KR20170118916A

KR20170118916A - 고강도 특성을 구비한 베이나이트의 구조를 갖는 부품 및 제조 방법

Info

Publication number: KR20170118916A
Application number: KR1020177026897A
Authority: KR
Inventors: 마리-테레제 페로-시모네타; 베르나르 레시악; 울리히 폴
Original assignee: 아르셀러미탈
Priority date: 2015-03-23
Filing date: 2016-03-23
Publication date: 2017-10-25
Also published as: EA201792077A1; EP3274483B1; WO2016151390A1; US20180057909A1; BR112017020282A2; KR101887844B1; JP6625657B2; AU2016238510B2; HUE045789T2; JP2018512509A; CN107371369B; CA2980878C; EP3274483A1; UA118920C2; BR112017020282B1; PL3274483T3; AU2016238510A1; WO2016151345A1; ES2748436T3; CN107371369A

Abstract

본 발명의 목적은 중량% 로 나타내는 함량을 갖는 조성물은, 0.10 ≤ C ≤ 0.30, 1,6 ≤ Mn ≤ 2,1, 0.5 ≤ Cr ≤ 1,7, 0.5 ≤ Si ≤ 1.0, 0.065 ≤ Nb ≤ 0.15, 0.0010 ≤ B ≤ 0.0050, 0.0010 ≤ N ≤ 0.0130, 0 ≤ Al ≤ 0.060, 0 ≤ Mo ≤ 1.00, 0 ≤ Ni ≤ 1.0, 0.01 ≤ Ti ≤ 0.07, 0 ≤ V ≤ 0.3, 0 ≤ P ≤ 0.050, 0.01 ≤ S ≤ 0.1, 0 ≤ Cu ≤ 0.5, 0 ≤ Sn ≤ 0.1 을 포함하고, 조성물의 잔부는 철 및 제조 방법으로부터 기인한 불가피 불순물들을 포함하고, 마이크로구조는 표면 비율들에서 100% 내지 70% 베이나이트, 30% 미만의 잔류 오스테나이트, 및 5% 미만의 페라이트로 구성되는 부품 및 그 제조 방법이다.

Description

고강도 특성을 구비한 베이나이트의 구조를 갖는 부품 및 제조 방법{PARTS WITH A BAINITIC STRUCTURE HAVING HIGH STRENGTH PROPERTIES AND MANUFACTURING PROCESS}

본 발명은 공표된 특성들을 얻기 위해 켄칭 및 템퍼링 작업들을 실행하는 것이 필수적이지 않도록 경화성 및 열간-성형 작업들이 실행되는 것을 가능하게 하는 양호한 열간 연성을 동시에 나타내는 강들로부터 얻어지는, 기계 가공 가능하면서 고강도 특성들을 갖는 제조 부품들을 제조하는 것을 포함한다.

본 발명은 보다 구체적으로 부품의 형태 또는 복잡성에 관계없이, 1100 MPa 이상의 기계적 강도, 700 MPa 이상의 탄성 한계, 12 이상의 파단 연신율 (A) 및 30% 초과의 파단 압축 (Z) 을 나타내는 부품들에 관한 것이다.

본 발명의 본문에서, 용어“부품”은 차후의 부분적인 또는 전체적인 재가열, 가열- 또는 열화학적 처리를 갖거나 또는 갖지 않는 예를 들면, 롤링, 또는 단조와 같은 열간-성형 및/또는 재료의 제거를 갖거나 또는 갖지 않거나, 또는 심지어 용접과 같은 재료의 부가를 갖는 성형에 의해 얻어진 모든 형상들의 바아들, 와이어들 또는 복잡한 부품들을 의미한다.

용어 “열간-성형”은 강의 결정질 구조가 대부분 오스테나이트로 되도록 재료의 온도에서 수행되는 작업에 의해 제품의 최초 형태를 개질하는 강을 열간-성형하기 위한 임의의 방법을 의미한다.

증가된 자동차 안전성 요구조건들 및 연료 가격들과 조합하여 온실 가스들의 감소에 대한 높은 요구는 엔진형 육상 차량 제조자들이 높은 기계적 강도를 나타내는 재료를 추구하도록 하고 있다. 이는 기계적 강도 성능을 유지하거나 또는 증가시키면서 이들 부품들의 중량을 감소시키는 것을 가능하게 한다.

