를 억제하기 위해서는, N의 함량을 적정한 범위로 조정해야 한다. 즉, N의 함량이 0.005% 미만인 경우에는 연질화 억제 효과가 얻어지지 않고, N의 함량이 Ti, V, Nb 및 Zr를 함유하는 질화물 당량 이상인 경우, 담금질 후의 경도는 N에 따라 좌우되므로 안정된 경도를 수득할 수 없다. 따라서, N의 상한은 (Ti + V)× 14/50 + (Nb + Zr)× 14/90이다.
C + N: 0.040초과 내지 0.100%
C 및 N은 모두 경도를 높이고 내마모성을 향상시키는 데 효과적인 원소이며, 본 발명의 Mn의 함량 범위에 있어서, 담금질 후의 경도를 310 내지 380의 Hv 경도 또는 30 내지 40의 HRC 경도를 수득하기 위한 C + N의 함량은 0.040% 초과 0.100% 이하의 범위이다.
Si: 0.50% 이하
Si는 고온에 있어서 페라이트(ferrite)를 생성시키는 원소이며, Si 함량이 0.50%를 초과하는 경우에는 담금질 경도를 저하시킬 뿐만 아니라, 인성에 악영향을 주기 때문에, 그 상한을 0.50%로 한다. 또한, Si의 함량은 적을수록 바람직하다.
Mn: 1.00 내지 2.50%
Mn은 페라이트의 생성을 억제하는 데 효과적인 원소이다. Mn의 함량이 1.00% 미만인 경우에는 페라이트가 생성되고, 310 내지 380의 Hv 경도 또는 30 내지 40의 HRC 경도의 담금질 경도가 수득될 수 없다. Mn의 함량이 지나치게 낮은 경우에는 310 내지 380의 Hv 경도 또는 30 내지 40의 HRC 경도의 담금질 경도를 수득하기 위한 풀림 온도 범위가 극히 협소해져 온도 제어가 보다 어려워지므로, 그 하한을 1.00%로 한다. 한편, Mn의 함량이 2.50%를 초과하는 경우에는 고온에서의 내산화성이 저하되고 강판의 제조 공정에 있어서의 스케일 생성량이 많아지고 강판 표면이 거칠어져 강판의 치수 정밀도가 현저히 저하되므로, 그 상한을 2.50%로 한정한다.
Cr: 10.00초과 내지 15.00%
상기 강판의 내식성을 유지하기 위해서, 상기 강판의 Cr 함량은 10.00%를 초과해야 한다. 그러나, Cr 함량이 15.00%를 초과하는 경우에는 페라이트의 생성을 억제하는 Mn, Ni 및 Cu를 각각 상한량까지 첨가해도 850 내지 1050℃의 담금질 온도 범위에서 페라이트가 형성되며, 310 내지 380의 Hv 경도 또는 30 내지 40의 HRC 경도의 담금질 경도가 안정하게 수득될 수 없게 된다. 따라서, Cr 함량은 10.00% 초과 내지 15.00%로 한정한다.
Ni:0.01 내지 1.00%
Ni는 Mn과 동일하게 라이트상의 형성을 억제하는데 효과적인 원소이며, 담금질 경도를 안정시키는 효과를 갖는다. 상기 효과를 발휘하기 위해서는 0.01% 이상, 보다 바람직하게는 0.60% 이하의 함량이 바람직하다.
Cu:0.01 내지 0.50%
Cu는 Mn과 동일하게 페라이트상의 형성을 억제하는데 효과적인 원소이며, 담금질 경도를 안정시키는 효과가 있다. 상기 효과를 발휘하기 위해서는 Cu 함량이 0.01% 이상인 것이 바람직하다. 한편, Cu의 함량이 지나치게 높은 경우에는 열간 압연시에 표면 균열이 발생하여 표면 결함이 생기기 쉽고, 상기 표면 결함은 최종제품에 이를 때까지 남아 수율 저하를 초래하며, Cu는 고가의 원소이므로, 그 상한을 0.50%로 한정한다.
Mo: 0.050 내지 1.000%
Mo는 마르텐사이트의 뜨임 연화 저항성을 높이는데 효과적이다. 즉, Mo는 내열성을 향상시키는데 효과적이다. 한편, Mo의 함량이 과도하면 페라이트상이 안정화되어 담금질 경도가 저하된다. 따라서, Mo의 함량은 1.000%이다. 또한, 담금질 후의 강판의 경도 편차를 줄이기 위해서는, Mo의 함량이 0.500% 이하인 것이 바람직하다. 또한 상기 내열성 향상 효과를 위해서는 Mo의 함량이 0.050% 이상인 것이 바람직하다.
B: 0.0002 내지 0.0010%
B는 경화능을 개선시키고 안정한 담금질 경도를 얻는데 효과적인 원소이다. 또한, B는 입자 경계 편석에 의해 입자 경계 강도를 강화하고, 스테인레스 강의 가공성을 증가시킨다. 이러한 효과가 발휘되기 위해서는 B 함량이 0.0002% 이상이어야 한다. 한편, 과량의 B는 Fe, Cr과 함께 저융점의 화합물, 즉 공정(共晶)을 형성하고, 연속 주조 및 열연 공정에 있어서 고온 균열 등을 발생시켜, 열간 가공성 에 악영향을 끼친다. 따라서, B 함량의 하한은 0.0010%이다.
Ti: 0.01 내지 0.50%, V:0.01 내지 0.50%, Nb: 0.01 내지 1.00%, Zr: 0.01 내지 1.00%
Ti, V, Nb 및 Zr은 담금질 후의 가열에 의한 연질화를 억제하는데 효과적인 원소이다. 상기 성분의 함량이 적은 경우에는 연질화 억제의 효과가 얻어지지 않고, 과량인 경우에는 상기 효과가 포화된다. 따라서, 적정한 함유 범위는 각각 Ti; 0.01 내지 0.50%, V; 0.01 내지 0.50%, Nb; 0.01 내지 1.00%; 및 Zr: 0.01 내지 1.00%이다.
