KR20240018573A - 열간 성형 강철 부품 및 제조 방법 - Google Patents

열간 성형 강철 부품 및 제조 방법 Download PDF

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토마스 소마일
아마딘 필리푸
엔리코 세자르 데라무
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아스코메탈 프랑스 홀딩 에스.아.에스.
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Abstract

본 발명은, 0.22%≤C≤0.35%, 0.50%≤Mn≤1.70%; 0.50%≤Cr≤1.70%; 미량≤Mo≤0.15%; 미량≤Si≤0.40%; 미량≤Ni≤0.50%; 미량≤Cu≤0.50%; 미량≤V≤0.08%; 미량≤Al≤0.10%; 0.001%≤B≤0.010%; 0.01%≤Ti≤0.06%; 미량≤Nb≤0.05%; 미량≤S≤0.15%; 미량≤Ca≤0.010%; 미량≤Te≤0.030%; 미량≤Se≤0.050%; 미량≤Bi≤0.050%; 미량≤Pb≤0.100%; 미량≤P≤0.100%; 미량≤N≤0.013%;로 이루어진 조성을 갖는 열간 성형 강철 부품에 관한 것이며, 여기서, 540≤(830-270*C%-90*Mn%-70*Cr%-83*Mo%-37*Ni%)≤600이고, Ti%≥2.5N%이다. 마이크로구조는 적어도 70%의 베이나이트계 페라이트 및 카바이드 또는 잔류 오스테나이트(여기서 잔류 오스테나이트 분율은 최대 10%), 및 최대 30%의 마르텐사이트 및/또는 초석 페라이트 및/또는 펄라이트(초석 페라이트 및/또는 펄라이트 분율은 최대 10%)로 이루어진다.

Description

열간 성형 강철 부품 및 제조 방법
본 발명은, 열간 성형 단계(압연(rolling), 단조(forging), 등) 후 자연 냉각에 의해 기계적 특성이 얻어지는 기계 부품의 제조를 위한 정해진 조성의 강철의 용도에 관한 것이다.
크랭크샤프트(crankshafts), 위시본(wishbones), 등과 같은 일부 기계 부품에는 850 내지 1000 MPa 정도의 기계적 강도가 필요하다. 이러한 요구 사항은 38MnVS6과 같은 미세-합금 페라이트-펄라이트 등급의 사용을 설명한다. 표준 DIN EN 10267에 설명된 이러한 등급은, 종래의 페라이트-펄라이트 강철의 기계적 특성보다 우수한 기계적 특성을 얻기 위해, 바나듐의 상간 석출(interphase precipitation) 현상을 사용한다. 이러한 등급은, 열간 성형 후 어떠한 열처리 없이, 위에서 언급한 기계적 강도를 얻기 위해 사용된다. 더욱이, 그 등급은 상대적으로 구현하기 쉽기 때문에(어떠한 후속 열처리 없이 기계적 특성이 얻어짐), 상기 등급은 1990년대 이후 널리 확립되었다.
그러나, 이러한 등급에는 두 가지 주요 단점이 있다. 한편으로, 획득된 기계적 특징은 냉각 속도에 대한 민감도가 증가하며, 따라서, 자연 냉각의 경우, 부품 크기에 대한 민감도가 증가한다. 다른 한편으로, 페로바나듐의 사용은 환경적, 경제적 문제를 야기한다. 이에 따라, 페로바나듐 가격의 변동성은 0.2 내지 0.3% 바나듐을 추가하는 비용만으로도 강철의 기본 비용과 거의 맞먹는 등 최고치를 기록하였다.
따라서, 그러나, 후자의 장점을 잃지 않으면서, 미세-합금 페라이트-펄라이트 강철에 대한 대안적인 해결책을 개발하는 데 큰 관심이 있다. 따라서, 상대적으로 적은 합금 등급(37Cr4, 42CrMo4)은 필요한 수준의 기계적 특성을 달성하는 데 쉽게 사용할 수 있지만, 열처리를 필요로 할 것이며, 이러한 열처리의 환경적 및 경제적 영향들은 합금에서 얻을 수 있는 이점들을 완전히 상쇄시킬 것이다.
이러한 해결책은 환경 및 경제적 영향이 큰 합금철(바나듐, 몰리브덴)의 사용을 피할 뿐만 아니라, 열처리도 필요하지 않아야 한다.
게다가, 지난 20년 동안 베이나이트 마이크로구조(여전히 때때로 침상 페라이트(acicular ferrite)라고도 불림)를 갖는 등급이 개발되었으며, 주 목표는, 열처리에 의존하지 않고, 미세-합금 페라이트-펄라이트 등급으로 얻어진 기계적 특성보다 우수한 기계적 특성을 얻는 것이다. 이러한 목표를 달성하기 위해, 압연 또는 열간 단조 후 냉각하는 동안 직접적으로, 페라이트-펄라이트가 아니라 베이나이트인 마이크로구조를 얻도록 화학적 조성물들이 적합화되었다. 단순화하기 위해, 이러한 등급을 지칭하는 데 "베이나이트 등급"이라는 용어가 사용될 것이다.
SEW 605-Ed1 문서는 긴 제품(long products) 분야의 베이나이트 등급의 개발에 대한 대표적인 개요를 제시한다. 상기 문서를 읽은 후 알 수 있듯이, 대부분의 세부 등급은 950 MPa 또는 심지어 1050 MPa보다 훨씬 높은 기계적 특성을 주장한다. 이러한 목적을 위해, 이러한 등급은 상대적으로 높은 Mn 및 Cr 농도를 사용할 뿐만 아니라, 모든 등급에 대해, Mo, Si 및 V의 상당한 첨가도 사용한다.
다른 특허에도 동일한 것이 적용된다. 이에 따라, EP 1 780 293 A2는 열간 성형 베이나이트-마르텐사이트 강철을 제시하고, 이는 어떠한 열처리 없이, 높은 기계적 특성을 얻기 위해 사용된다(1180 MPa의 기계적 강도의 예가 제공된다). WO 2005/100618은, 실시예들에 따라, 임의의 열처리 없이, 약 1150 MPa의 기계적 강도를 얻기 위해 사용되는 침상 페라이트 구조(즉, 이론적으로, 입내에서 형성된 베이나이트(bainite formed intragranularly))를 갖는 강철을 제시한다. WO 2009/138586 A2는, 어떠한 열처리 없이, 적어도 1100 MPa의 기계적 강도를 얻을 수 있도록 하는 베이나이트 구조를 갖는 강철에 관한 것이다. WO 2016/151345 A1은, 모든 실시예들에서, 주로 베이나이트 마이크로구조(70 내지 100%)를 갖고 1100 MPa보다 높은 기계적 강도를 갖는, 등급을 기술한다는 점에서 이전의 실시예와 유사하다. WO 2019/180563 A1에도 동일한 것이 적용된다. 문서 EP 3061838A1은 1150 MPa보다 높은 기계적 강도를 갖는 주로 베이나이트 구조(최소 60% 베이나이트)를 갖는 등급에 관한 것이다.
따라서, 위에 언급된 다양한 문서들을 통해, 소위'베이나이트' 등급의 개발은 무엇보다도 바나듐 마이크로-합금 페라이트-펄라이트 마이크로구조 강철인 널리 사용되는 기준과 비교하여 기계적 특성을 증가시키는 문제에 대응했다는 것이 분명하다.
대량 생산의 맥락에서, 기계적 특성의 증가는, 그것이 기계적 설계에 의해 부과되지 않는 경우, 종종 바람직하지 않은데, 이는 추가 가공 비용으로 이어질 수 있고, 결과적으로, 경제적 및 환경적 이점을 상쇄할 수 있기 때문이다. 이러한 관점에서만 보면, 위에 언급된 해결책은 38MnVS6과 같은 등급 또는 표준 NF EN 10267에 기술된 것과 같은 다른 등급의 대체로서는 생각할 수 없다.
