KR101668539B1

KR101668539B1 - Trip형 2상 마르텐사이트강 및 이것을 이용한 초고강도 강제 가공품

Info

Publication number: KR101668539B1
Application number: KR1020147009484A
Authority: KR
Inventors: 고우이치 스기모토; 쥰야 고바야시; 노부오 요시카와; 유지 나카지마; 데루히사 다카하시; 고로 아라이
Original assignee: 우수이 고쿠사이 산교 가부시키가이샤; 신슈 다이가쿠
Priority date: 2011-09-15
Filing date: 2012-03-14
Publication date: 2016-10-21
Also published as: CN103827332B; EP2757170A4; KR20140064945A; WO2013038741A1; US20140230969A1; JP2013076155A; EP2757170A1; CN103827332A; JP5910168B2; EP2757170B1; IN2014CN02685A

Abstract

본 발명은, 단조 온도나 단조 가공률 등에 상관없이, 열처리 조건을 제어함으로써 모상 조직을 연질 래스마르텐사이트 조직과 경질 래스마르텐사이트 조직의 2상 마르텐사이트로 한, 강도·신장 밸런스 및 샤르피 충격값이 우수한 TRIP형 2상 마르텐사이트강을 제공한다. C: 0.1％∼0.7％, Si: 0.5％∼2.5％, Mn: 0.5％∼3.0％, Cr: 0.5％∼2.0％, Mo: 0.5％ 이하(0％를 포함함), Al: 0.04％∼2.5％를 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지며, 금속 조직은, 모상 조직이 연질 래스마르텐사이트 조직과 경질 래스마르텐사이트 조직으로 이루어지고, 강 소재를 γ영역으로 가열 후, 마르텐사이트 변태 개시 온도(Ms점) 바로 위의 온도까지 급냉 후, Mf점℃∼Mf점-100℃의 온도 영역에서 등온 변태 처리를 실시함으로써 얻어지는 것을 특징으로 한다.

Description

TRIP형 2상 마르텐사이트강 및 이것을 이용한 초고강도 강제 가공품{TRIP-AIDED DUAL-PHASE MARTENSITIC STEEL AND ULTRAHIGH-STRENGTH-STEEL PROCESSED PRODUCT USING SAME}

본 발명은, 우수한 노치 피로 강도 및 파괴 인성을 갖는 초고강도강 및 초고강도 강제 가공품 및 그 제조 방법에 관한 것으로서, 보다 자세하게는 모상 조직이 연질 래스마르텐사이트 조직과 경질 래스마르텐사이트 조직으로 이루어지고, 우수한 강도·신장 밸런스 및 샤르피 충격값을 갖는 TRIP형 2상 마르텐사이트강 및 이것을 이용한 초고강도 강제 가공품, 초고강도 단조품에 관한 것이다.

한편, 본 발명의 「초고강도 단조품」으로서는, 예컨대, 엔진용 커넥팅 로드 단조품 등을 대표적으로 들 수 있고, 일차 단조품뿐만 아니라, 일차 단조품을 재차 단조(냉간, 온간 단조 등)하여 얻어지는 이차 단조품, 삼차 단조품 등의 정밀 단조품, 또한 상기 단조품을 복잡한 형상으로 가공하여 얻어지는 최종 제품, 디젤 엔진에 탑재되는 축압식 연료 분사 시스템용 커먼 레일 등도 모두 포함된다.

자동차, 전기, 기계 등의 산업용 기술 분야에 있어서의 단조품은 일반적으로, 가열 온도가 상이한 여러 가지의 단조(가공)를 행한 후, 담금질·템퍼링 등의 조질 처리(열처리)를 하여 제조되고 있고, 예컨대 자동차를 예로 들면, 크랭크샤프트, 커넥팅 로드, 트랜스미션 기어, 디젤 엔진에 탑재되는 축압식 연료 분사 시스템용 커먼 레일 등에는, 열간 단조품(가압 온도 1100℃∼1300℃)이나 온간 단조품(가압 온도 600℃∼800℃)이, 피니언 기어, 기어, 스티어링 샤프트, 밸브 리프터 등에는, 냉간 단조품(상온에서 가압)이, 각각 범용되어 있다.