Ti: 0.01 내지 0.50%, V:0.01 내지 0.50%, Nb: 0.01 내지 0.50%, Zr: 0.01 내지 0.50%, Ta: 0.50% 이하, Hf: 0.50% 이하, 및 총 합량: 0.02 내지 0.50%.
Ti, V, Nb, Zr, Ta 및 Hf는 본 발명에서 매우 중요한 원소이다. Ti, V, Nb, Zr 및 Hf의 양을 단독으로 0.50% 이하, 합량으로는 0.02 내지 0.50% 함유함으로써, 강판의 결정립이 미세화되고, 재결정 후의 알맹이 성장이 억제되는 효과가 수득된다.
상기 원소를 1종 이상 첨가함으로써 결정립의 세립화가 달성되고, 담금질 전에 펀칭 가공에서의 전단 강하가 개선되고, 동시에 담금질 후의 인성이 유지된다. 이러한 효과를 얻을 수 있는 기작은 명확한 것은 아니나, 다음의 것으로 생각된다.
(1) 결정립내의 전위가 결정립계에 집적되기 쉬워지므로, 상기 강판은 소성 변형에 대한 저항력이 커진다. 따라서, 펀칭 가공시의 소성 변형 영역이 전단면 근방으로 한정되고 전단 강하가 작아진다.
(2) 입자 경계는 응력 집중이 크고 균열의 전파 경로로서 작용하지만, 세립화에 의해 입자 경계 면적이 증대하고, 이로써 단위 입자 경계 면적당 응력 집중이 완화되어 인성이 유지된다.
또한, 이러한 세립화에 따른 경질화의 경향에도 불구하고, 담금질 후의 경도는 종래 값을 나타낸다. 그 이유로는, V, Nb, Ti, Zr, Ta 및 Hf가 페라이트 생성을 촉진하여 담금질에 의한 경화를 절감시키고 이것이 세립화의 효과를 상쇄시키기 때문이다.
이러한 TI, V, Nb, Zr, V, Ta 및 Hf의 작용은, 이들의 총 합량이 0.02% 이상인 경우에는 수득되나, 단독 또는 합량이 모두 0.50%를 초과하는 경우에는 고온에서의 내산화성이 저하되고 강판 제조 공정에 있어서의 스케일로 인한 표면결함을 방지하는데 불리해진다. 따라서, 상기 범위로 한정한다.
Nb: 0.01 내지 1.00%
Nb는 본 발명에 있어서, Ti, V, Nb 및 Zr 중에서도 특히 중요한 원소이다. Nb의 함량이 단독으로 1.00% 이하인 경우에는 담금질 후의 가열에 의한 연질화를 억제함과 동시에, 강판의 결정립이 미세화되고 재결정 후의 결정립 성장이 억제되는 효과가 수득된다. 그 결과, 결정립의 세립화가 달성되고, 담금질 전의 펀칭 가공에 의한 전단 강하가 개선되고, 동시에 담금질 후의 인성 및 담금질 후의 경도가 유지된다. 이러한 Nb의 효과를 얻기 위해서는 Nb 함량이 0.01% 이상인 것이 바람직하다. 그러나, Nb 함량이 과량인 경우에도, 상기 효과는 포화되므로 비용을 고려하여 상한을 1.00%로 한다.
Al: 0.100% 이하
Al은 탈산에 효과적인 원소이므로, 필요에 따라 함유할 수 있다. 단, 지나치게 많은 경우에는 AlN 화합물을 형성하고, 이는 성형성, 특히 연신율을 저하시키므로 상한을 0.100%로 한다.
Co: 0.50% 이하, W; 0.50% 이하
Co 및 W는 결정 격자내 원소와 치환되고 타원소의 확산 또는 이동을 억제하고 내산화성을 개선시키는 원소이다. 내산화성이 개선되는 기작에 관해서는 명확한 것은 아니나, 스피넬 산화물상(FeO·Cr2O3) 외부로의 Cr 원소의 이탈을 억제함에 따른 것으로 생각된다. 이러한 효과를 발휘하기 위해서는 함량이 각각 0.01% 이상인 것이 바람직하다.
그러나, 상기 함량이 과량인 경우에는 기재금속으로부터 스피넬 산화물상으로의 Cr의 공급이 억제되므로, 상한을 모두 0.50%로 한정한다.
Ca: 0.0002 내지 0.0050%, Mg; 0.0002 내지 0.0050%
Ca 및 Mg는 비금속 개재물의 형태와 분포를 제어하고, 절삭 가공시의 강판의 피삭성을 개선시키는 원소이다. 이러한 효과를 발현시키기 위해서 모두 0.0002% 이상인 것이 바람직하다. 이러한 효과가 얻어지는 기작은 명확하지는 않으나, 작용 물질을 공구 물질로 스티킹시킴에 따라 유발되는 공구의 선단의 벗겨짐(즉, 마이크로치핑), 공구의 손상 및 공구의 수명 단축에 의한 것으로 생각된다. Ca, Mg의 황화물, 규산염, 산화물 등이 공구와 모재의 친화력을 저하시키는 형태로 입자 경계에 석출된다. 따라서, 마이크로 치핑이 억제되고 기계능이 효율적으로 개선된다. 그러나, Ca 및 Mg의 양이 모두 0.0050%를 초과하는 경우에는 Ca 및 Mg의 황화물, 규산염, 산화물을 기점으로 한 녹 스폿(rust spot)이 다량 발생하기 때문에 내식성 유지의 관점에서 상한을 각각 0.0050%로 한정한다.