SEW 605-Ed1을 자세히 조사한 결과, 기계적 특징의 관점에서, 제안된 해결책 중 일부는 그럼에도 불구하고 적합할 수 있음이 나타났다. 이는 27MnCr6-3이라는 등급의 경우이고, 그보다는 덜 하지만 37Mn7 및 37MnCr4-3 등급의 경우에도 그러하다. 실제로, 이러한 모든 등급은 38MnVS6(NF EN 10267 등급 중에서 가장 많이 사용되는 등급이기 때문에 본 명세서에서 사용됨)의 기계적 강도 수준의 기계적 강도를 가질 가능성이 높다. 그러나, 화학적 조성의 세부 사항은, 상기 모든 등급에 대해, V의 첨가가 필요하다는 것을 보여준다. 따라서, 이러한 해결책은 또한, 어떠한 열처리 없이, 그리고 바나듐(또는, 다른 중요한 합금철)을 많이 사용하지 않고, 850 내지 1000 MPa의 기계적 강도를 갖는 등급의 기존 문제에 답할 가능성이 없다.
해결책이 부족한 것은 두 가지 이유로 우연이 아니다. 첫째는 명시된 목적을 위해 베이나이트 구조를 갖는 등급을 고려하는 흐름에 거스를 것이라는 것이다. 실제로, 앞서 설명한 것처럼, 이러한 등급에 대한 작업은 높은 기계적 특성을 얻는 데 중점을 두었다. 둘째 이유는 기술적인 문제이므로, 나중에 자세히 논의할 것이다.
예를 들어, 출원 WO 2011/124851에 개시된 바와 같이, 베이나이트 변태(bainitic transformation)가 시작되는 온도를 감소시킴으로써 높은 기계적 특징이 획득된다. 인용된 참고 문헌에서, 상기 온도는, 섭씨 단위로, 공식 830 - 270*C% - 90*Mn% - 70*Cr%로 주어지며, 여기서 C%, Mn% 및 Cr%는 질량 백분율로 나타낸 C, Mn 및 Cr의 농도이다. 알 수 있는 바와 같이, 상기 온도를 낮추는 것은 Mn 및 Cr(C가 베이나이트 변태를 크게 늦추기 때문에 C는 제한된 상태로 잔류됨)과 같은 합금 원소들의 첨가를 포함한다. 이제, 당해 기술분야의 통상의 기술자에게 잘 알려진 바와 같이, 이러한 첨가는 또한, 냉각 동안 페라이트 및 펄라이트의 형성을 늦추고, 그에 따라, 목적하는 마이크로구조의 생성을 향상시킬 것이다. 이러한 방식으로, Mn, Cr, 등과 같은 합금 원소들을 첨가함으로써 두 가지 목표(우세한 베이나이트 및 고성능 구조의 형성)의 달성이 향상된다.
한편, 기계적 강도가 적당할 베이나이트 마이크로구조를 얻기 위해서, 변태온도를 높이는 것이 필요할 것이다. 이를 위해, 합금 원소들의 농도를 줄일 수 있다. 그러나, 이후 이것은 베이나이트 마이크로구조를 얻기 위해 추구하는 방향(이러한 변형에 의해 페라이트-펄라이트의 형성이 향상됨)과 반대 방향으로 진행된다. 위에 지적한 바와 같이, 적당한 기계적 특성(850 내지 1000 MPa)을 갖는 문서 SEW 605-Ed1의 등급에는 모두 바나듐이 첨가되어 있다. 위에 설명된 요소들을 고려하면, 앞으로 그러한 선택이 무해하지 않다는 것을 보여주는 것이 가능하다. 실제로, 몰리브덴(비용 측면들에 있어서 동일한 단점이 있음)과 마찬가지로 바나듐은, 베이나이트 형성의 속도론에 영향을 주지 않고, 페라이트-펄라이트의 형성을 크게 늦추는 특수성을 가지고 있다. 따라서, 이해되는 바와 같이, 특히 그러한 현재의 문제점들로 인해 부과되는 Mn 및 Cr의 첨가를 제한하려는 경우, 동일한 것이 베이나이트 등급에 사용된다.
상기 정의된 문제, 즉, 어떠한 열처리를 하지 않고, 그리고 바나듐이나 몰리브덴을 많이 사용하지 않고, 단조된 또는 압연된 상태(forged or rolled state)에서 850 내지 1000 MPa의 기계적 강도를 갖는 등급의 개발로 돌아가서, 그리고 앞에서 설명된 요소를 고려하면, 따라서, 해결책이 없을 뿐만 아니라, 베이나이트 마이크로구조를 기반으로 한 이러한 해결책의 개발은 현재까지 베이나이트 등급 개발을 뒷받침해 온 논리에 어긋난다는 것이 분명하다.
이제 본 발명을 상세히 설명할 수 있는데, 본 발명의 목표는 가격이 변동하는 합금철(V, Mo, NB, Ti)을 거의 또는 전혀 사용하지 않는 새로운 등급의 강철을 제안하고, 압연 또는 열간 단조 후 자연 냉각에 의해, 20 내지 100 mm의 전형적인 치수(두께 또는 직경)를 갖는 부품에 대해 주로 베이나이트 마이크로구조를 얻는 데 사용되는 것이며, 상기 부품은 850 내지 1000 MPa의 기계적 강도를 가져야 한다.
추가적으로 명시되는 바와 같이, 때때로 침상 페라이트 또는 입내 베이나이트(intragranular bainite)로 지칭되는 베이나이트 또는 베이나이트 페라이트의 모폴로지는 본 발명의 강철에 대해 주장된 마이크로구조와 구별되는 것으로 간주되지 않으며, 베이나이트는 통상적으로 페라이트-펄라이트, 위드만스타텐(Widmanstaetten) 페라이트 또는 마르텐사이트를 배제하는 것으로 이해되어야 한다.
이를 위해, 본 발명의 주제는 열간 성형 강철 부품이며, 강철의 조성은, 중량 백분율로 표현될 때 다음과 같이 구성되는 것을 특징으로 한다:
0.22% ≤ C ≤ 0.35%;
0.50% ≤ Mn ≤ 1.70%;
0.50% ≤ Cr ≤ 1.70%;
미량 ≤ Mo ≤ 0.15%;
미량 ≤ Si ≤ 0.40%;
미량 ≤ Ni ≤ 0.50%;
미량 ≤ Cu ≤ 0.50%;
미량 ≤ V ≤ 0.08%;
미량 ≤ Al ≤ 0.10%;
0.001% ≤ B ≤ 0.010%;
0.01%≤ Ti ≤ 0.06%;
미량 ≤ Nb ≤ 0.05%;
미량 ≤ S ≤ 0.15%;
미량 ≤ Ca ≤ 0.010%;
미량 ≤ Te ≤ 0.030%;
미량 ≤ Se ≤ 0.050%;
미량 ≤ Bi ≤ 0.050%;
미량 ≤ Pb ≤ 0.100%;
미량 ≤ P ≤ 0.100%;
미량 ≤ N ≤ 0.013%; 및
잔부의 철 및 정련(elaboration)으로부터 발생하는 불순물:로 이루어지며, 조성에 대해 다음의 관계식들이 확증되고:
540 ≤ (830 - 270*C% - 90*Mn% - 70*Cr% - 83*Mo% - 37*Ni%) ≤ 600;
Ti% ≥ 2.5 N%
여기서 C%, Mn%, Cr%, Mo%, Ni%, TI% 및 N%는 강철 내 C, Mn, Cr, Mo, Ni, Ti 및 N의 중량 백분율 단위의 농도를 나타내며,
강철의 마이크로구조는, 표면 분율(surface fractions)로:
적어도 70%의, 베이나이트 페라이트와 카바이드 또는 잔류 오스테나이트의 혼합물(잔류 오스테나이트 분율은 10% 이하), 및
최대 30%의 마르텐사이트 및/또는 초석 페라이트(pro-eutectoid ferrite) 및/또는 펄라이트(초석 페라이트 및/또는 펄라이트 분율은 10% 이하)로 이루어진다.