최근, 자동차 차체의 경량화와 충돌 안전성을 확보하기 위해서, 잔류 오스테나이트의 변태 유기 소성을 수반하는 성형 가능한 초고강도 저합금 TRIP강(TBF강)의 적용이 검토되고 있다.

예컨대, 특허문헌 1에는, 대략 페라이트와 오스테나이트의 2상 영역 온도에서 어닐링과 단조 양쪽 모두를 행한 후, 소정 온도에서 오스템퍼링 처리한다는 독자적인 열처리를 채용함으로써, 인장 강도가 600 MPa 급 이상인 고강도 영역에 있어서, 신장 및 강도-인장도 특성의 밸런스가 우수한 고강도 단조품의 제조 방법에 관한 기술이, 특허문헌 2에는, 템퍼링 베이나이트 또는 마르텐사이트를 구별하여 만든 후, 대략 페라이트와 오스테나이트의 2상 영역 온도에서 어닐링과 단조 양쪽 모두를 행하고, 그 후, 소정 온도에서 오스템퍼링 처리하는 방법을 채용함으로써, 신장 및 강도-인장도 특성의 밸런스가 우수한 고강도 단조품을 제조할 수 있는 기술이, 특허문헌 3에는, 2상 영역의 온도 범위에서 가열한 후, 상기 2상 영역에서 단조 가공을 행하고, 그 후, 규정의 오스템퍼링 처리를 실시함으로써 단조 가공시의 온도를 저하시킬 수 있고, 우수한 신장 플랜지성과 가공성을 구비한 고강도 단조품을 제조할 수 있는 기술이 개시되어 있다.

그러나, 이러한 방법으로 얻어지는 단조품을 제조하는 경우, 이하에 기재하는 문제가 발생할 가능성이 있다.

단조품은, 그 가공률에 따라서 발열하기 때문에, 단조시의 부품 온도가 부위에 따라서 변화되는 경우가 있다. 예컨대, 고온(Ac₃점 부근)에서 단조를 행한 경우에는, 가공률이 높으면 발열량도 커지고, 오스테나이트끼리의 합체·성장이 발생하기 때문에, 열처리 후에 조대한 잔류 오스테나이트가 생성되어, 충격 특성을 열화시킨다는 것이 고려된다(고온 단조시의 문제점). 한편, 저온측(Ac₁점 부근)에서 단조를 행한 경우에는, 가공률이 낮으면 충분한 발열량을 확보할 수 없기 때문에, 불안정한 잔류 오스테나이트가 대량으로 생성되고, 열처리 후, 파괴의 기점이 되는 경질인 마르텐사이트가 생성되어 충격 특성을 열화시킨다는 것이 고려된다(저온 단조시의 문제점). 따라서, 단조품의 온도나 가공률이 상이하면, 부분적으로 조대한 잔류 오스테나이트나 불안정한 오스테나이트가 발생하기 쉬워, 단조품 전체적으로 안정적이며, 우수한 내충격 특성을 얻기 어렵다.

한편, 특허문헌 4에는, 열연강재 제작시에 Nb, Ti, V 중 1종류 혹은 2종류 이상의 첨가, 및 적량의 Al 첨가를 행하고, 대략 페라이트와 오스테나이트의 2상 영역 온도에서 어닐링과 단조 양쪽 모두를 행한 후, 소정 온도에서 오스템퍼링 처리한다는 열처리를 채용함으로써, 단조 온도 및 단조 가공률에 상관없이, 신장, 및 강도-인장도 특성의 밸런스가 우수하며, 인장 강도도 600 MPa 이상인, 내충격 특성이 우수한 강제 고강도 가공품, 고압 연료 배관(특히, 고강도이면서 내충격 특성이 우수한, 디젤 엔진용 연료 분사관 및 디젤 엔진용 커먼 레일 등)을 제조할 수 있는 기술이 개시되어 있다.

