KR20100106573A

KR20100106573A - 고강도 스테인리스 강재 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR20100106573A
Application number: KR1020107017438A
Authority: KR
Inventors: 나오키 히라카와; 히로시 후지모토; 사토시 스즈키
Original assignee: 닛신 세이코 가부시키가이샤
Priority date: 2008-02-07
Filing date: 2009-02-02
Publication date: 2010-10-01
Anticipated expiration: 2029-02-02
Also published as: KR101606946B1; US20100282372A1; JPWO2009099035A1; CN101939455A; JP5777283B2; ES2600754T3; US8273191B2; WO2009099035A1; EP2241645A4; EP2241645A1; EP2241645B1

Abstract

본 발명은, 기계 강도의 저하를 억제함과 함께, 가공성, 특히 굽힘 가공성을 종래보다 개선할 수 있는 고강도 스테인리스 강재를 제공한다. 본 발명의 고강도 스테인리스 강재는, 특정 조성을 갖고, 페라이트상과 마텐자이트상의 2 상으로 이루어지는 금속 조직을 갖고, 하기 식 (1) 로 나타내는 γ_max 가 50 ∼ 85 이고, 상기 페라이트상과 마텐자이트상 사이의 경도차가 300 HV 이하이다.
γ_max = 420 W_C ＋ 470 W_N ＋ 23 W_Ni ＋ 7 W_Mn- 11.5 W_Cr- 11.5 W_Si ＋ 189 (1)
여기서, 식 (1) 중, W_C, W_N, W_Ni, W_Mn, W_Cr, W_Si는 각각 상기 스테인리스 강재에 있어서의, 그 전체 질량에 대한 C, N, Ni, Mn, Cr, Si 의 함유 비율 (단위 : 질량%) 을 나타낸다.

Description

고강도 스테인리스 강재 및 그 제조 방법{HIGH-STRENGTH STAINLESS STEEL MATERIAL AND PROCESS FOR PRODUCTION OF THE SAME}

본 발명은, 고강도 스테인리스 강재 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

종래, 고강도 스테인리스 강재로서, 페라이트 및 마텐자이트의 복상 (複相) 조직으로 이루어지는 금속 조직을 형성함으로써 가공성을 향상시킨 스테인리스 강재가 상용화되어 있다. 이 종류의 스테인리스 강재는, 페라이트 및 마텐자이트의 복상 조직이 되도록 열처리를 거침으로써 제조된다. 이 스테인리스 강재는 경질의 마텐자이트상에 의해 고기계 강도화가 도모됨과 함께, 연질의 페라이트상도 존재시킴으로써 양호한 가공성을 갖는다. 이와 같이 금속 조직의 복상화 (複相化) 에 의해 스테인리스 강재의 가공성을 어느 정도 우수한 것으로 하는 것은 가능하지만, 더욱 가공성을 향상시키기에는 한계가 있다. 그 때문에, 더욱 고도의 가공성이 요구되는 제품의 소재로서 종래의 스테인리스강을 사용하는 것은 곤란하다.

그래서, 특히 굽힘 가공이 실시되는 용도에 바람직한, 연성 (延性) 이 우수하고, 또한 강도-연성 밸런스가 우수한 고강도 스테인리스 강판의 제공을 의도하여, 특허문헌 1 에서는, 스테인리스 강판을 2상역 (二相域) 의 온도에서 가열한 후, 5 ℃/s 이상의 냉각 온도에서 냉각시키는 공정, 소정의 압하율을 갖는 냉간 압연을 실시하는 냉연 공정, 소정의 온도에서 열처리를 실시하는 공정을 순차 실시하는 고강도 스테인리스 강판의 제조 방법이 개시되어 있다.

또, 가공성, 특히 굽힘 가공성의 향상을 의도하여, 특허문헌 2 에서는, 복상 조직을 갖는 스테인리스 강판의 표층부를 적당히 탈탄시키는 수법이 제안되어 있다. 이 수법에 의하면, 스테인리스 강판의 표층부에 연질의 페라이트상을 많이 형성할 수 있고, 그 표층부에 있어서의 연성을 개선할 수 있기 때문에, 보다 고도의 굽힘 가공성을 실현할 수 있다.

일본 공개특허공보 2004-323960호 일본 공개특허공보 2001-234290호

그러나, 앞으로 가공성에 대한 요구가 더욱 심해진 경우, 종래의 스테인리스 강재를 더욱 개량할 필요가 생긴다. 그 개량 방법으로는, 예를 들어 스테인리스강의 화학 조성을 재검토하고, 금속 조직에 있어서의 마텐자이트상의 비율을 저하시키는 방법을 생각할 수 있다. 그러나, 이 방법에 의하면, 스테인리스 강재의 가공성은 향상되지만, 강재 전체의 기계 강도 (경도) 가 저하된다.

또, 상기 특허문헌 2 에 기재된 방법에 의하면, 탈탄하는 데에는 1100 ∼ 1200 ℃ 로 고온의 가열 처리가 필요하게 된다. 나아가서는, 연질의 페라이트상의 비율에 따라서는, 강재 전체의 기계 강도가 저하될 우려가 있다.

그래서, 본 발명은 상기 사정을 감안하여 이루어진 것으로, 기계 강도의 저하를 억제함과 함께, 가공성, 특히 굽힘 가공성을 종래보다 개선할 수 있는 고강도 스테인리스 강재를 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명자들은, 상기 목적을 달성하기 위해 예의 연구를 거듭한 결과, 연질의 페라이트상과 경질의 마텐자이트상 사이의 경도차를 종래보다 작게 하는 것이 유효하다는 것을 알아냈다. 이로써, 스테인리스 강재를 가공할 때의 응력이 분산되고, 또한 강의 연성이 향상되므로, 본 발명의 목적이 달성된다. 또, 그러한 스테인리스 강재를 얻기 위해, 소정의 단계에서 시효 처리를 실시하는 스테인리스 강재의 제조 방법이 효과적인 것을 알아냈다. 이들 지견에 기초하여, 본 발명자들은 본 발명을 완성하기에 이르렀다. 또, 본 발명에 의하면, 상기 양 상 (相) 간의 경도차를 작게 하는 것에 의한, 스테인리스 강재를 가공할 때의 응력 분산, 및 강의 연성 향상에서 기인하여, 가공성 중, 굽힘 가공성뿐만 아니라, 구멍 확장성도 개선할 수 있다는 유리한 효과도 발휘되는 것을 본 발명자들은 지견하였다.

