KR20100014865A

KR20100014865A - 피삭성이 우수한 석출 경화형 마텐자이트계 스테인레스 주강 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR20100014865A
Application number: KR1020097017900A
Authority: KR
Inventors: 마사히데 가와바타; 세이치 엔도; 마사노리 하라; 고키 오쓰카
Original assignee: 히타치 긴조쿠 가부시키가이샤
Priority date: 2007-03-22
Filing date: 2008-03-21
Publication date: 2010-02-11
Anticipated expiration: 2028-03-21
Also published as: KR101457973B1; EP2145970A1; JPWO2008123159A1; EP2145970A4; CN101688273B; CN101688273A; WO2008123159A1; US9169543B2; US20100089504A1; EP2145970B1; JP5293596B2

Abstract

질량 기준으로, 0.08∼0.18%의 C, 1.5% 이하의 Si, 2.0% 이하의 Mn, 0.005∼0.4%의 S, 13.5∼16.5%의 Cr, 3.0∼5.5%의 Ni, 0.5∼2.8%의 Cu, 1.0∼2.0%의 Nb, 및 0.12% 이하의 N을 함유하면서, C, N 및 Nb의 함유량이 -0.2≤9(C% + 0.86N%) - Nb%≤1.0의 조건을 만족시키며, 잔부(殘部)가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지는 조성을 가지고, 템퍼링 마텐자이트를 주체로 하는 기지(基地)에 평균 입경이 0.1∼0.4㎛인 Cu 석출물이 분산된 조직을 포함하는 석출 경화형 마텐자이트계 스테인레스 주강.

Description

피삭성이 우수한 석출 경화형 마텐자이트계 스테인레스 주강 및 그 제조 방법{PRECIPITATION-HARDENED MARTENSITIC CAST STAINLESS STEEL HAVING EXCELLENT MACHINABILITY, AND METHOD FOR PRODUCTION THEREOF}

본 발명은, 양호한 주조성 및 높은 강도를 가지고, 템퍼링(tempering) 상태에서 우수한 피삭성(machinability)을 가지며, 기계 부품 및 구조용 부품에 적합한 석출 경화(precipitation hardening)형 마텐자이트(martensite)계 스테인레스 주강, 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

고강도가 요구되는 기계 부품 및 구조용 부품에 적합한 스테인레스 주조재로서 종래부터 SCS, SCH 등이 알려져 있다. SCS는, Cu, Al 등을 함유하고, 담금질 또는 고용화(固溶化) 열처리(이하 모두 "담금질 처리"라고 함)에 의해 기지 조직(基地組織)의 주상(主相)을 마텐자이트로 한 후, 템퍼링 또는 시효 처리(aging treatment)(이하 함께 "템퍼링 처리"라고 함)에 의해 마텐자이트 기지에 Cu, Al 등으로 이루어지는 석출물이나 금속간 화합물을 생성시킴으로써 원하는 강도, 경도, 인성(靭性), 내식성, 내마모성 등을 부여한 석출 경화형 마텐자이트계 스테인레스 주강이다. 그 중에서도 JIS G5121의 SCS24는, 석출 경화 원소로서 Cu를 함유하는 대표적인 석출 경화형 마텐자이트계 스테인레스 주강이며, 자동차, 선박, 건설 토 목 기계, 화학 플랜트, 산업 기계 등의 기계 부품이나 구조용 부품 등에 널리 사용되고 있다. 그러나, 석출 경화형 마텐자이트계 스테인레스 주강은, 높은 경도 및 강도를 가지지만 피삭성(기계 가공성)이 뒤떨어진다.

SCS24와 마찬가지로 강도, 경도, 인성, 내식성 및 내마모성을 구비한 석출 경화형 마텐자이트계 스테인레스강으로서 SUS630도 알려져 있지만, 템퍼링(시효) 상태에서는 마텐자이트 기지에 석출물이 분산된 조직을 가지고, 높은 경도 및 강도를 가지므로, 단조, 압연, 압출 등의 소성 가공성(냉간 가공성 및 온간 가공성) 및 피삭성이 뒤떨어진다. 따라서, 담금질 상태의 SUS계 강종(鋼種)에 가공량이 큰 소성 가공 또는 기계 가공을 행한 후에, 템퍼링을 행하고 있다.

석출 경화형의 SUS계 강종의 가공성을 개선하기 위하여, 예를 들면, (a) C를 0.03∼0.05%, N을 0.025∼0.035%로 저감함으로써 담금질 후의 경도를 저하시켜서 가공성을 향상시키거나, (b) 소량의 S 또는 Se를 첨가하여 황화물 또는 셀렌화물을 석출시킴으로써 피삭성을 개선하거나, (c) 조성 범위의 최적화와 함께, 압연 시에 어닐링(annealing)하거나, 담금질 조건을 최적화함으로써 담금질 후의 경도를 낮게 하여, 가공성을 향상시키도록 한 것이 제안되어 있다.

그러나, SUS계 강종용의 전술한 방법은 SCS계 주강의 피삭성 개선에는 적합하지 않다. 마텐자이트 기지로의 침입형 고용 원소인 C 및 N의 저감은, 마텐자이트의 경도를 저감하지만, 주조성이 현저하게 저하된다. 특히 복잡하거나 또는 얇은 형상을 가지는 주강에서는, C가 적으면 양호한 탕흐름성(湯流性, fluidity)을 확보하지 못하고, 탕경(湯境, cold shut, cold laps)이나 탕회전(run)되지 않는 등 의 탕회전 결함(misrun)이 생긴다. 그리고, S 또는 Se의 첨가 만으로는 피삭성의 개선은 충분히 얻을 수 없다. 또한, 전술한 방법은 모두 담금질 후의 가공성을 개선하지만, 템퍼링 후의 가공성을 배려하고 있지 않다.

최종 제품에 가까운 형상[니어 넷 셰이프(near net shape; NNS)]으로 주조된 석출 경화형 마텐자이트계 스테인레스 주강에는 통상, 담금질 후에 황가공(荒加工)을 실시하고, 템퍼링 처리에 의해 높은 경도 및 강도나 내마모성 등을 부여한 후, 템퍼링 처리에서 생긴 스케일 및 불균일을 제거하고, 원하는 표면 거칠기 및 치수 정밀도를 얻기 위한 마무리 가공을 행한다. 따라서, 석출 경화형 마텐자이트계 스테인레스 주강에 있어서, 담금질 후뿐만 아니라 템퍼링 후의 피삭성이 중요하다.

일본 특허출원 공개번호 2004-332020호는, 질량 기준으로 0.005∼0.030%의 C, 0.1∼0.5%의 Si, 0.1∼0.7%의 Mn, 5∼6%의 Ni, 15∼17%의 Cr, 0.5∼1.5%의 Mo, 2∼5%의 Cu, 0.10∼0.40%의 Nb, 및 0.005∼0.030%의 N을 함유하고, 잔부(殘部)가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지는 조성을 가지고, (1) 비교적 저온으로부터 담금질하여 C 및 N의 고용량이 적은 저불균일 마텐자이트 조직으로 만든 후, (2) 700∼800℃의 높은 온도에서 15분∼20시간 유지한 후 실온까지 냉각시키는 제1 시효 처리에 의해, 석출 경화 원소인 Cu를 조대화(粗大化)시켜 경화능을 잃게 하고, 또한 (3) 마텐자이트 상(相)으로부터 생성하는 역변태 오스테나이트량이 최대가 되는 600∼680℃로 15분∼20시간 유지한 후 실온까지 냉각시키는 제2 시효 처리에 의해, 저경도의 역변태 오스테나이트를 30체적% 이상 석출시켜 오스테나이트끼리를 연결시킴으로써 템퍼링 후의 피삭성을 개선한 SUS계 석출 경화형 마텐자이트계 스테인 레스강을 제안하고 있다. 이 석출 경화형 마텐자이트계 스테인레스강에서는, C 및 N 함유량을 저감함으로써 고용화 열처리 후의 경도를 억제하고, 상기 (1) 내지 상기 (3)의 조직 제어를 행함으로써, 피삭성이 우수한 조직을 얻고 있다.