이 특허문헌 4에 개시되어 있는 발명은, 상기 특허문헌 1∼특허문헌 3에 개시되어 있는 기술로는 얻어지지 않는 각별한 효과를 나타내는 점에서 우수하고, 그 초고강도 저합금 TRIP강(TBF강)은 자동차의 차체 경량화와 충돌 안전성의 확보에 보다 크게 기여할 수 있을 것이라고 기대된다. 그러나, 이 초고강도 저합금 TRIP강(TBF강)은, 미립형 베이나이트 페라이트와 폴리고날 페라이트가, 매트릭스 내에서, 베이나이트 페라이트의 래스(lath) 구조와 함께 공존함으로써, 더욱 높은 항복 강도와 인장 강도를 달성하기 위한 완전한 TBF강을 얻기 위해서는, 높은 담금질성이 필요하였다.

특허문헌 5는, 이 높은 담금질성을 갖는 초고강도 저합금 TRIP강(TBF강)의 제조를 가능하게 한 것으로서, 담금질성 향상을 위해 Cr, Mo, Ni를, 결정립의 미세화에 따른 강도(피로 강도) 향상을 위해 Nb, Ti, V를 적량 함유하고, 탄소 당량을 적정값으로 설정하며, 소정의 열처리를 채용함으로써, 미세 구조의 금속 조직을 갖고, 강도와 인성의 밸런스가 우수한 고담금질성의 초고강도 저합금 TRIP강(TBF강)을 얻는 기술이 개시되어 있다.

그러나, 이 특허문헌 5에 개시되어 있는 발명은, 특허문헌 4에 개시되어 있는 기술에서는 얻어지지 않는 각별한 효과를 나타내는 점에서 우수하지만, 초고강도 및 높은 성형성, 높은 지연 파괴 강도를 갖는 차세대형 고강도 재료로서는 아직 충분하다고는 말할 수 없는 것이었다.

이에 대하여, 잔류 오스테나이트의 변태 유기 소성(TRIP)을 이용한 저합금 TRIP강은, 초고강도 및 높은 성형성, 높은 지연 파괴 강도를 갖는 차세대형 고강도재료로서 기대되고 있다. 특허문헌 6에 개시되어 있는 기술은, 모상 조직을 마르텐사이트로 한 초고강도의 TRIP형 마르텐사이트강(TM강)을 개시한 것으로서, 담금질성 향상을 위해 Cr과 Mo, 및 초고강도강으로 하기 위해 Nb를 복합 첨가하고, C량을 제외한 탄소 당량을 적정값으로 설정하며, 담금질 처리(Q 처리) 후, 탄소 농화 처리(P 처리)를 실시함으로써, 모상 조직이 마르텐사이트의 초고강도 및 높은 성형성, 높은 지연 파괴 강도를 갖는 TRIP형 마르텐사이트강(TM강)을 얻은 것이다.

그러나, 이 특허문헌 6에 개시되어 있는 TRIP형 마르텐사이트강(TM강)은, 초고강도 및 높은 성형성, 높은 지연 파괴 강도를 갖는 등, 상기 특허문헌 1∼특허문헌 5에 개시되어 있는 기술로는 얻어지지 않는 각별한 효과를 나타내는 점에서 우수하지만, 차세대형 고강도 재료로서 보다 완전한 TM강을 얻기 위해서는, 초고강도 및 높은 성형성, 높은 지연 파괴 강도에 더하여, 강도·신장 밸런스 및 샤르피 충격값을 더욱 높일 필요가 있었다.

특허문헌 1: 일본 특허 공개 공보 제2004-292876호 특허문헌 2: 일본 특허 공개 공보 제2005-120397호 특허문헌 3: 일본 특허 공개 공보 제2004-285430호 특허문헌 4: 일본 특허 공개 공보 제2007-231353호 특허문헌 5: 일본 특허 공개 공보 제2010-106353호 특허문헌 6: 일본 특허 공개 공보 제2010-280962호