즉, 본 발명의 고강도 스테인리스 강재는, 필수 성분으로서 C : 0.00 질량% 초과 0.15 질량% 이하, Si : 0.0 질량% 초과 2.0 질량% 이하, Mn : 0.0 질량% 초과 4.0 질량% 이하, P : 0.00 질량% 초과 0.04 질량% 이하, S : 0.00 질량% 초과 0.03 질량% 이하, Ni : 0.0 질량% 초과 4.0 질량% 이하, Cr : 10.0 ∼ 20.0 질량%, N : 0.00 질량% 초과 0.12 질량% 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성을 갖는 스테인리스 강재로서, 페라이트상과 마텐자이트상의 2 상으로 이루어지는 금속 조직을 갖고, 하기 식 (1) 로 나타내는 γ_max 가 50 ∼ 85 이고, 상기 페라이트상과 마텐자이트상 사이의 경도차가 300 HV 이하이다.

γ_max = 420 W_C ＋ 470 W_N ＋ 23 W_Ni ＋ 7 W_Mn- 11.5 W_Cr- 11.5 W_Si ＋ 189 (1)

여기서, 식 (1) 중, W_C, W_N, W_Ni, W_Mn, W_Cr, W_Si는 각각 상기 스테인리스 강재에 있어서의, 그 전체 질량에 대한 C, N, Ni, Mn, Cr, Si 의 함유 비율 (단위 : 질량%) 을 나타낸다.

또, 본 발명의 고강도 스테인리스 강재는, 필수 성분으로서 C : 0.00 질량% 초과 0.15 질량% 이하, Si : 0.0 질량% 초과 2.0 질량% 이하, Mn : 0.0 질량% 초과 4.0 질량% 이하, P : 0.00 질량% 초과 0.04 질량% 이하, S : 0.00 질량% 초과 0.03 질량% 이하, Ni : 0.0 질량% 초과 4.0 질량% 이하, Cr : 10.0 ∼ 20.0 질량%, N : 0.00 질량% 초과 0.12 질량% 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성을 갖는 스테인리스 강재로서, 페라이트상과 마텐자이트상의 2 상으로 이루어지는 금속 조직을 갖고, 상기 식 (1) 로 나타내는 γ_max 가 50 ∼ 85 이고, 항복 신장을 갖는 것이다. 스테인리스 강재가 항복 신장을 갖는 것에 의해서도, 강의 연성이 향상되므로, 본 발명의 목적을 달성할 수 있다.

본 발명의 고강도 스테인리스 강재의 제조 방법은, 필수 성분으로서 C : 0.00 질량% 초과 0.15 질량% 이하, Si : 0.0 질량% 초과 2.0 질량% 이하, Mn : 0.0 질량% 초과 4.0 질량% 이하, P : 0.00 질량% 초과 0.04 질량% 이하, S : 0.00 질량% 초과 0.03 질량% 이하, Ni : 0.0 질량% 초과 4.0 질량% 이하, Cr : 10.0 ∼ 20.0 질량%, N : 0.00 질량% 초과 0.12 질량% 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성을 갖고, 상기 식 (1) 로 나타내는 γ_max 가 50 ∼ 85 인 강편 (鋼片) 에 복상화 처리를 실시하는 공정과, 상기 복상화 처리에 의해 얻어진 강편에 시효 처리를 실시하는 공정을 구비하는 것이다. 이 제조 방법으로부터, 상기 서술한 본 발명의 고강도 스테인리스 강재를 얻을 수 있다.

또, 상기 스테인리스 강재 또는 강편은, 추가로 Cu : 0.0 질량% 초과 3.0 질량% 이하를 함유해도 되고, 그 때, 상기 식 (1) 대신에 하기 식 (2) 로 나타내는 γ_max 가 50 ∼ 85 이면 된다.

γ_max = 420 W_C ＋ 470 W_N ＋ 23 W_Ni ＋ 9 W_Cu＋ 7 W_Mn- 11.5 W_Cr- 11.5 W_Si ＋ 189 (2)

여기서, 식 (2) 중, W_C, W_N, W_Ni, W_Cu, W_Mn, W_Cr, W_Si는 각각 상기 스테인리스 강재 또는 강편에 있어서의, 그 전체 질량에 대한 C, N, Ni, Cu, Mn, Cr, Si 의 함유 비율 (단위 : 질량%) 을 나타낸다.

본 발명에 의하면, 기계 강도의 저하를 억제함과 함께, 가공성, 특히 굽힘 가공성을 종래보다 개선할 수 있는 고강도 스테인리스 강재를 제공할 수 있다.

도 1 은 스테인리스강 시험편의 인장 시험에 의해 얻어진 공칭 응력-공칭 변형 곡선을 나타내는 플롯 (piot) 도이다.
도 2 는 굽힘 시험 후의 스테인리스강 시험편을 부분적으로 나타내는 외관 사진이다.
도 3 은 스테인리스강 시험편의 템퍼링 파라미터와 경도의 관계를 나타내는 플롯도이다.

발명을 실시하기 위한 최선의 형태

이하, 필요에 따라 도면을 참조하면서, 본 발명을 실시하기 위한 최선의 형태 (이하, 간단히 「본 실시형태」라고 함) 에 대해 상세하게 설명한다.

먼저, 본 실시형태의 고강도 스테인리스 강재 (이하, 경우에 따라 간단히 「스테인리스 강재」, 「강재」라고도 함) 에 대해 설명한다. 본 실시형태의 고강도 스테인리스 강재는, 필수 성분으로서 C : 0.00 질량% 초과 0.15 질량% 이하, Si : 0.0 질량% 초과 2.0 질량% 이하, Mn : 0.0 질량% 초과 4.0 질량% 이하, P : 0.00 질량% 초과 0.04 질량% 이하, S : 0.00 질량% 초과 0.03 질량% 이하, Ni : 0.0 질량% 초과 4.0 질량% 이하, Cr : 10.0 ∼ 20.0 질량%, N : 0.00 질량% 초과 0.12 질량% 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성을 갖는 스테인리스 강재로서, 페라이트상과 마텐자이트상의 2 상으로 이루어지는 금속 조직을 갖고, 하기 식 (1) 로 나타내는 γ_max 가 50 ∼ 85 이다.

