KR20090031858A

KR20090031858A - 내열성이 우수한 페라이트계 스테인레스 강판

Info

Publication number: KR20090031858A
Application number: KR1020087029010A
Authority: KR
Inventors: 쥰이찌 하마다; 하루히꼬 가지무라; 도시오 다노우에; 후미오 후다노끼; 요시하루 이노우에
Original assignee: 닛폰 스틸 앤드 스미킨 스테인레스 스틸 코포레이션
Priority date: 2007-02-26
Filing date: 2007-12-26
Publication date: 2009-03-30
Also published as: JP2008240143A; US20090092513A1; EP2058413A4; US8062584B2; CN101454471A; EP2058413B1; CN101454471B; JP5297630B2; WO2008105134A1; EP2058413A1

Abstract

본 발명은, 특히 배기 가스의 최고 온도가 750 내지 900℃가 되는 열 환경 하에 있어서의 내열성이 우수한 재료로서 750 내지 900℃라는 광범위한 온도 영역에서 장기간 안정적으로 내열성이 우수한 페라이트계 스테인레스강을 고가의 Mo를 2％ 정도 함유하는 SUS444보다도 소량의 Mo 첨가로 제공하는 것으로, 질량％로, C : 0.01％ 이하, N : 0.02％ 이하, Si : 0.05 내지 1％, Mn : 0.1 내지 2％, Cr : 10 내지 30％, Mo : 0.1 내지 1％, Cu : 1 내지 2％, Nb : 0.2 내지 0.7％, Ti : 0.01 내지 0.3％, B : 0.0002 내지 0.0050％를 함유하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지며, 750℃에 있어서의 0.2％ 내력이 70MPa 이상인 것을 특징으로 하는 내열성이 우수한 페라이트계 스테인레스 강판.

배기 가스, 페라이트계 스테인레스 강판, 내력, 불가피적 불순물, 내열성

Description

내열성이 우수한 페라이트계 스테인레스 강판{FERRITIC STAINLESS STEEL SHEET HAVING EXCELLENT HEAT RESISTANCE}

본 발명은, 특히 고온 강도나 내산화성이 필요한 배기계 부재 등의 사용에 최적인 내열성이 우수한 페라이트계 스테인레스 강판에 관한 것이다.

자동차의 배기 매니폴드, 프론트 파이프 및 센터 파이프 등의 배기계 부재는 엔진으로부터 배출되는 고온의 배기 가스를 통하기 때문에, 배기 부재를 구성하는 재료에는 내산화성, 고온 강도, 열 피로 특성 등 다양한 특성이 요구된다.

종래, 자동차 배기 부재에는 주철이 사용되는 것이 일반적이었으나, 배기 가스 규제의 강화, 엔진 성능의 향상, 차체 경량화 등의 관점에서 스테인레스강제의 배기 매니폴드가 사용되었다. 배기 가스 온도는 차종에 따라 상이하나, 최근에는 750 내지 900℃ 정도가 많아, 이와 같은 온도 영역에서 장시간 사용되는 환경에 있어서 높은 고온 강도, 내산화성을 갖는 재료가 요망되고 있다.

스테인레스강 중에서 오스테나이트계 스테인레스강은 내열성이나 가공성이 우수하나, 열팽창 계수가 크기 때문에 배기 매니폴드와 같이 가열·냉각을 반복하여 받는 부재에 적용한 경우 열 피로 파괴가 발생하기 쉽다.

한편, 페라이트계 스테인레스강은 오스테나이트계 스테인레스강에 비해 열팽 창 계수가 작기 때문에 열 피로 특성이나 내스케일 박리성이 우수하다. 또한, 오스테나이트계 스테인레스강에 비해 Ni를 함유하지 않기 때문에 재료 비용도 저렴하여 범용적으로 사용되고 있다. 단, 페라이트계 스테인레스강은 오스테나이트계 스테인레스강에 비해 고온 강도가 낮기 때문에 고온 강도를 향상시키는 기술이 개발되어 왔다. 예를 들어, SUS430J1(Nb 첨가강), Nb-Si 첨가강, SUS444(Nb-Mo 첨가강)이 있으며, Nb 첨가를 기본으로 Si, Mo의 첨가에 의해 고온 강도를 향상시키는 것이었다. 이 중에서 SUS444는 2％ 정도의 Mo를 첨가하기 때문에 가장 고강도이나, 가공성이 떨어지는 동시에 고가의 Mo를 다량으로 포함하기 때문에 비용이 높다는 문제가 있었다.