베이나이트 페라이트와 카바이드 또는 잔류 오스테나이트의 혼합물은 베이나이트를 형성하고, 베이나이트는 침상 페라이트(acicular ferrite) 또는 입내 베이나이트(intragranular bainite)라고 불리는 베이나이트 또는 베이나이트 페라이트의 모폴로지를 포함한다.
바람직하게는, 잔류 오스테나이트 분율은 5% 이하이다.
본 발명에 따른 강철 부품은 바람직하게는, 단독으로 또는 조합하여, 다음 특징 중 하나 또는 복수를 갖는다:
- 0.25% < C ≤ 0.35%, 바람직하게는 0.25% < C ≤ 0.30%인 조성;
- 1.10% ≤ Mn ≤ 1.70%인 조성;
- 미량 ≤ Mo ≤ 0.10%인 조성;
- 미량 ≤ Si ≤ 0.35%, 바람직하게는 미량 ≤ Si ≤ 0.25%, 바람직하게는 미량 ≤ Si ≤ 0.15%인 조성;
- 미량 ≤ Ni ≤ 0.35%인 조성;
- 미량 ≤ Cu ≤ 0.30%인 조성;
- 미량 ≤ V ≤ 0.05%인 조성;
- 미량 ≤ Al ≤ 0.05%인 조성;
- 0.001% ≤ B ≤ 0.006%인 조성;
- 미량 ≤ Nb ≤ 0.02%인 조성;
- 미량 ≤ N ≤ 0.010%인 조성;
- 560 < (830 - 270*C% - 90*Mn% - 70*Cr% - 83*Mo% - 37*Ni%) ≤ 600의 관계식이 확증되고;
- 강철 부품은 850 내지 1000 MPa의 기계적 강도를 갖는다.
본 발명의 또 다른 주제는 다음을 특징으로 하는 강철 부품의 제조 방법이다:
- 강철 반제품은 오스테나이트 상(austenitic phase)에서 열간 성형되고, 강철 반제품의 조성은, 중량 백분율로 표현될 때:
0.22% ≤ C ≤ 0.35%;
0.50% ≤ Mn ≤ 1.70%;
0.50% ≤ Cr ≤ 1.70%;
미량 ≤ Mo ≤ 0.15%;
미량 ≤ Si ≤ 0.40%;
미량 ≤ Ni ≤ 0.50%;
미량 ≤ Cu ≤ 0.50%;
미량 ≤ V ≤ 0.08%;
미량 ≤ Al ≤ 0.10%;
0.001% ≤ B ≤ 0.010%;
0.01%≤ Ti ≤ 0.06%;
미량 ≤ Nb ≤ 0.05%;
미량 ≤ S ≤ 0.15%;
미량 ≤ Ca ≤ 0.010%;
미량 ≤ Te ≤ 0.030%;
미량 ≤ Se ≤ 0.050%;
미량 ≤ Bi ≤ 0.050%;
미량 ≤ Pb ≤ 0.100%;
미량 ≤ P ≤ 0.100%;
미량 ≤ N ≤ 0.013%;
잔부의 철 및 정련으로부터 발생하는 불순물;로 이루어지며, 조성에 대해 다음의 관계식들이 확증되고;
540 ≤ (830 - 270*C% - 90*Mn% - 70*Cr% - 83*Mo% - 37*Ni%) ≤ 600;
Ti% ≥ 2.5 N%
여기서, C%, Mn%, Cr%, Mo%, Ni%, TI% 및 N%는 강철 내 C, Mn, Cr, Mo, Ni, Ti 및 N의 중량 백분율 단위의 농도를 나타내며,
- 열간 성형된 반제품은 정적 공기(still air), 강제 공기에서, 후드(hood) 하에서 또는 용기 내에서 냉각된다.
본 발명에 따른 방법은, 개별적으로 또는 조합하여, 다음 특징들 중 하나 또는 복수를 포함할 수 있다:
- 냉각 동안, 750 ℃ 내지 550 ℃에서의 냉각 속도는 0.15 ℃/s 이상이고, 550 ℃ 내지 250 ℃에서의 냉각 속도는 0.1 내지 0.5 ℃/s이고, 250 ℃ 미만에서의 냉각 속도는 0.1 내지 100 ℃/s 이다;
- 열간 성형 전에, 반제품은 기계 가공(machining) 또는 냉간 성형에 의해 성형된다;
- 냉각 후, 열간 성형된 반제품은 냉간 기계 가공 또는 냉간 성형에 의해 성형된다;
- 열간 성형된 반제품의 적어도 일 부분은 고주파 유도에 의해 표면 처리를 거친다.
- 고주파 유도에 의한 표면 처리를 수행한 후, 열간 성형된 반제품은 150 ℃ 내지 350 ℃의 온도에서의 템퍼링(tempering)을 거치며; 이러한 템퍼링은 고주파 유도에 의한 표면 처리를 한 반제품 부분의 경도를 조정하기 위한 것이다;
- 열간 성형된 반제품의 적어도 일 부분의 변형 경화(strain hardening)를 얻기 위해, 롤러 버니싱(roller burnishing) 또는 오토프레팅(autofretting)과 같은 방법에 의해, 열간 성형된 반제품의 기계적 강화가 수행된다.
- 침전물은, 예를 들어, 전기아연도금(electrogalvanization), 페인팅, 그리고 적합한 경우, 이러한 침전물(deposit)에 필요한 열처리(탈기, 경화(curing))에 의해 만들어진다;
- 0.25% < C ≤ 0.35%, 바람직하게는 0.25% < C ≤ 0.30%인 조성;
- 1.10% ≤ Mn ≤ 1.70%인 조성;
- 미량 ≤ Mo ≤ 0.10%인 조성;
- 미량 ≤ Si ≤ 0.35%; 바람직하게는 미량 ≤ Si ≤ 0.25%, 바람직하게는 미량 ≤ Si ≤ 0.15%인 조성;
- 미량 ≤ Ni ≤ 0.35%인 조성;
- 미량 ≤ Cu ≤ 0.30%인 조성;
- 미량 ≤ V ≤ 0.05%인 조성;
- 미량 ≤ Al ≤ 0.05%인 조성;
- 0.001% ≤ B ≤ 0.006%인 조성;
- 미량 ≤ Nb ≤ 0.02%인 조성;
- 미량 ≤ N ≤ 0.010%인 조성;
- 560 < (830 - 270*C% - 90*Mn% - 70*Cr% - 83*Mo% - 37*Ni%) ≤ 600의 관계식이 확증되고;
관련된 부품은 크랭크샤프트나 분사 레일(injection rail)일 수 있지만, 이에 국한되지는 않는다.
이제 본 발명의 다양한 원소들에 대한 조성 범위의 선택이 정당화될 것이다. 이미 언급했듯이, 모든 농도는 중량 백분율로 표시된다.