본 실시형태의 스테인리스 강재는, 스테인리스강으로서의 내식성 및 강도를 확보하기 위해, Cr (크롬) 을 10.0 ∼ 20.0 질량% 함유한다. Cr 의 함유 비율이 지나치게 낮으면, 산화 피막의 형성이 곤란하게 되어, 우수한 내식성을 얻을 수 없게 된다. 이 관점에서, Cr 의 함유 비율은 10.0 질량% 이상이다. 한편, Cr 의 함유 비율이 지나치게 높으면, 마텐자이트상을 생성시켜 고강도를 얻기 위해, Ni, Mn 등의 오스테나이트 생성 원소가 다량으로 필요하게 됨과 함께, 스테인리스 강재의 인성도 낮아진다. 이와 같은 관점에서, Cr 의 함유 비율은 20.0 질량% 이하이다.

본 실시형태의 스테인리스 강재는, C (탄소) 를 0.00 질량% 초과 0.15 질량% 이하 함유한다. C 는, 강력한 오스테나이트 생성 원소이기 때문에, 금속 조직 중의 마텐자이트상의 비율을 증가시킨다. 또, C 는 고용 강화 효과를 발휘하기 때문에, 마텐자이트상 및 페라이트상의 양 상의 강도를 높이는 데에 유효하다. 이러한 효과를 더욱 유효하게 발휘하는 관점에서, C 의 함유 비율은 0.01 질량% 이상이면 바람직하다. 한편, 본 실시형태의 스테인리스 강재의 내식성을 충분히 높이는 관점에서, C 의 함유 비율은 0.15 질량% 이하이다. 나중에 상세히 서술하는 본 실시형태의 스테인리스 강재의 제조 방법에 있어서, 강편에 복상화 처리를 실시할 때, 가열에 의해 크롬 탄화물이 고용된다. 그런데, Cr, Ni, Mn 등의 다른 원소와의 조성비에 따라서도 상이한데, C 의 함유 비율이 0.15 질량% 를 초과하면, 복상화 처리를 거친 후의 냉각시에, 크롬 탄화물이 페라이트상 또는 오스테나이트상 (냉각 후에는 마텐자이트상) 의 입계에 재석출되기 쉬워진다. 그 결과, 당해 입계 근방에 Cr 결핍층이 생기고 (예민화되고), 내식성이 저하된다.

본 실시형태의 스테인리스 강재는, Si (규소) 를 0.0 질량% 초과 2.0 질량% 이하 함유한다. Si 는, 탈산의 목적으로 첨가된다. 또, Si 는 마텐자이트상을 단단하게 함과 함께 오스테나이트상에도 고용되어 이것을 경화시킨다. 또한, Si 는, 시효 처리시에 변형 시효에 의해 시효 경화능을 촉진한다. 이들 효과를 유효하게 발휘하는 관점에서, Si 의 함유 비율은 0.0 질량% 를 초과한다. 한편, 스테인리스 강재의 고온 균열을 억제함과 함께, 마텐자이트상을 양호하게 형성하는 관점 등에서, Si 의 함유 비율은 2.0 질량% 이하이다.

본 실시형태의 스테인리스 강재는, Mn (망간) 을 0.0 질량% 초과 4.0 질량% 이하 함유한다. 또, 이 강재는, Ni (니켈) 를 0.0 질량% 초과 4.0 질량% 이하 함유한다. 또한, 이 강재는, 임의 성분으로서 Cu (구리) 를 3.0 질량% 이하의 비율로 함유해도 된다. Mn, Ni 및 Cu 는, 오스테나이트 생성 원소로서 기능하는 것이다. 이들 원소를 함유함으로써, 본 실시형태의 스테인리스 강재는, 고온에서 페라이트상과 오스테나이트상의 2 상으로 이루어지는 금속 조직을 갖는 것이 가능해진다. 또, Mn, Ni 및 Cu 의 함유 비율이 증가할수록, 냉각 후에 마텐자이트상이 증가하기 때문에, 강재의 강도가 높아진다. 이들 효과를 보다 유효하게 확보하기 위해, Mn, Ni 및 Cu 의 함유 비율은 Cr 및 C 의 함유 비율에 따라 일정량 이상인 것이 바람직하고, 구체적으로는, 각각 0.1 질량% 이상이면 바람직하다. 한편, 금속 조직 중의 마텐자이트상이 지나치게 많아지면, 충분한 강도는 얻어지지만 연성이 저하되는 경향이 있다. 이 연성의 저하를 억제하는 관점에서, Mn 및 Ni 의 함유 비율은, 각각 4.0 질량% 이하이면 바람직하고, Mn 의 함유 비율은 2.0 질량% 이하이면 보다 바람직하고, Cu 를 함유하는 경우의 Cu 의 함유 비율은 3.0 질량% 이하이면 바람직하다.

본 실시형태의 스테인리스 강재는, P (인) 의 함유 비율을 0.04 질량% 이하로 제한한다. 또, 이 강재는, S (황) 의 함유 비율을 0.03 질량% 이하로 제한한다. 강재의 취성 (脆性) 이 높아지는 것을 방지하는 관점에서, P 의 함유 비율은 0.04 질량% 이하이고, S 의 함유 비율은 0.03 질량% 이하이다.

본 실시형태의 스테인리스 강재는, N (질소) 을 0.00 질량% 초과 0.12 질량% 이하 함유한다. N 은, 강력한 오스테나이트 생성 원소이기 때문에, 금속 조직에 있어서 마텐자이트상의 비율을 증가시킨다. 또, N 은 고용 강화 효과를 발휘하기 때문에, 마텐자이트상의 강도를 높이는 데에 유효하다. 한편, N 의 용해도에서 기인하여, 본 실시형태의 스테인리스 강재에 다량으로 N 을 첨가하는 것은 곤란함과 함께, 다량으로 첨가할 수 있어도 강재 표면의 결함 증가의 원인이 된다. 이들 관점에서, N 의 함유 비율은 0.12 질량% 이하이다.

본 실시형태의 스테인리스 강재는, 고용 강화에 의해 고온 강도를 개선하기 위해, Mo (몰리브덴) 를 임의 성분으로서 함유해도 된다. 또, 본 실시형태의 스테인리스 강재는, 석출 강화에 의해 고온 강도를 개선함과 함께, 강재의 용접성 및 인성을 높이기 위해, V (바나듐), Nb (니오브) 및 Ti (티탄) 로 이루어지는 군에서 선택되는 1 종 이상의 금속 원소를 임의 성분으로서 함유해도 된다.