본 발명은, 상기 현 상황을 감안하여 이루어진 것으로서, 단조 온도나 단조 가공률 등에 상관없이, 특히 열처리 조건을 제어함으로써 모상 조직을 래스형 연질 마르텐사이트 조직과 래스형 경질 마르텐사이트 조직의 2상 조직으로 하고, 우수한 강도·신장 밸런스 및 샤르피 충격값을 갖는 TRIP형 2상 마르텐사이트강 및 이것을 이용한 초고강도 강제 가공품을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명자들은, 단조 온도나 단조 가공률 등에 상관없이, 화학 조성의 성분 첨가량의 제어에 더하여 열처리 조건을 적정히 제어함으로써 모상 조직이 래스형 연질 마르텐사이트 조직과 래스형 경질 마르텐사이트 조직의 2상 조직으로 이루어지는 우수한 강도·신장 밸런스 및 샤르피 충격값을 갖는 TRIP형 2상 마르텐사이트강 및 이것을 이용한 초고강도 강제 가공품, 초고강도 단조품의 실현과, 이들의 제조 방법을 확립하기 위해서, 초고강도를 갖는 TRIP형 마르텐사이트강(TM강)에 대하여, γ영역에서의 가열과 그 후의 등온 변태 처리(IT 처리) 및 탄소 농화 처리(P 처리)의 상기 TM강의 미세화 구조와 기계적 특성에 미치게 하는 효과를, 구체적인 실험에 의해 검토했다.

그 결과, γ영역에서의 가열 후의 등온 변태 처리(IT 처리), 그 후의 탄소 농화 처리(P 처리)에 의해서 모상 조직이 래스형 연질 마르텐사이트 조직과 래스형 경질 마르텐사이트 조직의 2상 조직으로 이루어져 조직이 미세화, 안정화를 가져오는 것을 발견하고, 우수한 강도·신장 밸런스 및 샤르피 충격값을 갖는 TRIP형 2상 마르텐사이트강을 얻을 수 있는 것을 발견했다.

즉, 본 발명에 따른 TRIP형 2상 마르텐사이트강은, C: 0.1％∼0.7％, Si: 0.5％∼2.5％, Mn: 0.5％∼3.0％, Cr: 0.5％∼2.0％, Mo: 0.5％ 이하(0％를 포함함), Al: 0.04％∼2.5％를 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지며, 금속 조직은, 모상 조직이 연질 래스마르텐사이트 조직과 경질 래스마르텐사이트 조직으로 이루어지고, 강 소재를 γ영역으로 가열 후, 마르텐사이트 변태 개시 온도(Ms점) 바로 위의 온도까지 급냉 후, Mf점℃∼Mf점-100℃의 온도 영역에서 등온 변태 처리(IT 처리)를 실시함으로써 얻어지는 것이다.

상기 강도·신장 밸런스 및 샤르피 충격값이 우수한 TRIP형 2상 마르텐사이트강은, 다른 원소로서, Ni를 2.0％ 이하(0％를 포함함), Nb를 0.2％ 이하(0％를 포함함), B를 0.005％ 이하(0％를 포함함), Ti를 0.05％ 이하(0％를 포함함) 더 함유해도 좋다.

본 발명에 따른 TRIP형 2상 마르텐사이트강은, 상기 등온 변태 처리 후, 탄소 농화 처리(P 처리)를 더 실시하여 얻어지는 것을 특징으로 하는 것이다.

또한, 본 발명에 따른 TRIP형 2상 마르텐사이트강은, 상기 γ영역으로 가열 후, 상기 온도 영역에서 소성 가공을 실시하여 얻어지는 것을 특징으로 하는 것이다.

상기 강도·신장 밸런스 및 샤르피 충격값이 우수한 TRIP형 2상 마르텐사이트강을 이용한 초고강도 강제 가공품으로서는 단조품을 들 수 있다. 또한, 상기 가공품으로서는, 엔진용 커넥팅 로드, 등속 조인트, 디젤 엔진용 커먼 레일 등을 들 수 있다.

본 발명은, 강도·신장 밸런스 및 샤르피 충격값의 향상을 위해서 열처리 조건으로서 γ영역으로 가열 후, 등온 변태 처리(IT 처리)를 실시함으로써, 모상 조직이 연질 래스마르텐사이트 조직과 경질 래스마르텐사이트 조직으로 이루어지는 미세 구조의 금속 조직이 얻어지고, 또한, 등온 변태 처리(IT 처리) 후에 탄소 농화 처리(P 처리)를 실시함으로써, 담금질 처리(Q 처리)-탄소 농화 처리(P 처리)와 동일한 정도까지 탄소 농도를 높일 수 있고, 또한, γ영역으로 가열 후, 상기 온도 영역에서 소성 가공(열간 가공)을 실시함으로써 잔류 오스테나이트량을 증가시킬 수 있어, 우수한 강도·신장 밸런스 및 샤르피 충격값을 갖는 TRIP형 2상 마르텐사이트강을 얻을 수 있다. 또한, 이 TRIP형 2상 마르텐사이트강을 이용함으로써, 가열 온도나, 가공률(단조 가공률이나 압연 가공률 등) 등에 상관없이, 고온 단조시나 저온 단조시의 문제가 없고, 강도·신장 밸런스 및 샤르피 충격값이 우수한 초고강도 강제 가공품, 초고강도 단조품을 제공할 수 있다.