상기한 합금 이외에도 다양한 첨가 원소가 검토되고 있다. 일본 특허 출원 공개2006-37176호 공보, 국제 공개 WO2003/004714호 공보, 특허 제3468156호 공보, 특허 제3397167호 공보에는 Cu 혹은 Cu-V 복합 첨가를 행하는 기술이 개시되어 있다. 일본 특허 출원 공개 2006-37176호 공보에 있어서의 Cu 첨가는 저온 인성 향상을 위해 0.5％ 이하의 첨가가 검토되고 있으며, 내열성의 관점에서의 첨가가 아니다. 국제 공개 WO2003/004714호 공보, 특허 제3468156호 공보 및 특허 제3397167호 공보에서는, Cu 석출물에 의한 석출 경화를 이용하여 600℃ 혹은 700 내지 800℃의 온도 영역에 있어서의 고온 강도를 향상시키는 기술이 개시되어 있다. 일본 특허 출원 공개2006-37176호 공보, 국제 공개 WO2003/004714호 공보, 일본 특개평9-279312호 공보, 일본 특허 출원 공개2000-169943호 공보 및 일본 특개평10-204590호 공보에는 고온 특성이 우수한 페라이트계 스테인레스강으로서 B를 함유한 강이 개시되어 있다. Cu 첨가에 의한 고온 강도 향상에 관한 종래 기술은 Cu 석출물을 이용한 것이나, Cu 석출물은 장시간 고온에 노출된 경우, 석출물의 응집·합체에 의한 조대화가 급속하게 발생하기 때문에 석출 강화능이 현저하게 저하되어 버리는 문제가 있다. 배기 매니폴드와 같이 엔진의 기동·정지에 수반하는 열 사이클을 받는 경우 장시간 사용 단계에서 현저하게 고온 강도가 저하되어 열 피로 파괴를 일으킬 위험성이 발생하게 된다.

또한, 엔진 구조에 따라서는 배기 가스 온도가 900℃ 정도까지 오르는 경우가 있다. 국제 공개 WO2003/004714호 공보에 기재되어 있는 바와 같이 Cu 첨가 혹은 Cu-V 복합 첨가는 900℃에 있어서의 내력이 SUS444 수준에 도달하지 않기 때문에 배기 부품으로서 충분한 신뢰성을 얻는 것은 아니었다. 종래 지견에 있어서의 B 첨가는 가공성 개선 목적을 위한 것으로, 입계 편석에 의한 입계 강도를 향상시켜 2차 가공성을 향상시키는 것으로, 고온 특성에의 영향은 명확하지 않았다.

본 발명은, 특히 배기 가스의 최고 온도가 750 내지 900℃가 되는 열 환경 하에 있어서의 내열성이 우수한 재료로서, 750 내지 900℃라는 광범위한 온도 영역에서 장기간 안정적으로 내열성이 우수한 페라이트계 스테인레스강을 고가의 Mo를 2％ 정도 함유하는 SUS444보다도 소량의 첨가로 제공하는 것을 목적으로 한다.

상기 과제를 해결하기 위해, 본 발명자들은 750℃ 내지 900℃에 있어서의 고온 강도의 발현성에 대해서 상세를 조사했다. 또한, 장시간 사용, 열사이클을 받는 환경을 고려하여 고온 영역에서의 변형 특성 외에 저중온 영역에서의 변형 특성이 열 피로 수명에 어떻게 작용할지를 성의있게 조사했다. 그리고, 이러한 목적을 달성하기 위해 다양한 검토를 거듭한 결과, 이하의 지견을 얻었다. 이 특징으로서, 750℃ 정도의 온도 영역에서는 석출물이 다량으로 석출되기 때문에 석출물의 형태를 제어하는 합금 첨가가 유효하다. 구체적으로는，Nb계 석출물인 라베스(Laves)상 및 Cu 첨가에 의해 석출되는 ε-Cu를 미세 석출시킴으로써, 석출 강화의 활용과 함께 시효 열처리에 의한 강도 저하를 억제하는 것이 배기 부재로서의 장기 안정성에 대하여 유효하다. 이들 라베스상 및 ε-Cu의 미세 분산화를 검토한 결과, Nb-Cu-B 복합 첨가가 미세 석출화 및 조대화 억제에 유효한 것이 판명되었다.