본 실시형태의 스테인리스 강재는, 높은 강도 및 양호한 가공성을 확보하는 관점에서, 상기 식 (1) 로 나타내는 γ_max 가 50 ∼ 85 이다. 높은 강도의 강재를 얻기 위해, γ_max는 50 이상이다. 한편, 금속 조직에 있어서의 마텐자이트상의 비율이 지나치게 증가하여 가공성이 저해되는 것을 방지하기 위해, γ_max는 85 이하이다. 이 γ_max는 페라이트상 및 마텐자이트상의 상 비율에 영향을 미치는 하나의 요인이 된다. 또한, 스테인리스 강재가 임의 성분인 Cu, Mo, V, Nb 및 Ti 중 어느 1 종 이상을 함유하는 경우, γ_max는 상기 식 (1) 대신에 하기 식 (3) 으로 나타내고, 그 범위는 상기 서술과 것과 동일한 관점에서 50 ∼ 85 이다.

γ_max = 420 W_C ＋ 470 W_N ＋ 23 W_Ni ＋ 9 W_Cu ＋ 7 W_Mn- 11.5 W_Cr- 11.5 W_Si- 12 W_Mo- 23 W_V- 47 W_Nb- 49 W_Ti ＋ 189 (3)

여기서, 식 (3) 중, W_C, W_N, W_Ni, W_Cu, W_Mn, W_Cr, W_Si, W_Mo, W_V, W_Nb, W_Ti는 각각 상기 스테인리스 강재에 있어서의, 그 전체 질량에 대한 C, N, Ni, Cu, Mn, Cr, Si, Mo, V, Nb, Ti 의 함유 비율 (단위 : 질량%) 을 나타낸다. 상기 식 (3) 에 있어서, 스테인리스 강재에 함유되어 있지 않은 임의 성분의 함유 비율 (W_Cu, W_Mo, W_V, W_Nb, W_Ti) 은 0 이 된다. 또, 임의 성분으로서 Cu 만이 스테인리스 강재에 함유되는 경우, 상기 식 (3) 은 상기 식 (2) 와 동일한 의미이다.

본 실시형태의 스테인리스 강재는, 페라이트상과 마텐자이트상의 2 상으로 이루어지는 금속 조직을 갖는다. 이 강재는, 연질의 페라이트상에서 기인하여 양호한 가공성을 갖는 한편, 경질의 마텐자이트상에서 기인하여 높은 강도도 갖는다. 이와 같은 금속 조직은, 후술하는 복상화 처리에 의해 얻어진다.

본 실시형태의 스테인리스 강재에 있어서, 페라이트상과 마텐자이트상 사이의 경도차는 300 HV 이하이다. 여기서, 본 발명에 있어서의 각 상의 「경도」는, 스테인리스 강재의 표면에 있어서의 각각의 상의 위치를 주사형 전자 현미경 (SEM) 에 의해 확인하고, 각 상을 나노 인덴테이션 경도 측정법에 의해 측정하여 얻어지는 경도를 의미한다. 또한, 나노 인덴테이션 경도 측정법의 측정 조건은 하기와 같다.

Tip : XP

측정 모드 : CSM (연속 강성 측정)

여기 진동 주파수 : 45 ㎐

여기 진동 진폭 : 2 ㎚

변형 속도 : 0.05/s

압입 깊이 : 200 ㎚

N 수 : 10

측정점 간격 : 10 ㎛

측정 환경 : 실온 23 ℃ (공조 조정)

표준 시료 : 용융 실리카

양 상간의 경도차를 300 HV 이하로 조정함으로써, 본 실시형태의 스테인리스 강재는 종래보다 굽힘 가공성이 우수한 것이 되고, 또 구멍 확장성도 우수한 것이 된다. 굽힘 가공성 및 구멍 확장성을 더욱 개선하는 관점에서, 양 상간의 경도차는, 280 HV 이하이면 보다 바람직하고, 270 HV 이하이면 더욱 바람직하다. 또한, 당연히 페라이트상보다 마텐자이트상이 경도의 값은 높아진다. 또, 양 상간의 경도차의 하한값은 특별히 한정되지 않지만, 제조 용이성의 관점에서 250 HV 이어도 된다.

본 실시형태의 스테인리스 강재에 있어서, 페라이트상의 경도는 특별히 한정되지 않는다. 단, 기계 강도 (경도) 및 가공성의 밸런스를 개선하는 관점에서, 330 ∼ 370 HV 이면 바람직하고, 350 ∼ 370 HV 이면 보다 바람직하다. 또, 마텐자이트상의 경도도 특별히 한정되지 않는다. 단, 기계 강도 (경도) 및 가공성의 밸런스를 개선하는 관점에서, 경도는 580 ∼ 620 HV 이면 바람직하고, 580 ∼ 600 HV 이면 보다 바람직하다.

또한, 페라이트상 및 마텐자이트상의 경도를 조정하기 위해서는, 상기 각 원소의 조성비를 변화시키면 된다. 혹은, 후술하는 시효 처리의 제조건 (최고 온도, 균열 (均熱) 시간, 템퍼링 파라미터 등) 을 변경함으로써도 경도를 조정할 수 있다.

본 실시형태의 스테인리스 강재는, 상기 양 상간의 경도차 대신에 또는 추가하여, 항복 신장을 갖는 것이어도 된다. 이에 의해서도, 본 실시형태의 스테인리스 강재는 종래보다 굽힘 가공성 및 구멍 확장성이 우수한 것이 되고, 또 기계 강도 (경도) 의 저하가 억제된다. 여기서, 본 발명에 있어서 「항복 신장을 갖는다」란, 스테인리스 강판의 시험편의 인장 시험을 실시했을 때, 상항복점이 나타나고 항복 신장 (뤼더스 띠 (Lueders band)) 이 발현되는 것을 의미한다. 또한, 시험편은, 스테인리스 강판의 T 방향으로부터 채취한 JIS Z-2201 에 규정되는 JIS 13B 호의 시험편이고, 인장 시험은 50 kN 인장 시험기를 이용하여 인장 속도 1 ㎜/분으로 실시되는 것으로 한다. 항복 신장은, 보다 우수한 굽힘 가공성 및 구멍 확장성을 갖는 관점에서, 1 % 이상이면 바람직하다.

상기 서술한 조성을 갖는 스테인리스 강재가 항복 신장을 갖기 위해서는, 소정 온도 이하, 바람직하게는 600 ℃ 미만의 시효 처리를 실시하면 된다.

본 실시형태의 스테인리스 강재는, 판상의 스테인리스 강판이어도 된다. 이 스테인리스 강판은, 프레스 성형 가공이나 타발 가공 등에 의해 각종 부품의 형상으로 성형한 것이어도 된다.