탄소 농도는 0.22 내지 0.35%로 구성된다. 낮은 탄소 농도는 베이나이트의 신속한 형성에 유리할 수 있으며, 이 점이 특정 특허(WO2011124851-A2)의 주제였으나, 낮은 탄소 농도는 또한, 초석 페라이트의 형성을 촉진한다. 특히 바나듐이 없는 경우, 이러한 페라이트는 특히 경도가 낮으며, 피로 파괴가 시작되는 바람직한 사이트가 될 수 있다. 낮은 탄소 농도는 또한, 기계적 특성을 유지하기 위해, 다량의 합금철(ferroalloys)을 필요로 한다. 따라서, 0.22%의 하한이 유지되었는데, 이는 0.16 내지 0.20% 정도의 농도를 선호하는, 소위 베이나이트 등급보다 훨씬 더 많은 수치이다. 바람직하게는, 탄소의 농도는 엄격하게 0.25%보다 높고, 0.26%보다 높으면 더 좋다. 반면에, 탄소 농도가 너무 높으면, 베이나이트 변태가 크게 느려지는 동시에 펄라이트의 형성(추구되지 않는)이 향상된다. 위에서 지적한 바와 같이, 상기한 것은 몰리브덴 또는 바나듐과 같은 합금 원소를 유지하도록 강요하며, 이는 베이나이트 변태의 속도론에 영향을 주지 않으면서, 페라이트-펄라이트로의 변태를 크게 늦춘다. 따라서, 그 대신, 그러한 원소들의 사용에 의존할 필요가 없도록, 0.35%의 상한이 유지되었다. 바람직한 범위를 선택하면, 페라이트(하한치) 및 마르텐사이트(상한치)의 부재(absence)를 보다 확실하게 피할 수 있다. 바람직하게는, 탄소 농도는 0.30% 이하이다.
Mn의 농도는 0.50 내지 1.7%, 바람직하게는 1.10% 이상 및/또는 1.70% 이하로 이루어진다. Mn은, 연속 냉각 동안 베이나이트 형성이 시작되는 온도를 나타내는 지표인, 파라미터 Bs를 제어하기 위해, Cr과 함께 사용된다. 특히, Mn을 첨가하면 파라미터 Bs가 낮아진다. Bs에 대한 효과가 상대적으로 낮은 농도(0.50%)에서 얻을 수 있는 경우, 과도한 편석(segregation)의 문제와 파라미터 Bs의 너무 큰 저하를 초래하는 너무 높은 농도(>1.70%)를 피하는 것이 또한, 바람직하다. Cr의 농도는 0.50 내지 1.70%로 구성된다. 본 발명에서, Cr은 파라미터 Bs를 제어할 목적으로 Mn과 동일한 방식으로 사용된다. 망간의 가변적인 상당 부분을 대체하기 위해 동일한 것이 그대로 사용될 수 있다. 그러나, 본 발명의 마이크로구조가 얻어지는 것을 보장하기 위해서는 최소 0.50%의 농도가 요구되며, 편석 현상과 등급의 비용을 제한하기 위해 최대 1.70%의 농도가 부과된다.
Mo의 농도는 미량 내지 0.15%, 바람직하게는 미량 내지 0.10%로 구성된다. Mo의 잘 확립된 역할은 페라이트-펄라이트 변태를 늦추는 것으로 이미 언급되었으며, 이는 베이나이트 마이크로구조를 얻는 데 특히 유리한 역할이다. 그러나, 비용 및 페로몰리브덴 가격 변동에 대한 노출로 인해, 본 발명에서, Mo의 첨가는, 0.15% 또는 심지어 0.10%로 제한된다. 후자의 농도는 가능하게는 사용된 스크랩(scrap)에 잔류물이 존재하는 것만으로도 도달할 수 있으므로, 이러한 농도가 반드시 의도적인 첨가를 필요로 하지는 않는다. 바람직하게는, Mo의 농도는 엄격하게 0.10% 미만이다.
Si의 농도는 미량 내지 0.40%, 바람직하게는 미량 내지 0.35%로 구성된다. 유리하게는, Si의 농도는 0.25% 이하, 바람직하게는 0.15% 이하이다. 위의 논점이 본 발명의 핵심이다. 실리콘의 역할은 마이크로구조에서 잔류 오스테나이트의 존재를 향상시키는 것으로 잘 알려져 있으며, 이를 통해, 소위 TRIP(Transformation Induced Plasticity) 효과, 즉 인장 시험 동안 더 높은 기계적 강도와 더 큰 신장률을 동시에 초래하는 효과의 이점을 얻는다. 이러한 효과는 통상적으로 등온 변태(isothermal transformations)를 위해 1.2 내지 1.5% 정도로 첨가할 때 관찰된다. 연속 냉각의 경우, 문서 EP 0787 812 B1에는, 실리콘이 0.8% 미만의 잔류 오스테나이트에 대해 안정화 효과가 없다고 특히 언급되어 있다. 이제, 본 발명의 경우, 앞에서 언급된 TRIP 효과는 바람직하지 않은데, 이는 TRIP은 목표(850 내지 1000 MPa)를 초과하는 기계적 강도를 의미하기 때문이다; 따라서 이것은 TRIP 효과가 없음을 보장하거나 TRIP 효과를 크게 제한하는 문제이다. 놀랍게도, 본 발명자들은 보여줄 수 있는 바와 같이, Si의 역할에 대한 견해가 잘못되었고, 청구된 조성의 범위 내에서 그리고 자동차 부품의 전형적인 치수의 구성요소에 대해, Si는 0.40%로부터, 경우에 따라, 0.35%로부터 시작하여 잔류 오스테나이트의 존재에 기여할 수 있다. 따라서, Si 농도는 의도적으로 그러한 값으로 제한되었으며, 바람직한 농도는 결과를 더 확실하게 보장한다.
Ni의 농도는 미량 내지 0.50%로, 바람직하게는 미량 내지 0.35%로 구성된다. 니켈은 잔류 원소로 원료 내로 공급되는 경우에만 존재할 수 있으며, 이 경우 Ni 농도는 자연스럽게 0.35%로 제한될 것이다. 후자는 0.50%로 증가할 수 있지만, Mo 및 V의 첨가와 동일한 이유(합금철의 비용 및 가격 변동, 환경 영향)로 상기 제한을 초과하는 첨가는 금지된다.
Cu의 농도는 미량 내지 0.50%로, 바람직하게는 미량 내지 0.30%로 구성된다. Ni 및 소량의 Mo와 마찬가지로, Cu도, 잔류 원소로서, 원료 내로 공급됨으로써만 존재할 수 있다. 따라서, 첨가는 필요하지 않지만, 열간 성형의 어려움을 피하기 위해, 그 농도는 0.50%, 바람직하게는 0.30%로 제한된다.
V의 농도는 미량 내지 0.08%로, 바람직하게는 미량 내지 0.05%로 구성된다. 몰리브덴, 구리, 및 니켈과 달리, 바나듐은 스크랩으로부터의 정련(elaboration from scrap) 동안 산화될 수 있으므로, 항상 0.015% 미만의 농도가 가능하다. 그러나, 비용에 미치는 영향과 등급 비용의 가변성을 최소화하기 위해, 경화능(hardenability), 및 템퍼링 강도(strength to tempering)를 향상시키기 위해, 0.08%, 바람직하게는 0.05%를 초과하지 않고, 소량 첨가가 이루어질 수 있다.
Al은 미량 내지 0.10%로, 바람직하게는 미량 내지 0.05%로 구성된다. Al은 강철을 탈산소(deoxidize)하기 위해 선택적으로(optionally) 첨가된다. 액체 금속과 공기의 접촉으로 인한 재-산화 삽입물의 형성의 위험을 제한하기 위해 첨가량은 0.10%로 제한된다. 이러한 제한은, 바람직한 구간이 만족되는 경우, 더욱 효과적일 것이다.
B는 0.001 내지 0.010%로, 바람직하게는 0.001 내지 0.006%로 구성된다. 붕소는 본 발명에 필수적인 초석 페라이트의 형성에 대한 강력한 지연제이다. 당해 기술분야의 통상의 기술자에게 공지된 바와 같이, 매우 적은 양의 붕소를 첨가하면 뚜렷한 효과를 얻을 수 있지만, 재현 가능한 효과를 얻으려면 최소 농도 0.001%(10 ppm)가 필요하다. 또한, 붕소 석출물의 생성 및 그에 따른 유해 효과를 방지하기 위해, 첨가량을 0.010%로 제한한다. 석출물의 부재(absence)는 0.006% 미만의 첨가로 제한함으로써 더욱 확실하게 보장될 것이다.