상술한 것 이외의 성분은 불가피하게 함유되는 Fe이다. 본 발명에 따라, 불가피하게 함유되는 불순물중, P의 함량은 내식성과 가공성 열화 방지의 관점에서, 0.035% 이하인 것이 바람직하다. S의 함량은 가공성 열화 방지의 관점에서, 0.020% 이하인 것이 바람직하다. 또한, O의 함량은 인성 및 내식성의 관점에서 0.010% 이하인 것이 바람직하다. 또한, 희토류 원소를 황화물의 형태 제어에 따른 내식성의 향상을 목적으로 추가적으로 첨가할 수 있다.
다음으로, 본 발명 방법에 따른 스테인레스 강판의 특성에 관해서 설명한다.
도 5a 및 도 5b에서 도시한 바와 같이, 펀칭 가공성은 풀림 후의 강판 경도가 85 이상의 HRB 경도인 경우 크게 개선된다. 그러나 경도가 100 이상의 HRB 경도인 경우에는 펀칭 다이의 마모속도가 증가하여, 소재의 연신율이 과도하게 낮아지는 결점이 있다. 따라서, 본 발명 방법에 따라 수득되는 풀림 후의 강판 경도는 85 내지 100의 HRB로 한다. 또한, 본 발명의 효과를 수득하기 위해서는 펀칭 가공시 펀치와 다이의 틈새를 작게 하는 것이 바람직하다.
다음으로 상기 스테인레스 강판의 제조 조건에 관해서 설명한다.
본 발명에 따른 제조방법에서는, 상술한 성분 범위로 조정한 용강을 전로 또는 전기로 등에서 용제한 후, 진공 탈가스법(RH법), VOD법 및 AOD법과 같은 공지의 정련 방법으로 정련시키고, 이어서 연속 주조법 또는 잉곳 제조법(ingot-making process)으로 슬랩 등에 주조하여 강철 소재를 제조한다.
상기 강철 소재를, 1000 내지 1300℃의 온도로 가열한 후, 마무리 압연 온도를 900 내지 1100℃의 범위로 제어하여 열간 압연하고 700 내지 900℃의 온도 범위에서 권취하여, 2.0 내지 10.0mm의 판두께를 갖는 열연 강판을 제조하는 것이 바람직하다.
본 발명 방법에 있어서, 열연에 이어 실시되는 특정 풀림 공정은 펀칭 공정에서 발생되는 전단 강하를 감소시키기 위해 본 발명의 강판의 경도를 조정하는 중요 공정이며, 상자 풀림(box annealing)으로 수행되는 것이 바람직하고, 이하의 조건으로 실시되는 것이 바람직하다.
·가열 속도 20 내지 50℃/min:
가열 속도가 50℃/min을 초과하는 경우에는 오버슈팅(overshooting)으로 인해 균열시 온도가 과도하게 상승하여 경도 불량을 야기한다. 그러나, 가열 속도가 20℃/min 미만인 경우에는 생산성이 저하되어 에너지 손실이 커진다.
·풀림 온도 550 내지 750℃:
풀림 온도가 550℃ 미만인 경우에는 풀림이 불충분하고 균일한 조직이 수득되지 않으며 목표 경도보다 딱딱해지고, 풀림 온도가 750℃ 초과인 경우에는 강판이 과도하게 연화된다.
·풀림 시간: 4 내지 12시간
풀림 시간이 4시간 미만인 경우에는 풀림이 불충분하고 균일한 조직이 수득되지 않으며, 풀림 시간이 12시간 초과인 경우에는 결정립이 조대화되어 인성이 열화되는 동시에 소정 경도가 수득되지 않는다.
·풀림 온도 내지 500℃까지의 냉각 속도 5 내지 30℃/min:
냉각 속도가 30℃/min를 초과하는 경우에는 대용량의 냉각 설비가 필요하고, 냉각 속도가 5℃/min 미만인 경우에는 Cr 탄화물이 다량 석출되어 내식성을 열화시키며 생산성이 저하된다.
이하의 실험 1 내지 3은 뜨임의 연화성을 억제하는 효과와 N, Ti, V, Nb 및 Zr과의 관계를 조사하기 위한 것이다.
(실험 1)
0.050%의 C, 0.25%의 Si, 1.45%의 Mn, 13.00%의 Cr, 0.20%의 Cu, 0.60%의 Ni, 0.040%의 Mo, 0.10%의 Ti, 0.10%의 V(즉, Ti + V는 0.20%이다), 및 상이한 함량의 N을 함유하는 다양한 강 샘플을 제조하였다. 연속 주조에 의해 200mm 두께를 갖는 슬래브를 주조하고, 1150℃로 가열한 후, 열간 압연에 의해 5mm의 열연판을 형성하였다. 이 때, 열연 종료 온도는 970℃, 권취 온도는 770℃이었다. 수득된 열연판을 700℃에서 12시간 동안 뜨임 및 풀림시킨 후, 샘플을 채취하고, 담금질 처리후의 경도 및 담금질-뜨임 처리후의 경도를 측정하였다. 이 때, 크기 100mm× 100mm의 샘플을 절취하고 1000℃에서 10분 유지한 후 공냉하에서 담금질을 수행하였고, 600℃에서 10분간 유지한 후 공냉 처리하에서 뜨임을 수행하였다. 판두께 중심부에서 빅커스 경도(기준값으로 로크웰 C 스케일 경도 또한 측정하였다)를 측정하였다.
수득된 결과를 도 1에 나타낸다. 그 결과, N의 함량이 0.005% 이상인 경우에는 담금질-뜨임 처리후의 경도의 저하(담금질 처리후의 경도와 담금질-뜨임 처리 후의 경도의 차)가 적고, 연질화가 억제되었다. 또한, N의 함량이 Ti 및 V의 질화물 당량(N의 함량은 0.056% 초과이다)을 초과하는 경우에는 담금질 처리후의 경도의 N의 함량에 대한 의존성이 강해졌다. 이상의 결과로부터, N의 함량이 0.005% 내지 (Ti + V)× 14/50인 경우, 담금질 처리후의 경도가 안정되고 뜨임에서의 연질화가 억제됨을 알 수 있었다.
