KR101084642B1 - 피삭성이 우수한 페라이트계 스테인레스 강 및마르텐사이트계 스테인레스 강 - Google Patents

피삭성이 우수한 페라이트계 스테인레스 강 및마르텐사이트계 스테인레스 강 Download PDF

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Abstract

본 스테인레스 강은, C 농도 0.1질량% 이상 또는 Sn, In 농도 10질량% 이상인 Cu 리치상을 0.2체적% 이상의 비율로 매트릭스에 분산시키고 있다. Cu 리치상은, 열간 압연후부터 최종 제품으로 될 때까지의 사이에 500~900℃의 온도 범위에서 1 시간 이상 가열 유지하는 시효 처리를 1회 이상 행함으로써 매트릭스에 분산 석출된다. C: 0.01~1%, Si: 1.0%이하, Mn: 1.0%이하, Cr: 15~30%, Ni: 0.60%이하, Cu: 0.5~6.0%를 포함하는 페라이트계 스테인레스 강, C: 0.01~0.5%, Si: 1.0%이하, Mn: 1.0%이하, Cr: 10~15%, Ni: 0.60%이하, Cu: 0.5~6.0%를 포함하는 마르텐사이트계 스테인레스 강이 사용된다. S, Pb 등의 쾌삭성 원소 첨가대신에 Cu 리치상을 분산 석출시킴으로써, 가공성, 내식성, 환경 등에 악영향을 미치지 않고, 마르텐사이트계, 페라이트계 스테인레스 강의 피삭성이 개선된다.
마르텐사이트계, 페라이트계, 스테인레스 강

Description

피삭성이 우수한 페라이트계 스테인레스 강 및 마르텐사이트계 스테인레스 강{FERRITIC STAINLESS STEEL AND MARTENSITIC STAINLESS STEEL BOTH BEING EXCELLENT IN MACHINABILITY}
본 발명은, 독성이 없는 Cu첨가에 의해서 피삭성을 개선한 페라이트계 및 마르텐사이트계 스테인레스 강에 관한 것이다.
정밀 기계 공업의 현저한 발달이나 가정 전기기구, 가구 집물 등의 수요증가에 의해, 종래 스테인레스 강이 사용되고 있지 않았던 부분에도 스테인레스 강이 사용되게 되었다. 공작 기계의 자동화·생력화에 따라 스테인레스 강의 피삭성 개선 요구가 강하여, 페라이트계로는 JISG 4303에 규정된 SUS430F와 같이 쾌삭성 원소로서 Se 를 첨가한 페라이트계 스테인레스 강, 마르텐사이트계로는 JIS 4303에 규정된 SUS410F, SUS410F2와 같이 쾌삭성 원소로서 Pb 를 첨가하고, 또는 SUS416, SUS420F와 같이 S 를 첨가한 스테인레스 강이 사용되고 있다.
그러나, 쾌삭성 원소로서 유효한 S 는, 열간 가공성, 연성 및 내식성을 현저하게 저하시키고, 기계적 성질에 이방성을 발생시키는 원인도 된다. Pb 첨가에 의해 피삭성을 향상시킨 페라이트계 또는 마르텐사이트계 스테인레스 강은, 사용중에 유해한 Pb 의 용출이 있어, 재활용성이 뒤떨어지는 재료이다. Se 첨가에 의해 피삭 성을 부여한 SAE 규정의 51430FSe(AISI 규격에서 430 Se 타입에 상당)에서는, 유해 원소의 첨가가 환경 대책상의 문제가 되고 있다.
본 발명은, 종래의 피삭성 마르텐사이트계 스테인레스 강에서 볼 수 있는 쾌삭성 원소대신에 Cu 주체의 제 2상을 사용함으로써, 가공성, 내식성, 기계적 특성, 환경 등에 악영향을 미치지 않고 피삭성이 개선된 페라이트계, 마르텐사이트계 스테인레스 강을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명은, 농도 0.1질량% 이상으로 비교적 다량의 C를 포함한 Cu 주체의 제 2상, 또는 농도 10질량% 이상으로 Sn 및/또는 In을 포함한 Cu 주체의 제 2상을 0.2체적% 이상의 비율로 매트릭스에 분산시킴으로써, 환경에 악영향을 미치지 않고 페라이트계 및 마르텐사이트계 스테인레스 강의 피삭성을 개선한 것을 특징으로 한다.
본 발명에 따른 페라이트계 스테인레스 강은, C: 0.001~1질량%, Si: 1.0질량% 이하, Mn: 1.0질량% 이하, Cr: 15~30질량%, Ni: 0.60질량% 이하, Cu: 0.5~6.0질량%를 포함하고 있다. 마르텐사이트계 스테인레스 강은, C: 0.01~0.5질량%, Si: 1.0질량% 이하, Mn: 1.0질량% 이하, Cr: 10~15질량%, Ni: 0.60질량% 이하, Cu: 0.5~6.0질량%를 포함하고 있다.
10질량% 이상의 농도로 Sn 또는 In를 포함하는 Cu 주체의 제 2상을 분산 석출시키는 경우에는, 0.005질량% 이상의 Sn 또는 In를 포함하는 조성을 갖는 스테인레스 강이 사용된다. 페라이트계 및 마르텐사이트계 모두, 임의 성분으로서 Nb: 0.2~1.0질량%, Ti: 0.02~1질량%, Mo: 3질량% 이하, Zr: 1질량% 이하, Al: 1질량% 이하, V: 1질량% 이하, B: 0.05질량% 이하, 희토류 원소(REM): 0.05질량% 이하중 1종 또는 2종 이상을 포함할 수 있다.
C 농도 0.1질량% 이상, 또는 Sn 또는 In 농도 10질량% 이상의 Cu 주체의 제 2상은, 소정 조성으로 조정된 페라이트계 또는 마르텐사이트계 스테인레스 강을 열간 압연후부터 최종 제품으로 될 때까지의 사이에 500~900℃의 온도 범위에서 1 시간 이상 가열 유지하는 시효 처리를 1회 이상 행함으로써 매트릭스에 분산 석출된다.
도 1은, 피삭성 평가 시험 방법을 설명하는 도면이다.
스테인레스 강은, 전반적으로 피삭성이 나빠, 난삭재중 하나로 간주되고 있다. 피삭성이 나쁜 원인으로서, 열전도율이 낮은 것, 가공경화의 정도가 큰 것, 응착하기 쉬운 것 등을 들 수 있다. 본 발명자 등은, 이 종류의 스테인레스 강에 관하여, 환경에 악영향을 미치지 않고 피삭성, 향균성을 현저하게 향상시키는 수단으로서 Cu 주체의 제 2상을 소정량 석출시킨 오스테나이트계 스테인레스 강을 소개했다(일본 특개 2000-63996). 본 발명은, 앞서 소개한 Cu 주체의 제 2상에 의한 성질 개선을 더욱 발전시켜, 페라이트계 및 마르텐사이트계에서도 피삭성이 개선되는 지식을 베이스로 하고 있다.