Ti는 0.01 내지 0.06%로 포함된다. 티타늄은, 정련(elaboration) 동안 불가피하게 존재하는 질소를 고정하여 붕소가 고용체 상태로 유지되도록 하기 위해 필수적이다. 본 발명자들은, 본 발명의 실시 조건하에서, 0.01% 정도의 농도가 충분할 수 있다는 것을 확인하였다. 반면, 0.06%를 초과하는 농도는 목적하는 효과의 관점에서 필수적이지 않으며, 피로 하에서의 수명에 유해한 석출물의 형성을 초래할 수도 있다. 상기 한도를 넘어서는 첨가는 또한 비용상의 이유로 바람직하지 않다. 마지막으로, B의 보호의 효과를 보장하기 위해, 최소 Ti가 N 농도와 연관되어 부과된다는 점(Ti% ≥ 2.5 N%)에 유의해야 한다.
Nb는 미량 내지 0.05%로 포함된다. 본 발명에 있어서 필수적이지는 아니지만, 경화능(hardenability)의 향상 및/또는 고온에서의 오스테나이트 결정립의 미세화(refining)를 위해, 니오븀이 첨가될 수 있다. 그러나, Ti에 대해 언급된 이유와 유사한 이유로 그 첨가량은 0.05%로 제한된다. 우선적으로, 비용상의 이유로, 그 농도는 0.02%로 제한된다.
S는 미량 내지 0.15%로 포함된다. 잘 알려진 바와 같이, 상기 등급의 기계가공성(machinability)을 향상시키기 위해, 황이 첨가될 수 있으며, 이때, 0.05 내지 0.15%의 농도가 황에 부여된다. 동일한 이유로, 조성물은, 최대 0.010%의 Ca, 및/또는 최대 0.030%의 Te, 및/또는 최대 0.050%의 Se, 및/또는 최대 0.050%의 Bi, 및/또는 최대 0.100%의 Pb의 첨가를 포함할 수 있다.
P는 미량 내지 0.100%로 포함된다. 통상적으로, P의 취성 효과의 결과를 제한하는 것이 추구되는 경우, P의 존재는 0.030%로 제한된다. 그러나, 특정 용도의 경우, 연성을 특성으로서 추구하지 않기 때문이라면, 또는 취성을 원하기 때문이라면(깨질 수 있는 커넥팅 로드의 경우), 0.030% 이상의 농도를 고려하는 것이 가능하다. 그러나, 그 농도는 0.100%로 제한될 것이며, 이를 초과하면 정련 및 압연의 어려움이 상당히 커진다.
N은 미량 내지 0.013%로, 우선적으로는 미량 내지 0.010%로, 포함된다. 불가피하게 존재하지만, 질소는, 붕소 첨가의 효과를 유지하기 위해서는, 제한되어야 한다. 이를 위해, 최대 0.013%의 농도가 부과되며, 0.010%의 한계는 결과 획득의 보장을 향상시킬 것이다.
본 발명의 강철에 존재하는 다른 원소는 철, 및 정련으로부터 발생하는 불순물이며, 이러한 불순물은 사용된 원료 및 액체 강철의 정련 방식(액체 금속을 얻기 위한 전환기 또는 전기 아크 퍼니스의 사용, 액체 금속의 진공 또는 비진공 처리, 등)을 고려한 통상적인 농도로 존재한다.
이해되어야 하는 바와 같이, 개별적으로 취해진 각각의 원소의 가능한 우선적 농도는 서로 독립적이다. 즉, 하나 또는 복수의 상기 원소들에 대하여는 우선적 범위 내에 있고 하나의 우선적 범위를 포함하는 다른 원소에 대하여는 우선적 범위들 밖에 있도록 선택될 수 있다.
또한, 냉각 동안 베이나이트가 형성되기 시작하는 온도를 추산하는 파라미터 Bs는 540 내지 600 ℃에 포함되어야 한다. 상기 파라미터 또는 "베이나이트 변태 시작 온도" Bs는 다음 수학식에 의해 정의된다:
Bs = 830 - 270*C% - 90*Mn% - 70*Cr% - 83*Mo% - 37*Ni%,
여기서, C%, Mn%, Cr%, Mo% 및 Ni%는 각각, 중량 백분율로 표현된, 강철 조성 중의, C, Mn, Cr, Mo 및 Ni의 농도를 나타낸다.
여기서도 역시, 본 발명자들은 상기 파라미터를 주로 상한치(higher value)에 의해 제한되어 가능한 한 낮도록 선택하는 접근법의 흐름에 반대한다. 그럼에도, 본 발명에 따른 파라미터 Bs는, 냉각 동안 고온에서 베이나이트를 형성하여 조대한 베이나이트 구조(coarse bainite structure)가 얻어지도록 하는 것을 가능하게 한다. 이에 따라, 베이나이트는 위에서 언급된 선행 기술에 따른 강철보다 낮은 기계적 강도를 갖는다.
더욱 구체적으로, 과도하게 높은 기계적 강도를 방지하기 위해서는, 540 ℃의 최소값이 필요하다. 반면, 600 ℃보다 큰 값에 해당하는 C, Mn 및 Cr의 농도는, 목적하는 마이크로구조를 얻는 데 적합하지 않다.
우선적으로, 파라미터 Bs는 560 ℃보다 크고, 더 좋게는 570 ℃보다 크다.
강철의 마이크로구조는, 표면 분율(surface fractions)로, 다음으로 이루어진다:
적어도 70%의, 베이나이트 페라이트 및 카바이드 또는 잔류 오스테나이트의 혼합물(여기서, 잔류 오스테나이트 분율은 10% 이하임); 및
최대 30%의 마르텐사이트 및/또는 초석 페라이트 및/또는 펄라이트(여기서, 초석 페라이트 및/또는 펄라이트 분율은 10% 이하임).
베이나이트 페라이트 및 카바이드 또는 오스테나이트의 혼합물은 베이나이트를 형성한다. 더욱 구체적으로, 베이나이트는 베이나이트 페라이트 스트립들 또는 플레이트들의 매트릭스의 형태이며, 이들 사이에 카바이드 및/또는 오스테나이트가 존재한다.
본 발명에 따른 강철의 마이크로구조에서, 베이나이트, 특히 베이나이트 페라이트는, 냉각 동안, 온도가 베이나이트 변태를 위한 시작 온도 Bs보다 낮아지자마자, 형성된다. 앞에서 설명된 바와 같이, Bs의 높은 값으로 인해, 상대적으로 높은 온도에서 베이나이트가 형성된다. 그에 따라, 베이나이트는 조대 구조(coarse structure)를 가지며, 그에 따라, 기계적 강도를 최대 1000 MPa로 제한하는 것을 가능하게 만든다.
잔류 오스테나이트 분율은 10% 이하이어야 하며, 우선적으로는 5% 이하이어야 한다. 실제로, 앞에서 설명된 바와 같이, 마이크로구조 내의 잔류 오스테나이트의 존재는 특히 더 높은 기계적 강도를 초래한다. 10%보다 큰 잔류 오스테나이트 분율은 목표(850 내지 1000 MPa)를 초과하는 기계적 강도를 초래할 것이다. 따라서, 높은 잔류 오스테나이트 분율은 본 발명의 목적을 달성하는 데 해롭다. 따라서, 5% 이하의 잔류 오스테나이트 분율이 바람직하다.
그 구조는 마르텐사이트, 초석 페라이트 및/또는 펄라이트를 포함할 수 있지만, 추구하는 기계적 특징들을 달성하기 위해서는, 이 구성성분들의 분율들의 합은 최대 30%로 유지되어야 하고, 초석 페라이트 및 펄라이트의 분율들의 합은 최대 10%로 유지되어야 한다.
이제 본 발명에 따른 부품의 제조 방법이 설명될 것이다.