(실험 2)
0.070%의 C, 0.45%의 Si, 1.80%의 Mn, 14.50%의 Cr, 0.30%의 Cu, 0.50%의 Ni, 0.0003%의 B, 0.20%의 Nb, 0.10%의 Zr(즉, Nb + Zr은 0.30%이다), 및 상이한 함량의 N을 함유하는 강판을 용제하고, 연속 주조에 의해 200mm의 두께를 갖는 슬래브로 주조하고, 1100℃로 가열한 후, 열간 압연하여 6mm의 열연판을 제조하였다. 이 때, 열연 종료 온도는 850℃, 권취 온도는 720℃이었다. 수득된 열연판을 800℃에서 8시간 동안 뜨임 및 풀림시킨 후, 샘플을 채취하고, 담금질 처리 후의 경도 및 담금질-뜨임 처리후의 경도를 측정하였다. 이 때, 크기 100mm× 100mm의 샘플을 절취하고 1000℃에서 10분 유지한 후 공냉 처리 하에서 담금질을 수행하였고, 600℃에서 10분 유지한 후 공냉 처리하에서 뜨임을 수행하였다. 판두께 중심부에서 빅커스 경도(기준값으로 로크웰 C 스케일 경도 또한 측정하였다)를 측정하였다.
수득된 결과를 도 2에 나타낸다. 도 2로부터 N의 함량이 0.005% 이상인 경우에는 담금질-뜨임 처리 후의 경도의 저하가 적고, 즉 연질화가 억제됨을 알 수 있다. 또한, N의 함량이 Nb 및 Zr의 질화물 당량(N의 함량은 0.047% 초과이다)을 초과하는 경우에는 담금질 처리 후의 경도의 N의 함량에 대한 의존성이 증가한다. 이상의 결과에서, N의 함량이 0.005% 내지 (Nb + Zr)× 14/90인 경우, 담금질 처리후의 경도가 안정되고 뜨임에서의 연질화가 억제됨을 알 수 있었다.
(실험 3)
0.100%의 C, 0.20%의 Si, 2.00%의 Mn, 11.00%의 Cr, 0.40%의 Cu, 0.20%의 Ni, 0.200%의 Mo, 0.0007%의 B, 0.07%의 Ti, 0.03%의 V, 0.15%의 Nb, 0.05%의 Zr(즉, Ti + V는 0.10%, Nb + Zr은 0.20%이다), 및 상이한 함량의 N을 함유하는 강판을 용제하고, 연속 주조에 의해 200mm의 두께를 갖는 슬래브로 주조하고, 1200℃로 가열 후, 열간 압연하여 4.5mm의 열연판을 제조하였다. 이 때, 열연 종료 온도는 770℃, 권취 온도는 650℃이었다. 수득된 열연판을 840℃에서 10시간 동안 뜨임 및 풀림시킨 후, 샘플을 채취하고, 담금질 처리 후의 경도 및 담금질-뜨임 처리후의 경도를 측정하였다. 이 때, 크기 100mm× 100mm의 샘플을 절취하고, 1000℃에서 10분 유지한 후 공냉 처리하에서 담금질을 수행하고, 600℃에서 10분 유지한 후 공냉 처리하에서 뜨임을 수행하였다. 판두께 중심부에서 빅커스 경도(기준값으로 로크웰 C 스케일 경도 또한 측정하였다)를 측정하였다.
수득된 결과를 도 3에 나타낸다. 도 3으로부터, N의 함량이 0.005% 이상인 경우에는 담금질-뜨임 처리 후의 경도의 저하가 적고, 즉 연질화가 억제됨을 알 수 있다. 또한, N의 함량이 Ti, V, Nb 및 Zr의 질화물 당량(N의 함량은 0.059% 초과이다)을 초과하는 경우에는 담금질 처리 후의 경도의 N의 함량에 대한 의존성이 증가하였다. 이상의 결과로부터, N의 함량이 0.005% 내지 (Ti + V)× 14/50 + (Nb + Zr)× 14/90인 경우에는 담금질 처리후의 경도가 안정되고, 뜨임에서의 연질화가 억제됨을 알 수 있었다.
이러한 N의 함량의 변화에 의한 경도 거동의 기작에 관해서는 명확한 것은 아니나 대략 아래와 같이 생각할 수 있다.
Ti, V, Nb 및 Zr은 모두 탄화물 또는 질화물을 형성하는 원소이다. 이 중, N 함량이 0.005% 내지 (Ti + V)× 14/50 + (Nb + Zr)× 14/90의 적정값인 경우, 질화물은 담금질을 위한 가열에서도 해리 고용되지 않고 담금질 후에도 석출물 그대로 마르텐사이트 중에 잔류하므로, 후속 뜨임시 전위의 회복을 억제함으로써 연질화를 억제한다.
N의 함량이 0.005% 미만인 경우에는 석출물의 대부분이 탄화물이다. 상기 탄화물은 담금질 가열시에는 해리 고용되고, 담금질 후에는 고용체 C(카바이드)로서 마르텐사이트의 경도 상승에 기여하지만, 연질화 억제 효과에는 기여하지 않는다. 또한, N의 함량이 질화물 당량을 초과하는 경우에는 N이 마르텐사이트에 고용되어 경도를 상승시킨다.
또한, 본 발명에 따른 펀칭 가공시에 발생하는 전단 강하를 개선시키는 실험에 관해서 설명한다.