본 발명자 등은, 공구-피삭재와의 윤활 및 열전도에 미치는 ε-Cu 상 등의 Cu 주체의 제 2상(Cu 리치상)의 작용에 착안하여, 스테인레스 강중에 Cu를 첨가하고, 일부를 Cu 리치상으로 하여 미세하고 또한 균일하게 석출시키면, 피삭성이 개선되는 것을 발견했다. Cu 리치상에 의한 피삭성의 개선은, 절삭시에 공구 경사면상에서의 Cu 리치상에 의한 윤활, 열전도 작용에 기초한 마찰 감소에 의해, 절삭 저항이 감소하는 동시에 공구 수명을 연장시켜, 결과로서 피삭성이 향상되는 것으로 생각된다.
특히 페라이트계 스테인레스 강이나 탬퍼링된 상태의 마르텐사이트계 스테인레스 강에서는, 결정 구조가 체심 입방정(B.C.C.)이고, 이 중에 면심 입방정(F.C.C.)의 Cu 리치상을 석출시키는 것은, Cu 리치상과 같은 결정 구조를 갖는 오스테나이트 스테인레스 강에 Cu 리치상을 석출시킨 경우에 비해 피삭성 향상에 관련하여 더욱 큰 효과를 얻을 수 있다.
Cu 리치상의 분산 석출이 오스테나이트계와 페라이트계, 마르텐사이트계에서 다른 원인은 다음과 같이 추찰된다. 체심 입방정의 결정 구조를 갖는 페라이트계 또는 마르텐사이트계 스테인레스 강의 매트릭스에 면심 입방정의 Cu 리치상을 석출시키면, Cu 리치상에 의해서 결정 정합성이 저하되어, 큰 전위의 집적이 가능하게 된다. 또, 오스테나이트 형성 원소인 C가 매트릭스(페라이트 상)로부터 Cu 리치상(오스테나이트상)으로 분배되기 때문에, 매트릭스에 비해 Cu 리치상의 C 농도가 높아져, Cu 리치상의 인성이 저하된다. 이와 같이 전위의 집적도가 높고, 또한 인성이 낮아 파괴의 기점이 되는 Cu 리치상이 이물로서 매트릭스에 분산되기 때문에, 파괴 현상인 피삭성이 향상된다.
Sn 또는 In를 0.005질량% 이상 포함하는 스테인레스 강 조성에서는, Cu 리치상중에 10질량% 이상의 농도로 Sn 또는 In이 농화되어, 융점이 낮은 Cu-Sn 합금 또는 Cu-In 합금이 형성된다. 그 결과, 전위의 집적이 높고, 융점이 낮은 Cu 리치상이 이물로서 매트릭스에 분산되기 때문에, 저융점의 Cu 리치상이 절삭 공구와의 사이에서 윤활 작용을 발현하여, 공구 수명을 대폭적으로 향상시킨다.
Cu 리치상의 석출 수단으로서는, Cu 리치상이 석출되기 쉬운 온도 영역에서 시효 등의 등온 가열하는 것, 가열 후의 온도 강하 과정에서 석출 온도 영역의 통과시간이 가능한 한 길어지는 조건하에서 서냉하는 것 등이 생각된다. 본 발명자 등은, Cu 리치상의 석출에 대하여 여러가지 조사 연구한 결과, 최종 어닐링 후에 500~900℃의 온도 영역에서 시효 처리하면 C 농도 0.1질량% 이상 또는 Sn, In 농도 10질량% 이상인 Cu 리치상의 석출이 촉진되어, 우수한 피삭성 및 항균성이 페라이트계 및 마르텐사이트계 스테인레스 강에 부여되는 것을 발견했다.
Cu 리치상의 석출은, 탄질화물이나 석출물을 형성하기 쉬운 Nb, Ti, Mo의 원소를 첨가하는 것에 의해서도 촉진된다. 탄질화물이나 석출물 등은, 석출 사이트로서 작용하고, 매트릭스에 Cu 리치상을 균일 분산시켜, 제조성을 효율좋게 개선한다.
이하, 본 발명의 오스테나이트계 스테인레스 강에 포함되는 합금 성분, 함유량등을 설명한다.
C: 0.001~0.1질량%(페라이트계)
C: 0.01~0.5질량%(마르텐사이트계)
Cu 리치상에 고용되어 Cu 리치상을 취화시키는 동시에, Cu 리치상의 석출 사이트로서 유효한 Cr 탄화물을 생성하여, 미세한 Cu 리치상을 매트릭스 전체에 걸쳐 균일 분산시키는 작용을 나타낸다. 이와 같은 작용은, 페라이트계에서는 0.001질량%이상의 Cu 함유량에서, 마르텐사이트계에서는 0.01질량% 이상의 Cu 함유량에서 현저해진다. 그러나, 과잉한 C 함유량은 제조성이나 내식성을 저하시키는 원인이 되기 때문에, C 함유량의 상한을 페라이트계에서는 0.1질량%, 마르텐사이트계에서는 0.5질량%로 설정하였다.
Si: 1.0질량% 이하
내식성의 개선에 유효한 합금 성분이고, 향균성을 향상시키는 작용도 나타낸다. 그러나, 1.0질량%를 초과하는 과잉량으로 Si가 포함되면, 제조성이 열화된다.
Mn: 1.0질량% 이하
제조성을 개선하는 동시에, 강중의 유해한 S를 MnS로 하여 고정하는 작용을 나타낸다. MnS는, 피삭성의 향상에도 유효하게 작용하는 동시에, Cu 리치상 생성의 핵으로서 작용하기 때문에, 미세한 Cu 리치상의 생성에 유효한 합금 성분이다. 그러나, 1.0질량%를 초과하는 과잉량의 Mn이 포함되면, 내식성이 열화되는 경향을 나타낸다.
S: 0.3질량% 이하
피삭성의 개선에 유효한 MnS를 형성하는 원소이지만, S 함유량이 0.3 중량%를 초과하면 열간 가공성 및 연성이 현저하게 저하된다. 따라서, 본 발명에서는 S 함유량의 상한을 0.3질량%로 설정하였다.
Cr: 10~30질량%(페라이트계)
Cr: 10~15질량%(마르텐사이트계)
스테인레스 강 본래의 내식성을 유지하기 위해 필요한 합금 성분이고, 요구되는 내식성을 확보하기 위해 10질량% 이상의 Cr을 첨가한다. 그러나, 페라이트계에서는 30질량%를 초과하는 과잉량의 Cr이 포함되면, 제조성, 가공성에 악영향을 미친다. 마르텐사이트계에서는 15질량%를 초과하는 과잉량의 Cr이 포함되면, 페라이트 상이 안정화되어, 담금질시에 마르텐사이트 조직을 얻기 어렵게 된다.
Ni: 0.60질량% 이하
페라이트계 및 마르텐사이트계 스테인레스 강의 공업적인 제조 공정에서는, 원료로부터 불가피하게 혼입되는 성분이다. 본 발명에서는, 통상의 생산 라인에서 혼입되는 레벨의 상한값 60질량%로 Ni 함유량의 상한을 설정하였다.