또한, 본 실시형태의 스테인리스 강재로부터 각종 부재를 얻어도 된다. 그러한 부재로는, 예를 들어 박판 스프링, 타발 (punched) 스프링, 기계 커버를 들 수 있다. 이들 부재는, 본 실시형태의 스테인리스 강재를 채용하는 것 이외에는, 종래 알려져 있는 방법에 의해 제조된다. 상기 부재는, 그 전부가 본 실시형태의 스테인리스 강재로 이루어지는 것이어도 되고, 혹은 그 일부만이 본 실시형태의 스테인리스 강재로 이루어지는 것이어도 된다.

이상 설명한 본 실시형태의 고강도 스테인리스 강재는, 페라이트상과 마텐자이트상의 2 상으로 이루어지는 금속 조직을 가지므로, 고강도이며, 또한 우수한 가공성을 나타낸다. 또한, 본 실시형태의 고강도 스테인리스 강재는, 가공성 중에서도, 특히 굽힘 가공성 및 구멍 확장성이 우수하다. 굽힘 가공성 및 구멍 확장성은, 상기 양 상간의 강도차의 저감, 그리고 연성의 향상에 의해 우수한 것이 된다. 상기 양 상간의 강도차가, 그 경도차에 있어서 300 HV 이하로 종래보다 작아짐으로써, 굽힘 등의 가공시에, 연질의 페라이트상에 변형 응력이 집중되기 어려워지는 것으로 생각된다. 그 결과, 스테인리스 강재 전체에서 응력 분산이 일어나기 때문에, 종래보다 굽힘 가공성 및 구멍 확장성이 우수한 것이 될 것으로 추찰된다. 또, 항복 신장을 갖는 스테인리스 강재에서는, 고용된 C 나 N 에 의해 페라이트상 중에서 전위의 고착이 일어나고 있는 것으로 생각된다. 그것에 의해, 상항복점이 나타나고 항복 신장 (뤼더스 띠) 이 발현됨으로써, 스테인리스 강재의 연성이 개선되어, 종래보다 굽힘 가공성이 우수한 것이 될 것으로 추찰된다. 나아가서는, 스테인리스 강재가 항복 신장을 가지면, 동일한 조성이며 동일한 정도의 연성을 갖는 것과 비교하여, 기계 강도 (경도) 의 저하가 더욱 억제됨과 함께, 내식성의 저하도 방지할 수 있다.

다음으로, 본 실시형태의 고강도 스테인리스 강재의 제조 방법에 대해 설명한다. 본 실시형태의 고강도 스테인리스 강재의 제조 방법은, 필수 성분으로서 C : 0.00 질량% 초과 0.15 질량% 이하, Si : 0.0 질량% 초과 2.0 질량% 이하, Mn : 0.0 질량% 초과 4.0 질량% 이하, P : 0.00 질량% 초과 0.04 질량% 이하, S : 0.00 질량% 초과 0.03 질량% 이하, Ni : 0.0 질량% 초과 4.0 질량% 이하, Cr : 10.0 ∼ 20.0 질량%, N : 0.00 질량% 초과 0.12 질량% 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성을 갖고, 상기 식 (1) 로 나타내는 γ_max 가 50 ∼ 85 인 강편 (이하, 「제 1 강편」이라고 함) 에 복상화 처리를 실시하는 공정 (이하, 「복상화 처리 공정」이라고 함), 상기 복상화 처리에 의해 얻어진 강편 (이하, 「제 2 강편」이라고 함) 에 시효 처리를 실시하는 공정 (이하, 「시효 처리 공정」이라고 함) 을 구비한다.

먼저, 복상화 처리 공정에 사용되는 제 1 강편을 준비한다. 제 1 강편은 상기 특정 조성을 갖고, 상기 식 (1) 로 나타내는 γ_max 가 50 ∼ 85 인 것이면 특별히 한정되지 않는다. 예를 들어, 제 1 강편은 소정의 냉간 압연을 실시하여 얻어지는 냉연판 (예를 들어 두께가 0.3 ∼ 2 ㎜ 인 것) 이어도 된다. 단, 본 실시형태의 스테인리스 강재의 제조 방법은, 복상화 처리 공정과 시효 처리 공정 사이에 냉간 가공을 실시하는 공정을 가지지 않기 때문에, 제 1 강편은 이미 냉간 가공이 실시된 것이면 바람직하다. 제 1 강편의 형상도 특별히 한정되지 않고, 예를 들어 판상이어도 된다.

또, 제 1 강편은, 임의의 성분으로서 상기 Cu, Mo, V, Nb, Ti 를 함유해도 된다. 이들 원소의 제 1 강편에 있어서의 함유 비율 및 γ_max 에 대해서는, 상기 서술한 스테인리스 강재에 있어서의 경우와 동일하면 된다.

다음으로, 복상화 처리 공정에 있어서, 제 1 강편에 복상화 처리를 실시하여, 그 후의 냉각에 의해 마텐자이트상으로 변태되는 오스테나이트상과, 페라이트상의 2 상의 금속 조직을 생성시킨다. 복상화 처리 조건 (온도, 시간) 은, 오스테나이트상과 페라이트상의 2 상의 금속 조직을 생성시키는 조건이면 특별히 한정되지 않고, 각 원소의 조성비에 따라 변경된다. 따라서, 예를 들어 800 ∼ 1200 ℃ 의 온도, 1 ∼ 10 분간의 균열 시간에 제 1 강편에 복상화 처리를 실시해도 된다.

이어서, 시효 처리 공정에 있어서, 상기 복상화 처리에 의해 얻어진 제 2 강편에 소정의 시효 처리를 실시한다. 이로써, 페라이트상에서는 제 2 강편 내의 고용된 C 나 N 이 전위를 고착시켜 경도가 높아질 것으로 생각된다. 한편, 마텐자이트상에서는 템퍼링이 발생한 결과, 경도가 낮아진다. 이들에서 기인하여, 양 상간의 경도차가 300 HV 이하가 된다. 또, 이 시효 처리에 의한 상기 전위의 고착에 의해, 최종적으로 얻어지는 스테인리스 강재가 항복 신장을 갖게 된다. 또한, 복상화 처리 공정과 시효 처리 공정 사이에서 제 2 강편에 냉간 가공을 실시하지 않기 때문에, 스테인리스 강재의 가공성이, 복상화 처리 후에 냉간 압연 등의 냉간 가공이 실시된 강재와 비교하여 더욱 개선된다. 또한, 복상화 처리 공정을 거친 제 2 강편을 시효 처리 공정에 제공하기 위해 냉각시킬 때, 오스테나이트상을 마텐자이트상으로 변태시키기 위해, 그 냉각 속도가 5 ∼ 1000 ℃/초이면 바람직하다.