또한, 석출물이 용해되는 900℃ 정도의 고온 영역에서의 사용에 대해서는 석출 강화능은 저하되기 때문에 강화에 기여하는 원소의 고용량의 확보가 중요하다. 고용 Nb는 강화능이 높으나, 고용 Cu는 강화 능력이 낮기 때문에 SUS444보다도 미량의 Mo 첨가에 의해 고온 영역의 강도 향상을 달성했다. 이에 의해, 국제 공개 WO2003/004714호 공보에서 개시되어 있는 Mo : 0.1％ 미만의 Nb-Cu 첨가강에서는 SUS444 정도의 고온 강도를 확보할 수 없었던 900℃에 있어서, 높은 고온 강도를 얻을 수 있었다. 즉, Nb-Cu-B 첨가에 의해 750℃ 정도의 온도 영역의 고온 강도를 얻는 동시에 종래의 Cu 첨가 혹은 Cu-V 첨가강에서 문제였던 적용 온도 상한이 되는 900℃ 근방의 고온 영역에서의 내열성에 대해 현 상황에 사용되고 있는 고강도재인 SUS444와 동등한 내열성을 갖고, 또한 저 Mo 성분의 저비용 강재를 제공하는 것을 가능하게 하였다.

본 발명에서는 B 첨가는 고온 분위기 하에서 생성하는 석출물을 미세 분산 시켜 고온 강도에의 기여가 큰 것을 발견했다. 즉, 본 발명에 있어서는 고온 강도에 대한 CU나 B의 효과에 있어서, 종래 발명과는 다른 작용 효과를 발견하여 고온 강도 향상을 도모했다. 그리고, SUS444에 함유하는 Mo량보다도 적은 미량 Mo 첨가도 합하여, Nb-Cu-B 복합 첨가에 의해 석출물을 미세화, 고용 강화능의 최대한으로 발휘시킨 내열성이 우수한 페라이트계 스테인레스 강판을 발명했다. 또한, 내산화성에 대한 검토에 있어서, Cu 첨가강은 Cu 무첨가강과 비교하여 900℃ 이상의 온도 영역에서 이상 산화 또는 스케일 박리가 일어나기 쉬운 경향이 있는 것을 지견했다. 이것을 적량의 Si를 첨가함으로써 방지할 수 있는 것을 발견하여 고온 영역까지 안정된 내산화성을 갖는 강재를 제공하는 것을 가능하게 했다.

상기 과제를 해결하는 본 발명의 요지는 다음과 같다.

(1) 질량％로, C : 0.01％ 이하, N : 0.02％ 이하, Si : 0.05 내지 1％, Mn : 0.1 내지 2％, Cr : 10 내지 30％, Mo : 0.1 내지 1％, Cu : 1 내지 2％, Nb : 0.2 내지 0.7％, Ti : 0.01 내지 0.3％, B : 0.0002 내지 0.0050％를 함유하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지며, 750℃에 있어서의 0.2％ 내력이 70MPa 이상인 것을 특징으로 하는, 내열성이 우수한 페라이트계 스테인레스 강판.

(2) 질량％로, Al : 3％ 이하, V : 1％ 이하, W : 3％ 이하, Sn : 1％, Zr : 1％ 이하의 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 하는, 청구항 1에 기재된 내열성이 우수한 페라이트계 스테인레스 강판.

(3) 900℃에 있어서의 0.2％ 내력이 20MPa 이상인 것을 특징으로 하는, 청구항 1 또는 2에 기재된 내열성이 우수한 페라이트계 스테인레스 강판.

(4) 750℃에서 100hr 시효 열처리한 후의 750℃에 있어서의 0.2％ 내력이 40MPa 이상, 900℃에서 100hr 시효한 후의 900℃에 있어서의 0.2％ 내력이 15MPa 이상인 것을 특징으로 하는, 청구항 1 또는 2에 기재된 내열성이 우수한 페라이트계 스테인레스 강판.

도1은 750℃와 900℃의 0.2％ 내력을 도시하는 도면이다.

도2는 750℃ 및 900℃에서 100hr 시효 열처리한 후의 각각 750℃ 및 900℃의 0.2％ 내력을 도시하는 도면이다.