Cu : 0.5~6.0질량%
본 발명의 스테인레스 강에서 가장 중요한 합금 성분이고, 양호한 피삭성을 발현시키기 위해서는, 0.2체적% 이상의 비율로 Cu 리치상이 매트릭스에 석출되는 것이 필요하다. 각 합금 성분의 함유량이 전술과 같이 특정된 조성의 페라이트계 및 마르텐사이트계 스테인레스 강에서 0.2체적% 이상의 Cu 리치상을 석출시키기 위해, Cu 함유량을 0.5질량% 이상으로 하고 있다. 그러나, 6.0질량%를 초과하는 과잉량의 Cu 첨가는, 제조성, 가공성, 내식성 등에 악영향을 미친다. 매트릭스에 석출되는 Cu 리치상은, 석출물의 사이즈에 특별한 제약을 받는 것은 아니지만, 표면 및 내부에서도 균일 분산되어 있는 것이 바람직하다. Cu 리치상의 균일 분산은, 피삭 성을 안정하게 개선하는 동시에, 항균성의 발현에도 기여한다.
Sn 및/또는 In: 0.005질량% 이상
Sn 또는 In이 농화한 Cu 리치상을 석출시키는 경우에 필요한 합금 성분이고, Sn 또는 In 농도 10질량% 이상에서 Cu 리치상의 저융점화가 진행되어 피삭성이 현저하게 향상된다. Cu 리치상을 저융점화시키기 위해서는, 합금 전체로서 Sn 또는 In의 함유량을 0.005질량% 이상으로 할 필요가 있다. Sn, In의 양자를 첨가할 경우에는, 합계 함유량을 0.005질량% 이상으로 조정한다. 그러나, Sn 또는 In의 과잉 함유는 Cu 리치상을 과도하게 저융점화하여 액상 취성화에 기인하는 열간 압연성을 현저하게 저하시키기 때문에, Sn 또는 In 함유량의 상한값을 0.5질량%로 설정하는 것이 바람직하다.
Nb: 0.02~1질량%
필요에 따라서 첨가되는 합금 성분이고, 각종 석출물 중에서도 Nb계 석출물의 주위에 Cu 리치상이 석출되는 경향이 강해, Cu 리치상의 석출 사이트로서 작용한다. 따라서, Cu 리치상을 균일하게 석출 분산시키기 위해서는, Nb의 탄화물,질화물, 탄질화물 등을 미세하게 석출시킨 조직이 바람직하다. 그러나, 과잉량의 Nb 첨가는, 제조성이나 가공성에 악영향을 미친다. 따라서, Nb을 첨가하는 경우, Nb 함유량을 0.02~1질량%의 범위에서 선정한다.
Ti: 0.02~1질량%
필요에 따라서 첨가되는 합금 성분이고, Nb와 마찬가지로 Cu 리치상의 석출 사이트로서 유효한 탄질화물을 형성하는 합금 성분이다. 그러나, 과잉량의 Ti 첨가 는, 제조성이나 가공성을 열화시켜, 제품 표면에 흠을 발생시키기 쉽게 하는 원인이 된다. 따라서, Ti를 첨가하는 경우, Ti 함유량을, 0.02~1질량%의 범위에서 선정한다.
Mo: 3질량% 이하
필요에 따라서 첨가되는 합금 성분이고, 내식성을 향상시키는 동시에, 미세한 Cu 리치상의 핵 사이트로서 유효한 Fe2Mo 등의 금속간 화합물으로서 석출된다. 그러나, 3질량%를 초과하는 과잉한 Mo 함유는, 제조성 및 가공성에 악영향을 미친다.
Zr: 1질량% 이하
필요에 따라서 첨가되는 합금 성분이고, 미세한 Cu 리치상의 핵 사이트로서 유효한 탄질화물이 되어 석출된다. 그러나, Zr의 과잉 첨가는 제조성이나 가공성에 악영향을 미치기 때문에, Zr를 첨가하는 경우에는 함유량의 상한을 1질량%로 규제한다.
Al: 1질량% 이하
필요에 따라서 첨가되는 합금 성분이고, Mo과 마찬가지로 내식성을 개선하는 동시에, 미세한 Cu 리치상의 핵 사이트로서 유효한 화합물로서 석출된다. 그러나, 과잉한 Al 첨가는 제조성 및 가공성을 열화시키기 때문에, Al를 첨가하는 경우에는 함유량의 상한을 1질량%로 규제한다.
V: 1질량% 이하
필요에 따라서 첨가되는 합금 성분이고, Zr와 마찬가지로 미세한 Cu 리치상의 핵 사이트로서 유효한 탄질화물이 되어 석출된다. 그러나, Zr의 과잉 첨가는 제조성이나 가공성에 악영향을 미치기 때문에, Zr을 첨가하는 경우에는 함유량의 상한을 1질량%로 규제한다.
B: 0.05질량% 이하
필요에 따라서 첨가되는 합금 성분이고, 열간 가공성을 개선하는 동시에, 석출물이 되어 매트릭스에 분산된다. B의 석출물도, Cu 리치상의 석출 사이트로서 작용한다. 그러나, B의 과잉 첨가는 열간 가공성을 저하시키게 되므로, B를 첨가하는 경우에는 함유량의 상한을 0.05질량%로 규제한다.
희토류 원소(REM): 0.05질량% 이하
필요에 따라서 첨가되는 합금 성분이고, 적량의 첨가에 의해서 B와 마찬가지로 열간 가공성을 개선한다. 또, Cu 리치상의 석출에 유효한 석출물이 되어 매트릭스에 분산된다. 그러나, 과잉하게 첨가하면 열간 가공성이 열화되기 때문에, 희토류 원소를 첨가하는 경우에는 함유량의 상한을 0.05질량%로 규제한다.
열처리 온도: 500~900℃
Cu 리치상의 석출에 의해 우수한 피삭성을 얻기 위해서는, 500~900℃의 시효 처리가 유효하다. 시효 처리 온도가 낮아질수록, 매트릭스 중의 고용 Cu 량이 적어지고, Cu 리치상의 석출량이 증가한다. 그러나, 너무 낮은 시효 처리 온도에서는 확산 속도가 느려, 석출량이 오히려 감소하는 경향이 보여진다. 피삭성에 유효한 Cu 리치상의 석출에 미치는 시효 처리 온도의 영향을 여러 가지의 실험에서 조사한 바, 500~900℃의 온도 영역에서 시효 처리할 때, 피삭성에 가장 유효한 Cu 리치 상이 0.2체적% 이상의 비율로 석출되는 것을 발견했다. 시효 처리는, 바람직하게는 1시간 이상으로, 열간 압연 종료후부터 제품으로 될 때까지의 어느 단계에서 실시해도 좋다.
이하, 실시예에 의하여 본 발명의 특징을 보다 구체적으로 설명한다.