스테인리스 강재의 기계 강도 (경도) 의 저하를 억제하는 관점에서, 시효 처리 공정에 있어서의 최고 온도는 600 ℃ 미만이면 바람직하다. 또, 본 발명의 목적을 더욱 확실하게 달성하는 관점에서, 최고 온도가 300 ℃ 이상 600 ℃ 미만이면 보다 바람직하고, 300 ∼ 500 ℃ 이면 더욱 바람직하다. 이 최고 온도를 600 ℃ 미만으로 함으로써, 고용된 C 가 크롬 탄화물로서 석출되고, 내식성 및 기계 강도 (경도) 가 저하되는 것을 방지한다.

시효 처리에 있어서의 균열 시간이 일정 시간보다 길어지면, 굽힘 가공성은 더욱 개선되는 경향이 있는데, 탄화물의 석출에 수반되는 현저한 강도나 내식성의 저하가 발생하는 경향이 있다. 그래서, 최고 온도에 있어서의 균열 시간을 0 초로 하면, 탄화물의 석출이 억제되고 기계적 강도나 내식성을 높게 유지한 상태에서 굽힘 가공성을 개선할 수 있으므로 바람직하다.

시효 처리 공정에 있어서의 최고 온도가 300 ℃ 이상 600 ℃ 미만의 범위에서, 하기 식 (4) 로 나타내는 템퍼링 파라미터 (Larson-Miller 의 파라미터) P_LM이 12000 ∼ 15000 이 되는 조건에서 시효 처리가 실싣쇠는 것이 바람직하다. 이 템퍼링 파라미터는 「열처리」제 42 권 제 3 호의 163 페이지에 설명되어 있다.

여기서,

이고, 온도 T_n, T_n-1, ΔT 의 단위는 K, 시간 t_n, t_n-1, t₁의 단위는 시간이고, α 는 온도 T_n-1에서의 승온 또는 강온 속도 (단위 : K/시간) 를 나타낸다. 템퍼링 파라미터가 15000 을 초과하면, 크롬 탄화물의 석출 및 마텐자이트의 분해에 수반되는 것으로 생각되는 강재의 기계 강도 (경도) 의 현저한 저하가 발생하는 경향이 있다. 또 템퍼링 파라미터가 12000 을 밑돌면, 코트렐 (Cottrell) 분위기의 형성에 수반되는 페라이트상의 경도의 상승폭, 및 템퍼링에 수반되는 마텐자이트상의 경도의 저하폭이 작아지고, 2 상간의 경도차가 축소되기 어려워지기 때문에, 굽힘 가공성 및 구멍 확장성의 개선 효과가 부족해지는 경향이 있다.

시효 처리 공정을 거쳐 얻어지는 강편은 본 실시형태의 스테인리스 강재로서 사용해도 되고, 또한 필요에 따라 형상 교정 (矯正) 을 목적으로 한 레벨러 통판 (levelling process) 또는 산세 등의 공지된 처리가 실시된 후, 본 실시형태의 스테인리스 강재로서 사용해도 된다.

이상 설명한 본 실시형태의 고강도 스테인리스 강재의 제조 방법에서는, 상기 서술한 조성을 갖는 제 1 강편에 특정한 복상화 처리를 실시함으로써 페라이트상과 마텐자이트상의 2 상으로 이루어지는 금속 조직을 얻으므로, 고강도이며, 또한 우수한 가공성을 나타내는 고강도 스테인리스 강재가 얻어진다. 또한, 상기 서술한 바와 같이 하여 얻어진 고강도 스테인리스 강재는, 가공성 중에서도, 특히 굽힘 가공성 및 구멍 확장성이 우수하다. 굽힘 가공성 및 구멍 확장성은, 상기 양 상간의 강도차의 저감, 그리고 연성의 향상에 의해 우수한 것이 된다. 시효 처리를 제 2 강편에 실시함으로써, 고용된 C 가 페라이트상 중의 전위를 고착시켜 페라이트상의 강도가 상승하는 것에 대해, 마텐자이트상에서는 템퍼링이 발생하여 다소 강도가 저하된다. 이렇게 하여, 상기 양 상간의 경도차를 300 HV 이하로 종래보다 작게 할 수 있고, 굽힘 등의 가공시에 연질의 페라이트상에 변형 응력이 집중되기 어려워질 것으로 생각된다. 그 결과, 얻어지는 스테인리스 강재 전체에서 응력 분산이 일어나기 때문에, 그 강재는 종래보다 굽힘 가공성 및 구멍 확장성이 우수한 것이 될 것으로 추찰된다. 이 시효 처리는, 복상화 처리에 의해 얻어진 제 2 강편에 냉간 가공 처리를 실시하지 않고 행해지므로, 최종적으로 얻어지는 스테인리스 강재는, 동일한 조성을 갖고, 복상화 처리 후에 냉간 압연 등의 냉간 가공이 실시된 강재와 비교하여, 보다 양호한 굽힘 가공성 및 구멍 확장성을 갖는 것이 된다. 또, 상기 시효 처리에 의해 고용된 C 나 N 에서 기인하여 페라이트상 중에서 전위의 고착이 일어나고, 스테인리스 강재가 항복 신장을 갖게 될 것으로 생각된다. 이들 결과, 스테인리스 강재의 연성이 개선되어, 종래보다 굽힘 가공성 및 구멍 확장성이 우수한 것이 될 것으로 추찰된다.

이상, 본 실시형태에 대해 설명했지만, 본 발명은 상기 본 실시형태에 한정되는 것은 아니다. 본 발명은, 그 요지를 일탈하지 않는 범위에서 다양한 변형이 가능하다.

실시예

이하, 실시예에 의해 본 발명을 더욱 상세하게 설명하지만, 본 발명은 이들 실시예에 한정되는 것은 아니다.

<스테인리스 강판의 제조>

표 1 에 나타내는 조성을 갖는 12 종류의 강 (강 No.1 ∼ 12) 을 30 ㎏ 진공 용해로에서 용제하여 잉곳으로 주조하였다. 얻어진 잉곳을 슬래브에 분괴하고, 그 슬래브를 1200 ℃ 로 가열 후 추출하고, 마무리 온도 920 ℃ 에서 열간 압연을 실시하여 판두께 4.5 ㎜ 의 열연 강대를 얻었다. 이어서, 열연 강대에 대해, 800 ℃, 균열 6 시간의 노냉 (爐冷) 에 의해 열연판 소둔 처리를 실시하고, 추가로 산세 후, 냉간 압연을 실시하여 판두께 1.8 ㎜ 의 제 1 냉연판을 얻었다. 얻어진 제 1 냉연판에 대해, 770 ℃, 균열 1 분간의 소둔 처리를 실시하고, 산세 후, 냉간 압연을 실시하여 판두께 0.8 ㎜ 의 제 2 냉연판을 얻었다.