그러나, 이 석출 경화형 마텐자이트계 스테인레스강에서는, 경도를 저하하기 위하여 C 함유량을 0.03질량% 이하로 하고 있으므로, 주조성이 좋지 못하다. 또한, 피삭성을 개선하기 위해 30체적% 이상으로 다량의 역변태 오스테나이트를 석출시키므로, 절삭 가공을 행하면, 가공 유기 마텐자이트 변태에 의해 피삭성이 현저하게 저하되는 문제점도 있다. 거기에 더하여, 고용화 열처리(담금질 처리에 해당) 후에, 통상보다 높은 온도로 제1 및 제2 시효 처리(템퍼링 처리에 해당)를 행하므로, 열처리 횟수가 많을 뿐만 아니라, 많은 열에너지를 필요로 하여, 교정이 곤란한 열처리 왜곡이 생기기 쉽고, 제조 비용이 높아지는 문제점도 있다.

이와 같이 SUS계 석출 경화형 마텐자이트계 스테인레스강에서는, 담금질 상태에서의 가공성의 향상을 목표로 한 각종 시도가 이루어지고, 템퍼링 상태에서의 피삭성의 개선을 노린 제안도 이루어지고 있다(일본 특허출원 공개번호 2004-332020호). 그러나, SCS계 석출 경화형 마텐자이트계 스테인레스 주강에 있어서 템퍼링 상태에서의 피삭성을 개선하는 제안은 볼 수 없다.

[발명이 해결하고자 하는 과제]

따라서, 본 발명의 목적은, 양호한 주조성 및 높은 강도를 가지며, 템퍼링 상태에서 우수한 피삭성을 가지는 석출 경화형 마텐자이트계 스테인레스 주강 및 그 제조 방법을 제공하는 것이다.

[과제를 해결하기 위한 수단]

전술한 목적을 감안하여 지속적으로 연구한 결과, 본 발명자들은, 조성 범위를 최적화하고, 템퍼링 온도를 제어하여, 템퍼링 마텐자이트를 주체로 하는 기지 조직에 Cu 석출물이 분산된 조직으로 형성함으로써, 양호한 주조성과 고강도를 가지며 템퍼링 상태에서의 피삭성이 대폭 개선된 석출 경화형 마텐자이트계 스테인레스 주강을 얻을 수 있는 것을 발견하고, 본 발명에 도달하였다.

즉, 본 발명의 피삭성이 우수한 석출 경화형 마텐자이트계 스테인레스 주강은, 질량 기준으로, 0.08∼0.18%의 C, 1.5% 이하의 Si, 2.0% 이하의 Mn, 0.005∼0.4%의 S, 13.5∼16.5%의 Cr, 3.0∼5.5%의 Ni, 0.5∼2.8%의 Cu, 1.0∼2.0%의 Nb, 및 0.12% 이하의 N를 함유하면서, C, N 및 Nb의 함유량이 -0.2≤9(C% + 0.86N%) - Nb%≤1.0의 조건을 만족시키고, 잔부가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지는 조성을 가지고, 템퍼링 마텐자이트를 주체로 하는 기지에 평균 입경이 0.1∼0.4㎛인 Cu 석출물이 분산된 조직을 구비한 것을 특징으로 한다.

상기 조직에 있어서의 잔류 오스테나이트의 면적 비율은 10% 이하인 것이 바람직하다.

본 발명의 석출 경화형 마텐자이트계 스테인레스 주강은 1.0질량% 이하의 Mo 및/ 또는 1.0질량% 이하의 W를 더 함유해도 된다.

본 발명의 석출 경화형 마텐자이트계 스테인레스 주강은, 템퍼링 상태에서 880MPa 이상의 상온에서 0.2% 내력(耐力)을 가지는 것이 바람직하다.

본 발명의 석출 경화형 마텐자이트계 스테인레스 주강은, 담금질 후에, 550℃∼T℃(단, T = 710 - 27Ni%)의 온도에서 템퍼링 처리를 실시함으로써 얻어진다.

피삭성이 우수한 석출 경화형 마텐자이트계 스테인레스 주강을 제조하는 본 발명의 방법은, 질량 기준으로, 0.08∼0.18%의 C, 1.5% 이하의 Si, 2.0% 이하의 Mn, 0.005∼0.4%의 S, 13.5∼16.5%의 Cr, 3.0∼5.5%의 Ni, 0.5∼2.8%의 Cu, 1.0∼2.0%의 Nb, 및 0.12% 이하의 N을 함유하면서, C, N 및 Nb의 함유량이 -0.2≤9(C% + 0.86N%) - Nb%≤1.0의 조건을 만족시키고, 잔부가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지는 조성을 가지는 스테인레스 주강을 주조하고, 담금질 후에, 550℃∼T℃(단, T= 710-27Ni%)의 온도에서 템퍼링 처리를 행하는 것을 특징으로 한다.

[발명의 효과]

조성 범위 및 템퍼링 온도를 최적화하여 얻어진 본 발명의 석출 경화형 마텐자이트계 스테인레스 주강은, 템퍼링 마텐자이트를 주체로 하는 기지 조직에 원하는 크기의 Cu 석출물이 분산된 조직을 가지므로, 높은 강도와 함께 템퍼링 상태에서 우수한 피삭성을 가진다. 또한, 0.08질량% 이상의 C를 함유하고 있으므로, 양호한 주조성을 가지고, 복잡하거나 및/ 또는 얇은 형상을 가지는 주조품에서도 주조 결함을 억제하여 양호한 수율로 제조할 수 있다. 이와 같은 특징을 가지는 본 발명의 석출 경화형 마텐자이트계 스테인레스 주강은, 주조 수율이 높으며, 열처리 공정에서 에너지를 절약할 수 있으며, 열처리 왜곡을 억제할 수 있고, 또한 대폭적인 가공 능률의 향상 및 공구의 장기 수명화를 가능하게 한다.

도 1은 본 발명의 주강 F의 템퍼링 온도와 0.2% 내력, 인장 강도 및 잔류 오스테나이트의 면적 비율의 관계를 나타낸 그래프이다.

도 2는 Ni 함유량과 As 점의 실측값의 관계를 나타낸 그래프이다.

도 3의 (a)는 탕흐름 시험틀 내의 탕도 및 탕구(湯口)의 형상을 나타낸 개략 평면도이다.

도 3의 (b)는 도 3의 (a)의 A-A선을 따라 절단한 단면도이다.

본 발명의 석출 경화형 마텐자이트계 스테인레스 주강은, 13.5∼16.5질량%의 Cr 및 3.0∼5.5질량%의 Ni를 함유하면서, C, N 및 Nb의 함유량이 -0.2≤9(C% + 0.86N%) - Nb%≤1.0의 조건을 만족시킨다. 그러므로, 강온(降溫) 시의 마텐자이트 변태 개시 온도(Ms 점) 및 마텐자이트 변태 완료 온도(Mf 점)이 모두 상온 이상에 있으며, 계속 주조하고 있는 상태에서는 담금질 마텐자이트(오스테나이트로부터 변태)를 주상으로 하고, 소량의 δ 페라이트상 및 잔류 오스테나이트상을 함유하는 기지 조직에, Nb(CN) 공정탄질화물(共晶炭窒化物), 황화물 및 Cr 탄화물 등을 포함한 조직이 된다. 계속 주조하고 있는 상태의 주강은, 결정립계에 조대한 Cr 탄화물이 석출되고 있으므로 인성이 부족하고, 부숴지기 쉬워서 절삭 등의 기계 가공 하기 곤란하다.