매우 양호한 기계적 특징들을 얻기 위한 종래의 강에 대한 해법들은 오랫동안 존재해왔다. 그것들은 AC1 초과의 온도에서 오스테나이트화-타입 열 처리들, 이어서 오일-타입, 폴리머-타입, 또는 심지어 워터-타입 유체에서 켄칭하는 것 그리고 일반적으로 Ar3 미만의 온도에서 켄칭하는 것과 조합된 보다 많거나 보다 적은 양의 합금 원소들을 포함한다. 이들 강들 및 요구된 특성들을 얻는 데 필수적인 처리들과 관련된 일부 단점들은 경제적 본질 (합금들의 비용, 열 처리들의 비용), 환경적 본질 (켄칭, 켄칭 욕 처리에 의해 분산된 재-오스테나이트화를 위해 소비되는 에너지), 또는 기하학적 본질 (복잡한 부품들의 형태) 일 수 있다. 이러한 상황에서, 열간-성형 직후에 상대적으로 고강도를 얻는 것을 가능하게 하는 강들은 증가된 중요성을 갖게된다. 시간이 지남에 따라, 예를 들면 몇개의 레벨들의 강도를 얻도록 다양한 탄소 함량들을 갖는 페라이틱-펄라이트 구조를 구비한 마이크로-합금된 강들과 같은 다양한 레벨들의 기계적 강도를 제공하는 강들의 몇개의 패밀리들이 제안되었다. 이들 마이크로-합금된 페라이틱-펄라이트의 강들은 최근 몇십년에 폭넓게 사용되었고 열 처리 바로 다음에 열간-성형 없이 복잡한 부품을 얻도록 모든 종류의 기계적 부품들에 대해 매우 종종 사용된다. 고효율적인 반면, 이들 강들은 현재 설계자가 700 MPa 의 탄성 한계 및 1100 MPa 의 기계적 강도를 초과하는 기계적 특성들을 요구하기 때문에, 그것들의 한계에 이르렀고, 이는 종종 그들을 앞서 언급된 종래의 해결책들로 복귀하게 만든다.

추가로, 부품들의 형상 및 두께에 따라, 특히 마이크로구조에 영향을 주는 냉각 속도들에서 비균질성으로 인해 특성들에서 만족스러운 균일성을 보장하는 것이 어려울 수 있다.

페라이틱-펄라이트의 매트릭스를 갖는 마이크로-합금된 강들의 경제적 및 환경적 이점들을 유지하면서 더욱더 보다 경량의 차량들에 대한 요구를 만족시키도록, 따라서 열간-성형 작업들 직후에 얻어진 더욱더 강한 강을 갖는 것이 필수적이다. 그러나, 탄소 강의 분야에서, 기계적 강도에서의 증가에는 일반적으로 연성의 손실 및 기계 가공성의 손실이 동반된다는 것이 공지되어 있다. 추가로, 엔진형 육상 차량 제조자들은 높은 레벨들의 기계적 강도, 피로 강도, 인성, 성형성, 및 기계 가공성을 나타내는 강들을 요구하는 복잡한 부품들을 점차로 요구하고 있다.

단조된 부품들을 제조하기 위한 방법을 설명하는 특허 EP0787812 에서 알 수 있는 바와 같이 화학적 조성물은 중량% 로, 0.1%≤C≤0.4%; 1%≤Mn≤1.8%; 1.2%≤Si≤1.7%; 0%≤Ni≤1%; 0%≤Cr≤1.2%; 0%≤Mo≤0.3%; 0%≤V≤0.3%; Cu≤0.35%, 선택적으로 0.005% 내지 0.06% 알루미늄, 선택적으로 0.0005% 내지 0.01% 의 함량들의 붕소, 선택적으로 0.005% 내지 0.03% 티타늄, 선택적으로 0.005% 내지 0.06% 니오븀, 선택적으로 0.005% 내지 0.1% 황, 선택적으로 최대 0.006% 칼슘, 선택적으로 최대 0.03% 텔루륨, 선택적으로 최대 0.05% 셀레늄, 선택적으로 최대 0.05% 비스무트, 선택적으로 최대 0.1% 납을 포함하고, 잔부는 철 및 제조 방법으로부터 기인한 불순물들이다. 이러한 방법은 강이 0.5℃/s 초과의 냉각 속도 (Vr) 로 Ms+100 D℃ 내지 Ms-20℃ 의 온도에서 완전히 오스테나이트로 되는 온도로로부터 냉각시키고, 이어서 Tm 내지 Tf 사이에서 형성된 적어도 15%, 및 바람직하게, 적어도 30% 베이나이트를 포함하는 구조를 얻도록 적어도 2 분 동안 Tm 내지 Tf (여기서 Tf ≥ Tm-100℃, 및 바람직하게 Tf ≥ Tm-60℃) 사이에서 부품을 유지하는 것을 포함하는 열 템퍼링 처리를 부품이 거치는 것을 포함한다. 이러한 기술은 제조성에 해로운 몇개의 프로세스 단계들을 요구한다.