도1은 18％ Cr-0.003％ C-0.1％ Si-1％ Mn-0.5％ Mo-0.55 Nb-0.1％ Ti-0.007％ N-0.001％ B강의 기본 조성에 다양한 함유량으로 Cu를 첨가한 경우의 750℃와 900℃에서 0.2％ 내력을 측정한 결과이다. 이때, 비교를 위해 Nb-Si 첨가강(14％ Cr-0.003％ C-1％ Si-1％ Mn-0.01％ Mo-0.03％ Cu-0.5％ Nb-0.007％ N), SUS444(19％ Cr-0.005％ C-0.3％ Si-1％ Mn-2％ Mo-0.03％ Cu-0.6％ Nb-0.01％ N)도 마찬가지로 시험했다. 또한, 도2는 동일 재료를 750℃ 및 900℃에서 100hr 시효 열처리한 후, 각각 750℃ 및 900℃에 있어서의 0.2％ 내력을 도시하는 것이다. 시효 열처리는 배기 가스 부재의 장시간 사용을 모의한 것으로 100hr의 시효 처리가 자동차 등의 일반 차량의 내용 기간에 상당하는 것이다.

도1로부터 750℃에 있어서의 0.2％ 내력은 약 1％ 이상의 Cu량의 증가에 수반하여 급격하게 증가하고 있으며, Cu 첨가량이 1％ 이상에서 SUS444 이상의 750℃ 내력을 갖는 것을 알 수 있다. 또한, 900℃ 내력에 대해서는 Cu의 강화능은 작기는 하나, 1％ 이상의 Cu 첨가로 SUS444 정도의 내력을 갖는 것을 알 수 있다.

즉, 본 발명의 강은 SUS444에 비해 저 Mo강이나, 750℃ 정도의 중온 영역, 900℃ 정도의 고온 영역에서도 SUS444 이상의 고온 내력을 갖고 있다.

또한, 도2에 도시한 바와 같이 750℃ 및 900℃에서 100hr 시효 열처리하면 도1에 비해 내력은 저하되어 SUS444에 비해 약간 저내력이나, 1％ 이상 Cu 첨가한 강은 Nb-Si 첨가강보다도 각별히 높은 내력을 갖고 있는 것을 알 수 있다. 즉, 100hr의 장시간의 시효 열처리를 실시한 경우, SUS444에는 약간 못 미치기는 하나, Nb-Si 첨가강보다도 고내력을 유지한다. 여기서, 본 발명의 강의 Mo 함유량은 SUS444보다도 상당히 소량인 점이 포인트이다.

이들 현상의 요인으로서는 Cu 첨가에 의한 Cu 석출물, Nb 첨가에 의한 라베스상이 석출되나, B 첨가에 의해 이들이 미세 석출되어 석출 강화능이 높아지는 것이 제일 먼저 생각된다. 이들 석출물은 시효 열처리에 의해 조대화되나, B 첨가의 영향으로 조대화가 대폭 지연되고, 석출 강화능을 유지한다고 생각된다. 또한, Mo를 첨가하면 라베스상이 생성되기 쉬우나 Cu와의 복합 첨가에 의해 Mo의 용해도가 올라, 적은 Mo 첨가로도 고용 Mo량이 확보된다고 추찰된다. 본 발명의 강은, 저 Mo 성분임에도 불구하고 Nb-Cu-B 복합 첨가에 의해 고온에서의 초기 내력이 SUS444 이상으로 높아, 장시간 사용에 있어서도 Nb-Si 첨가강보다도 고내력을 유지하는 것 이 특징이다.

다음에 본 발명에 의한 페라이트계 스테인레스 강판의 각 성분의 한정 이유에 대해서 설명한다. 여기서, 하한의 규정이 없는 것에 대해서는 불가피적 불순물 수준까지 포함하는 것을 나타낸다.

C는 성형성과 내식성을 열화시켜 고온 강도의 저하를 초래하기 때문에, 그 함유량은 적을수록 좋기 때문에 0.01％ 이하로 했다. 단, 과도한 저감은 정련 비용의 증가로 이어지기 때문에, 0.001 내지 0.005％가 바람직하다.

N은 C와 마찬가지로 성형성과 내식성을 열화시켜 고온 강도의 저하를 초래하기 때문에, 그 함유량은 적을수록 좋기 때문에 0.02％ 이하로 했다. 단, 과도한 저감은 정련 비용의 증가로 이어지기 때문에 0.003 내지 0.015％가 바람직하다.