인성을 향상시키기 위하여, 주조 후 900∼1050℃로 가열한 후에 물, 오일, 공기 등으로 급랭하는 담금질 처리를 행한다. 담금질 처리에 의해, 오스테나이트는 담금질 마텐자이트로 변태하고, Cr 탄화물은 담금질 마텐자이트 기지에 고용하 고, 조직의 균질화가 도모된다. 그 결과 주강의 인성은 황가공할 수 있을 정도로 향상된다. 그러나, 인성은 아직 충분하지 않고, 또한 인장 강도 및 0.2% 내력도 낮다. 거기에 더하여, 비교적 고온의 담금질 처리에 의한 열왜곡이나, 황가공에 의한 변형이 잔류하고 있다. 이 상태로는 큰 인성 및 고강도가 요구되는 기계 부품 및 구조용 부품에는 사용할 수 없기 때문에, 인성의 부여와 불균일의 제거를 더 행하기 위한 목적으로 템퍼링 처리를 행한다.

도 1은 실시예 1에 있어서의 주강 F에 대하여, 템퍼링 온도와 상온에서의 0.2% 내력, 인장 강도 및 잔류 오스테나이트의 면적 비율의 관계를 나타낸다. 강도 및 잔류 오스테나이트의 면적 비율은, 템퍼링 온도에 따라 크게 변화하고, 약 450℃의 템퍼링 온도에서 최대 강도를 얻을 수 있고, 약 620℃의 템퍼링 온도에서 잔류 오스테나이트의 최대 면적 비율을 얻을 수 있다.

본 발명의 주강을 400℃ 이상의 온도에서 템퍼링하면, 마텐자이트 중의 전위(dislocation)의 소멸에 의해 담금질 마텐자이트가 템퍼링 마텐자이트로 변화하고, 기지 조직 중에 이른바 Cu 리치상으로 불리우는 미세한 Cu 석출물이 생성되고, 주강의 경도 및 강도가 향상된다. 그리고, 특별히 언급하지 않는 한, 계속 주조하고 있는 상태의 마텐자이트 및 담금질 상태의 마텐자이트를 "담금질 마텐자이트"라고 하며, 템퍼링 상태의 마텐자이트를 "템퍼링 마텐자이트"라고 한다. 템퍼링 온도의 상승에 따라 Cu에 의한 석출 경화가 촉진되고, 약 450℃에서 경도 및 강도는 최대로 되고, 이를 초과하는 온도에서는 Cu 석출물이 조대화하여, 오히려 경도 및 강도가 저하된다. 최대의 경도 및 강도를 발현하는 온도를 "템퍼링 피크 온도"라 고 한다.

템퍼링 온도를 약 550℃ 이상으로 하면, 템퍼링 마텐자이트로부터 역변태 오스테나이트가 생성된다. 역변태 오스테나이트는 냉각 중에 담금질 마텐자이트로 변태한다. 역변태 오스테나이트 중에는 성분 편석부(偏析部)가 있으며, 그 부분에서는 Ms 점이 저하되므로, 상온까지 냉각시켜도 역변태 오스테나이트는 잔류된다. 역변태 오스테나이트는 부드러우므로, 주강의 경도 및 강도를 저하시킨다. 본 명세서에서는 특별히 언급하지 않는 한 계속 주조하고 있는 상태 및 담금질 상태의 조직에 잔류되는 오스테나이트, 및 템퍼링 후에 상온까지 냉각시켜도 잔류되는 역변태 오스테나이트를, "잔류 오스테나이트"로 총칭한다.

도 1에 나타낸 주강에서는, 약 600℃의 템퍼링 온도로부터 잔류 오스테나이트가 급격하게 증가하고, 0.2% 내력은 크게 저하되지만, 인장 강도는 약간만 저하된다. 이는, 잔류 오스테나이트의 증가에 의해 0.2% 내력은 현저하게 저하되지만, 상온 인장 시험에 의한 잔류 오스테나이트의 가공 유기 마텐자이트 변태에 의해 인장 강도가 약간 발현하기 때문으로 여겨진다. 이와 같이, 내력의 저하는 Cu 석출물의 조대화 뿐만 아니라, 잔류 오스테나이트의 증대에 의해 일어난다.

템퍼링 온도를 더 높이면, 약 620℃에서 잔류 오스테나이트가 최다로 된다. 따라서, 약 620℃로 주강 F의 오스테나이트 변태 개시 온도(As 점)가 있다고 여겨진다. As 점 이상의 온도에서는 대부분의 Cu 석출물은 기지에 고용하고, 조직도 균일화된다. 그러므로, 냉각 중에 대부분의 역변태 오스테나이트는 담금질 마텐자이트로 변태하고, 담금질 마텐자이트를 주상으로 한 조직이 된다. As점 이상의 온 도로 템퍼링 처리하면, 상온에서의 잔류 오스테나이트는 감소하지만, 계속 주조하고 있는 상태 또는 담금질 상태의 조직으로 되돌아와서, 템퍼링 처리의 효과는 소멸한다.

템퍼링 피크 온도에서는 미세한 Cu 석출물의 석출 경화에 의해 주강의 경도 및 강도는 최대로 되지만, 피삭성은 담금질 상태에 비하여 현저하게 낮다. 피삭성을 개선하기 위해 템퍼링 피크 온도보다 낮거나 높은 온도에서 템퍼링 처리하는 것을 고려할 수 있지만, 템퍼링 피크 온도보다 저온이면 템퍼링 처리의 본래의 목적(석출 경화에 의한 강도 및 인성의 부여와 불균일 및 변형의 제거)을 달성하지 못하고, 또한 템퍼링 피크 온도보다 너무 높은 온도라면 Cu 석출물의 재용해, 및 담금질 마텐자이트 및 잔류 오스테나이트의 다량 생성에 의해 템퍼링 효과를 얻을 수 없다. 주강의 피삭성은, 잔류 오스테나이트를 다량으로 포함함으로써 가공 유기 마텐자이트 변태가 생기므로, 저하된다.

템퍼링 온도와 강도 및 조직의 관계에 대하여 열심히 연구의 결과, 조성 범위를 최적화하고, 템퍼링 피크 온도보다 높은 적절한 온도에서 템퍼링 처리하면, 주강 조직이 최적으로 제어되고, 양호한 주조성 및 높은 강도를 유지하면서, 피삭성을 대폭 개선할 수 있는 것을 알았다. 최적인 주강 조직은, 마텐자이트 중의 전위의 소멸에 의해 담금질 마텐자이트로부터 변화된 부드러운 템퍼링 마텐자이트를 주체로 하는 기지에, 적절한 크기의 Cu 석출물이 분산된 것이다. 최적인 Cu 석출물의 크기를 검토한 바에 의하면, Cu 석출물의 평균 입경이 0.1∼0.4㎛이면, 피삭성이 대폭 향상되는 것을 알았다. 우수한 피삭성을 얻으려면, 주강 조직 중의 잔 류 오스테나이트의 면적 비율은 10% 이하인 것이 바람직하다.

상기 주강 조직을 얻으려면, (a) 템퍼링 온도의 하한을 템퍼링 피크 온도보다 높은 550℃로 할 필요가 있고, (b) 템퍼링 온도의 상한 T를 As 점 보다 낮은 온도로 할 필요가 있지만, As 점은 본 발명의 주강에서는 Ni 함유량에 크게 의존하므로, 상한 T를 Ni 함유량에 따라 결정할 필요가 있는 것을 알았다. 이에 열심히 연구한 결과, 담금질 마텐자이트의 재생성(再生成)을 억제하여 템퍼링 마텐자이트를 주체로 하는 기지 조직을 유지하면서, 잔류 오스테나이트의 생성을 최대한 억제하고, Cu 석출물의 재용해를 저지하기 위하여, 템퍼링 온도의 상한은 (710-27Ni%)에 의해 정해지는 온도로 할 필요가 있는 것을 알았다. 이 온도 범위에서 템퍼링 처리를 실시하면, 템퍼링 마텐자이트를 주체로 하는 기지 조직에, 평균 입경이 0.1∼0.4㎛인 Cu 석출물이 분산된 조직을 가지고, 피삭성이 대폭 개선된 석출 경화형 마텐자이트계 스테인레스 주강을 얻을 수 있다. 템퍼링 후에, 우수한 피삭성을 이용하여, 스케일이나 불균일의 제거, 원하는 표면 거칠기나 치수 정밀도를 얻기 위한 마무리 가공을 행한다.