실시예 1
표 1에 나타낸 조성을 갖는 각종 페라이트계 스테인레스 강을 30kg 진공 용해로에서 용융 제조하고, 단조 가공후에 어닐링 및 시효 처리를 행하여, 직경 50mm의 환봉재를 얻었다. 각 강재를 1000℃에서 균일한 열로 30분 어닐링 후, 여러 온도로 시효 처리하였다.
Figure 112003043005717-pct00001
얻어진 강재로부터 잘라내진 시험편을, JISB-4011 「초경 바이트 절삭 시험 방법」에 준한 절삭 시험에 제공했다. 절삭 시험에서는, 전이 속도 0.05mm/회, 절삭 깊이 0.3mm/회, 절삭 길이 200mm의 조건을 채용하고, 플랭크 마모 (VB＝0.3mm)를 수명 판정기준으로 하여 바이트 마모를 평가했다.
동일 강재로부터 잘라낸 시험편을 투과형 전자현미경으로 관찰하고, 화상 처리에 의해 매트릭스에 분산 석출되어 있는 Cu 리치상을 정량하고, Cu 리치상의 체적분율(체적%)을 구했다. 더욱이, Cu 리치상중의 Cu 함유량을 EDX(Energy Dispersed X-ray Analysis: 에너지 분산 X선) 분석에 의해 Cu 리치상의 Cu 농도를 정량했다.
800℃× 9 시간으로 시효 처리한 시험 번호 A-1~P-1의 공시재에 대하여, 피삭성의 평가결과를 표 2에 나타낸다. 피삭성은, 종래부터 피삭성이 양호한 재료로 생각되고 있는 시험 번호 E-1의 VB 마모 시간을 기준으로 하여 각 공시재를 상대평가 하여, 시험 번호 E-1보다 양호한 피삭성을 나타내는 것을 ◎, 동등한 피삭성을 나타내는 것을 ○, 시험 번호 E-1보다 피삭성이 뒤떨어지는 것을 ×로 판정하였다.
본 발명에 따른 시험 번호 A-1, B-1, C-1, F-1, G-1, I-1, K-1의 각 공시재는, 모두 0.5질량% 이상의 Cu가 첨가되어 있고, 시효 처리에 의해서 C 농도 0.1질량% 이상의 Cu 리치상이 0.2체적% 이상의 비율로 매트릭스에 분산 석출되어 있고, 모두 양호한 피삭성을 나타냈다.
이것에 반해, Cu 함유량이 0.5질량% 이상이라도 시효 처리를 행하지 않은 시험 번호 A-2, В-2, C-2, F-2에서는, Cu 리치상의 석출량이 0.2체적%를 밑돌고 있어, 피삭성이 뒤떨어졌다. 시효 처리를 행한 강재라도 Cu 함유량이 0.5질량% 미만인 시험 번호 J-2에서는, Cu 리치상의 석출량이 0.2체적%에 이르지 않아, 피삭성이 뒤떨어졌다. 0.5질량% 이상의 Cu 함유량 및 0.2체적% 이상의 Cu 리치상 석출량이라 도, Cu 리치상의 C 농도가 0.001질량% 미만으로 낮은 시험 번호 P-1에서는, Cu 리치상의 취성화 부족에 기인하여 피삭성이 충분하지 않았다.
Figure 112003043005717-pct00002
Figure 112003043005717-pct00003
실시예 2
표 1의 강재 A를 사용하여, 실시예 1과 동일한 조건으로 공시재를 제작했다.얻어진 공시재에, 450~950℃ 및 0.5~12 시간의 범위에서 조건을 여러 가지 변경한 시효 처리를 행하였다. 시효 처리후의 각 공시재에 대하여, 실시예 1과 동일하게 피삭성을 조사하였다.
표 3의 조사 결과에 보여지는 것과 같이, 500~900℃에서 1 시간 이상 시효 처리된 시험 번호 A-4, A-6~A-10은, C 농도 0.1질량% 이상을 포함하는 Cu 리치상의 석출량이 0.2체적% 이상으로 되어 있고, 피삭성이 우수했다.
한편, 시효 처리 온도가 500~900℃의 범위에 있어도 시효 처리시간이 1 시간 미만인 시험 번호 A-5에서는, C 농도 0.1질량% 이상의 Cu 리치상이 0.2체적%에 이르지 않아, 피삭성이 뒤떨어졌다. 또, 시효 처리 온도가 500℃ 미만, 또는 900℃를 초과하면, Cu 리치상의 석출량이 0.2체적% 미만이 되고, 피삭성이 뒤떨어졌다.
이상의 결과로부터, 소재 스테인레스 강이 0.5질량% 이상의 Cu를 함유하는 것 및 C 농도 0.1질량% 이상인 Cu 리치상이 0.2체적% 이상의 비율로 매트릭스에 분산되어 있는 것이 피삭성의 개선에 필요하고, 500~900℃ × 1 시간 이상의 시효 처리가 0.2체적% 이상의 비율로 Cu 리치상을 분산 석출시키는데 필요한 것이 확인되었다.
Figure 112003043005717-pct00004
실시예 3
표 4에 나타낸 조성을 갖는 각종 마르텐사이트계 스테인레스 강을 30kg 진공 용해로에서 용융 조제하고, 단조 가공후에 어닐링 및 시효 처리를 행하여, 직경 50mm의 환봉재를 얻었다. 또한, 각 강재를 1000℃에서 균일한 열로 30분 어닐링 후, 여러 온도에서 시효 처리하였다.
Figure 112003043005717-pct00005
얻어진 강재로부터 잘라내진 시험편을 사용하여, 실시예 1과 동일하게 Cu 리 치상의 체적 분율 및 C 농도를 정량하는 동시에, 바이트 마모를 평가하였다.
780℃ × 9 시간으로 시효 처리한 시험 번호 MA-1~MP-1의 공시재에 대하여, 피삭성의 평가 결과를 표 5에 나타낸다. 피삭성은, 종래부터 피삭성이 양호한 재료로 생각되고 있는 시험 번호 ME-1의 VB 마모 시간을 기준으로 하여 각 공시재를 상대평가하고, 시험 번호 ME-1보다 양호한 피삭성을 나타내는 것을 ◎, 동등한 피삭성을 나타내는 것을 ○, 시험 번호 ME-1보다 피삭성이 뒤떨어지는 것을 × 라고 판정하였다.
본 발명에 따른 시험 번호 MA-1, MB-1, MC-1, MF-1, MG-1, MI-1, MK-1의 각 공시재는, 모두 0.5질량% 이상의 Cu가 첨가되어 있고, 시효 처리에 의하여 C 농도 0.1질량% 이상인 Cu 리치상이 0.2체적% 이상의 비율로 매트릭스에 분산 석출되어 있고, 모두 양호한 피삭성을 나타냈다.