Si는 탈산제로서도 유용한 원소이나, 고온 특성과 내산화성을 개선하기 위해 매우 중요한 원소이다. 200℃ 정도의 저온 영역으로부터 750℃ 정도의 중온 영역에 있어서의 고온 강도는 Si량의 증가와 함께 향상되고, 그 효과는 0.05％ 이상에서 발현된다. 또한, Si는 고온에서 라베스상이라고 불리는 Fe와 Nb를 주체로 하는 금속간 화합물의 석출을 촉진한다. 라베스상은 열사이클 환경 하에서는 미세 석출·고용을 반복하여, 미세 석출된 경우에는 석출 강화에 의해 고온 강도를 향상시킨다. 한편, 1％ 초과의 첨가에 의해 라베스상이 과도하게 석출 및 응집·조대화되어 석출 강화능은 없어지기 때문에 그 상한을 1％로 한다. 또한, 내산화성에 관해, Si 첨가량이 1％ 이하인 경우, 900℃까지에서는 이상 산화 또는 스케일 박리는 보이지 않아 충분한 내산화성을 나타내나, 900℃를 초과하는 온도 영역, 예를 들어 925℃에서는 Si 첨가량이 0.1 미만인 경우 이상 산화가 일어나기 쉬운 경향이 되고, 0.5％ 초과에서는 스케일 박리가 일어나기 쉬운 경향이 된다. 상정 사용 온도가 900℃ 이하이기 때문에 문제없다고 생각해도 되나, 표면 흠집의 발생 등 내산화를 열화시키는 요인이 더해지는 것을 상정하여 내산화성에 여유가 있는 것이 바람직한데, 이 경우 0.1 내지 0.5％가 바람직하다.

Mn은 탈산제로서 첨가되는 원소이며, 750℃ 정도의 중온 영역에서의 강도 상승에 기여한다. 또한, 장시간 사용 중에 Mn계 산화물 표층에 형성하고, 스케일 밀착성이나 이상 산화 억제 효과에 기여한다. 그 효과는 0.1％ 이상에서 발현된다. 한편, 2％ 초과의 과도한 첨가는 상온의 균일 신장을 저하시키는 것 외에 MnS를 형성하여 내식성을 저하시키거나, 내산화성의 열화를 초래한다. 이들 관점에서 상한을 2％로 했다. 또한, 고온 연성이나 스케일 밀착성을 고려하면 0.3 내지 1.5％가 바람직하다.

Cr은 본 발명에 있어서, 내산화성 확보를 위해 필수적인 원소이다. 10％ 미만에서는 그 효과는 발현되지 않고, 30％ 초과에서는 가공성을 저하시키거나, 인성의 열화를 초래하기 때문에 10 내지 30％로 했다. 또한, 고온연성, 제조 비용을 고려하면 13.5 내지 19％가 바람직하다.

Mo는 내식성을 향상시키는 동시에 고온 산화를 억제하거나, 고용 강화에 의한 고온 강도 향상에 대하여 유효하다. 그러나, 고가인 동시에 상온의 있어서의 균일 신장을 저하시킨다. 또한, 과도한 첨가는 라베스상의 조대 석출을 촉진하여 중온 영역에 있어서의 석출 강화능을 저하시킨다. 본 발명의 Nb-Cu-B 첨가강에 있 어서는 Cu 첨가에 의한 고용 Mo 증가를 얻을 수 있으며, 또한 B 첨가에 의한 라베스상 미세화가 0.1％ 이상의 Mo 첨가로 얻어지기 때문에 하한을 0.1％로 했다. 1％ 초과의 과도한 첨가는 라베스상의 조대화를 촉진하여 고온 강도에는 기여하지 않고, 또한 비용이 증가되기 때문에 상한을 1％로 하였다. 또한, 제조성, 비용 및 900℃와 같은 고온 영역에서의 강도 안정성을 고려하면 바람직하게는 0.2 내지 0.5％가 바람직하다.