그러나, 특허 출원 EP1201774 은 공지되어 있고, 상기 출원에서 발명의 목적은 켄칭 및 템퍼링 방법에 얻어진 것을 넘는 탄성 한계를 얻기 위해, 켄칭 및 템퍼링 방법을 채용하지 않고 미세한 페라이트-펄라이트의 구조의 임팩트 부하를 받는 제품들의 금속 조직 구조를 개질함으로써 기계 가공성을 개선하도록 수행되는 단조 방법을 제공하는 것이다. 얻어진 인장 강도 (Rm) 는 켄칭 및 템퍼링 방법으로 얻어진 것보다 낮다. 이러한 방법은 또한 제조 방법을 보다 복잡하게 만드는 수많은 프로세스 단계들을 요구하는 단점을 갖는다. 추가로, 화학적 조성물의 특정된 원소들의 무존재가 용접성, 기계 가공성 또는 심지어 인성에 해로운 결과들로 인해 단조된 부품들을 포함하는 적용들을 위해 부적절한 화학적 조성물의 사용을 행하게 할 수 있다.

본 발명의 목적은 상기 언급된 문제들을 해결하는 것이다. 본 발명은 열간-성형 작업들이 수행되는 것을 가능하게 하는 변형 능력 및 기계적 강도를 동시에 나타내는 고강도 특성들을 갖는 열간-성형된 부품들을 위한 강을 제공하는 것을 목적으로 한다. 본 발명은 보다 구체적으로 1100 MPa 이상의 기계적 강도 (즉 300 Hv 이상의 경도) 를 갖고, 700 MPa 이상의 탄성 한계를 갖고, 12% 이상의 파단 연신율을 갖고, 30% 초과의 파단 압축을 갖는 강들에 관한 것이다. 본 발명은 또한 확고한 방식으로, 즉 실시 중에 제조성에 손실 없이 상업적으로 이용 가능한 공구들로 기계 가공될 수 있고 제조 파라미터들의 함수로서 특성들에서 큰 편차들 없이 제조될 수 있는 강을 제공하는 것을 목적으로 한다.

이를 위해, 본 발명의 목적은 제 1 항 내지 제 12 항에 따른 부품 및 제 13 에 따른 부품의 제조 방법에 관한 것이다.

본 발명의 다른 특징들 및 이점들은 비제한적인 예에 의해 주어진 아래의 설명 중에 명백해질 것이다.

본 발명의 문맥에서, 화학적 조성물은 중량% 로 다음과 같아야 한다.

탄소 함량은 0.10% 내지 0.30% 이다. 탄소 함량이 0.10 wt-% 미만이면, 초석 페라이트 형성의 위험이 존재하고 얻어진 기계적 강도가 충분하지 못할 위험이 존재한다. 0.30% 초과이면, 용접성은 낮은 인성의 마이크로구조들이 열영향부 (Heat Affected Zone : HAZ) 또는 용융 존에서 형성될 수 있기 때문에 점차 감소된다. 이러한 범위 내에서, 용접성은 만족스럽고, 기계적 특성들은 안정적이고 본 발명의 목적들에 따른다. 바람직한 실시형태에 따르면, 탄소 함량은 0.15% 내지 0.27% 그리고 바람직하게 0.17% 내지 0.25% 이다.

망간 [함량] 은 1.6% 내지 2.1% 그리고 바람직하게 1.7% 내지 2.0% 이다. 이는 고용체에서 치환되는 경화 원소이다; 그것은 오스테나이트를 안정화시키고 변태 온도 (Ac3) 를 낮게한다. 망간은 따라서 기계적 강도에서의 증가에 기여한다. 1.6 wt-% 의 최소 함량은 원하는 기계적 특성들을 얻는 데 필수적이다. 그러나, 2.1% 초과이면, 그 감마제닉 (gammagenic) 특징은 최종 냉각 중에 발생하는 베이나이트의 변태 운동들을 상당히 느리게 만들고 베이나이트의 비율은 700 MPa 이상의 항복 강도를 달성하는 데 불충분할 것이다. 이로써 만족스러운 기계적 강도는, 베이나이트의 비율을 감소시킬 위험성을 증가시키지 않고 따라서 본 발명에 따른 강의 용접성에 해로운, 용접된 합금들에서 탄성 한계를 감소시키지 않거나, 경화성을 증가시키지 않고 부가된다.

크롬 함량은 0.5% 내지 1.7% 그리고 바람직하게 1.0% 내지 1.5% 이여야만 한다. 이러한 원소는 최초 완전히 오스테나이트의 구조로부터 냉각 중에 페라이트의 형성을 제어하는 것이 가능한 데, 왜냐하면 많은 양의 페라이트는 본 발명에 따라 강에 대해 요구된 기계적 강도를 감소시킨다. 이러한 원소는 또한 베이나이트의 마이크로구조를 경화시키고 개선하는 것을 가능하게 하고, 이는 0.5% 의 최소 함량이 요구되는 이유를 설명한다. 그러나, 이러한 원소는 베이나이트의 변태 운동들을 상당히 느리게 한다; 따라서, 1.7% 초과의 함량들에 대해, 베이나이트의 비율은 700 MPa 이상의 탄성 한계를 달성하는 데 불충분할 수 있다. 바람직하게 크롬 함량의 범위는 베이나이트의 마이크로구조를 개선하도록 1.0% 내지 1.5% 에서 선택된다.