[1] 조성

본 발명의 석출 경화형 마텐자이트계 스테인레스 주강에서는, 성분 원소의 근소한 변동에서도 마텐자이트, δ페라이트, 및 잔류 오스테나이트, Nb(CN) 공정 탄질화물 등의 양이 변동되어 조직이 변화되고, 기계적 성질 및 피삭성이 영향을 받는다. δ 페라이트가 다량으로 정출(晶出)되면 강도 및 인성의 저하 외에, δ페라이트의 우선적인 부식으로 인해 내식성도 저하된다. 잔류 오스테나이트는 전술 한 바와 같이 템퍼링 상태에서의 피삭성을 저하시킨다. 적정량의 Nb(CN) 공정 탄질화물이 정출되면 주조성, 강도 및 인성이 향상되지만, 과잉되면 연성 및 피삭성이 저하된다. 템퍼링 마텐자이트를 주체로 하는 조직을 얻기 위해서는, 템퍼링 온도의 최적화뿐만 아니라, 조성 범위의 최적화가 필요하다.

(1) 0.08∼0.18질량%의 C

C는 N과 함께 Nb와 결합하여, Nb(CN) 공정탄질화물을 정출시키고, 주강의 강도 및 인성을 향상시키며, 응고 온도를 저하시켜서, 주조성(용탕의 유동성)을 향상시킨다. 양호한 주조성에 의해, 복잡하거나 및/ 또는 얇은 형상을 가지는 주조품에서도 주조 결함을 억제하여 양호한 수율로 제조할 수 있다. 본 발명에서는 C를 증가시킴으로써 양호한 주조성을 확보하고 있지만, 이는 이 종류의 주강의 피삭성 개선을 위해 종래부터 채용되어 온 C의 저감과 정반대의 생각에 기초한다. 양호한 주조성을 위해서는 적어도 0.08질량%의 C가 필요하지만, 0.18질량%를 초과하면 Cr 등의 탄화물이나 Nb(CN) 공정탄질화물이 증가하고, 또한 마텐자이트 기지로의 C의 고용도 많이 되어 기지가 경화하고, 절삭 저항이 증대한다(피삭성이 저하된다). 따라서, C의 함유량은 0.08∼0.18질량%로 하며, 0.10∼0.15질량%로 하는 것이 바람직하다.

(2) 1.5질량% 이하의 Si

Si는 탈산(脫酸) 작용을 가지고, CO 가스 등에 기인하는 가스 결함을 방지하여 주조성을 확보한다. 그러나, Si가 1.5질량%를 초과하면 절삭성이 저하된다. 따라서, Si는 1.5질량% 이하이다.

(3) 2.0질량% 이하의 Mn

Mn은 탈산 작용을 가지며, 비금속 개재물을 생성하여 피삭성을 개선한다. 그러나, Mn이 2.0질량%를 초과하면 인성이 저하되고, 또한 용해로의 내화재의 침식을 조장하여 생산성 및 제조 비용을 저하시킨다. 따라서, Mn은 2.0질량% 이하이다.

(4) 0.005∼0.4질량%의 S

극미량의 S는 Mn 및 Cr의 황화물[MnS 또는(Mn·Cr)S]을 생성하고, 피삭성을 향상시키며, 용탕의 유동성을 향상시킨다. 이와 같은 효과를 얻기 위해 S는 0.005질량% 이상 필요하지만, 0.4질량%를 초과하면 인성이 저하된다. 그러므로, S는 0.005∼0.4질량%로 한다.

(5) 13.5∼16.5질량%의 Cr

Cr은 내식성을 부여하기 위해 필수적인 원소이며, Ni와의 조합으로 기지 조직을 마텐자이트로 하여 강도를 높이는 작용을 가진다. 이와 같은 효과를 얻으려면, Cr은 13.5질량% 이상 필요하다. 그러나, Cr이 16.5질량%를 초과하면, Cr 탄화물이 증가하여 연성 및 피삭성이 저하되며, δ 페라이트가 증가하여 강도 및 인성이 저하되고, 또한 담금질 처리 시에 잔류 오스테나이트가 증가하여 피삭성이 저하된다. 그러므로, Cr은 13.5∼16.5질량%로 한다.

(6) 3.0∼5.5질량%의 Ni

Ni는, Cr과의 조합에 의해, 주강의 강도, 인성 및 내식성을 향상시킨다. Ni는 특히 중요한 원소이며, 그 함유량에 의해 본 발명의 주강의 조직 및 특성이 크 게 좌우된다. Ni는 기지의 마텐자이트화에 의해 강도, 인성 및 내식성을 향상시킨다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, Ni는 3.0질량% 이상 필요하다. 그러나, Ms 점을 저하시키는 Ni를 다량으로 함유하면, 마텐자이트 변태가 일어나기 곤란해지고, 계속 주조하고 있는 상태 및 담금질 상태에서뿐만 아니라 템퍼링 상태에서도 잔류 오스테나이트가 증가하고, 피삭성을 저하시키며, 석출 경화능이 작아져서 충분한 강도 및 인성을 얻기 곤란하게 된다. 특히, 템퍼링 처리로 역변태 오스테나이트가 증가하고, 템퍼링 처리의 냉각 시에 역변태 오스테나이트로부터 담금질 마텐자이트로의 변태가 증가하므로, 피삭성이 현저하게 저하된다. 전술한 문제는 Ni가 5.5질량%를 초과하면 현저하게 저하되므로, Ni의 상한은 5.5질량%로 한다. 따라서, Ni는 3.0∼5.5질량%로 하며, 3.3∼ 5.0질량%로 하는 것이 바람직하다.

(7) 0.5∼2.8질량%의 Cu

Cu는, 템퍼링 처리에 의해 마텐자이트 기지로부터 Cu 석출물(Cu 리치상)을 석출시켜 경도 및 강도를 증대시키며, 비교적 큰 입경의 Cu 석출물의 석출에 의해 피삭성을 개선한다. Cu는 또한 스테인레스 주강의 내식성을 개선한다. 이와 같은 효과를 얻으려면, Cu는 0.5질량% 이상 필요하다. 그러나, Cu가 지나치게 많으면, 석출 경화가 과잉될 뿐만 아니라, 담금질 시에 Cu의 입계 편석(粒界偏析)에 의하여 현저하게 취약화(脆弱化)되어, Cu의 입계 편석이 개시하는 온도도 저하된다. 한편, 주강에서 마이크로 편석을 해소하기 위해서는 담금질 처리(고용화 열처리)를 행할 수밖에 없고, 특히 마이크로 편석이 발생하기 쉬운 두꺼운 주물에서는 담금질 온도를 최대한 높이는 것이 바람직하다. 이와 같이, Cu의 입계 편석을 억제하기 위해서는 담금질 온도를 낮추어야만 하지만, 마이크로 편석 해소를 위해서는 높여야만 하는 모순된 요구가 있다. 과잉 석출 경화의 억제, 입계 편석의 억제 및 마이크로 편석의 억제를 위하여, Cu 함유량의 상한은 2.8질량%로 한다. Cu가 2.8질량%를 초과하면, 전술한 이유에 의해, 피삭성 및 연성이 현저하게 저하된다. 따라서, Cu는 0.5∼2.8질량%로 하며, 0.8∼2.5질량%로 하는 것이 바람직하다.