부품은 앞에서 설명된 조성을 갖는 강철 반제품을, 오스테나이트 상(austenitic phase)에서, 열간 성형(hot-forming)함으로써 생성된다.
반제품은, 예를 들어, 빌렛(billet) 또는 바(bar)이다.
일 구현예에 따르면, 열간 성형 전에, 반제품은, 기계가공(machining) 또는 냉간 성형(cold forming)에 의해 초기 성형된다.
열간 성형은, 예를 들어, 열간 단조 또는 열간 압연이다.
열간 성형은 오스테나이트 상(전형적으로 1100 내지 1250 ℃)에서 수행된다.
열간 성형 후, 부품은 냉각된다. 냉각은, 추구하는 냉각 속도에 따라, 정적 공기(still air)로, 강제 공기(forced air)로, 후드(hood) 하에서, 또는 용기 내에서, 수행된다.
본 발명에 따르면, 목적하는 기계적 특징들은, 열간 성형 후 어떠한 열처리도 사용하지 않은 채, 또한 정적 공기 중에서 자연적으로 수행될 수 있는 냉각 속도의 임의의 매우 제한적인 특별한 제어를 가하지 않은 채, 달성된다.
냉각 동안, 750 ℃ 내지 550 ℃에서의 냉각 속도는 우선적으로는 0.15 ℃/s이상이며, 그에 따라, 상기 온도 범위에서 형성될 가능성이 높은 페라이트 및 펄라이트의 형성을 방지하거나 제한할 수 있다.
우선적으로, 550 ℃ 내지 250 ℃에서의 냉각 속도는 0.1 내지 0.5 ℃/s이다. 실제로, 본 발명에 따른 파라미터 Bs가 주어지면, 베이나이트 페라이트가 상기 온도 범위에서 형성된다. 상기 온도 범위에서의 베이나이트 형성을 최대화하기 위해서는, 냉각 속도는 너무 높아서는 안된다.
250 ℃ 미만에서는, 상 변태가 대략적으로 완료되며, 그에 따라, 냉각 속도는 0.1 ℃/s 내지 100 ℃/s이다.
위에서 나타낸 바와 같이, 위에서 명시된 냉각 속도 범위들을 얻기 위해서는, 정적 공기 냉각이면 충분할 수 있다.
그럼에도 불구하고, 특정 경우들에서는, 특히 부품의 직경으로 인해, 냉각의 적합화(adaptation)가 사용될 수 있다. 예를 들어, 큰 치수의 부품의 경우, 특히 등가 직경이 120 mm 이상인 경우(즉, 그에 따라 부품의 자연 냉각 속도가 직경이 120 mm인 막대의 냉각 속도보다 작거나 같게 되는 경우), 정적 공기 냉각은, 특히 부품 코어에서의, 과도하게 느린 냉각을 초래할 수 있으며, 그에 따라 페라이트 및/또는 펄라이트가 과도하게 많은 양으로 발생하는 것을 초래할 수 있다. 그러한 경우, 충분한 냉각 속도를 얻기 위해, 강제 공기 냉각이 사용될 수 있다.
반면에, 냉각 속도를 줄이기 위해, 후드 하에서 또는 용기 내에서, 냉각이 실행될 수 있다.
일 구현예에 따르면, 냉각 후, 부품을 얻기 위해, 특히 최종 부품의 정확한 치수 및 표면 특징들을 얻기 위해, 냉간 가공 또는 냉간 변형에 의한 형상화(shaping)가 수행된다.
일 구현예에 따르면, 냉각 후 또는 가능한 냉간 성형 후에, 부품의 표면의 표면 처리가 고주파 유도에 의해 수행되어, 그러한 기술의 이점들(경도, 잔류 압축 응력, 등의 증가)을 부품에 부여할 수 있다. 표면 처리는 통상적으로 부품의 특정 부분 상에서 수행된다.
이러한 표면 처리 후에, 부품의 처리된 영역들의 경도를 조절하기 위해, 템퍼링(tempering)이 수행될 수 있다.
추가적으로 또는 대안적으로, 부품의 일 부분이, 롤러 버니싱(roller burnishing), 오토프레팅(autofretting), 또는 강화할 부품의 잔류 압축 응력뿐만 아니라 국부 가공 경화(local work hardening)를 얻는 것을 목적으로 하는 기타 방법들에 의해, 기계적으로 강화된다.
냉각 후, 일 구현예에 따르면, 부품은, 예를 들어 전기 아연도금 또는 페인트 침착에 의한, 코팅의 침착을 거치고, 뿐만 아니라, 적절한 경우, 그러한 침착에 의해 요구되는 열처리를 거친다.
본 발명에 따른 조성물(Inv1 내지 Inv4), 유사하지만 본 발명에 따르지 않는 조성물(Steel1 내지 Steel7) 및 기준 38MnVS6에 대해 실험실에서 얻어진 결과가 이제 제시될 것이다. 보유된 모든 조성들이 하기 표 1에 제시되어 있다. 이해되어야 하는 바와 같이, 언급된 조성물들의 100%에 대한 보충물은 Fe이며, 고려된 실시예들에 첨가되지 않은 기계가공성 원소들(machinability elements) Ca, Te, Se, Bi, Pb와 같은 본 발명에 선택적으로(optionally)만 존재할 수 있는 원소들을 포함하는, 표에 언급되지 않은 원소들은 미량 원소로만 존재한다. 밑줄 친 값들은 본 발명에 따른 것이 아니다.
C Mn Si Ni Cr Mo V Cu Al B Ti Nb N Bs
기준
38MnVS6		 0.380 1.500 0.450 0.200 0.200 0.050 0.125 0.120 0.025 0.0001 0.001 0.001 0.012 567
Alt1 0.423 0.884 0.280 0.249 0.766 0.212 0.004 0.147 0.028 0.0041 0.028 0.001 0.008 556
Alt2 0.420 0.890 0.281 0.248 0.768 0.183 0.003 0.147 0.023 0.0037 0.027 0.001 0.008 558
Alt3 0.180 1.625 0.181 0.169 1.512 0.194 0.091 0.189 0.036 0.0001 0.001 0.002 0.003 507
Alt4 0.265 1.438 0.595 0.215 0.938 0.060 0.002 0.233 0.024 0.0032 0.026 0.002 0.007 550
Alt5 0.240 1.450 0.820 0.120 0.840 0.080 0.185 0.200 0.020 0.0030 0.025 0.002 0.008 565
Alt6 0.263 1.238 0.159 0.146 1.120 0.052 0.002 0.137 0.020 0.0001 0.001 0.001 0.007 559
Alt7 0.320 1.620 0.350 0.170 0.980 0.300 0.002 0.040 0.025 0.0030 0.025 0.001 0.007 498
Inv1 0.265 1.449 0.372 0.219 0.918 0.060 0.001 0.148 0.026 0.0030 0.027 0.001 0.007 551
Inv2 0.268 1.442 0.121 0.214 0.905 0.059 0.002 0.146 0.026 0.0030 0.026 0.001 0.006 552
Inv3 0.265 1.412 0.096 0.099 0.931 0.026 0.059 0.229 0.037 0.0034 0.026 0.002 0.008 560
Inv4 0.295 1.431 0.294 0.182 0.881 0.055 0.002 0.150 0.024 0.0030 0.025 0.001 0.007 549
이후에 논의되는 결과는 직경이 ~40 mm인 빌렛을 사용하여 얻어졌는데, 이 빌렛에는, 그것의 조건이 자동차 크랭크샤프트와 같은 단조 부품에서 예상되는 조건과 유사하거나 심지어 동일하도록, 다음과 같은 열처리가 가해졌다: 1050 ℃에서의 오스테나이트화, 및 후속적으로, 전형적으로 800 내지 550 ℃에서는 0.45 내지 0.50 ℃/s, 550 ℃ 내지 주위 온도에서는 0.25 내지 0.30 ℃/s의 냉각 속도를 발생시키는 정적 공기 냉각을 거침. 그 다음, 그렇게 처리된 강철의 기계적 강도를 측정하기 위해 인장 시험을 수행하였고, 그것의 마이크로구조를 측정하기 위해 금속 조직 검사(metallographic examination)를 수행하였다.