(실험 4)
도 5a 및 5b는 저탄소 마르텐사이트계 스테인레스 강(C: 0.060%, Mn: l.55%, Cr: 12.20%, N: 0.013%를 함유하는 강판을 기준으로 하고 풀림 온도를 다양하게 바꿔 경도를 조정한다)에 있어서, 블랭킹시 발생되는 전단 강하와 소재의 경도의 관계를 나타낸 것이다. 상기 실험에서는 틈새(다이-펀치간 거리/판두께× 100(%))를 3단계로 바꿔 실시했다. 또한, 도 4에 나타낸 전단 강하(X)의 값과 전단 강하(Z)의 값을 구하고, 아래 식에 의해 적용시켜 개선율을 계산함으로써 전단 강하의 평가를 실시하였다. 여기에서, 전단 강하(X) 및 전단 강하(Z)로서, 구멍 입경(D+ 0.1mm)의 위치 A와 소재판두께 t×0.98의 위치(B)까지의 수평, 판두께 방향의 거리를 측정하였다.
[(경도 HRB80에 있어서의 전단 강하 측정된 전단 강하)/(경도 HRB80에 있어서의 전단 강하)]× 100(%)
도 5A 및 5B에서, 틈새가 적정(8% 이하)인 경우, 85 이상의 HRB 경도 및 40% 이상의 전단 강하의 개선율을 수득할 수 있는데, 즉 전단 강하의 크기를 약 1/2 이하로 개선시킬 수 있고, 이러한 개선효과는 100의 HRB 경도에서 포화된다.
이 결과로부터, 블랭킹시에 발생되는 전단 강하를 개선하기 위해서는 풀림 후의 강판을 85 내지 100의 HRB 경도(로크웰 스케일 B 경도)로 제어해야 함을 알 수 있다.
(실험 5)
C:0.060%, Mn:1.56%, Cr:12.30%, N:0.014%를 함유하는 강판을 기준으로 하고, Nb, Cu 및 C를 추가적으로 함유한 강판을 용제하고, 열간 압연을 실시하여 5.5mm 두께의 열연 강판을 제조하였다. 상기 강판에 대해, 온도를 500 내지 1000℃의 범위로 변화시켜 풀림을 실시하고, 강판 경도의 변화를 측정하였다. 도 6에 결과를 나타내었고, 도 6으로부터 각 강판의 풀림 온도가 높아짐과 동시에 경도가 저하되었으며, 측정한 강판 모두에서 적정 경도인 85 내지 100의 HRB 경도를 제공하기 위한 풀림 온도는 550 내지 750℃인 것을 알 수 있었다.
본 발명은 상기의 실험 결과에 근거로 완성된 것이다.
(실시예 1)
표 1에 나타낸 성분의 강 D 내지 O를 용제하고, 연속 주조에 의해 200mm 두께를 갖는 슬래브로 주조하여, 1150℃로 가열 후, 열간 압연에 의해 판두께 4mm 및 10mm의 열연판을 제조하였다. 이 때, 열연 종료 온도는 930℃, 권취 온도는 740℃이었다. 수득된 열연판을 820℃에서 10시간 동안 뜨임 및 풀림시킨 후, 샘플을 채취하여 담금질 처리 후의 경도 및 담금질-뜨임 처리 후의 경도를 측정하였다. 이 때, 담금질 처리는 크기 100mm× 100mm의 샘플을 절취하고, 1000℃에서 10분간 유지한 후에 공냉 하에서 수행하였으며, 뜨임 처리는 600℃에서 10분 유지한 후에 공냉 처리하에서 수행하였다. 판두께 중심부에서 빅커스 경도(기준값으로 로크웰 C 스케일 경도(HRC) 또한 측정하였다)를 측정하였다.
수득된 결과를 표 2에 나타낸다. 표 2에서, 발명의 예인 강 D 내지 L은 담금질 처리 후의 경도가 적정 범위에 있고, 뜨임 처리에 의한 연질화가 억제되고, 경도 저하를 초래하지 않고 적정 경도를 유지하고 있기 때문에, 이륜차 디스크 브레이크용으로 적합한 재료라고 할 수 있다. 또한, 강철 E 내지 J에 대해서, 판두께 4mm의 소재와 판두께 10mm의 소재의 비교시, 적정량의 B를 포함하는 강철 E, F, I 및 J는 판두께 10mm의 소재에 있어서도 4mm의 소재와 동등한 담금질 경도가 수득되고 경화능이 향상되었다는 것을 알 수 있다.
이에 반해, N의 함량이 적은 강 M(비교예) 및 Ti, V, Nb, Zr을 함유하지 않는 강철 O(비교예)는 뜨임 처리에 의해 연질화가 현저하고, 적정 경도를 유지할 수 없다. 또한, 과량의 N을 함유하는 강철 N(비교예)은 담금질 처리후의 경도가 높고 적정 범위로부터 벗어난다.
(실시예 2)
표 3 및 표 4에 나타낸 성분의 강철을 용제하고, 연속 주조법으로 두께 200mm의 슬래브를 주조하고, 1150℃로 가열한 후, 열간 압연하여 판두께 5mm의 열연 강판으로 마무리하고, 800℃에서 풀림시켰다. 담금질 후의 로크웰 인터내셔털 C 스케일 경도 측정(기준값으로 빅커스 경도(Hv) 또한 측정함)을 위한 시험편(두께: 5mm, 폭: 50mm, 두께: 50mm), JIS Z 2202를 기준으로 하는 서브사이즈 샤르피 충격 시험편(두께: 10mm, 폭: 5mm 길이55:mm) 및 내식성(염수분무)용 시험편을 채취하였다. 이 때, 담금질 온도는 800 내지 1050℃로 설정하였다. 또한, 담금질 전의 블랭킹성(블랭킹 단계의 전단 강하), 굽힘 가공성, 피삭성(드릴링 가공성), 가열시의 내산화성 등을 조사하기 위한 시험편을 채취하였다. 굽힘 시험에서는 JIS Z 2204를 기준으로 하는 3호 굽힘 시험편(두께: 5mm, 폭:20mm, 길이: 150mm)을 사용하였으며, 가열시의 내산화성 시험에는 두께 5mm ×폭 100mm ×길이 100mm의 시험편을 사용하였고, 내식성 시험에는 JIS Z 2371을 기준으로 하는 염수 분무 시험편(두께: 5mm, 폭: 60mm, 길이: 80mm)을 사용하였다.