(8) 1.0∼2.0질량%의 Nb

Nb는 C 및 N과 결합하여 Nb(CN) 공정 탄질화물을 정출시켜서, 주강의 강도를 높인다. 또한, Nb는 탕흐름성(湯流性)을 개선하여, 파임, 균열(열간 균열) 등의 주조 결함을 방지한다. 또한, Nb는 Cr 탄화물 등의 조대 탄화물의 석출을 억제하고, 연성의 저하를 억제하여, 피삭성을 확보한다. 이와 같은 효과를 얻으려면, 1.0질량% 이상의 Nb가 필요하다. 한편, Nb가 2.0질량%를 초과하면, 공정탄질화물이 과잉되어, 오히려 피삭성을 저하시키고, 또한 과잉 Nb의 편석에 의해 주강을 취약화시킨다. 따라서, Nb는 1.0∼2.0질량%로 한다.

(9) 0.12질량% 이하의 N

N은 C와 함께 Nb와 결합하여 Nb(CN) 공정질화물을 정출하고, 주강의 강도, 내식성 및 주조성을 향상시킨다. 또한, N은 강도 및 인성을 열화시키는 δ 페라이트의 생성을 억제한다. 전술한 효과를 얻기 위하여, N은 0.12질량% 이하로 한다. N이 0.12질량%를 초과하면, Nb(CN) 공정 탄질화물의 과잉 정출에 의해 인성이 저하된다. N 함유량의 하한은 한정되지는 않지만, 0.005질량% 이상이면 전술한 효과는 현저하게 된다.

(10) -0.2≤9(C% + 0.86N%) - Nb%≤1.0

본 발명의 주강의 주조 시에 입계로 정출된 Nb(CN) 공정탄질화물은, 담금질 및 템퍼링을 행해도 소멸하지 않기 때문에, 템퍼링 피크 온도보다 높은 온도에서 템퍼링 처리를 행해도, 강도가 대폭 저하되지는 않는다. Nb가 공정탄질화물로서 C 및 N을 고정시키므로, C 및 N이 마텐자이트 기지에 고용되어 Ms 점을 저하시킴으로써 잔류 오스테나이트의 증가를 억제할 수 있다. Nb(CN) 공정탄질화물의 생성을 적절히 제어하기 위해서는, C, N 및 Nb의 함유량의 밸런스가 중요하다. 이 밸런스의 정도는 [9(C% + 0.86N%) - Nb%](CNNb 값)에 의해 나타낼 수 있다. CNNb 값을 -0.2∼1.0의 범위 내로 조정하면 적정량의 Nb(CN) 공정탄질화물에 의해 양호한 주조성, 강도 및 피삭성을 얻을 수 있다. CNNb 값이 1.0을 초과하면, C 및 N에 대하여 Nb가 부족하므로, 잔류 오스테나이트가 증가하여 피삭성 및 강도가 저하된다. 한편, CNNb 값이 0.2 미만에서는, C 및 N에 대하여 Nb가 과잉이며, Nb의 편석에 의해 주강은 취약화된다. 따라서, C, N 및 Nb의 함유량은, -0.2≤9(C% + 0.86N%) - Nb%≤1.0의 조건을 만족시킬 필요가 있다.

(11) 1.0질량% 이하의 Mo 및/ 또는 1.0질량% 이하의 W

본 발명의 주강은, 1.0질량% 이하의 Mo 및/ 또는 1.0질량% 이하의 W를 더 함유해도 된다. Mo 및 W은 모두 주강의 강도를 향상시키고, Mo는 또한 내식성을 높이는 효과를 가진다. 그러나, 모두 지나치게 많으면 연성을 저하시킨다.

(12) 불가피 불순물

원료나 용해 공정에서 혼입되는 P, O 등의 불가피 불순물은 모두 0.05질량% 이하이면, 피삭성, 강도 및 인성을 현저하게 열화시키지는 않는다.

[2] 조직

(1) 템퍼링 마텐자이트를 주체로 하는 기지 조직

담금질 및 템퍼링 후에 얻어진 본 발명의 주강의 기지 조직이 템퍼링 마텐자이트를 주체(주상)로 하면, 고강도를 유지하면서, 피삭성을 향상시킬 수 있다. "템퍼링 마텐자이트를 주체로 한다"는 것은, 기지 조직 중에서의 템퍼링 마텐자이트의 면적 비율이 약 70% 이상인 것을 의미한다. 템퍼링 마텐자이트 외에, Nb(CN) 공정탄질화물, 및 소량의 δ 페라이트, 잔류 오스테나이트 및 황화물이 존재할 수도 있다.

(2) 평균 입경이 0.1∼0.4㎛인 Cu 석출물

본 발명의 주강은, 템퍼링 마텐자이트를 주체로 하는 기지 조직 내에 평균 입경이 0.1∼0.4㎛인 Cu 석출물이 분산된 조직을 가지므로, 석출 경화에 의한 높은 강도와, 대폭 향상된 피삭성을 가진다. Cu 석출물의 크기가 강도에 영향을 미치는 이유는 반드시 명확하지는 않지만, (a) 비교적 미세한 Cu 석출물이 다수 석출된 경우, 조직에 불균일이 생겨 전위의 움직임이 구속되고, 경도 및 강도가 상승하지만, (b) 조대한 Cu 석출물이 소수 석출된 경우, 전위의 구속이 감소하고, 또한 부드러운 Cu의 성장에 의해 피삭성이 향상되는 것으로 추측된다. "평균 입경"은, 전자 현미경 사진의 임의의 3시야에 있어서의 10㎛×10㎛의 영역에서, Cu 석출물을 큰 순서대로 5개를 선출하고, 각 Cu 석출물 입자의 짧은 직경 Ds와 긴 직경 Dl의 평균값[(Ds+Dl)/2]을 구하고, 이를 전체 15개의 각 Cu 석출물 입자에 대하여 평균한 값 이다. 그리고, Cu 석출물을 큰 순서대로 5개 선출한 것은, 미세한 Cu 석출물은 피삭성의 향상에 거의 영향을 미치지 않기 때문이다. 따라서, 평균 입경이 0.1㎛에 미치지 않는 미세한 Cu 석출물이 기지 조직 중에 분산되어 있어도, "평균 입경이 0.1∼0.4㎛인 Cu 석출물이 분산"이라는 요건은 충족된다.

템퍼링 처리 후에 Cu 석출물의 평균 입경이 0.1㎛이면 피삭성이 뒤떨어진다. 한편, Cu 석출물의 평균 입경이 0.4㎛를 초과하면, Cu 석출물의 기지로의 고용이 시작되어, 강도가 저하된다. 따라서, 본 발명의 주강은, 템퍼링 마텐자이트를 주체로 하는 기지 조직 중에 평균 입경이 0.1∼0.4㎛인 Cu 석출물이 분산된 조직을 가질 필요가 있다. Cu 석출물의 평균 입경은 템퍼링 온도에 의해 제어된다. Cu 석출물의 평균 입경이 0.15∼0.3㎛이면, 피삭성은 더욱 향상된다. 평균 입경이 0.1∼0.4㎛인 Cu 석출물의 양은 한정되지 않지만, 피삭성의 관점에서 기지 조직 100㎛²당 5개 이상이 바람직하고, 10개 이상이 더 바람직하다.

(3) 10% 이하의 잔류 오스테나이트의 면적 비율

잔류 오스테나이트는 기계 가공 시에 가공 유기 마텐자이트 변태를 하고, 주강의 피삭성을 저하시킨다. 따라서, 잔류 오스테나이트는 가능한 한 적은 것이 바람직하며, 구체적으로는 그 면적 비율은 10% 이하가 바람직하고, 5% 이하가 더 바람직하다.