규소 [함량] 는 0.5% 내지 1.0% 이어야 한다. 이러한 범위 내에서, 잔류 오스테나이트의 안정화는 베이나이트의 변태 중에 탄화물들의 석출을 상당히 느리게 만드는 규소의 첨가에 의해 가능해진다. 이는 본 발명의 베이나이트에 본질적으로 탄화물들이 없다는 것에 주목한 본 발명자들에 의해 확증되었다. 이는 시멘타이트에서 규소의 용해도가 상당히 낮고 이러한 원소가 오스테나이트에서 탄소의 활동성을 증가시키기 때문이다. 시멘타이트의 임의의 형성은 따라서 Si 가 인터페이스에서 축출되는 단계에 의해 진행될 것이다. 탄소로 오스테나이트의 강화 (enrichment) 는 따라서 이러한 제 1 실시형태에 따른 강이 주위 온도에서의 그 안정화되게 만든다. 그 후, 예를 들면 가공 경화 타입 또는 피로 타입의 기계적 스트레스 또는 성형에 의해 200℃ 미만의 온도에서 외부의 스트레스의 적용은 이러한 오스테나이트의 일부를 마르텐사이트로 변태시킬 수 있다. 이러한 변태는 탄성 한계의 증가를 발생시킬 것이다. 최소 규소 함량은 오스테나이트에서 안정화 효과를 얻고 탄화물 형성을 더디게 하도록 0.5 wt-% 로 설정되어야 한다. 추가로, 규소가 0.5% 미만이라면, 탄성 한계는 700 MPa 의 요구된 최소값 미만이라는 것에 주목된다. 또한, 1.0% 초과의 양의 규소의 첨가는 과도한 잔류 오스테나이트를 만들고 이는 탄성 한계를 감소시킬 것이다. 바람직하게, 규소 함량은 상기 언급된 효과들을 최적화시키도록 0.75% 내지 0.9% 일 것이다.

니오븀 [함량] 은 0.065% 내지 0.15% 이어야 한다. 이는 탄소 및/또는 질소와 경화 석출물들을 형성하는 마이크로-합금 원소이다. 그것은 또한 본 발명에 존재하는 붕소 및 몰리브덴과 같은 마이크로-합금 원소들과 시너지 작용을 하여 베이나이트의 변태를 더디게 하는 것을 가능하게 한다. 니오븀 함량은 그럼에도 불구하고 크랙 개시 사이트들일 수 있는 큰 석출물의 형성 뿐만 아니라 질화물들의 가능한 입계 사이의 석출과 연관되어 고온에서 연성의 손실에 관련된 문제들을 회피하도록 0.15% 로 제한되어야 한다. 추가로, 니오븀 함량은 0.065% 이상이어야 하고, 이는 티타늄과 조합될 때에 최종 기계적 특성들, 즉 냉각 속도에 감소된 민감성에 안정적인 효과를 가능하게 한다. 실제로, 티타늄과 혼합된 탄화질화물들 (carbonitrides) 이 상대적으로 고온들에서 안정적으로 형성되고 유지되고, 따라서 고온에서 그레인의 비정상적인 성장을 방지하거나, 또는 심지어 오스테나이트의 그레인의 충분히 실질적인 개선을 가능하게 한다. 바람직하게, 최대 Nb 함량은 상기 언급된 효과들을 최적화하도록 0.065% 내지 0.110% 내지의 범위이다.

티타늄 함량은 0.010% < Ti < 0.1% 로 되어야 한다. 0.1% 의 최대 함량이 허용되고, 그 초과에서는 티타늄은 가격을 증가시키고 피로 저항성 및 기계 가공성에 해로운 석출물들을 생성한다. 0.010% 의 최소 함량은 질소로부터 붕소를 보호하기 위해 그리고 오스테나이트의 그레인의 사이즈를 제어하기 위해 필수적이다. 바람직하게, 티타늄 함량의 범위는 0.020% 내지 0.03% 로 선택된다.

붕소 함량은 10 ppm (0.0010%) 내지 50 ppm (0.0050%) 이어야 한다. 이러한 원소는 최초 완전히 오스테나이트의 구조로부터 냉각 중에 페라이트의 형성을 제어하는 것이 가능한 데, 왜냐하면 높은 레벨들에서 이러한 페라이트는 본 발명에 의해 다뤄지는 기계적 강도 및 탄성 한계를 감소시킨다. 이는 켄칭 원소이다. 10 ppm 의 최소 함량은 자연적 냉각 중에 페라이트 형성을 방지하는 데 필수적이고 이는 따라서 일반적으로 본 발명에서 다뤄지는 부품들의 타입들에 대해 2℃/s 미만이다. 그러나, 50 ppm 초과의 붕소는 연성에 해로운 철 붕소화물들의 형성을 발생시킬 것이다. 바람직하게 붕소 함량의 범위는 상기 언급된 효과들을 최적화시키도록 20 ppm 내지 30 ppm 사이에 선택된다.