펀칭 가공성, 굽힘 가공성, 피삭성, 내산화성, 내식성의 각 시험은 이하의 방법으로 실시하였다.
·블랭킹 가공성: 열연 강판으로부터 150mm, 50mm의 원판을 펀칭하고, 측면으로부터 촬영한 사진으로부터 도 4에 나타낸 전단 강하량(Z) 및 (X)를 측정하였다. 이 때, 전단 강하(X) 및 전단 강하(Z)는 실험 4와 동일하게 측정하였다.
·굽힘 가공성: 시험편을 r:2.5mm에서 90°및 180°까지 구부리고, 균열이 전혀 발생하지 않은 것을 O, 0.5mm 이하의 균열에 그친 것을 △, 0.5mm를 초과하는 균열이 발생한 것을 ×로서 평가하였다.
·피삭성(드릴링 가공성): 고속도 강 드릴(드릴 입경 12mmφ)을 사용하여, 절삭속도 0.20m/s 및 0.35 m/s, 이송률 0.15mm/rev, 구멍 깊이 20mm/회로서, 절삭유가 없는 조건에서 반복해서 드릴링하고, 1개의 드릴로 가능한 적산 구멍 길이를 측정하였다.
·내산화성: 대기중에서 850℃ 및 1000℃의 2수준에서 10시간 가열했을 때의 단위 면적당 산화 중량을 측정하였다.
·내식성: JIS Z 2371을 기준으로 4시간 및 12시간의 염수 분무 시험을 실시하고, 녹 발생 유무로서 내식성을 평가하였다. 60x80mm 시험편의 한 면에서의 녹 스폿(rust spot)의 개수를 세고, 녹의 개수 0개를 O, 녹의 개수 1 내지 4개를 △, 녹의 개수 5개 이상을 ×로서 평가하였다.
시험 결과를 표 5 내지 표 13에 나타낸다.
본 발명의 강판은 모두 850℃이상 온도에서 담금질함으로써 비교예의 강판과 동등하거나 그 이상의 안정한 로크웰 C 스케일 경도(기준값으로 빅커스 경도(Hv) 또한 측정함)를 나타내고, 충격 흡수 에너지로 나타낸 인성 또한 비교예의 강판과 동등하거나 그 이상이었다. 또한, 본 발명의 강판은 모두 전단 강하가 적어서 매우 양호한 펀칭 가공성을 갖고 있고, 굽힘 가공성 또한 우수한 것을 알 수 있다. 특히, 상기 굽힘 가공성은 B의 첨가에 의해 한층 개선된다. 또한, 본 발명의 강판은 대기중 가열시 산화 증량이 적다. 또한, 본 발명의 강판은 드릴링 가공성, 내식성이 양호하고, 특히 Mo를 함유하는 경우 탁월한 내식성을 나타낸다.
(실시예 3)
표 14에 나타낸 성분의 강을 용제하고, 연속 주조법으로 두께 200mm의 슬래브로 주조하고, 1150℃로 가열한 후, 열간 압연하고, 판두께 5mm의 열연 강판으로 제조하였다. 상기 열연 강판을, 표 15에 나타낸 조건에서 풀림시켰다. 상기 강판으로부터, 로크웰 경도 측정을 위한 시험편과, 담금질 전의 펀칭 가공성(블랭킹시에 발생하는 전단 강하)을 조사하기 위한 시험편을 채취하였다. 또한, 펀칭 가공성의 시험은 열연강판으로부터 외경 150mmφ, 내경 50mmφ의 도넛 형상의 원판을 펀칭하고, 내경측의 펀칭 단면에 대해서, 도 4에 나타낸 전단 강하량(X), (Z)을 측정하였다. 전단 강하량의 측정 방법은 실험 4 및 실시예 2와 동일하다. 시험의 결과를 표 15에 나타낸다. 본 발명에 적합한 성분을 갖는 강철은 본 발명의 온도 에서 풀림됨으로써, 펀칭 가공에 적정한 경도를 안정적으로 얻을 수 있다. 또한 본 발명의 모든 강판은 전단 강하가 적어서 매우 양호한 펀칭 가공성을 갖고 있다.
본 발명에 따라, 담금질한 상태로 사용되는 저탄소 마르텐사이트계 스테인레스 강판에 있어서, 디스크 브레이크 사용중의 가열에 의한 연질화를 효과적으로 억제하고, 사용중의 경도 저하를 억제할 수 있다. 또한, N함량과 Ti, V, Nb 및 Zr의 함량과의 관계를 적정하게 함으로써, 이들 성분의 변동시에도 안정된 경도를 수득할 수 있어 제조성이 향상된다. 또한, 본 발명에 따라, 소정의 담금질 경도가 안정적으로 수득되는 것 이외에도, 담금질 전의 펀칭 가공성, 굽힘 가공성 등의 특성이 개선된 마르텐사이트계 스테인레스 강이 제공된다. 따라서, 가공에 있어서의 제품 수율의 향상, 생산성의 향상 및 제품 비용의 절감 등에 크게 기여할 것으로 기대할 수 있다. 또한, 열연후의 강판의 풀림 온도를 적정화함으로써, 펀칭 가공에 알맞은 경도를 갖는 스테인레스 강판을 안정적으로 제조할 수 있다. 그 결과, 펀칭 가공에서의 전단 강하를 감소시킬 수 있고 후속 연삭 비용을 삭감할 수 있으므로, 가공에서의 제품 수율의 향상, 생산성의 향상 및 제품 비용의 저감 등에 크게 기여한다.