[3] 특성

본 발명의 조성 및 조직의 요건을 만족시키는 석출 경화형 마텐자이트계 스 테인레스 주강은, 템퍼링 상태에서 880MPa 이상의 0.2% 내력(상온)을 가진다. 우수한 피삭성 및 높은 강도를 확보하기 위해 조성 범위 및 템퍼링 온도를 최적화하고 있으므로, 템퍼링 피크 온도보다 높은 온도로 템퍼링 처리를 실시해도, 석출 경화형 마텐자이트계 스테인레스 주강은 SCS24 등에 손색이 없는 강도를 가진다.

주조 부품에서는 인장 강도 및 0.2% 내력은 중요한 특성이다. 그런데, 도 1에 나타낸 바와 같이, 템퍼링 온도가 600℃ 이상으로 되면, 인장 강도는 약간만 저하되지만, 0.2% 내력은 현저하게 저하된다. 여기서 0.2% 내력에 주목하면, 템퍼링 온도에 의한 영향을 인장 강도로부터 분명히 확인할 수 있다. 템퍼링 상태에서의 0.2% 내력(상온)이 880MPa 이상이면, 기계 부품 및 구조용 부품에 매우 적합하다. 템퍼링 상태에서의 0.2% 내력(상온)은 900MPa 이상이 더 바람직하고, 980MPa 이상이 가장 바람직하다.

기계 부품 및 구조용 부품에는, 강도 외에 균열이나 분열이 생기지 않는 연성도 요구된다. 용도에 의해 요구되는 연성은 상이하지만, 본 발명의 석출 경화형 마텐자이트계 스테인레스 주강은 실제로 사용하는 측면에서 보면, 1.0% 이상이 바람직하고,3.0% 이상의 상온에서 신장되는 것이 더 바람직하다.

[4] 제조 방법

템퍼링 마텐자이트를 주체로 하는 기지 조직에 평균 입경이 0.1∼0.4㎛인 Cu 석출물이 분산된 조직을 얻기 위해서는, 템퍼링 처리의 온도를 550℃∼T℃(단, T = 710-27Ni%)로 할 필요가 있다. 전술한 조성 범위로 조정하고, 550℃∼T℃의 템퍼링 온도를 채용함으로써, 높은 강도 및 우수한 피삭성을 가지는 석출 경화형 마텐 자이트계 스테인레스 주강을 얻을 수 있다.

템퍼링 온도의 하한은 550℃로 한다. 본 발명의 주강의 템퍼링 피크 온도인 약 450℃보다 약 100℃ 이상 높은 온도로 템퍼링함으로써, 마텐자이트 내의 전위의 소멸을 촉진하여 담금질 마텐자이트를 부드러운 템퍼링 마텐자이트로 변화시키며, Cu의 석출물을 조대화하여 경화능을 저하시킨다. 이로써, 높은 강도를 유지하면서, 피삭성을 대폭 개선할 수 있다. 템퍼링 온도의 하한이 550℃미만에서는, 마텐자이트의 연화나 Cu 석출물의 경화능이 충분하게 감소하지 않으므로, 피삭성의 향상을 기대할 수 없다.

템퍼링 온도를 As 점보다 낮은 온도로 규제하기 위하여, 템퍼링 온도의 상한은 T℃(T = 710-27Ni%)로 한다. 템퍼링 온도가 As 점을 초과하면, Cu 석출물이 대부분 재용해하고, 템퍼링 마텐자이트로부터 역변태 오스테나이트가 다량으로 생성된다. 역변태 오스테나이트는 냉각 중에 담금질 마텐자이트로 변태하고, 일부는 잔류 오스테나이트로서 잔류된다. 그 결과, 강도 및 피삭성이 현저하게 저하된다.

도 2는 석출 경화형 마텐자이트계 스테인레스 주강(Ni 외에 본 발명의 조성 요건을 만족시킴)에 있어서의 Ni 함유량과 실측 As 점의 관계를 나타낸다. As 점은, 열 기계 분석 장치(TMA)를 사용하여 측정한 상온으로부터 가열 시의 온도-변위 곡선으로부터 변태 온도 해석법에 의해 구하였다. 도 2로부터 명백한 바와 같이, 본 발명의 석출 경화형 마텐자이트계 스테인레스 주강의 As 점은 Ni의 증가에 따라 저하된다. Cu 석출물을 재용해시키지 않고, 역변태 오스테나이트를 생성시키지 않기 위해서는, Ni 함유량에 따라 변동하는 As 점을 초과하지 않는 온도에서 템퍼링 처리를 행할 필요가 있다. Ni 함유량이 동일한 정도에서도 As 점에 불균일이 보이는 것은, Ni 함유량 외의 요인도 근소하지만 As 점에 영향을 미치고 있기 때문으로 여겨진다. As 점의 불균일을 고려하여, 템퍼링 온도의 상한 T를 As 점의 실측값의 불균일의 하한보다 낮게 설정한다. 구체적으로는, 도 2의 파선[T = 710-27Ni%]으로 나타내어지는 온도 T℃를 템퍼링 온도의 상한으로 하면, Cu 석출물의 재용해에 의한 강도 저하, 및 역변태 오스테나이트의 생성에 기인하는 피삭성의 저하를 저지할 수 있다. 따라서, 템퍼링 온도의 상한 T℃는, As 점보다 낮고, T = 710-27Ni%로 나타내어지는 온도로 한다.

전술한 조성 범위의 주강을 담금질한 후, 전술한 요건을 만족시키는 온도에서 템퍼링 처리를 행함으로써, 템퍼링 마텐자이트를 주체로 하는 기지 조직에 평균 입경이 0.1∼0.4㎛인 Cu 석출물이 분산된 석출 경화형 마텐자이트계 스테인레스 주강을 얻을 수 있다. 이 석출 경화형 마텐자이트계 스테인레스 주강은, 양호한 주조성 및 높은 강도를 가지며, 템퍼링 상태에서 대폭 개선된 피삭성을 가진다. 본 발명의 방법에 의해 주조 수율이 향상되고, 열처리에서의 에너지 절약화 및 열처리 불균일의 억제를 달성할 수 있어, 대폭적인 가공 능률의 향상 및 공구의 장기 수명화도 가능하게 된다.

템퍼링 시간은 주조품의 크기 및 형상 등에 의해 정해지지만, 공업적으로는 2∼6시간 정도가 바람직하다. 냉각은 로랭(爐冷) 또는 공랭이 바람직하다.

그리고, 담금질 처리는 한정되지 않고, 이러한 종류의 주강에 대한 종래의 조건과 같아도 된다. 예를 들면, 900∼1050℃로 유지하고, 수냉, 냉각 오일 또는 통풍 냉각에 의해 급랭시키면 된다. 이로써, 기지 조직의 주상은 담금질 마텐자이트로 되고, 조직의 균질화도 도모된다. 유지 시간은 주조품의 크기 및 형상 등에 의해 정해지지만, 공업적으로는 0.5∼3시간 정도가 바람직하다.

본 발명을 이하의 실시예에 의해 더욱 상세하게 설명하지만, 본 발명은 이들로 한정되는 것은 아니다.

[실시예 1]

표 1에 나타낸 조성을 가지는 주강을 100kg 용량의 고주파 용해로로 용해하고, 약 1650℃에서 추출용 냄비에 붓고, 약 1600℃에서 1인치 Y블록, 직경 120mm 및 높이 150mm의 원기둥형 블록, 및 도 3에 나타낸 소용돌이형 탕흐름 시험편을 주조했다. 주강 A∼L은 본 발명의 범위 내의 주강이며, 주강 M∼U는, 조성 및 CNNb값[-0.2≤9(C% + 0.86N%) - Nb%≤1.0] 모두 본 발명의 범위로부터 벗어난 주강이다. 다만, 주강 U는 종래의 석출 경화형 마텐자이트계 스테인레스 주강 SCS24에 해당한다.