질소 함량은 10 ppm (0.0010%) 내지 130 ppm (0.0130%) 이어야 한다. 10 ppm 의 최소 함량은 상기 언급된 탄화질화물들을 형성하는 데 필수적이다. 그러나, 130 ppm 초과의 질소는 완성된 부품의 가능한 탄성을 감소시킴으로써 베이나이틱 페라이트의 과도한 경화를 발생시킬 수 있다. 바람직하게, 질소 함량의 범위는 상기 언급된 효과들을 최적화시키도록 50 ppm 내지 120 ppm 으로 선택된다.

알루미늄 함량은 0.050% 이하 그리고 바람직하게 0.040% 이하, 또는 심지어 0.020% 이하이어야 한다. 바람직하게, Al 함량은 0.003% ≤ Al ≤ 0.015% 로 된다. 그것은 함량을 제한하는 것이 바람직한 잔류 원소이다. 높은 알루미늄 레벨들은 강 캐스팅 중에 노즐들의 클로깅을 발생시키고 내화물들의 부식을 증가시킨다고 여겨진다. 뿐만 아니라, 알루미늄은 음전기적으로 (negatively) 분리되어 매크로-편석들을 발생시킬 수 있다. 과도한 양에서, 알루미늄은 연속적인 캐스팅 중에 결함들의 위험을 증가시키고 열간 연성을 감소시킬 수 있다. 캐스팅 조건들을 철저하게 감시하지 않는다면, 마이크로- 및 매크로-타입 편석 결함들은 궁극적으로 단조된 부품에서 편석을 발생시킨다. 이러한 밴드형 구조는 재료의 성형성에 해로울 수 있는 다양한 경도들을 갖는 교호하는 베이나이트 밴드들을 포함한다.

몰리브덴 함량은 1.0% 이하, 바람직하게 0.5% 이하이어야 한다. 바람직하게, 몰리브덴 함량의 범위는 0.03% 내지 0.15% 로 선택된다. 그 존재는 붕소 및 니오븀과 시너지 작용하여 베이나이트의 형성에 기여한다. 그것은 따라서 그레인 경계부들에서 초석 페라이트의 무존재를 보장한다. 1.0% 의 레벨 초과에서, 그것은 바람직하지 않은 마르텐사이트의 출현에 기여한다.

니켈 함량은 1.0% 이하여야 한다. 1.0% 의 최대 레벨이 허용되고, 그 초과에서 니켈은 제안된 해결책의 가격을 증가시킬 것이고, 이는 경제적 견지로부터 그 실현성을 감소시킬 수 있다. 바람직하게 니켈 함량의 범위는 0% 내지 0.55% 로 선택된다.

바나듐 함량은 0.3% 이하이어야 한다. 0.3% 의 최대 함량이 허용되고, 그 초과에서는 바나듐은 해결책의 가격을 증가시키고 탄성에 영향을 줄 것이다. 바람직하게, 본 발명에서, 바나듐 함량의 범위는 0% 내지 0.2% 로 선택된다.

황 [함량] 은 원하는 기계 가공성에 따라 다양한 레벨로 될 수 있다. 항상 작은 양이 존재할 수 있는 데 왜냐하면 그것은 절대 0 의 값으로 감소될 수 없지만 또한 그것이 자발적으로 부가될 수 있는 잔류 원소이기 때문이다. 보다 낮은 레벨의 S 는 원하는 피로 특성들이 매우 높을 때에 바람직하다. 일반적으로, 목표는 0.015% 내지 0.04% 이고, 기계 가공성을 개선하도록 최대 0.1% 까지 첨가하는 것이 가능하다는 것이 이해될 것이다. 대안적으로, 또한 각각의 원소에 대해 0.1% 이하의 양으로 텔루륨, 셀레늄, 납, 및 비스무트 중에서 선택된 하나 이상의 원소들을 황과 조합하여 첨가하는 것이 가능하다.

인 [함량] 은 0.050% 이하 그리고 바람직하게 0.025% 이하이어야 한다. 이는 고용체에서 경화하는 원소이지만 그것은 특히 그레인 경계부들에서 분리되는 그 경향 및 망간과 함께 분리 (co-segregate) 되는 그 경향으로 인해 용접성 및 열간 연성을 상당히 감소시킨다. 이러한 이유들로, 그 함량은 양호한 용접성을 얻도록 0.025% 로 제한되어야 한다.

구리 함량은 0.5% 이하이여야 한다. 0.5% 의 최대량이 허용되는 데, 왜냐하면 이러한 레벨 초과에서는 구리는 성형될 제품의 능력을 감소시킬 수 있다.