도 1은 본 발명에 따른 TRIP형 2상 마르텐사이트강의 특징적인 조직을 나타내는 모식도이다.
도 2는 본 발명에 따른 TRIP형 2상 마르텐사이트강의 열처리 공정을 나타내는 설명도이다.
도 3은 본 발명의 실시예 1에 있어서의 표 1의 강종 A의 시료강의 잔류 γ량을 종래강과 비교하여 나타내는 도면이다.
도 4는 동일하게 본 발명의 실시예 1에 있어서의 표 1의 강종 A의 시료강의 탄소 농도를 종래강과 비교하여 나타내는 도면이다.
도 5는 동일하게 본 발명의 실시예 1에 있어서의 표 1의 강종 A의 시료강의 강도·신장 밸런스를 종래강과 비교하여 나타내는 도면이다.
도 6은 동일하게 본 발명의 실시예 1에 있어서의 표 1의 강종 A의 시료강의 샤르피 충격값을 종래강과 비교하여 나타내는 도면이다.
도 7은 동일하게 본 발명의 실시예 1에 있어서의 표 1의 강종 A의 시료강의 경도를 종래강과 비교하여 나타내는 도면이다.
도 8은 동일하게 본 발명의 실시예 1에 있어서의 강종 A의 시료강의 열처리재(IT 처리재)의 금속 조직(현미경 사진)을 나타내는 도면이다.
도 9는 본 발명의 실시예 2, 3에 있어서의 표 1의 강종 B(실시예 2), 강종 A(실시예 3)의 시료강의 잔류 γ량을 나타내는 도면이다.
도 10은 동일하게 본 발명의 실시예 2, 3에 있어서의 표 1의 강종 B(실시예 2), 강종 A(실시예 3)의 시료강의 탄소 농도를 나타내는 도면이다.
도 11은 동일하게 본 발명의 실시예 2, 3에 있어서의 표 1의 강종 B(실시예 2), 강종 A(실시예 3)의 시료강의 강도·신장 밸런스를 나타내는 도면이다.
도 12는 동일하게 본 발명의 실시예 2, 3에 있어서의 표 1의 강종 B(실시예 2), 강종 A(실시예 3)의 시료강의 샤르피 충격값을 나타내는 도면이다.
도 13은 동일하게 본 발명의 실시예 2, 3에 있어서의 표 1의 강종 B(실시예 2), 강종 A(실시예 3)의 시료강의 경도를 나타내는 도면이다.

본 발명의 TRIP형 2상 마르텐사이트강은, 상기한 바와 같이 금속 조직으로서, 모상 조직이 래스형 연질 마르텐사이트 조직과 래스형 경질 마르텐사이트 조직으로 이루어진다. 구체적으로는, 그 특징적인 조직(2상 마르텐사이트 조직)을 도 1에 나타내는 바와 같이, 모상 조직은 상대적으로 래스폭이 큰 조대한 연질 마르텐사이트(1)와 래스폭이 매우 작은 미세한 경질 마르텐사이트(2)로 이루어진다. 여기서, 래스형 연질 마르텐사이트(1)는 탄소 농도가 낮고, 미량의 탄화물[시멘타이트(4) 등]을 포함한다. 낮은 탄소 농도는 오스테나이트화 후의 냉각 중 또는 등온 변태 처리 중에 잔류 오스테나이트상(γ상)에 탄소가 농화함에 따른 것으로서, 그 탄화물량은 일반의 저합금 마르텐사이트강의 탄화물의 50％ 이하이다. 이에 비하여, 래스형 경질 마르텐사이트(2)는 탄소 농도가 매우 높고, 또한, 래스 경계에 잔류 오스테나이트(3)가 존재한다. 이 래스형 경질 마르텐사이트(2)는, 구(舊)오스테나이트 입자계 및 입자내에 존재한다.