[표 1] Fe 이외의 성분

각각 1인치 Y블록 및 원기둥형 블록에 대하여 1038℃에서 1시간 유지한 후 상온까지 급랭시키는 담금질 처리를 실시한 후, 표 2에 나타낸 온도로 4시간 동안 유지한 후, 상온까지 공냉하는 템퍼링 처리를 행하여, 담금질 템퍼링 상태의 공시재(plate sample)를 제작하였다. 표 1 및 2에 나타낸 공시재의 기호는 대응하고 있다. 또 A1, B1…L1과 같이 기호에 1자리수의 숫자를 부여한 공시재는 본 발명의 범위 내이고, C11, C12, D11…L11과 같이 2자리수의 숫자를 부여한 공시재는 본 발 명의 범위 외이다.

각 공시재에 대하여, 하기의 시험을 행하였다.

(1) 인장 시험

각 공시재의 1인치 Y블록으로부터 JIS Z 2201에 의한 4호 인장 시험편을 제작하고, 앰슬러(Amsler) 인장 시험기에 의해 상온에서 인장 시험을 행하고, 0.2% 내력, 인장 강도 및 신장을 측정하였다.

(2) 조직

투과 전자 현미경에 의한 조직 관찰과, X선 회절 및 전위 밀도의 측정에 의해 기지 조직을 특정하고, 주사 전자 현미경에 의해 Cu 석출물의 평균 입경을 구하고, X선 회절법에 의해 잔류 오스테나이트의 면적 비율을 구하였다.

(3) 피삭성

각 공시재의 원기둥형 블록으로부터 직경 95mm 및 높이 150mm의 시험편을 잘라내고, 공구로서 초경모재(超硬母材)에 TiAlN을 PVD 코팅한 칩을 사용하여, 이하의 조건으로 외경을 선반에 의해 절삭하였다.

·절삭 방식: 연속 절삭

·절삭 속도: 140m/분

·이송량: 0.1mm/rev.

·절입량: 0.2mm

·절삭유: 수용성 절삭액(연속 주유)

각 공시재의 피삭성은 공구 수명[칩의 마모면의 마모량이 0.25mm로 될 때까 지의 절삭 시간(분)]에 의해 나타낸다. 각 공시재의 기지 조직, Cu 석출물의 평균 입경, 잔류 오스테나이트의 면적 비율, 상온에서의 인장 시험 결과 및 공구 수명을 표 2에 나타낸다.

[표 2] 조성, 기계적 성질 및 피삭성의 평가

[표 2(계속)]

주: (1) 담금질 M: 담금질 마텐자이트

템퍼링 M: 템퍼링 마텐자이트

본 발명의 조성 범위 내의 주강 A∼L 중, 550℃∼T℃(단, T = 710 - 27Ni%)의 요건을 만족시키는 온도에서 템퍼링 처리를 행한 본 발명의 범위 내의 공시재 A1∼L1은 모두 템퍼링 마텐자이트를 주체로 하는 기지 조직을 가지고, 기지 조직 100㎛²당 평균 입경 0.1㎛ 이상의 비교적 큰 Cu 석출물이 5∼100개 정도 분산되어 있다. 표 2에 나타낸 바와 같이, 공시재 A1∼L1에서는, Cu 석출물의 평균 입경은 모두 0.1∼0.4㎛의 범위 내에 있으므로, 잔류 오스테나이트의 면적 비율은 10% 이하이며, 피삭성의 지표로 되는 공구 수명은 50분 이상이며, 0.2% 내력은 880MPa 이상이며, 인장 강도는 950MPa 이상이었다. 이들 데이터로부터, 본 발명의 범위 내의 공시재 A1∼L1은 우수한 피삭성 및 높은 강도를 가지는 것을 알 수 있다. 특히, Cu 석출물의 평균 입경 0.15∼ 0.3㎛의 바람직한 범위 내에 있는 공시재 C3, D2, D3, F2, F3 및 Mn 및 S 함유량이 많은 공시재 G1은, 공구 수명이 70분 이상으로 우수한 피삭성을 나타낸다. Mo 및 W을 함유하는 공시재 H1 및 I1은, Mo 및 W 외의 원소를 같은 정도로 함유하는 공시재 F2와 비교하여 0.2% 내력이 높았다. 이러한 사실로, Mo 또는 W의 첨가에 의해 강도가 향상되는 것을 알 수 있다.

Ni 함유량이 4.0 질량%인 주강 F에 대하여, 전술한 바와 같은 조건으로 담금질를 한 후, 각 온도에서 4시간 동안 유지한 후 상온까지 공랭시키는 템퍼링 처리를 실시하여, 상온에서 인장 강도 및 0.2% 내력을 측정하고, 또한 잔류 오스테나이트량을 측정하였다. 결과를 도 1에 나타낸다. 주강 F에 바람직한 템퍼링 온도의 상한 T는 710 - 27×4.0(Ni%)= 602℃이다. 도 1과 본 발명의 범위 내의 공시재 F1∼F3와 본 발명의 범위 외의 공시재 F11∼F13을 대비하면, 550∼600℃의 템퍼링 온도에서 얻어진 주강 F는, Cu 석출물의 평균 입경이 0.12∼0.25㎛의 범위 내에 있으므로, 잔류 오스테나이트의 면적 비율이 10% 이하로 적고, 0.2% 내력이 880MPa 이 상으로 높으며, 공구 수명이 60분 이상으로 길어서, 우수한 피삭성 및 높은 강도를 가지는 것을 알 수 있다.

이에 비해, 본 발명의 조성 범위 내에 있지만 하한 온도(550℃) 미만에서 템퍼링 처리를 행한 공시재 C11, D11, E11, F11, K11 및 L11에서는, 평균 입경이 0.10㎛ 미만(수십 nm정도)의 미세한 Cu 석출물만 기지 조직에 분산되어 있고, 잔류 오스테나이트가 1.0% 이하로 미량이며, 0.2% 내력 및 인장 강도는 높지만, 공구 수명이 30분 이하로 피삭성이 불충분했다. 이는, 템퍼링 온도가 너무 낮기 때문에, 마텐자이트의 연화와 Cu 석출물의 조대화에 의한 경화능의 저하가 불충분했기 때문으로 여겨진다.

또한, 본 발명의 조성 범위 내에 있지만 상한 온도 T를 초과하는 온도에서 템퍼링 처리를 행한 공시재 C12, D12, E12, F12, K12 및 L12는, 기지 조직 내에 Cu 석출물이 관찰되지 않으며, 잔류 오스테나이트의 면적 비율이 10% 초과이며, 공구 수명이 30분 이하로 짧고, 0.2% 내력이 약 650MPa 이하로 낮고, 피삭성 및 강도도 뒤떨어지고 있다. 이는, 템퍼링 온도가 너무 높기 때문에, Cu 석출물이 기지에 고용될 뿐만 아니라, 다량의 역변태 오스테나이트 및 담금질 마텐자이트가 생성되었기 때문으로 여겨진다.

상한 온도 T보다 약 80℃ 높은 680℃에서 템퍼링 처리를 행한 공시재 F13은, 잔류 오스테나이트의 면적 비율이 3.3%로 적지만, 공구 수명이 24분으로 짧고, 0.2% 내력도 683MPa로 낮아서, 피삭성 및 강도가 뒤떨어진다. 공시재 F13의 기지 조직은 담금질 마텐자이트를 주체로 하고, 기지 조직 중에 Cu 석출물은 없었다. 이는, 템퍼링 온도가 현저하게 높기 때문에, Cu 석출물이 기지에 고용되고, 역변태 오스테나이트가 담금질 마텐자이트로 변태하고, 잔류 오스테나이트가 감소하지만, 기지 조직이 담금질 마텐자이트 주체로 되고, 템퍼링 효과가 소멸했기 때문인 것으로 여겨진다.