이것에 반해, Cu 함유량이 0.5질량% 이상이라도 시효 처리를 행하지 않은 시험번호 MA-2, MB-2, MC-2, MF-2에서는, Cu 리치상의 석출량이 0.2체적%를 밑돌고 있고, 피삭성이 뒤떨어졌다. 또, 시효 처리를 행한 강재라도 Cu 함유량이 0.5질량% 미만인 시험 번호 MJ-2에서는, Cu 리치상의 석출량이 0.2체적%에 이르지 않아, 피삭성이 뒤떨어졌다. 0.5질량% 이상의 Cu 함유량 및 0.2체적%이상의 Cu 리치상 석출량이라도, Cu 리치상의 C 농도가 0.001질량% 미만으로 낮은 시험 번호 MP-1에서는, Cu 리치상의 취성화 부족에 기인하여 피삭성이 충분하지 않았다.
Figure 112003043005717-pct00006
Figure 112003043005717-pct00007
실시예 4
표 1의 강재 MA를 사용하여, 실시예 3과 같은 조건으로 공시재를 제작하였다. 얻어진 공시재에, 450~950℃ 및 0.5~12 시간의 범위에서 조건을 여러 가지 변경한 시효 처리를 행하였다. 시효 처리후의 각 공시재에 대하여, 실시예 1과 동일 하게 피삭성을 조사하였다.
표 6의 조사 결과에 보여지는 것과 같이, 500~900℃에서 1 시간 이상 시효 처리된 시험 번호 MA-4, MA-6~MA-10은, C 농도 0.1질량% 이상을 포함하는 Cu 리치 상의 석출량이 0.2체적% 이상으로 되어 있고, 피삭성이 우수했다.
한편, 시효 처리 온도가 500~900℃의 범위에 있어도 시효 처리시간이 1 시간 미만인 시험 번호 MA-5에서는, C 농도 0.1질량% 이상인 Cu 리치상이 0.2체적%에 이르지 않아, 피삭성이 뒤떨어졌다. 또, 시효 처리 온도가 500℃ 미만, 또는 900℃를 초과하면, Cu 리치상의 석출량이 0.2체적% 미만이 되어, 피삭성이 뒤떨어졌다.
이상의 결과로부터, 소재 스테인레스 강이 0.5질량% 이상의 Cu를 함유하는 것 및 C 농도 0.1질량% 이상인 Cu 리치상이 0.2체적% 이상의 비율로 매트릭스에 분산되어 있는 것이 마르텐사이트계의 경우에도 피삭성의 개선에 필요하고, 500~900℃ × 1 시간 이상의 시효 처리가 0.2체적% 이상의 비율로 Cu 리치상을 분산 석출시키기 위해 필요한 것이 확인되었다.
Figure 112003043005717-pct00008
실시예 5
표 7에 나타낸 조성을 갖는 각종 마르텐사이트계 스테인레스 강을 300kg 진 공 용해로에서 용융 조제하고, 1230℃에서 1 시간 가열후, 열간 압연하고, 여러 온도로 시효 처리를 행한 후, 산세하여 판두께 4mm, 폭 500mm, 길이 1200mm의 강판을 얻었다.
Figure 112003043005717-pct00009
얻어진 강판을 사용하여, 횡형 밀링 머신에 의해 피삭성의 평가를 실시하였 다. 도 1에 평가 시험의 개요를 나타낸다. JIS B4107에 규정된 외경 125mm, 폭 10mm의 초경 밀링 머신(1)의 원주 방향에 16개의 초경 바이트(2)를 부착한 커터를 사용하여, 하향 절삭으로 회전 속도 2000 rpm, 전송 속도 0.6 mm/분, 절삭 깊이 0.5 mm, 절삭 방향은 압연 방향에 직각인 방향으로 하여 무윤활로 시험편(3)을 절삭하였다.
강판의 길이 방향 1200mm를 연속 절삭하고, 계속하여, 폭방향으로 10mm 이송하여 인접하는 길이 방향의 절삭을 실시하였다. 강판의 넓은 면 전역을 0.5mm 깊이로 절삭한 후에 기점으로 돌아와, 새롭게 0.5mm의 절삭을 행했다. 이 절삭을 되풀이하여, 바이트 날끝이 0.1mm 감소할 때까지의 절삭 시간을 수명 판정기준으로 하여 바이트 마모를 평가하였다.
동일 강재로부터 잘라낸 시험편을 투과형 전자현미경으로 조직 관찰하고, 화상 처리에 의하여 매트릭스에 분산 석출되어 있는 Cu 리치상을 정량화하여 Cu 리치 상의 체적분율(체적%)을 구하였다. 더욱이, Cu 리치상중의 Sn 또는 In 농도를 EDX분석에 의해 정량화하였다.
790℃ × 9 시간으로 시효 처리한 시험 번호 MA-1~MT-1의 공시재의 피삭성 평가 결과를 표 8에 나타낸다. 피삭성은, 종래부터 피삭성이 양호한 재료로 생각되고 있는 시험 번호 MT-1과 비교하여, 시험 번호 MT-1보다 양호한 피삭성을 나타내는 것을 ◎, 동등한 피삭성을 나타내는 것을 ○, 시험 번호 MT-1보다 피삭성이 뒤떨어지는 것을 ×로 판정하였다.
본 발명에 따른 시험 번호 MB-1, MC-1, MD-1, MF-1, MG-1, MI-1, MJ-1, MK- 1, ML-1, MM-1, MN-1, MO-1, MP-1, MQ-1, MR-1 및 MS-1의 각 공시재는, 모두 0.5질량% 이상의 Cu를 포함하고, 0.005질량% 이상의 Sn이 첨가되어 있고, 시효 처리에 의하여 10질량% 이상의 Sn(M0-1에서는 In)을 포함하는 Cu 리치상이 0.2체적% 이상의 비율로 매트릭스에 분산 석출되어 있어, 모두 양호한 피삭성을 나타냈다.
이것에 반해, Cu 함유량이 0.5질량% 이상이어도 시효 처리를 행하지 않은 시험 번호 MB-2, MC-2, MD-2, MF-2, MG-2, MI-2, MJ-2, MK-2, ML-2, MM-2, MN-2, MO-2, MP-2, MQ-2, MR-2 및 MS-2의 각 공시재에서는, Cu 리치상의 석출량이 0.2체적%를 밑돌고 있어, 피삭성이 뒤떨어졌다. 또, 시효 처리를 행한 강재라도 Cu 함유량이 0.5질량% 미만인 시험 번호 MF-1, 2에서는, Cu 리치상의 석출량이 0.2체적%에 이르지 않아, 피삭성이 뒤떨어졌다. 더욱이, Cu 함유량이 0.5질량% 이상이고, 또한 Cu 리치상이 0.2체적% 확인된 MA-1은, 종래부터 피삭성이 양호한 재료로 생각되고 있는 시험 번호 MT-1과 비교하여 양호한 피삭성을 나타내지만, Sn 함유량이 0.005질량% 미만이기 때문에, Cu 리치상중의 Sn 양이 10질량%에 이르지 않아 피삭성이 뒤떨어졌다. 더욱이, S 함유량이 0.15질량%를 초과하는 ML-1에서는 열간 변형능이 낮아, 평가 시료로서 제조할 수 없었다.