Ti는 C, N, S와 결합하여 내식성, 내립계 부식성, 딥드로잉성의 지표가 되는 r값을 향상시키는 원소이다. 또한, Nb와의 복합 첨가에 있어서, 적량 첨가함으로써 고온 강도의 향상, 고온 연성의 향상을 초래하여 열 피로 특성을 향상시킨다. 이들 효과는 0.01％ 이상으로부터 발현되나, 0.3％ 초과의 첨가에 의해 고용 Ti량이 증가되어 균일 신장을 저하시키는 것 외에 조대한 Ti계 석출물을 형성하고, 구멍 확대 가공 시의 균열의 기점이 되어 구멍 확대성을 열화시킨다. 따라서, Ti 첨가량은 0.01 내지 0.3％ 이하로 했다. 또한, 표면 흠집의 발생이나 인성을 고려하면 0.05 내지 0.15％가 바람직하다.

Nb는 고용 강화 및 석출물 미세화 강화에 의한 고온 강도 향상을 위해 필요한 원소이다. 또한, C나 N을 탄질화물로서 고정하여 제품판의 내식성이나 r값에 영향을 주는 재결정 집합 조직의 발달에 기여하는 역할도 있다. 750℃ 정도의 중온 영역에서는 라베스상의 미세 석출에 기여하고, 900℃ 정도의 고온 영역에서는 고용 Nb에 의한 고용 강화에 기여하여 이 효과는 0.2％ 이상의 첨가로 발현된다. 한편, 과도한 첨가는 균일 신장을 저하시켜 구멍 확대성이 열화되기 때문에 0.2 내 지 0.7％로 했다. 또한, 용접부의 입계 부식성, 제조성 및 제조 비용을 고려하면 0.3 내지 0.6％가 바람직하다.

B는 제품의 프레스 가공 시의 2차 가공성을 향상시키는 원소이나, 본 발명에서는 Nb-Cu 첨가로 Nb계 석출물과 ε-Cu의 미세 석출을 초래하여 고온 강도의 향상에 기여한다. 일반적으로 B는 고온 영역에서 (Fe, Cr)₂₃ (C,B)₆이나 Cr₂B를 형성하기 쉬우나, Nb-Cu 복합 첨가강에 있어서는 이들 석출물은 석출되지 않아 전술한 라베스상과 ε-Cu상을 미세 석출시키는 효과가 있는 것이 판명되었다. 라베스상은 고용 Nb량의 저감을 초래하여 통상 조대화되어 버리므로, 특히 장시간 시효 후의 고온 강화능은 거의 없으나, B 첨가에 의해 미세 석출되기 때문에 석출 강화능을 갖고, 고온 강도의 향상에 기여하여 장시간 사용 시의 강도 안정성을 높게 한다. 또한, ε-Cu는 통상적으로 석출 초기에 있어서 매우 미세하게 석출되어 강도 향상 효과가 크나, 시효 열처리에 의해 조대화되어 시효 후의 강도 저하가 크다. 그러나, B 첨가에 의해 ε-Cu의 조대화가 억제되어 사용 시의 강도 안정성이 높아진다. B 첨가에 의한 석출 미세화 및 조대화 억제 효과의 기구는 명확하지는 않으나, B의 입계 편석에 의해 계면 에너지가 저하되어 라베스상과 ε-Cu의 입계 석출을 억제하여 입자 내에 미세 석출시킨다고 추찰된다. 또한, Nb이나 Cu의 입계 확산을 억제하는 것이 이들 석출물의 조대화를 억제한다고 추찰된다. 이들 효과는 0.0002％ 이상에서 발현되나, 과도한 첨가는 경질화나 입계 부식성을 열화시키는 것 외에 용접 균열이 발생하기 때문에 0.0002 내지 0.0050％로 했다. 또한, 성형성이나 제조 비용을 고려하면 0.0003 내지 0.0015％가 바람직하다.

Cu는 전술한 바와 같이 특히 750℃ 근방의 중온 영역에 있어서의 고온 강도 향상에 유효한 원소이다. 이것은 ε-Cu가 석출되는 것에 의한 석출 경화 작용이며, 1％ 이상의 첨가에 의해 발현된다. 한편, 과도한 첨가는 균일 신장의 저하나 상온 내력이 너무 높아져 프레스 성형성에 지장이 발생한다. 또한, 2％ 이상 첨가하면 고온 영역에서 오스테나이트상이 형성되어 표면에 이상 산화가 발생하기 때문에 상한을 2％로 했다. 제조성이나 스케일 밀착성을 고려하면 1 내지 1.5％가 바람직하다.