조성물의 잔부는 철 및 예를 들면, 비소 또는 주석과 같은 제조 방법으로부터 기인한 불가피 불순물들을 포함한다.

바람직한 실시형태들에서, 본 발명에 따른 화학적 조성물들은 또한 단독으로 또는 조합으로 취해진 다음의 조건들을 만족시킬 수 있다.

0.1 ≤ S1 ≤ 0.4

및

0.5 ≤ S2 ≤ 1.8

0.7 ≤ S3 ≤ 1.6

0.3 ≤ S4 ≤ 1.5

여기서

S1= Nb + V + Mo + Ti + Al

S2= C + N + Cr/2 +(S1)/6 + (Si + Mn - 4 * S) /10 + Ni/20

S3= S2 + 1/3 x Vr600

S4 = S3 - Vr400

여기서 원소들의 레벨들은 중량% 로 표현되고 냉각 속도들 Vr400 및 Vr600 은 ℃/s 로 표현된다. Vr400 는 420℃ 내지 380℃ 의 온도 범위의 냉각 속도를 나타낸다. Vr600 는 620℃ 내지 580℃ 의 온도 범위의 냉각 속도를 나타낸다.

하기에 설명된 테스트들에 설명되는 바와 같이, 기준 S1 은 일반적으로 냉각에서 편차들의 함수로서 그리고 특히 Vr600 에서 편차들의 함수로서 확고한 기계적 특성들과 상호 관련된다. 따라서 이러한 기준에 대한 값들의 범위들을 고려하는 것은 제조 조건에 대해 [강] 등급의 매우 낮은 민감성을 보장하는 것을 가능하다. 바람직한 실시형태에서, 0.200 ≤ S1 ≤ 0.4 이고, 이는 확고한 추가의 개선을 가능하게 한다.

그러나, 기준들 S2 내지 S4 은 본 발명에 따른 등급들에 대해 70% 초과의 대부분 베이나이트의 구조를 얻는 것과 상호 관련되고, 이로써 목표된 기계적 특성들의 달성이 보장될 수 있도록 한다.

본 발명에 따르면, 강의 마이크로구조는 최종 냉각 후에 표면 비율에서,

- 70% 내지 100% 의 레벨의 베이나이트로서, 본 발명의 문맥에서, 용어 “베이나이트”는 탄화물들의 표면에서 5% 미만을 포함하는 베이나이트를 의미하고 인터-라스 상 (inter-lath phase) 은 오스테나이트인, 상기 베이나이트,

- 30% 이하의 레벨의 잔류 오스테나이트,

- 5% 미만의 레벨의 페라이트를 포함할 수 있다. 특히, 페라이트 레벨이 5% 보다 크다면, 본 발명에 따른 강은 목표된 1100 MPa 보다 적은 기계적 강도를 나타낼 것이다.

본 발명에 따른 강은 아래에 설명된 방법에 의해 제조될 수 있다:

- 본 발명에 따른 조성물의 강은 직사각형, 정사각형, 또는 라운드형 횡단면을 갖는 블룸, 빌릿의 형태, 또는 잉곳의 형태로 제공되는 단계, 그후

- 이러한 강은 바아 또는 와이어의 형태의 반가공된 제품의 형태로 롤링되는 단계, 그후

- 재가열된 반가공된 제품을 얻도록 반가공된 제품은 1100℃ 내지 1300℃ 의 재가열 온도 (T_rech) 를 거치는 단계, 그후

- 열간-성형된 부품을 얻도록 재가열된 반가공된 제품이 열간-성형되는 단계로서, 열간-성형 단계의 마지막에서 온도는 850℃ 이상인, 상기 열간-성형되는 단계, 그후,

- 상기 열간-성형된 부품이 0.10℃/s 내지 10℃/s 의 냉각 속도 Vr600 에서 620℃ 내지 580℃ 의 온도에 이를 때까지 냉각되는 단계, 그후

- 상기 부품이 4℃/s 미만의 냉각 속도 Vr400 에서 420℃ 내지 380℃ 의 온도로 냉각되는 단계, 그후

- 부품이 0.3℃/s 이하의 속도에서 380℃ 내지 300℃ 의 온도로 냉각되는 단계, 그후

- 부품은 4℃/s 이하의 속도로 주위 온도에서 냉각되는 단계, 그후,

- 선택적으로 상기 열간-성형된 부품이 30 분 내지 120 분의 시간 동안 300℃ 내지 450℃ 의 템퍼링 온도에서 열 템퍼링 처리를 거치고 주위 온도로 냉각되는 단계, 그후

- 부품들의 기계 가공이 수행되는 단계.

바람직한 실시형태에서, 열 템퍼링 처리는 매우 양호한 특성들이 냉각 후에 얻어지는 것을 보장하도록 수행된다.

본 발명을 보다 양호하게 예시하도록, 테스트들은 3개의 등급들로 수행되었다.