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Claims (35)

  1. 질량%를 기준으로,
    0.030% 내지 0.100%의 C;
    0.50% 이하의 Si;
    1.00% 내지 2.50%의 Mn;
    10.00% 초과 내지 15.00%의 Cr;
    0.01% 내지 0.50%의 Ti, 0.01% 내지 0.50%의 V, 0.01% 내지 1.00%의 Nb 및 0.01% 내지 1.00%의 Zr로 이루어진 그룹으로부터 선택된 하나 이상의 성분;
    0.005% 내지 식 (Ti + V) ×14/50 + (Nb + Zr) ×14/90으로 정의된 양의 N; 및
    잔여량의 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는,
    저탄소 마르텐사이트계 스테인레스 강판.
  2. 제 1 항에 있어서,
    질량%를 기준으로,
    0.040% 초과 내지 0.100%의 C + N; 및
    0.10% 내지 0.50%의 V, 0.01% 내지 0.50%의 Nb, 0.01% 내지 0.50%의 Ti, 0.01% 내지 0.50%의 Zr, 0.50% 이하의 Ta 및 0.50% 이하의 Hf로 이루어진 그룹으로부터 선택된 하나 이상의 성분들의 합량 0.02% 내지 0.50%를 추가적으로 포함하는,
    저탄소 마르텐사이트계 스테인레스 강판.
  3. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
    질량%를 기준으로, 0.01% 내지 1.00%의 Ni 및 0.01% 내지 0.50%의 Cu로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 또는 2종의 성분을 추가적으로 포함하는,
    저탄소 마르텐사이트계 스테인레스 강판.
  4. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
    질량%를 기준으로, 0.050% 내지 1.000%의 Mo 및 0.0002% 내지 0.0010%의 B로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 또는 2종을 추가적으로 포함하는,
    저탄소 마르텐사이트계 스테인레스 강판.
  5. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
    질량%를 기준으로, 0.01% 내지 1.00%의 Nb, 0.050% 내지 1.000%의 Mo 및 0.0002% 내지 0.0010%의 B를 추가적으로 포함하는,
    저탄소 마르텐사이트계 스테인레스 강판.
  6. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
    질량%를 기준으로, 0.01% 내지 0.50%의 Co 및 0.01% 내지 0.50%의 W로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 또는 2종을 추가적으로 포함하는,
    저탄소 마르텐사이트계 스테인레스 강판.
  7. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
    질량%를 기준으로, 0.0002% 내지 0.0050%의 Ca 및 0.0002% 내지 0.0050%의 Mg로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 또는 2종을 추가적으로 포함하는,
    저탄소 마르텐사이트계 스테인레스 강판.
  8. 제 3 항에 있어서,
    0.60질량% 이하의 Ni를 추가적으로 포함하는,
    저탄소 마르텐사이트계 스테인레스 강판.
  9. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
    0.100질량% 이하의 Al을 추가적으로 포함하는,
    저탄소 마르텐사이트계 스테인레스 강판.
  10. 제 1 항 또는 제 2 항에 따르는 강판의 제조방법으로서,
    1000 내지 1300℃의 온도로 가열한 후, 마무리 압연 온도를 900 내지 1100℃의 범위로 제어하여 열간 압연하고 700 내지 900℃의 온도 범위에서 권취하여, 2.0 내지 10.0mm의 판두께를 갖는 열연 강판을 제조한 후, 550℃ 내지 750℃의 풀림 온도에서, 4시간 내지 12시간의 풀림 시간 동안 풀림 단계를 수행하는 저탄소 마르텐사이트계 스테인레스 강판의 제조방법.
  11. 제 10 항에 있어서,
    풀림 단계에서의 가열속도가 20℃/분 내지 50℃/분이고, 상기 풀림 온도로부터 500℃까지의 냉각속도가 5℃/분 내지 30℃/분인,
    저탄소 마르텐사이트계 스테인레스 강판의 제조방법.
  12. 삭제
  13. 제 10 항에 있어서,
    풀림 단계의 풀림 후 및 펀칭 단계 전에 강판이 85 내지 100의 HRB 경도를 갖는,
    저탄소 마르텐사이트계 스테인레스 강판의 제조방법.
  14. 제 3 항에 있어서,
    질량%를 기준으로, 0.050% 내지 1.000%의 Mo 및 0.0002% 내지 0.0010%의 B로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 또는 2종을 추가적으로 포함하는,
    저탄소 마르텐사이트계 스테인레스 강판.
  15. 제 3 항에 있어서,
    질량%를 기준으로, 0.01% 내지 0.50%의 Co 및 0.01% 내지 0.50%의 W로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 또는 2종을 추가적으로 포함하는,
    저탄소 마르텐사이트계 스테인레스 강판.
  16. 제 4 항에 있어서,
    질량%를 기준으로, 0.01% 내지 0.50%의 Co 및 0.01% 내지 0.50%의 W로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 또는 2종을 추가적으로 포함하는,
    저탄소 마르텐사이트계 스테인레스 강판.
  17. 제 5 항에 있어서,
    질량%를 기준으로, 0.01% 내지 0.50%의 Co 및 0.01% 내지 0.50%의 W로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 또는 2종을 추가적으로 포함하는,
    저탄소 마르텐사이트계 스테인레스 강판.
  18. 제 3 항에 있어서,
    질량%를 기준으로, 0.0002% 내지 0.0050%의 Ca 및 0.0002% 내지 0.0050%의 Mg로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 또는 2종을 추가적으로 포함하는,
    저탄소 마르텐사이트계 스테인레스 강판.
  19. 제 4 항에 있어서,
    질량%를 기준으로, 0.0002% 내지 0.0050%의 Ca 및 0.0002% 내지 0.0050%의 Mg로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 또는 2종을 추가적으로 포함하는,
    저탄소 마르텐사이트계 스테인레스 강판.
  20. 제 5 항에 있어서,
    질량%를 기준으로, 0.0002% 내지 0.0050%의 Ca 및 0.0002% 내지 0.0050%의 Mg로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 또는 2종을 추가적으로 포함하는,
    저탄소 마르텐사이트계 스테인레스 강판.