다음으로, 제 2 냉연판에, 1050 ℃, 균열 1 분간의 조건에서 복상화 처리를 실시하였다 (복상화 처리 공정). 또한, 복상화 처리 후의 강편에, 대기중, 최고 온도 480 ℃, 균열 0 초, 템퍼링 파라미터 13500 의 조건에서 시효 처리를 실시하고 (시효 처리 공정), 고강도 스테인리스 강판을 얻었다. 이들 시효 처리를 실시하여 얻어진 강판을 발명 강으로 하였다. 또, No.1 의 강을 상기와 동일하게 하여 복상화 처리까지 실시하여 얻어진 강편에, 대기중, 최고 온도 600 ℃, 625 ℃ 또는 650 ℃, 균열 0 초, 템퍼링 파라미터 15710, 16300 또는 16900 의 조건에서 시효 처리를 실시하고, 각각 발명 강 (강 No.13, 14, 15) 을 얻었다.

한편, 표 1 에 나타내는 조성을 갖는 12 종류의 강을 원료로 하여, 상기와 동일하게 하여 복상화 처리까지 실시하고, 스테인리스 강판을 얻었다. 이 시효 처리를 실시하지 않은 강판을 비교 강으로 하였다.

<경도의 측정>

얻어진 각 강판의 표면에 있어서의 페라이트상 및 마텐자이트상의 위치를 SEM 에 의해 확인하였다. 이어서, 각 상에 대해, 상기 서술한 나노 인덴테이션 경도 측정법으로 경도를 측정하였다. 또, 강판 전체에 대해, JIS Z-2240 의 규정에 준거하여, 시험 하중 30 ㎏ 으로 비커스 경도를 측정하였다. 결과를 표 2, 3 에 나타낸다.

<인장 시험>

얻어진 각 강판의 T 방향으로부터 채취한 JIS Z-2201 에 규정되는 JIS 13B 호의 시험편에 대해, 50 kN 인장 시험기를 이용하여 인장 속도 1 ㎜/분으로 인장 시험을 실시하였다. 도 1 에, 발명 강 No.1, 비교 강 No.1 의 시험편의 인장 시험에 의해 얻어진 공칭 응력-공칭 변형 곡선을 나타낸다. 또, 전체 신장의 결과, 그리고 항복 신장이 관찰된 것을 「○」, 관찰되지 않은 것을 「×」로 평가한 결과를 표 2, 3 에 나타낸다. 이 결과로부터, 페라이트상과 마텐자이트상의 경도차가 300 HV 이하인 발명 강에서는, 항복 신장이 발현된 결과, 전체 신장이 비교 강보다 수 % 커진 것으로 판명되었다.

<굽힘 시험>

얻어진 각 강판을, 폭 30 ㎜ (압연 방향) × 길이 60 ㎜ (판폭 방향) 의 직사각형으로 절삭 가공하여, 스테인리스강 시험편을 얻었다. 선단부가 0.2R, 90°인 V 블록형 지그의 선단부에, 상기 스테인리스강 시험편을 가압하여 90°굽힘으로써, 굽힘 시험을 실시하였다. 이 굽힘 시험은, 굽힘 능선이 압연 방향과 평행이 되도록 하여 실시하였다. 도 2 에, 굽힘 시험 후의 발명 강 No.1 의 시험편 및 비교 강 No.1 의 시험편의 외관 사진을 나타낸다. 비교 강에서는 크랙의 발생이 확인된 것에 대해, 발명 강에서는 크랙의 발생이 확인되지 않았다. 또, 표 2, 3 에 굽힘 시험의 결과를 나타낸다. 크랙의 발생이 관찰되지 않은 것을 「○」, 관찰된 것을 「×」로 평가하였다.

<구멍 확장 시험>

얻어진 각 강판을, 폭 90 ㎜ × 길이 90 ㎜ 의 직사각형으로 절삭 가공하여, 스테인리스강 시험편을 얻었다. 그 시험편에 직경 10 ㎜Φ 의 타발 구멍을 형성한 후, 선단부가 90°, 직경 40 ㎜Φ 의 원추 형상 지그를 균일한 속도로 시험편의 타발 구멍에 압입하였다. 그 한창 압입 중에, 타발 구멍의 확장 상태를 주의 깊게 관찰하고, 구멍 가장자리에 균열을 확인하면 바로 압입을 정지시켰다. 시험편의 타발 구멍의 구멍 가장자리에 균열이 발생한 시점의 타발 구멍의 직경을 한계 구멍 확장 직경으로 하여, 하기 식으로부터 한계 구멍 확장률을 구하였다.

한계 구멍 확장률 (%) = ((D-D₀)/D) × 100

식 중, D₀은 압입 전의 타발 구멍의 직경 (㎜), D 는 한계 구멍 확장 직경 (㎜) 을 나타낸다. 표 2, 3 에 한계 구멍 확장률의 결과를 나타낸다. 비교 강에 비해 발명 강이, 5 ∼ 15 % 정도 한계 구멍 확장률이 커지는 경향이 있었다.

이들 결과로부터, 페라이트상과 마텐자이트상의 경도차가 300 HV 이하이면, 스테인리스 강판이 양호한 굽힘 가공성 및 구멍 확장성을 나타내는 것이 명확해졌다. 상기 서술한 인장 시험의 결과와 합치면, 발명 강에서는 연성이 비교 강보다 우수한 것이 되고, 그 결과, 우수한 굽힘 가공성 및 구멍 확장성을 갖는 것으로 시사된다.

<템퍼링 파라미터의 검토>

No.1 의 강을 상기와 동일하게 하여 복상화 처리까지 실시하여 얻어진 강편에, 대기중, 템퍼링 파라미터가 여러 가지 값이 되는 9 종류의 조건에서 시효 처리를 실시하고, 각각 스테인리스 강판을 얻었다. 또한, 템퍼링 파라미터의 값은, 13000, 14240, 14440, 14830, 15060, 15420, 15580, 16040, 16170 의 9 종류이다. 이들 강판 전체에 대해, 상기 서술한 것과 동일하게 하여 비커스 경도를 측정하였다. 도 3 에, 템퍼링 파라미터와 경도 (단단함) 의 관계를 플롯한 그래프를 나타낸다. 이 결과로부터, 템퍼링 파라미터가 15000 을 초과하면, 경도가 현저하게 저하되는 것을 알 수 있었다.