도 1 은 등급들 A 및 B 에 대해 냉각 속도 Vr600 의 함수로서 기계적 인장 강도 Rm 에서 편차를 도시한다.
도 2 는 등급들 A 및 B 에 대해 냉각 속도 Vr600 의 함수로서 탄성 한계 Re 에서의 편차를 도시한다.
도 3 은 등급들 A, B, 및 C 에 대한 기준 S1 의 함수로서 기계적 인장 강도 Rm 의 델타를 도시한다.
도 4 는 등급들 A, B, 및 C 에 대해 기준 S1 의 함수로서 탄성 한계 Re 의 델타를 도시한다.

테스트들

테스트들에서 사용된 강들의 화학적 조성물들은 표 1 에 나타낸다. 이들 등급들의 재가열 온도는 1250℃ 였다. 열간-성형의 마지막에서 온도는 1220℃ 였다. 냉각 속도들 Vr600 및 Vr400 은 표 2 에 나타낸다. 부품들은 0.15℃/s 로 380℃ 로부터 주위 온도로 냉각되었고 그후 기계 가공되었다. 테스트들을 수행하기 위한 조건들 및 특징화를 위한 측정들의 결과들은 표 2 에 요약된다.

표 1

표 2

이들 테스트들의 결과들은 4 개의 도면들에 도시된다. 도 1 은 등급들 A 및 B 에 대해 냉각 속도 Vr600 의 함수로서 기계적 인장 강도 Rm 에서 편차를 도시한다. 도 2 는 등급들 A 및 B 에 대해 냉각 속도 Vr600 의 함수로서 탄성 한계 Re 에서의 편차를 도시한다.

본 발명에 따른 등급은 냉각 조건들이 변함에 따라 그 기계적 특성들의 높은 정도의 안정성을 나타낸다는 것에 주목된다. 등급은 따라서 종래 기술 분야에 따른 등급들보다 프로세스 조건들에서 편차들에 반응하여 휠씬 더 확고해진다.

추가로, 도 3 은 등급들 A, B, 및 C 에 대한 기준 S1 의 함수로서 기계적 인장 강도 Rm 의 델타를 도시한다. 유사하게, 도 4 는 등급들 A, B, 및 C 에 대해 기준 S1 의 함수로서 탄성 한계 Re 의 델타를 도시한다.

S1 의 값이 증가함에 따라 냉각 조건들에 대한 민감성이 감소한다는 것에 주목된다.

본 발명은 특히 유리하게 엔진형 육상 차량들에서의 적용을 위해 열간-성형된 부품들, 및 특히, 열간-단조된 부품들을 제조하는 데 사용될 것이다. 그것은 또한 보트들을 위한 부품을 제조하는 데 또는 건설의 분야에서, 특히 거푸집 공사를 위한 스크류 로드들을 제조하기 위해 적용된다.

일반적으로, 본 발명은 목표된 특성들이 달성되는 것이 요구되는 모든 타입들의 부품들을 제조하기 위해 실시될 수 있다.