이와 같이 모상 조직을 래스형 연질 마르텐사이트 조직과 래스형 경질 마르텐사이트 조직의 2상으로 함으로써, 조직의 미세화, 파괴 단위의 감소를 가져오는 효과가 얻어지고, 래스형 연질 마르텐사이트에 압축의 내부 응력을 발생시키는 작용(균열의 발생이나 전파를 억제하는 작용)이나, 잔류 오스테나이트의 미세화, 안정화를 가져오는 작용 효과가 얻어진다.

본 발명강에 있어서의 금속 조직의 체적률로서는, 특별히 한정되는 것은 아니지만, 모상 조직을 구성하는 래스형 연질 마르텐사이트 체적률은 30％∼85％, 래스형 경질 마르텐사이트 체적률은 10％∼70％이다. 이와 같이 규정하는 것은, 이하에 기재하는 이유에 따른다.

·모상 조직: 래스형 연질 마르텐사이트 체적률이 30％∼85％, 래스형 경질 마르텐사이트 체적률이 10％∼70％

강도·신장 밸런스 및 샤르피 충격값이 우수한 TRIP형 2상 마르텐사이트강을 얻기 위해서는, 래스형 연질 마르텐사이트의 체적률을 30％∼85％, 래스형 경질 마르텐사이트의 체적률을 10％∼70％로 해야 한다. 즉, 래스형 연질 마르텐사이트 체적률이 30％ 미만에서는, 강도는 높아지지만 취성이 커지고, 한편, 85％를 초과하면, 강도가 대폭 저하하기 때문이다. 또한, 래스형 경질 마르텐사이트 체적률이 10％ 미만에서는 파괴 단위를 작게 하는 효과가 충분히 얻어지지 않고, 한편, 70％를 초과하면 취성이 커지기 때문이다.

본 발명의 TRIP형 2상 마르텐사이트강은, 상기한 바와 같이 모상 조직으로서 래스형 연질 마르텐사이트와 래스형 경질 마르텐사이트를 갖지만, 제2상 조직으로서 잔류 오스테나이트와 페라이트를 금속 조직으로서 더 포함한다. 이 제2상 조직 중에서, 잔류 오스테나이트는 전체 신장의 향상에 유효하고, 또한, 소성 유기 마르텐사이트 변태에 의한 균열 저항이 됨으로써 내충격 특성의 향상에도 유효하지만, 상기 잔류 오스테나이트의 체적률이 10％를 초과하면 잔류 오스테나이트 중 C 농도가 낮아지고, 불안정한 잔류 오스테나이트가 되어 상기 효과를 충분히 발휘할 수 없기 때문에, 잔류 오스테나이트의 체적률은 1％ 이상 10％ 이하가 바람직하다. 또한, 페라이트 체적률은 높은 인장 강도를 확보하기 위해서 5％ 이하(0％를 포함함)가 바람직하다.

또한, 본 발명에 있어서, 상기 금속 조직을 확실하게 형성함과 함께, 강도·신장 밸런스 및 샤르피 충격값 등의 기계적 특성을 효율적으로 높이기 위해서는, TRIP형 2상 마르텐사이트강의 주요 성분을, 하기와 같이 제어하는 것이 요구된다.

·C: 0.1％∼0.7％

C는 고강도를 확보하면서 잔류 오스테나이트를 확보하기 위해서 필수적인 원소이다. 보다 자세하게는, 오스테나이트 중 C를 확보하고, 실온에서도 안정된 잔류 오스테나이트를 잔존시켜, 연성 및 내충격 특성을 높이는 데 유효하지만, 0.1％ 미만에서는 그 효과가 충분히 얻을 수 없고, 한편, 첨가량을 늘리면 잔류 오스테나이트량이 증가함과 함께, 잔류 오스테나이트에 C가 농화되기 쉬워지기 때문에, 높은 연성 및 내충격 특성을 얻을 수 있다. 그러나, 0.7％를 초과하면, 그 효과가 포화되는 것뿐만 아니라, 중심 편석 등에 의한 결함 등이 발생하여, 내충격 특성을 열화시키기 때문에, 상한을 0.7％로 한정했다.