Figure 112003043005717-pct00010
Figure 112003043005717-pct00011
실시예 6
표 7의 강재 MC를 사용하여, 실시예 5와 같은 조건으로 공시재를 제작하였 다. 얻어진 공시재에, 450~950℃ 및 0.5~16 시간의 범위에서 조건을 여러 가지 변경한 시효 처리를 행하였다. 시효 처리후의 각 공시재에 대하여, 실시예 5와 동일하게 피삭성을 조사하였다.
표 9의 조사 결과에 보여지는 것과 같이, 500~900℃에서 1 시간이상 시효 처리된 시험 번호 MC-4, MC-6~MC-10은, 10질량% 이상의 Sn를 포함하는 Cu 리치상의 석출량이 0.2체적% 이상으로 되어 있고, 피삭성이 우수했다. 한편, 시효 처리 온도가 500~900℃의 범위에 있어도 시효 처리 시간이 1 시간에 못 미친 시험 번호 MC-5에서는, Cu 리치상이 0.2체적%에 이르지 않아, 피삭성이 뒤떨어졌다. 또, 시효 처리 온도가 500℃미만, 또는 900℃를 초과하면, Cu 리치상의 석출량이 0.2체적% 미만이 되어, 피삭성이 뒤떨어졌다.
이상의 결과로부터, 피삭성의 개선에는, 0.5질량% 이상의 Cu 함유량, 10질량% 이상의 Sn 또는 Iｎ을 함유하는 Cu 리치상이 0.2체적% 이상의 석출이 필요한 것이 확인되었다. 또, Cu 리치상을 0.2체적% 이상으로 석출시키기 위해서는, 500~900℃ × 1 시간 이상의 시효 처리가 필요하다는 것이 판명되었다.
Figure 112003043005717-pct00012
실시예 7
표 10에 나타낸 조성을 갖는 각종 페라이트계 스테인레스 강을 300kg 진공 용해로에서 용융 조제하고, 1230℃에서 1 시간 가열후, 열간 압연하고, 여러 온도로 시효 처리를 행한 후, 산세하여 판두께 4mm, 폭 500mm, 길이 1200mm의 강판을 얻었다.
얻어진 강판을 사용하여, 실시예 5와 동일하게 횡형 밀링 머신에 의해 피삭성의 평가를 실시하고, 바이트 날끝이 0.1mm 감소할 때까지의 절삭 시간을 수명 판정기준으로 하여 바이트 마모를 평가하였다.
동일 강재로부터 잘라낸 시험편을 투과형 전자현미경으로 조직 관찰하고, 화상 처리에 의하여 매트릭스에 분산 석출되어 있는 Cu 리치상을 정량화하여 Cu 리치 상의 체적분율(체적%)을 구하였다. 더욱이, Cu 리치상중의 Sn 또는 In 함유량을 EDX 분석에 의해 정량화하였다.
Figure 112003043005717-pct00013
820℃ × 9 시간으로 시효 처리한 시험 번호 FA-1~FT-1의 공시재의 피삭성 평가 결과를 표 11에 나타낸다. 피삭성은, 종래부터 피삭성이 양호한 재료로 생각되고 있는 시험 번호 FN-1과 비교하여, 시험 번호 FN-1보다 양호한 피삭성을 나타내는 것을 ◎, 동등의 피삭성을 나타내는 것을 ○, 시험 번호 FN-1보다 피삭성이 뒤떨어지는 것을 ×라고 판정하였다.
본 발명에 따른 시험 번호 FB-1, FC-1, FF-1, FG-1, FH-1, FI-1, FJ-1, FK-1, FL-1 및 FM-1의 각 공시재는, 모두 0.5질량% 이상의 Cu를 포함하고, 0.005질량% 이상의 Sn이 첨가되어 있고, 시효 처리에 의하여 10질량% 이상의 Sn(FK-1에서는 Iｎ)을 포함하는 Cu 리치상이 0.2체적% 이상의 비율로 매트릭스에 분산 석출되어 있고, 모두 양호한 피삭성을 나타냈다.
이것에 반해, Cu 함유량이 0.5질량% 이상이라도 시효 처리를 행하지 않은 시험번호 FB-2, FC-2, FF-2, FG-2, FH-2, FI-2, FJ-2, FK-2, FL-2 및 FM-2의 각 공시재는, Cu 리치상의 석출량이 0.2체적%를 밑돌고 있어, 피삭성이 뒤떨어졌다. 또, 시효 처리를 행한 강재라도 Cu 함유량이 0.5질량% 미만인 시험 번호 FE-1, 2에서는, Cu 리치상의 석출량이 0.2체적%에 이르지 않아, 피삭성이 뒤떨어졌다. 더욱이, Cu 함유량이 0.5질량% 이상이고, 또한 Cu 리치상이 0.25체적% 확인된 FA-1은, Sn 함유량이 0.005질량% 미만이기 때문에, Cu 리치상중의 Sn 양이 10질량%에 이르지 않아, 피삭성이 뒤떨어졌다. 더욱이, Sn 함유량이 0.5질량%를 초과하는 FD-1에서는 열간 변형능이 낮아, 평가 시료를 제작할 수 없었다.
Figure 112003043005717-pct00014
Figure 112003043005717-pct00015
실시예 8
표 10의 강재 FC를 사용하여, 실시예 7과 동일한 조건으로 공시재를 제작하 였다. 얻어진 공시재에, 450~950℃ 및 0.5~11 시간의 범위에서 조건을 여러 가지 변경한 시효 처리를 행하였다. 시효 처리후의 각 공시재에 대하여, 실시예 7과 마찬가지로 피삭성을 조사하였다.
표 12의 조사 결과에 보여지는 것과 같이, 500~900℃에서 1 시간 이상 시효 처리된 시험 번호 FC-4, FC-6~FC-10은, 10질량% 이상의 Sn을 포함하는 Cu 리치상의 석출량이 0.2체적% 이상이 되어 있고, 피삭성이 우수하였다.
한편, 시효 처리 온도가 500~900℃의 범위에 있어도, 시효 처리 시간이 1 시간에 못 미친 시험 번호 FC-5에서는, Sn 함유량이 10질량% 이상인 Cu 리치상이 0.2체적%에 이르지 않아, 피삭성이 뒤떨어졌다. 또, 시효 처리 온도가 500℃미만, 또는 900℃를 초과하면, Cu 리치상의 석출량이 0.2체적% 미만이 되어, 피삭성이 뒤떨어졌다.
이상의 결과로부터, 0.5질량% 이상의 Cu 함유량, Sn 또는 In 농도가 10질량% 이상인 Cu 리치상이 0.2체적% 이상의 비율로 분산 석출되어 있는 것이 피삭성의 개선에 유효한 것이 확인되었다. 또, Cu 리치상을 0.2체적% 이상으로 석출시키기 위해서는, 500~900℃ × 1 시간 이상의 시효 처리가 필요하다는 것이 판명되었다.