마이크로구조 Rm
(MPa)
기준
38MnVS6		 페라이트-펄라이트 900
Alt1 ≥ 80% 베이나이트 941
Alt2 ~펄라이트, 베이나이트 955
Alt3 ≥ 80% 베이나이트 1050
Alt4 ≥ 80% 베이나이트 1092
Alt5 ≥ 80% 베이나이트 1060
Alt6 ~펄라이트, 베이나이트 870
Alt7 ≥ 80% 베이나이트 1255
Inv1 ≥ 80% 베이나이트 989
Inv2 ≥ 80% 베이나이트 850
Inv3 ≥ 80% 베이나이트 907
Inv4 ≥ 80% 베이나이트 975
결과를 표 2에 요약하였으며, 여기서 밑줄 친 값들은 본 발명에 따르지 않은 값들이다. 예상대로, 기준 등급(38MnVS6)은 추구하는 기계적 강도를 갖지만, 목표 마이크로구조는 갖지 않는다; 위에 설명된 바와 같이, 상기 등급은 기계적 특성을 얻기 위해 바나듐의 상간 석출(interphase precipitation)을 사용하는데, 이 원소의 첨가는 정확히 방지되어야 한다. 더욱이, 본 발명에 대한 Cr의 불충분한 농도뿐만 아니라, B 및 Ti의 첨가의 부재가 주목되어야 하며, 이는 마이크로구조가 전체적으로 페라이트계-펄라이트로 유지되는 반면 주로 베이나이트 마이크로구조가 추구된다는 것을 부분적으로 설명할 것이다.
Alt1 강철은 예상한 대로의 마이크로구조 및 인장 강도를 갖지만, 탄소 및 몰리브덴 농도는 본 발명에 따르지 않는다. 위에서 언급된 바와 같이, 상당량의 몰리브덴 사용이 금지되는데, 이는 상응하는 페로합금(ferroalloys)의 사용을 제한하기 위해서이다. Alt2와의 비교는 탄소의 농도에 대한 제한의 이유를 잘 보여준다. 실제로, Alt1에 비해 Mo 농도가 감소된 Alt2는 본 발명의 요구사항에 따르지 않는 마이크로구조를 가지며, 특히 ~25% 펄라이트를 갖는다. 그러한 결과는 0.2%를 초과하는 몰리브덴을 사용하지 않고는 상기 성분의 형성을 방지하는 것이 어렵다는 것을 분명히 보여준다.
Alt3 강철은, 부합하는 마이크로구조 및 Si 농도를 갖지만, 부합하지 않는 파라미터 Bs를 갖는다. 요구되는 최소값보다 더 낮은 Bs 값의 결과로서, 기계적 강도는 본 발명의 요구사항보다 더 크며, 이는 생산 동안 기계가공의 어려움을 초래할 수 있다.
Alt4 및 Alt5 강철은, 본 발명에 의해 부과된 최대치를 초과하는 Si 농도를 제외하고는, 본 발명의 조성에 매우 가까운 조성을 갖는다. 그로부터 목표 기계적 강도(850 내지 1000 MPa)보다 훨씬 더 큰 기계적 강도가 발생한다. 더욱이, 위에서 강조된 바와 같이, X-선 회절을 사용하여 실증된 바에 따르면, 상기 강철들은 각각 11% 및 15%의 잔류 오스테나이트 농도를 갖는다. 또한, 설명된 바와 같이, 잔류 오스테나이트가, TRIP 효과로 인해 기계적 강도가 높아지는 원인이었다. 위의 결과가 본 발명의 핵심인데, 이는, 통상적으로 잔류 오스테나이트의 안정화 한계를 0.6 내지 1 Si%로 추정하는 전체 과학 자료와 반대되기 때문이다.
Alt6 강철은, Ti 및 B의 첨가를 제외하고는, 많은 논점들에서 부합하다. 본 발명에 따르지 않는 마이크로구조가 그로부터 발생한다(본 발명자들의 경험에 따르면, 혼합된 펄라이트-베이나이트 마이크로구조는 냉각 조건에 대해 매우 높은 민감도를 가지며, 산업 조건에서 사용하기에 바람직하지 않다).
마지막으로, Alt7 강철도 본 발명의 강철에 가깝지만, 요구되는 파라미터보다 훨씬 낮은 파라미터 Bs를 갖고 있어, 기계적 강도가 목표보다 훨씬 높다.
Inv1 내지 Inv 4의 강철은 모두, 표면 분율로, 베이나이트 페라이트 및 카바이드 또는 잔류 오스테나이트의 혼합물 적어도 70%(잔류 오스테나이트 분율은 5% 이하임), 및 마르텐사이트 및/또는 초석 페라이트 및/또는 펄라이트 최대 30%(초석 페라이트 및/또는 펄라이트 분율은 10% 이하임)로 이루어지는 구조를 갖는다.
Inv1 내지 Inv4 강철에 대해 얻어진 결과에서 알 수 있듯이, 본 발명에 의해 정의된 모든 기준을 만족시키면, 바나듐 및 몰리브덴을 상당한 양으로 사용하지 않고도, 목적하는 마이크로구조 및 기계적 강도를 얻을 수 있다. 주목되어야 하는 바와 같이, 몰리브덴 농도는 생산에 사용되는 스크랩의 잔류 원소인 몰리브덴의 단순한 존재에 의해 얻어질 수 있는 농도에 해당한다.

Claims (16)

  1. 열간 성형 강철 부품(hot-formed steel part)으로서, 상기 강철의 조성은, 중량 백분율로 표현될 때:
    0.22% ≤ C ≤ 0.35%;
    0.50% ≤ Mn ≤ 1.70%;
    0.50% ≤ Cr ≤ 1.70%;
    미량(traces) ≤ Mo ≤ 0.15%;
    미량 ≤ Si ≤ 0.40%;
    미량 ≤ Ni ≤ 0.50%;
    미량 ≤ Cu ≤ 0.50%;
    미량 ≤ V ≤ 0.08%;
    미량 ≤ Al ≤ 0.10%;
    0.001% ≤ B ≤ 0.010%;
    0.01%≤ Ti ≤ 0.06%;
    미량 ≤ Nb ≤ 0.05%;
    미량 ≤ S ≤ 0.15%;
    미량 ≤ Ca ≤ 0.010%;
    미량 ≤ Te ≤ 0.030%;
    미량 ≤ Se ≤ 0.050%;
    미량 ≤ Bi ≤ 0.050%;
    미량 ≤ Pb ≤ 0.100%;
    미량 ≤ P ≤ 0.100%;
    미량 ≤ N ≤ 0.013%; 및
    잔부의 철 및 정련(elaboration)으로부터 발생하는 불순물;로 이루어지며,
    상기 조성에 대해 다음의 관계식들이 확증되고:
    540 ≤ (830 - 270*C% - 90*Mn% - 70*Cr% - 83*Mo% - 37*Ni%) ≤ 600;
    Ti% ≥ 2.5 N%,
    여기서, C%, Mn%, Cr%, Mo%, Ni%, Ti% 및 N%는 상기 강철 내 C, Mn, Cr, Mo, Ni, Ti 및 N의 중량 백분율 단위의 농도를 나타내며,
    상기 강철의 마이크로구조는, 표면 분율(surface fractions)로:
    적어도 70%의, 베이나이트 페라이트와 카바이드 또는 잔류 오스테나이트의 혼합물로서, 상기 잔류 오스테나이트 분율은 10% 이하이고, 베이나이트 페라이트와 카바이드 또는 잔류 오스테나이트의 상기 혼합물은 베이나이트를 형성하고, 상기 베이나이트는 침상 페라이트(acicular ferrite) 또는 입내 베이나이트(intragranular bainite)라고 불리는 베이나이트 페라이트 또는 베이나이트의 모폴로지들을 포함하는, 적어도 70%의, 베이나이트 페라이트와 카바이드 또는 잔류 오스테나이트의 혼합물; 및
    최대 30%의, 마르텐사이트 및/또는 초석 페라이트(pro-eutectoid ferrite) 및/또는 펄라이트(pearlite)로서, 상기 초석 페라이트 및/또는 펄라이트 분율은 10% 이하인, 최대 30%의, 마르텐사이트 및/또는 초석 페라이트 및/또는 펄라이트;로 이루어진,
    열간 성형 강철 부품.