  21. 제 6 항에 있어서,
    질량%를 기준으로, 0.0002% 내지 0.0050%의 Ca 및 0.0002% 내지 0.0050%의 Mg로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 또는 2종을 추가적으로 포함하는,
    저탄소 마르텐사이트계 스테인레스 강판.
  22. 제 3 항에 있어서,
    0.100질량% 이하의 Al을 추가적으로 포함하는,
    저탄소 마르텐사이트계 스테인레스 강판.
  23. 제 4 항에 있어서,
    0.100질량% 이하의 Al을 추가적으로 포함하는,
    저탄소 마르텐사이트계 스테인레스 강판.
  24. 제 5 항에 있어서,
    0.100질량% 이하의 Al을 추가적으로 포함하는,
    저탄소 마르텐사이트계 스테인레스 강판.
  25. 제 6 항에 있어서,
    0.100질량% 이하의 Al을 추가적으로 포함하는,
    저탄소 마르텐사이트계 스테인레스 강판.
  26. 제 7 항에 있어서,
    0.100질량% 이하의 Al을 추가적으로 포함하는,
    저탄소 마르텐사이트계 스테인레스 강판.
  27. 제 3 항에 따르는 강판의 제조방법으로서,
    1000 내지 1300℃의 온도로 가열한 후, 마무리 압연 온도를 900 내지 1100℃의 범위로 제어하여 열간 압연하고 700 내지 900℃의 온도 범위에서 권취하여, 2.0 내지 10.0mm의 판두께를 갖는 열연 강판을 제조한 후, 550℃ 내지 750℃의 풀림 온도에서, 4시간 내지 12시간의 풀림 시간 동안 풀림 단계를 수행하는 저탄소 마르텐사이트계 스테인레스 강판의 제조방법.
  28. 제 4 항에 따르는 강판의 제조방법으로서,
    1000 내지 1300℃의 온도로 가열한 후, 마무리 압연 온도를 900 내지 1100℃의 범위로 제어하여 열간 압연하고 700 내지 900℃의 온도 범위에서 권취하여, 2.0 내지 10.0mm의 판두께를 갖는 열연 강판을 제조한 후, 550℃ 내지 750℃의 풀림 온도에서, 4시간 내지 12시간의 풀림 시간 동안 풀림 단계를 수행하는 저탄소 마르텐사이트계 스테인레스 강판의 제조방법.
  29. 제 5 항에 따르는 강판의 제조방법으로서,
    1000 내지 1300℃의 온도로 가열한 후, 마무리 압연 온도를 900 내지 1100℃의 범위로 제어하여 열간 압연하고 700 내지 900℃의 온도 범위에서 권취하여, 2.0 내지 10.0mm의 판두께를 갖는 열연 강판을 제조한 후, 550℃ 내지 750℃의 풀림 온도에서, 4시간 내지 12시간의 풀림 시간 동안 풀림 단계를 수행하는 저탄소 마르텐사이트계 스테인레스 강판의 제조방법.
  30. 제 6 항에 따르는 강판의 제조방법으로서,
    1000 내지 1300℃의 온도로 가열한 후, 마무리 압연 온도를 900 내지 1100℃의 범위로 제어하여 열간 압연하고 700 내지 900℃의 온도 범위에서 권취하여, 2.0 내지 10.0mm의 판두께를 갖는 열연 강판을 제조한 후, 550℃ 내지 750℃의 풀림 온도에서, 4시간 내지 12시간의 풀림 시간 동안 풀림 단계를 수행하는 저탄소 마르텐사이트계 스테인레스 강판의 제조방법.
  31. 제 7 항에 따르는 강판의 제조방법으로서,
    1000 내지 1300℃의 온도로 가열한 후, 마무리 압연 온도를 900 내지 1100℃의 범위로 제어하여 열간 압연하고 700 내지 900℃의 온도 범위에서 권취하여, 2.0 내지 10.0mm의 판두께를 갖는 열연 강판을 제조한 후, 550℃ 내지 750℃의 풀림 온도에서, 4시간 내지 12시간의 풀림 시간 동안 풀림 단계를 수행하는 저탄소 마르텐사이트계 스테인레스 강판의 제조방법.
  32. 제 9 항에 따르는 강판의 제조방법으로서,
    1000 내지 1300℃의 온도로 가열한 후, 마무리 압연 온도를 900 내지 1100℃의 범위로 제어하여 열간 압연하고 700 내지 900℃의 온도 범위에서 권취하여, 2.0 내지 10.0mm의 판두께를 갖는 열연 강판을 제조한 후, 550℃ 내지 750℃의 풀림 온도에서, 4시간 내지 12의 풀림 시간 동안 풀림 단계를 수행하는 저탄소 마르텐사이트계 스테인레스 강판의 제조방법.
  33. 제 11 항에 있어서,
    풀림 단계의 풀림 후 및 펀칭 단계 전에 강판이 85 내지 100의 HRB 경도를 갖는,
    저탄소 마르텐사이트계 스테인레스 강판의 제조방법.
  34. 제 8 항에 있어서,
    0.100질량% 이하의 Al을 추가적으로 포함하는,
    저탄소 마르텐사이트계 스테인레스 강판.
  35. 제 8 항에 따르는 강판의 제조방법으로서,
    1000 내지 1300℃의 온도로 가열한 후, 마무리 압연 온도를 900 내지 1100℃의 범위로 제어하여 열간 압연하고 700 내지 900℃의 온도 범위에서 권취하여, 2.0 내지 10.0mm의 판두께를 갖는 열연 강판을 제조한 후, 550℃ 내지 750℃의 풀림 온도에서, 4시간 내지 12시간의 풀림 시간 동안 풀림 단계를 수행하는 저탄소 마르텐사이트계 스테인레스 강판의 제조방법.
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