Figure 112003043005717-pct00016
이상에 설명한 바와 같이, 본 발명의 페라이트계 또는 마르텐사이트계 스테 인레스 강에서는, 0.5질량% 이상의 Cu 및 0.001질량% 이상의 C를 첨가하고, C 농도 0.1질량% 이상 또는 Sn, In 농도 10질량% 이상의 Cu 리치상을 0.2체적% 이상의 비율로 매트릭스에 석출 분산시키고 있기 때문에, 피삭성이 우수한 재료이다. 게다가, 피삭성 개선을 위해 S, Pb, Bi, Se 등의 유해 원소를 포함하고 있지 않기 때문에, 환경 대책상의 문제도 해소된다. 이와 같이 하여, 본 발명에 따른 스테인레스 강은, 필요 형상으로 절삭 가공되어, 가정 전기기구, 가구 집물, 주방 기기, 각종 기계·기구, 기기 등의 재료로서 광범위한 분야에서 사용된다.

Claims (5)

  1. C: 0.001~0.1질량%, Si: 1.0질량% 이하, Mn: 1.0질량% 이하, Cr: 15~30질량%, Ni: 0.60질량% 이하, Cu: 0.5~6.0질량%, Sn 또는 In 또는 둘 모두: 0.005질량% 이상을 포함하고, 잔부가 Fe인 조성을 갖고,
    Sn 또는 In 또는 둘 모두의 농도가 10질량% 이상인 Cu 주체의 제 2상이 0.2체적% 이상의 비율로 매트릭스에 분산되어 있는 것을 특징으로 하는, 피삭성이 우수한 페라이트계 스테인레스 강.
  2. C: 0.01~0.5질량%, Si: 1.0질량% 이하, Mn: 1.0질량% 이하, Cr: 10~15질량%, Ni: 0.60질량% 이하, Cu: 0.5~6.0질량%, Sn 또는 In 또는 둘 모두: 0.005질량% 이상을 포함하고, 잔부가 Fe인 조성을 갖고,
    Sn 또는 In 또는 둘 모두의 농도가 10질량% 이상인 Cu 주체의 제 2상이 0.2체적% 이상의 비율로 매트릭스에 분산되어 있는 것을 특징으로 하는, 피삭성이 우수한 마르텐사이트계 스테인레스 강.
  3. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서, Nb: 0.2~1.0질량%, Ti: 0.02~1질량%, Mo: 3질량% 이하, Zr: 1질량% 이하, Al: 1질량% 이하, V: 1질량% 이하, B: 0.05질량% 이하, 희토류 원소(REM): 0.05질량% 이하 중 1종 또는 2종 이상을 더 포함하는 것을 특징으로 하는, 페라이트계 또는 마르텐사이트계 스테인레스 강.
  4. C: 0.001~0.1질량%, Si: 1.0질량% 이하, Mn: 1.0질량% 이하, Cr: 15~30질량%, Ni: 0.60질량% 이하, Cu: 0.5~6.0질량%, Sn 또는 In 또는 둘 모두: 0.005질량% 이상을 포함하고, 잔부가 Fe인 조성을 갖는 페라이트계 스테인레스 강을,
    열간 압연후부터 최종 제품으로 될 때까지의 사이에 500~900℃의 온도 범위에서 1시간 이상 가열 유지하는 시효 처리를 1회 이상 행하고,
    Sn 또는 In 또는 둘 모두의 농도가 10질량% 이상인 Cu 주체의 제 2상의 석출을 촉진시키는 것을 특징으로 하는, 피삭성이 우수한 페라이트계 스테인레스 강의 제조 방법.
  5. C: 0.01~0.5질량%, Si: 1.0질량% 이하, Mn: 1.0질량% 이하, Cr: 10~15질량%, Ni: 0.60질량% 이하, Cu: 0.5~6.0질량%, Sn 또는 In 또는 둘 모두: 0.005질량% 이상을 포함하고, 잔부가 Fe인 조성을 갖는 마르텐사이트계 스테인레스 강을,
    열간 압연후부터 최종 제품으로 될 때까지의 사이에 500~900℃의 온도 범위에서 1시간 이상 가열 유지하는 시효 처리를 1회 이상 행하고,
    Sn 또는 In 또는 둘 모두의 농도가 10질량% 이상인 Cu 주체의 제 2상의 석출을 촉진시키는 것을 특징으로 하는, 피삭성이 우수한 마르텐사이트계 스테인레스 강의 제조 방법.
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Families Citing this family (37)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3942934B2 (ja) * 2002-03-29 2007-07-11 日新製鋼株式会社 形状精度に優れたステンレス鋼成形品の製造方法
ZA200704890B (en) * 2004-11-23 2008-09-25 Celgene Corp Methods and compositions using immunomodulatory compounds for treatment and management of central nervous system injury
JP2007186764A (ja) * 2006-01-13 2007-07-26 Nisshin Steel Co Ltd フェライト系快削ステンレス鋼材
KR100958996B1 (ko) * 2007-12-21 2010-05-20 주식회사 포스코 면 거침이 개선되는 페라이트계 스테인리스강의 제조방법
JP4386144B2 (ja) * 2008-03-07 2009-12-16 Ｊｆｅスチール株式会社 耐熱性に優れるフェライト系ステンレス鋼
US10351922B2 (en) 2008-04-11 2019-07-16 Questek Innovations Llc Surface hardenable stainless steels
EP2265739B1 (en) * 2008-04-11 2019-06-12 Questek Innovations LLC Martensitic stainless steel strengthened by copper-nucleated nitride precipitates
CN101586209B (zh) * 2008-05-23 2012-03-28 宝山钢铁股份有限公司 1800MPa级低合金结构用热轧线材及其制造方法
US7931758B2 (en) * 2008-07-28 2011-04-26 Ati Properties, Inc. Thermal mechanical treatment of ferrous alloys, and related alloys and articles
FR2942808B1 (fr) * 2009-03-03 2011-02-18 Vallourec Mannesmann Oil & Gas Acier faiblement allie a limite d'elasticite elevee et haute resistance a la fissuration sous contrainte par les sulfures.
JP5335502B2 (ja) * 2009-03-19 2013-11-06 新日鐵住金ステンレス株式会社 耐食性に優れたマルテンサイト系ステンレス鋼
JP5737801B2 (ja) * 2011-02-04 2015-06-17 新日鐵住金ステンレス株式会社 フェライト系快削ステンレス鋼およびその製造方法
BR112013020903B1 (pt) * 2011-02-17 2019-07-02 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation Chapa de aço inoxidável ferrítico e processo para produção da mesma
FR2987372B1 (fr) * 2012-02-24 2014-11-14 Messier Bugatti Dowty Procede de fabrication d'une piece en acier inoxydable.