  2. 제 1 항에 있어서, 상기 잔류 오스테나이트의 분율은 5% 이하인, 열간 성형 강철 부품.
  3. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서, 0.25% < C ≤ 0.35%인, 바람직하게는 0.25% < C ≤ 0.30%인, 열간 성형 강철 부품.
  4. 제 1 항 내지 제 3 항 중 어느 한 항에 있어서, 1.10% ≤ Mn ≤ 1.70%인, 열간 성형 강철 부품.
  5. 제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 있어서, 미량 ≤ Mo ≤ 0.10%인, 열간 성형 강철 부품.
  6. 제 1 항 내지 제 5 항 중 어느 한 항에 있어서, 미량 ≤ Si ≤ 0.35%인, 우선적으로 미량 ≤ Si ≤ 0.25%인, 우선적으로 미량 ≤ Si ≤ 0.15%인, 열간 성형 강철 부품.
  7. 제 1 항 내지 제 6 항 중 어느 한 항에 있어서, 미량 ≤ Ni ≤ 0.35%인, 열간 성형 강철 부품.
  8. 제 1 항 내지 제 7 항 중 어느 한 항에 있어서, 미량 ≤ Cu ≤ 0.30%인, 열간 성형 강철 부품.
  9. 제 1 항 내지 제 8 항 중 어느 한 항에 있어서, 미량 ≤ V ≤ 0.05%인, 열간 성형 강철 부품.
  10. 제 1 항 내지 제 9 항 중 어느 한 항에 있어서, 560 < (830 - 270 C% - 90 Mn% - 70 Cr% - 83 Mo% - 37 Ni%) ≤ 600인, 열간 성형 강철 부품.
  11. 강철 부품을 제조하는 방법으로서,
    - 강철 반제품이 오스테나이트 상(austenitic phase)에서 열간 성형되고, 상기 강철 반제품의 조성은, 중량 백분율로 표현될 때:
    0.22% ≤ C ≤ 0.35%;
    0.50% ≤ Mn ≤ 1.70%;
    0.50% ≤ Cr ≤ 1.70%;
    미량 ≤ Mo ≤ 0.15%;
    미량 ≤ Si ≤ 0.40%;
    미량 ≤ Ni ≤ 0.50%;
    미량 ≤ Cu ≤ 0.50%;
    미량 ≤ V ≤ 0.08%;
    미량 ≤ Al ≤ 0.10%;
    0.001% ≤ B ≤ 0.010%;
    0.01%≤ Ti ≤ 0.06%;
    미량 ≤ Nb ≤ 0.05%;
    미량 ≤ S ≤ 0.15%;
    미량 ≤ Ca ≤ 0.010%;
    미량 ≤ Te ≤ 0.030%;
    미량 ≤ Se ≤ 0.050%;
    미량 ≤ Bi ≤ 0.050%;
    미량 ≤ Pb ≤ 0.100%;
    미량 ≤ P ≤ 0.100%;
    미량 ≤ N ≤ 0.013%; 및
    잔부의 철 및 정련으로부터 발생하는 불순물;로 이루어지며,
    상기 조성에 대해 다음의 관계식들이 확증되고:
    540 ≤ (830 - 270 C% - 90 Mn% - 70 Cr% - 83 Mo% - 37 Ni%) ≤ 600;
    Ti% ≥ 2.5 N%,
    여기서, C%, Mn%, Cr%, Mo%, Ni%, Ti% 및 N%는 상기 강철 내 C, Mn, Cr, Mo, Ni, Ti 및 N의 중량 백분율 단위의 농도를 나타내며,
    - 열간 성형된 상기 강철 반제품은 정적 공기(still air)로, 강제 공기에서, 후드(hood) 하에서 또는 용기 내에서 냉각되고, 상기 냉각의 속도는 750 ℃ 내지 550 ℃에서는 0.15 ℃/s 이상이고, 상기 냉각의 속도는 550 ℃ 내지 250 ℃에서는 0.1 내지 0.5 ℃/s이고, 상기 냉각의 속도는 250 ℃ 미만에서는 0.1 내지 100 ℃/s인,
    방법.
  12. 제 11 항에 있어서, 상기 강철 반제품은 상기 열간 성형 전에 기계 가공(machining) 또는 냉간 성형에 의해 성형되는, 방법.
  13. 제 11 항 또는 제 12 항에 있어서, 상기 냉각 후, 열간 성형된 상기 강철 반제품은 냉간 기계 가공 또는 냉간 성형에 의해 성형되는, 방법.
  14. 제 11 항 내지 제 13 항 중 어느 한 항에 있어서, 열간 성형된 상기 강철 반제품의 적어도 일 부분은 고주파 유도에 의한 표면 처리를 거치는, 방법.
  15. 제 14 항에 있어서, 고주파 유도에 의한 상기 표면 처리를 수행한 후, 열간 성형된 상기 강철 반제품은 150 ℃ 내지 350 ℃의 온도에서의 템퍼링(tempering)을 거치는, 방법.
  16. 제 11 항 내지 제 15 항 중 어느 한 항에 있어서, 열간 성형된 상기 강철 반제품의 적어도 일 부분의 가공 경화(work hardening)를 얻기 위해, 열간 성형된 상기 강철 반제품의 기계적 강화(mechanical reinforcement)가, 롤러 버니싱(roller burnishing) 또는 오토프레팅(autofretting)과 같은 방법에 의해, 수행되는, 방법.
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Family Cites Families (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
FR2744733B1 (fr) 1996-02-08 1998-04-24 Ascometal Sa Acier pour la fabrication de piece forgee et procede de fabrication d'une piece forgee
JPH11350074A (ja) * 1998-04-07 1999-12-21 Nippon Steel Corp ガス圧接性に優れたベイナイト系レール
FR2867785B3 (fr) 2004-03-18 2006-02-17 Ispat Unimetal Piece mecanique de taille moyenne ou petite issue de la forge ou de la frappe
DE102005052069B4 (de) 2005-10-28 2015-07-09 Saarstahl Ag Verfahren zum Herstellen von Vormaterial aus Stahl durch Warmverformen
FR2931166B1 (fr) 2008-05-15 2010-12-31 Arcelormittal Gandrange Acier pour forge a chaud a hautes caracteristiques mecaniques des pieces produites
FR2958660B1 (fr) 2010-04-07 2013-07-19 Ascometal Sa Acier pour pieces mecaniques a hautes caracteristiques et son procede de fabrication.
EP3061837A1 (de) 2015-02-27 2016-08-31 Swiss Steel AG Blankes bainitisches Langprodukt und Verfahren zu dessen Herstellung
WO2016151345A1 (fr) 2015-03-23 2016-09-29 Arcelormittal Pieces a structure bainitique a hautes proprietes de resistance et procede de fabrication
FR3064282B1 (fr) * 2017-03-23 2021-12-31 Asco Ind Acier, procede pour la fabrication de pieces mecaniques en cet acier, et pieces ainsi fabriquees
WO2019180492A1 (en) 2018-03-23 2019-09-26 Arcelormittal Forged part of bainitic steel and a method of manufacturing thereof

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