본 출원은, 2008년 2월 7일 출원한 일본 특허 출원 (특원 2008-27712호) 에 기초하는 것으로, 그 내용은 여기에 참조로서 도입된다.

산업상 이용가능성

Claims

필수 성분으로서, C : 0.00 질량% 초과 0.15 질량% 이하, Si : 0.0 질량% 초과 2.0 질량% 이하, Mn : 0.0 질량% 초과 4.0 질량% 이하, P : 0.00 질량% 초과 0.04 질량% 이하, S : 0.00 질량% 초과 0.03 질량% 이하, Ni : 0.0 질량% 초과 4.0 질량% 이하, Cr : 10.0 ∼ 20.0 질량%, N : 0.00 질량% 초과 0.12 질량% 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성을 갖는 스테인리스 강재로서,
페라이트상과 마텐자이트상의 2 상으로 이루어지는 금속 조직을 갖고,
하기 식 (1) 로 나타내는 γ_max 가 50 ∼ 85 이고,
상기 페라이트상과 상기 마텐자이트상 사이의 경도차가 300 HV 이하인 고강도 스테인리스 강재.
γ_max = 420 W_C ＋ 470 W_N ＋ 23 W_Ni ＋ 7 W_Mn- 11.5 W_Cr- 11.5 W_Si ＋ 189 (1)
(식 (1) 중, W_C, W_N, W_Ni, W_Mn, W_Cr, W_Si는 각각 상기 스테인리스 강재에 있어서의, 그 전체 질량에 대한 C, N, Ni, Mn, Cr, Si 의 함유 비율 (단위 : 질량%) 을 나타냄)
제 1 항에 있어서, 항복 신장을 갖는 고강도 스테인리스 강재.
필수 성분으로서, C : 0.00 질량% 초과 0.15 질량% 이하, Si : 0.0 질량% 초과 2.0 질량% 이하, Mn : 0.0 질량% 초과 4.0 질량% 이하, P : 0.00 질량% 초과 0.04 질량% 이하, S : 0.00 질량% 초과 0.03 질량% 이하, Ni : 0.0 질량% 초과 4.0 질량% 이하, Cr : 10.0 ∼ 20.0 질량%, N : 0.00 질량% 초과 0.12 질량% 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성을 갖는 스테인리스 강재로서,
페라이트상과 마텐자이트상의 2 상으로 이루어지는 금속 조직을 갖고,
상기 식 (1) 로 나타내는 γ_max 가 50 ∼ 85 이고,
항복 신장을 갖는 고강도 스테인리스 강재.
γ_max = 420 W_C ＋ 470 W_N ＋ 23 W_Ni ＋ 7 W_Mn- 11.5 W_Cr- 11.5 W_Si ＋ 189 (1)
(식 (1) 중, W_C, W_N, W_Ni, W_Mn, W_Cr, W_Si는 각각 상기 스테인리스 강재에 있어서의, 그 전체 질량에 대한 C, N, Ni, Mn, Cr, Si 의 함유 비율 (단위 : 질량%) 을 나타냄)
제 1 항 내지 제 3 항 중 어느 한 항에 있어서, 추가로 Cu : 0.0 질량% 초과 3.0 질량% 이하를 함유하고, 하기 식 (2) 로 나타내는 γ_max 가 50 ∼ 85 인 고강도 스테인리스 강재.
γ_max = 420 W_C ＋ 470 W_N ＋ 23 W_Ni ＋ 9 W_Cu＋ 7 W_Mn- 11.5 W_Cr- 11.5 W_Si ＋ 189 (2)
(식 (2) 중, W_C, W_N, W_Ni, W_Cu, W_Mn, W_Cr, W_Si는 각각 상기 스테인리스 강재에 있어서의, 그 전체 질량에 대한 C, N, Ni, Cu, Mn, Cr, Si 의 함유 비율 (단위 : 질량%) 을 나타냄)
필수 성분으로서, C : 0.00 질량% 초과 0.15 질량% 이하, Si : 0.0 질량% 초과 2.0 질량% 이하, Mn : 0.0 질량% 초과 4.0 질량% 이하, P : 0.00 질량% 초과 0.04 질량% 이하, S : 0.00 질량% 초과 0.03 질량% 이하, Ni : 0.0 질량% 초과 4.0 질량% 이하, Cr : 10.0 ∼ 20.0 질량%, N : 0.00 질량% 초과 0.12 질량% 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성을 갖고, 상기 식 (1) 로 나타내는 γ_max 가 50 ∼ 85 인 강편에 복상화 처리를 실시하는 공정과,
상기 복상화 처리에 의해 얻어진 강편에 시효 처리를 실시하는 공정을 구비하는 고강도 스테인리스 강재의 제조 방법.
γ_max = 420 W_C ＋ 470 W_N ＋ 23 W_Ni ＋ 7 W_Mn- 11.5 W_Cr- 11.5 W_Si ＋ 189 (1)
(식 (1) 중, W_C, W_N, W_Ni, W_Mn, W_Cr, W_Si는 각각 상기 강편에 있어서의, 그 전체 질량에 대한 C, N, Ni, Mn, Cr, Si 의 함유 비율 (단위 : 질량%) 을 나타냄)
제 5 항에 있어서, 상기 강편이 추가로 Cu : 0.0 질량% 초과 3.0 질량% 이하를 함유하고, 하기 식 (2) 로 나타내는 γ_max 가 50 ∼ 85 인 고강도 스테인리스 강재의 제조 방법.
γ_max = 420 W_C ＋ 470 W_N ＋ 23 W_Ni ＋ 9 W_Cu＋ 7 W_Mn- 11.5 W_Cr- 11.5 W_Si ＋ 189 (2)
(식 (2) 중, W_C, W_N, W_Ni, W_Cu, W_Mn, W_Cr, W_Si는 각각 상기 강편에 있어서의, 그 전체 질량에 대한 C, N, Ni, Cu, Mn, Cr, Si 의 함유 비율 (단위 : 질량%) 을 나타냄)
제 5 항 또는 제 6 항에 있어서, 상기 시효 처리를 실시하는 공정에 있어서의 최고 온도가 600 ℃ 미만인 고강도 스테인리스 강재의 제조 방법.