Al은 탈산 원소로서 첨가되는 것 외에 내산화성을 향상시키는 원소이다. 또한, 고용 강화 원소로서 750 내지 900℃의 강도 향상에 유용하다. 그 작용은 0.01％로부터 안정되게 발현되나, 과도한 첨가는 경질화되어 균일 신장을 현저하게 저하시키는 것 외에 인성이 현저하게 저하되기 때문에 상한을 3％로 했다. 또한, 표면 흠집의 발생이나 용접성, 제조성을 고려하면 0.01 내지 2.5％가 바람직하다.

V는 미세한 탄질화물을 형성하고, 석출 강화 작용이 발생되어 고온 강도 향상에 기여한다. 이 효과는 0.01％ 이상의 첨가로 안정되게 발현되나, 1％ 초과 첨가하면 석출물이 조대화되어 고온 강도가 저하되고, 열 피로 수명은 저하되어 버리기 때문에 상한을 1％로 했다. 또한, 제조 비용이나 제조성을 고려하면 0.08 내지 0.5％가 바람직하다.

W는 Mo와 마찬가지의 효과를 갖고, 고온 강도를 향상시키는 원소이다. 이 효과는 1％ 이상으로부터 안정되게 발현되나, 과도하게 첨가하면 라베스상 중에 고 용되어 석출물을 조대화시켜 버리는 동시에 제조성을 열화시키기 때문에 1 내지 3％가 바람직하다. 또한, 비용이나 내산화성 등을 고려하면 1.2 내지 2.5％가 바람직하다.

Sn은 원자 반경이 커서 고용 강화에 유효한 원소이며, 상온의 기계적 특성을 크게 열화시키지 않는다. 고온 강도에의 기여는 0.1％ 이상에서 안정되게 발현되나, 1％ 이상 첨가하면 제조성이 현저하게 열화되기 때문에 0.1 내지 1％가 바람직하다. 또한, 내산화성 등을 고려하면 0.2 내지 0.8％가 바람직하다.

Zr은 Ti나 Nb와 마찬가지로 탄질화물 형성 원소이며, 고용 Ti, Nb량의 증가에 따른 고온 강도 향상, 내산화성의 향상에 기여하여 0.2％ 이상의 첨가에 의해 안정적으로 효과를 발휘한다. 그러나, 1％ 초과의 첨가에 의해 제조성의 열화가 현저하기 때문에 0.2 내지 1％로 했다. 또한, 비용이나 표면 품위를 고려하면 0.2 내지 0.9％가 바람직하다.

실시예

표1, 표2에 나타내는 성분 조성의 강을 용제하고 슬라브에 주조하여 슬라브를 열간 압연하여 5㎜ 두께의 열연 코일로 했다. 그 후, 열연 코일을 산 세정을 실시하여 2㎜ 두께까지 냉간 압연하고, 어닐링·산 세정을 실시하여 제품판으로 했다. 냉간 압연판의 어닐링 온도는 결정 입도 번호를 6 내지 8 정도로 하기 때문에 980 내지 1070℃로 했다. 표1의 N0.1 내지 13은 본 발명 강, 표2의 No.14 내지 34는 비교강이다. 비교강 중 No.33은 Nb-Si강, No.34는 SUS444강으로서 사용 실적이 있는 강이다. 이와 같이 하여 얻어진 제품판으로부터 고온 인장 시험편을 채취하 고 750℃ 및 900℃에서 인장 시험을 실시하여 0.2％ 내력을 측정하였다(JISG0567에 준거). 또한, 750℃와 900℃에서 100시간 시효 처리를 실시한 후에 상기와 마찬가지로 고온 인장 시험을 행하였다. 또한, 내산화성의 시험으로서 대기 중 900℃ 및 950℃에서 200시간의 연속 산화 시험을 행하여 이상 산화와 스케일 박리의 발생 유무를 평가하였다(JISZ2281에 준거). 상온의 가공성으로서 JIS13호 B 시험편을 제작하고 압연 방향과 평행 방향의 인장 시험을 행하여 파단 신장을 측정했다. 여기서, 상온에서의 파단 신장은 30％ 이상이면 일반적인 배기 부품으로의 가공이 가능하기 때문에 30％ 이상의 파단 신장을 갖는 것이 바람직하다.