Claims

부품으로서,
중량% 로 표현된 함량들을 갖는 조성물이,
0.10 ≤ C ≤ 0.30
1.6 ≤ Mn ≤ 2.1
0.5 ≤ Cr ≤ 1.7
0.5 ≤ Si ≤ 1.0
0.065 ≤ Nb ≤ 0.15
0.0010 ≤ B ≤ 0.0050
0.0010 ≤ N ≤ 0.0130
0 ≤ Al ≤ 0.060
0 ≤ Mo ≤ 1.00
0 ≤ Ni ≤ 1.0
0.01 ≤ Ti ≤ 0.07
0 ≤ V ≤ 0.3
0 ≤ P ≤ 0.050
0.01 ≤ S ≤ 0.1
0 ≤ Cu ≤ 0.5
0 ≤ Sn ≤ 0.1 을 포함하고,
상기 조성물의 잔부는 철 및 제조 방법으로부터 기인한 불가피 불순물들을 포함하고, 마이크로구조는 표면 비율들에서 100% 내지 70% 의 베이나이트, 30% 미만의 잔류 오스테나이트, 및 5% 미만의 페라이트로 구성되는, 부품.
제 1 항에 있어서,
니오븀, 바나듐, 몰리브덴, 티타늄 및 알루미늄의 함량들은,
0.1 ≤ S1 ≤ 0.4 으로 되어 있고,
여기서 S1 = Nb + V + Mo + Ti + Al 인, 부품.
제 2 항에 있어서,
탄소, 질소, 크롬, 규소, 망간, 황, 및 니켈의 함량들은,
0.5 ≤ S2 ≤ 1.8
0.7 ≤ S3 ≤ 1.6
0.3 ≤ S4 ≤ 1.5 로 되어 있고,
여기서, S2= C + N + Cr/2 + (S1)/6 + (Si + Mn - 4 * S) /10 + Ni/20
S3= S2 + 1/3 x Vr600
S4 = S3 - Vr400 이고,
Vr400 및 Vr600 은 ℃/s 로 표현되고,
여기서 Vr400 은 420℃ 내지 380℃ 의 온도 범위에서 상기 부품의 냉각 속도를 나타내고, Vr600 은 620℃ 내지 580℃ 의 온도 범위에서 상기 부품의 냉각 속도를 나타내는, 부품.
제 1 항 내지 제 3 항 중 어느 한 항에 있어서,
중량% 로 표현되는 함량을 갖는 상기 조성물은,
0.15 ≤ C ≤ 0.27 을 포함하는, 부품.
제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 있어서,
중량% 로 표현되는 함량을 갖는 상기 조성물은,
1.7 ≤ Mn ≤ 2.0 을 포함하는, 부품.
제 1 항 내지 제 5 항 중 어느 한 항에 있어서,
중량% 로 표현되는 함량을 갖는 상기 조성물은,
1.0% ≤ Cr ≤ 1.5 을 포함하는, 부품
제 1 항 내지 제 6 항 중 어느 한 항에 있어서,
중량% 로 표현되는 함량을 갖는 상기 조성물은,
0.75≤ Si ≤ 0.9 을 포함하는, 부품.
제 1 항 내지 제 7 항 중 어느 한 항에 있어서,
중량% 로 표현되는 함량을 갖는 상기 조성물은,
0.065 ≤ Nb ≤ 0.110 을 포함하는, 부품.
제 1 항 내지 제 8 항 중 어느 한 항에 있어서,
중량% 로 표현되는 함량을 갖는 상기 조성물은,
0.0020 ≤ B ≤ 0.0030 을 포함하는, 부품.
제 1 항 내지 제 9 항 중 어느 한 항에 있어서,
중량% 로 표현되는 함량을 갖는 상기 조성물은,
0.0050 ≤ N ≤ 0.0120 을 포함하는, 부품.
제 1 항 내지 제 10 항 중 어느 한 항에 있어서,
중량% 로 표현되는 함량을 갖는 상기 조성물은,
0.003 ≤ Al ≤ 0.015 을 포함하는, 부품.
제 1 항 내지 제 11 항 중 어느 한 항에 있어서,
중량% 로 표현되는 함량을 갖는 상기 조성물은,
0 ≤ Ni ≤ 0.55 을 포함하는, 부품.
제 1 항 내지 제 12 항 중 어느 한 항에 있어서,
중량% 로 표현되는 함량을 갖는 상기 조성물은,
0 < V ≤ 0.2 을 포함하는, 부품.
제 1 항 내지 제 13 항 중 어느 한 항에 있어서,
중량% 로 표현되는 함량을 갖는 상기 조성물은,
0.03 < Mo ≤ 0.15 을 포함하는, 부품.
제 1 항 내지 제 14 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 마이크로구조는 0% 의 페라이트를 포함하는, 부품.
다음의 순차적인 단계들을 포함하는 강 부품의 제조 방법:
- 제 1 항 내지 제 14 항 중 어느 한 항에 따른 조성물의 강은 직사각형, 정사각형, 또는 라운드형 횡단면을 갖는 블룸, 빌릿의 형태, 또는 잉곳의 형태로 제공되는 단계, 그후
- 상기 강은 바아 또는 와이어의 형태의 반가공된 제품의 형태로 롤링되는 단계, 그후
- 재가열된 반가공된 제품을 얻도록 상기 반가공된 제품은 1100℃ 내지 1300℃ 의 재가열 온도 (T_rech) 를 거치는 단계, 그후
- 열간-성형된 부품을 얻도록 상기 재가열된 반가공된 제품이 열간-성형되는 단계로서, 상기 열간-성형되는 단계의 마지막의 온도는 850℃ 이상인, 상기 열간-성형되는 단계, 그후
- 상기 열간-성형된 부품이 0.10℃/s 내지 10℃/s 의 냉각 속도 Vr600 에서 620℃ 내지 580℃ 의 온도에 이를 때까지 냉각되는 단계, 그후
- 상기 부품은 4℃/s 미만의 냉각 속도 Vr400 에서 420℃ 내지 380℃ 의 온도로 냉각되는 단계, 그후
- 상기 부품은 0.3℃/s 이하의 속도에서 380℃ 내지 300℃ 의 온도로 냉각되는 단계, 그후
- 상기 부품은 4℃/s 이하의 속도에서 주위 온도로 냉각되는 단계, 그후,
- 선택적으로 상기 열간-성형된 부품은 30 분 내지 120 분의 시간 동안 300℃ 내지 450℃ 의 템퍼링 온도에서 열 템퍼링 처리를 거치고 주위 온도로 냉각되는 단계, 그후
- 부품들의 기계 가공을 수행하는 단계.