조성 및 CNNb값 중 어느 하나가 본 발명의 범위 외인 공시재 M11∼T11은, 피삭성, 0.2% 내력, 강도 및 신장 중 적어도 하나가 뒤떨어진다. Cr 함유량, CNNb 값, 및 Ni 함유량이 본 발명의 상한을 초과한 공시재 M11, Q11 및 T11에서는, 잔류 오스테나이트의 면적 비율이 10%를 초과하며, 공구 수명이 30분 이하로 짧고, 또한 0.2% 내력이 불충분했다. 상한 T를 초과한 템퍼링 처리 온도의 공시재 T11에서는 Cu 석출물이 존재하지 않았다.

C가 지나치게 많은 공시재 N11은 0.2% 내력은 높지만, Nb(CN) 공정탄질화물의 과잉 정출에 의해 피삭성이 뒤떨어진다. Cu 함유량이 지나치게 적은 비교예 O11은 피삭성이 양호하지만, 0.2% 내력이 낮다. 이는, Cu 부족에 의해 충분한 석출 경화가 발현하지 않았기 때문으로 추측된다.

Cu가 지나치게 많은 공시재 P11, Nb가 지나치게 많고 CNNb 값이 본 발명의 하한 미만인 공시재 R11, 및 N이 지나치게 많은 공시재 S11은 피삭성이 양호하지만, 모두 잔류 오스테나이트의 면적 비율이 적고, 상온 신장이 1.0% 이하로, 연성에 뒤떨어진다. 신장 저하의 원인은, 공시재 P11에서는 Cu가 과잉이므로 담금질 시에 일어난 Cu의 입계 편석에 의해, 공시재 R11에서는 Nb 과잉에 의해 생긴 Nb(CN) 공정탄질화물 및 Nb 편석에 의해, 또한 공시재 S11에서는 마텐자이트 기지 에 다량의 N이 고용된 것에 의해, 각각 조직이 취약화되었기 때문으로 여겨진다. 특히 공시재 R11의 신장은 0.1%로 현저하게 낮고, 0.2% 내력이 측정 불능이었다. 석출 경화형 마텐자이트계 스테인레스 주강으로서 아무리 우수한 피삭성 및 높은 강도를 가지고 있어도, 신장이 1.0% 미만으로 낮으면 연성이 불충분하여, 기계 부품 및 구조용 부품에 사용될 수 없다. SCS24 해당재인 주강 U에 본 발명의 템퍼링 처리를 행하여 얻어진 공시재 U11은, 잔류 오스테나이트의 면적 비율, 공구 수명, 0.2% 내력 신장에 대해서는 만족하지만, C 함유량이 적기 때문에 주조성이 뒤떨어진다.

[실시예 2]

C 함유량이 상이한 주강 C, F, J 및 U의 주조성을 평가하기 위하여, 도 3의 (a) 및 3의 (b)에 나타낸 탕흐름 시험틀(1)[알칼리 페놀-에스테르계 유기 자경성 사형(organic self-hardening sand mold)]을 사용하여, 탕흐름 시험을 행하였다. 이 시험틀(1)은, 중앙에 배치한 단면 원형의 탕구(2)와, 탕구(2)에 연결된 대략 3.5주의 소용돌이형 단면 직사각형의 탕도(3)를 가진다. 탕도(3)로 들어간 용탕은 주조성(탕흐름성)에 따른 길이의 주물을 형성한다. 따라서, 탕도(3) 내에 형성된 주물의 길이(탕흐름 길이)를 측정함으로써 탕흐름성을 평가할 수 있다. 도 3에 있어서, 각 부의 치수는 다음과 같다. R1=32.9mm, R2=53.4mm, R3=73.6mm, R4=93.9mm, R5=114.3mm, R6=134.6mm, R7=155.2mm, P=20.8mm, L=108mm, H=100mm, D=35mm, W=10mm, t=10mm.

실시예 1과 동일한 조건에서 용해한되 각각의 주강 C, F, J 및 U의 용탕을, 1550 ± 5℃의 온도에서 탕구(2)로부터 탕도(3)에 부었다. 용탕은 탕도(3)를 따라 흐르면서 강온되어 응고되었다. 유구(2)로부터 용탕이 흘러 도달한 선단까지의 거리(mm)를 측정하여, 탕흐름 길이로 하였다. 측정은 2회 행하고, 평균값을 구하였다. 결과를 표 3에 나타낸다.

[표 3] 탕흐름성의 평가

표 3에 나타낸 바와 같이, 0.08질량% 이상의 C를 함유하는 본 발명의 주강 C, F 및 J는 모두 탕흐름 길이가 1000mm 이상이며, 주조성이 뛰어났다. 이에 비해, 종래의 석출 경화형 마텐자이트계 스테인레스 주강 SCS24에 해당하는 주강 U(0.05질량%의 C를 함유)의 탕흐름 길이는 810mm로 주강 C, F 및 J의 80%정도이며, 주조성에 뒤떨어진다. 주강 C, F 및 J를 비교하면, C 함유량의 증가에 수반하여 탕흐름 길이가 길어져서, 주조성이 향상되는 것을 알 수 있다.

본 발명의 석출 경화형 마텐자이트계 스테인레스 주강은, 템퍼링 후에 기계 가공을 요하며 양호한 피삭성이 필요한 용도, 예를 들면, 선박, 토목·건설 기계, 자동차, 화학 공업, 산업 기기 등에 사용하는 프로펠러, 샤프트, 펌프, 밸브, 콕, 임펠러, 라이너, 케이싱, 죠, 투스(tooth) 등의 기계 또는 구조용 부품에 매우 적합하다. 또한, 우수한 주조성을 이용하여, 복잡하거나 및/ 또는 얇은 형상을 가지는 주조품을 제조하기에도 적합하다.

Claims

질량 기준으로, 0.08∼0.18%의 C, 1.5% 이하의 Si, 2.0% 이하의 Mn, 0.005∼0.4%의 S, 13.5∼16.5%의 Cr, 3.0∼5.5%의 Ni, 0.5∼2.8%의 Cu, 1.0∼2.0%의 Nb, 및 0.12% 이하의 N을 함유하면서, C, N 및 Nb의 함유량이 -0.2≤9(C% + 0.86N%) - Nb%≤1.0의 조건을 만족시키며, 잔부(殘部)가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지는 조성을 가지고, 템퍼링 마텐자이트를 주체로 하는 기지(基地)에 평균 입경이 0.1∼0.4㎛인 Cu 석출물이 분산된 조직을 포함하는 피삭성이 우수한 석출 경화형 마텐자이트계 스테인레스 주강.
제1항에 있어서,

상기 조직에 있어서의 잔류 오스테나이트의 면적 비율이 10% 이하인, 석출 경화형 마텐자이트계 스테인레스 주강.
제1항 또는 제2항에 있어서,

1.0질량% 이하의 Mo 및/ 또는 1.0질량% 이하의 W을 함유하는 석출 경화형 마텐자이트계 스테인레스 주강.
제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서,

상온에서의 0.2% 내력(耐力)이 880MPa 이상인 석출 경화형 마텐자이트계 스 테인레스 주강.
제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서,

담금질 후에, 550℃∼T℃(단, T = 710-27Ni%)의 온도에서 템퍼링 처리를 행함으로써 얻어지는 석출 경화형 마텐자이트계 스테인레스 주강.
피삭성이 우수한 석출 경화형 마텐자이트계 스테인레스 주강을 제조하는 방법에 있어서,

질량 기준으로, 0.08∼0.18%의 C, 1.5% 이하의 Si, 2.0% 이하의 Mn, 0.005∼0.4%의 S, 13.5∼16.5%의 Cr, 3.0∼5.5%의 Ni, 0.5∼2.8%의 Cu, 1.0∼2.0%의 Nb, 및 0.12% 이하의 N를 함유하면서, C, N 및 Nb의 함유량이 -0.2≤9(C% + 0.86N%) - Nb%≤1.0의 조건을 만족시키며, 잔부가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지는 조성을 가지는 스테인레스 주강을 주조하고, 담금질 후에, 550℃∼T℃(단, T = 710 - 27Ni%)의 온도에서 템퍼링 처리를 행하는, 방법.