표1, 표2로부터 분명히 알 수 있는 바와 같이, 본 발명에서 규정하는 성분 조성을 갖는 강을 상기와 같은 통상의 방법으로 제조한 경우, 비교예에 비해 750℃ 내지 900℃에 있어서의 고온 내력이 높아 900℃에서 이상 산화나 스케일 박리도 없어 내산화성도 우수하다는 것을 알 수 있다. 또한, 상온에서의 기계적 성질에 있어서 파단 연성이 30％ 이상으로 높아 비교강에 비해 가공성이 우수하다는 것을 알 수 있다. 또한, Si량이 0.1％ 미만인 No.1강 및 Si가 0.5％ 초과인 No.8강, No.11강을 제외하고, 950℃에서의 내산화성도 우수하다는 것을 알 수 있다. 비교강인, No.14, 15, 16, 18, 20, 21, 22, 23 및 25강은 750℃, 900℃의 초기 내력이 본 발명의 강에 비해 낮다. No.17강은 Mn이 과잉으로 첨가되어 내산화성이 떨어지는 동시에 상온에서의 연성이 낮다. No.19강은 Cr이 상한을 벗어나 있으며, 고온 내력은 높기는 하나 상온 연성이 낮다. No.22강은 Cu가 상한을 벗어나 있으며, 고온 내력은 높기는 하나, 상온 연성이 낮아 내산화성도 떨어진다. No.26강은 Nb가 상한을 벗어나기 때문에 고온 내력은 높기는 하나, 상온 연성이 낮다. No.27강은 B가 하한을 벗어나기 때문에 750℃의 초기 내력은 높기는 하나, 900℃ 내력이나 시효 열처리 후의 내력이 낮다. No.28강은 B가 상한을 벗어나 있으며, 상온에 있어서의 연성이 낮다. No.29 내지 32강은 V, W, Sn, W 첨가량이 상한을 벗어나 고온 강도는 높기는 하나, 상온 연성이 낮아 부품 가공에 지장을 초래한다. No.33강은 SUS444에서 고온 강도는 높기는 하나, 연성이 낮아 Mo를 다량으로 첨가하기 때문에 비용이 높아진다. No.34강의 Nb-Si강은 고온 내력이 낮다.

또한, 강판의 제조 방법에 대해서는 특별히 규정하지는 않았으나, 열연 조건, 열연 판 두께, 열연 판 어닐링의 유무, 냉연 조건, 열연 판 및 냉연 판 어닐링 온도, 분위기 등은 적절하게 선택하면 된다. 또한, 냉연·어닐링 후에 조질 압연이나 텐션 레벨러를 부여해도 상관없다. 또한, 제품 판 두께에 대해서도 요구 부재 두께에 따라 선택하면 된다.

본 발명에 따르면 특히 고가의 Mo를 다량으로 첨가하지 않아도 SUS444에 가까운 고온 특성을 얻을 수 있어, 특히 자동차 등의 배기계 부재에 적용함으로써 환경 대책이나 부품의 저비용화 등에 큰 효과를 얻을 수 있다.

Claims

질량％로, C : 0.01％ 이하, N : 0.02％ 이하, Si : 0.05 내지 1％, Mn : 0.1 내지 2％, Cr : 10 내지 30％, Mo : 0.1 내지 1％, Cu : 1 내지 2％, Nb : 0.2 내지 0.7％, Ti : 0.01 내지 0.3％, B : 0.0002 내지 0.0050％를 함유하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지며, 750℃에 있어서의 0.2％ 내력이 70MPa 이상인 것을 특징으로 하는, 내열성이 우수한 페라이트계 스테인레스 강판.
제1항에 있어서, 질량％로, Al : 3％ 이하, V : 1％ 이하, W : 3％ 이하, Sn : 1％, Zr : 1％ 이하의 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 하는, 내열성이 우수한 페라이트계 스테인레스 강판.
제1항 또는 제2항에 있어서, 900℃에 있어서의 0.2％ 내력이 20MPa 이상인 것을 특징으로 하는, 내열성이 우수한 페라이트계 스테인레스 강판.
제1항 또는 제2항에 있어서, 750℃에서 100hr 시효 열처리한 후의 750℃에 있어서의 0.2％ 내력이 40MPa 이상, 900℃에서 100hr 시효한 후의 900℃에 있어서의 0.2％ 내력이 15MPa 이상인 것을 특징으로 하는, 내열성이 우수한 페라이트계 스테인레스 강판.