JP6025362B2 (ja) * 2012-03-29 2016-11-16 新日鐵住金ステンレス株式会社 耐熱性に優れたフェライト系ステンレス鋼板
JP6223351B2 (ja) * 2012-10-30 2017-11-08 新日鐵住金ステンレス株式会社 フェライト系ステンレス鋼、それを用いた排気系部材及びフェライト系ステンレス鋼の製造方法
CN103484785A (zh) * 2013-08-16 2014-01-01 广东华鳌合金新材料有限公司 一种含稀土元素的高强度的合金及其制备方法
JP6308073B2 (ja) * 2013-10-31 2018-04-11 セイコーエプソン株式会社 粉末冶金用金属粉末、コンパウンド、造粒粉末および焼結体
CN103643111A (zh) * 2013-11-12 2014-03-19 铜陵市肆得科技有限责任公司 一种泵阀用易加工不锈钢材料及其制备方法
CN103667942B (zh) * 2013-11-14 2016-01-13 安徽荣达阀门有限公司 一种耐磨泵轴用中碳钢材料及其制备方法
CN103820727A (zh) * 2014-01-09 2014-05-28 马鞍山市恒毅机械制造有限公司 一种制作刀具的钛铁合金材料及其制备方法
CN103820723A (zh) * 2014-01-09 2014-05-28 马鞍山市恒毅机械制造有限公司 一种刀具用不锈钢材料及其制备方法
KR101641797B1 (ko) * 2014-12-26 2016-07-22 주식회사 포스코 마르텐사이트계 스테인리스강 및 그 제조 방법
JP6806984B2 (ja) * 2015-01-29 2021-01-06 株式会社不二越 マルテンサイト系ステンレス鋼製光学部品用金型の楕円振動切削加工方法
JP6057034B1 (ja) * 2015-02-13 2017-01-11 新日鐵住金株式会社 固体高分子形燃料電池用セパレータおよびその製造方法
US10196718B2 (en) * 2015-06-11 2019-02-05 Hitachi Metals, Ltd. Steel strip for cutlery
CN105132812A (zh) * 2015-09-01 2015-12-09 启东市荣盛铜业有限公司 一种铁素体易切削不锈钢
CN105441826A (zh) * 2015-11-25 2016-03-30 铜陵市经纬流体科技有限公司 一种高硅低镍耐磨不锈钢泵阀铸件及其制备方法
CN105839023A (zh) * 2016-05-09 2016-08-10 林淑录 一种海洋钻井平台钻井水***用合金材料及其制备方法
KR102065276B1 (ko) * 2018-10-26 2020-02-17 주식회사 포스코 극저온 인성 및 연성이 우수한 압력용기용 강판 및 그 제조 방법
CN110283979A (zh) * 2019-06-05 2019-09-27 无锡光旭新材料科技有限公司 一种同时提高铁素体不锈钢强度和塑性的方法
MX2022014689A (es) * 2020-05-22 2023-02-16 Crs Holdings Llc Acero inoxidable fuerte, resistente y duro y articulo fabricado a partir del mismo.
CN112458258A (zh) * 2020-12-08 2021-03-09 安徽华飞机械铸锻有限公司 一种抗菌不锈钢的耐腐蚀处理方法
CN114657440B (zh) * 2020-12-23 2022-12-09 安徽工业大学科技园有限公司 一种马氏体抗菌不锈钢及其制备方法
CN114196891A (zh) * 2021-12-08 2022-03-18 山西太钢不锈钢股份有限公司 一种热加工性优异的马氏体抗菌不锈钢及其制造方法
CN114369766B (zh) * 2022-01-19 2022-11-01 河北技投机械设备有限公司 一种高碳双相不锈钢材料及其制备方法
CN116043134A (zh) * 2023-02-28 2023-05-02 宝钢德盛不锈钢有限公司 一种具有优异性能的奥氏体不锈钢及其制造方法

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2000239808A (ja) 1999-02-16 2000-09-05 Sanyo Special Steel Co Ltd 抗菌性に優れた耐食軟磁性材料
JP2003013189A (ja) 2001-07-05 2003-01-15 Nisshin Steel Co Ltd 被削性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼及び製造方法

Family Cites Families (17)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5925002B2 (ja) * 1979-10-27 1984-06-13 大同特殊鋼株式会社 快削ステンレス鋼粉末
CN1007993B (zh) * 1989-02-13 1990-05-16 冶金工业部钢铁研究总院 钙硫复合奥氏体易切削不锈钢
US5049210A (en) * 1989-02-18 1991-09-17 Nippon Steel Corporation Oil Country Tubular Goods or a line pipe formed of a high-strength martensitic stainless steel
JP2867295B2 (ja) * 1990-08-03 1999-03-08 新日本製鐵株式会社 マルテンサイト系ステンレス鋼ラインパイプの製造方法
US5362337A (en) * 1993-09-28 1994-11-08 Crs Holdings, Inc. Free-machining martensitic stainless steel
US5496421A (en) * 1993-10-22 1996-03-05 Nkk Corporation High-strength martensitic stainless steel and method for making the same
JP3281526B2 (ja) * 1996-01-12 2002-05-13 日新製鋼株式会社 抗菌性に優れたマルテンサイト系ステンレス鋼及びその製造方法
JP3223418B2 (ja) * 1995-12-15 2001-10-29 日新製鋼株式会社 抗菌性に優れたフェライト系ステンレス鋼及びその製造方法
MY118759A (en) * 1995-12-15 2005-01-31 Nisshin Steel Co Ltd Use of a stainless steel as an anti-microbial member in a sanitary environment
JP3497654B2 (ja) * 1996-03-08 2004-02-16 新日本製鐵株式会社 良好な強度、延性、靱性を有するＦｅ−Ｃｕ合金鋼およびその製造方法
JPH10195529A (ja) * 1997-01-09 1998-07-28 Nippon Metal Ind Co Ltd Ｃｕを均一に析出させたフェライト系ステンレス鋼及びその製造方法
JPH11229091A (ja) * 1998-02-17 1999-08-24 Nisshin Steel Co Ltd ステンレス容器、器具類
JP3398591B2 (ja) * 1998-03-16 2003-04-21 川崎製鉄株式会社 抗菌性に優れたステンレス鋼材およびその製造方法
JP2000008145A (ja) * 1998-06-25 2000-01-11 Sumitomo Metal Ind Ltd 抗菌性に優れたフェライト系ステンレス鋼およびその製造方法
JP2000063996A (ja) * 1998-08-18 2000-02-29 Nisshin Steel Co Ltd 被削性及び抗菌性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼
JP4221518B2 (ja) * 1998-08-31 2009-02-12 独立行政法人物質・材料研究機構 フェライト系耐熱鋼
EP1471161B1 (en) * 1999-09-21 2005-11-30 Nisshin Steel Co., Ltd. Use of a stainless steel sheet having Cu-enriched grains dispersed in its matrix and/or a Cu-condensed layer

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2000239808A (ja) 1999-02-16 2000-09-05 Sanyo Special Steel Co Ltd 抗菌性に優れた耐食軟磁性材料
JP2003013189A (ja) 2001-07-05 2003-01-15 Nisshin Steel Co Ltd 被削性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼及び製造方法

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US20040096351A1 (en) 2004-05-20
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