·Si: 0.5％∼2.5％

Si는 산화물 생성 원소이기 때문에, 과잉으로 함유되면 내충격 특성을 열화시키기 때문에 첨가량을 2.5％ 이하로 했다.

·Mn: 0.5％∼3.0％

Mn은, 오스테나이트를 안정화하고, 규정량의 잔류 오스테나이트를 얻기 위해서 필요한 원소이다. 이러한 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, 0.5％ 이상(바람직하게는 0.7％ 이상, 보다 바람직하게는 1％ 이상) 첨가하는 것이 필요하다. 그러나, 과잉 첨가하면, 주편(鑄片) 균열이 생기는 등의 악영향이 발생하기 때문에, 3.0％ 이하로 했다.

·Cr: 0.5％∼2.0％ 이하

Cr은 강의 강화 원소로서 유용함과 함께, 잔류 오스테나이트의 안정화나 소정량의 확보에 유효한 원소일 뿐만 아니라, 강의 담금질성의 향상에도 유효한 원소이지만, 담금질성의 향상 효과를 충분히 발휘시키기 위해서는, 0.5％ 이상 함유시킬 필요가 있고, 한편, 2.0％를 초과하면 담금질성이 지나치게 높아지기 때문에 상한을 2.0％로 했다.

·Mo: 0.5％ 이하(0％를 포함함)

Mo도 상기 Cr과 마찬가지로, 강의 강화 원소로서 유용함과 함께, 잔류 오스테나이트의 안정화나 소정량의 확보에 유효한 원소일 뿐만 아니라, 강의 담금질성의 향상에도 유효한 원소이지만, 담금질성의 향상 효과를 발휘시키기 위해서는, 0.5％ 이하 함유시키는 것이 바람직하다.

·Nb: 0.2％ 이하(0％를 포함함)

Nb는 결정립의 한층 더한 미세화를 도모하기 위해서 함유시키는 것이 바람직하다. 이것은 오스테나이트 단상 영역 및 대략 페라이트와 오스테나이트의 2상 영역 온도에서 어닐링, 나아가서는 단조 등의 소성 가공 양쪽 모두를 행한 후, 소정 온도에서 탄소 농화 처리(템퍼링 처리)를 실시함으로써, 상기의 금속 조직, 나아가서는 원하는 특성을 용이하게 확보하기 위함이다.

·Al: 0.04％∼2.5％

Al은 Si와 동일하게 탄화물의 석출을 억제하는 원소이지만, Al은 Si보다도 페라이트 안정능이 강하기 때문에, Al 첨가의 경우에는 변태 개시가 Si 첨가의 경우보다도 빨라지고, 매우 짧은 시간의 유지(단조 등)에서도 오스테나이트 내에 C가 농화되기 쉽다. 그 때문에, Al 첨가를 행한 경우에는, 오스테나이트를 보다 안정화시킬 수 있고, 결과로서 생성한 오스테나이트의 C 농도 분포가 고농도측으로 시프트한 후, 생성하는 잔류 오스테나이트량이 많아져, 높은 충격 특성을 나타내게 된다. 그러나, 0.04％ 미만의 미량에서는 그 효과가 충분히 얻을 수 없고, 한편, 2.5％를 초과하는 첨가는, 강의 Ac₃ 변태점을 상승시켜, 실제 작업상 바람직하지 않기 때문에, 상한을 2.5％로 규정했다.

·Ni: 2.0％ 이하(0％를 포함함)

Ni도 상기 Cr, Mo와 마찬가지로, 강의 강화 원소로서 유용함과 함께, 잔류 오스테나이트의 안정화나 소정량의 확보에 유효한 원소일 뿐만 아니라, 강의 담금질성의 향상에도 유효한 원소이지만, 담금질성의 향상 효과를 발휘시키기 위해서는, 2.0％ 이하 함유시키는 것이 바람직하다.

·B: 0.005％ 이하(0％를 포함함)

B는 Cr, Mo 등과 마찬가지로, 강의 담금질성의 향상에 유효한 원소이지만, 잔류 오스테나이트의 탄소 농도를 저하시키지 않는 효과가 있다. 또한, 지연 파괴 강도를 저하시키지 않고서 담금질성을 높여, 비용을 낮게 억제하기 위해서는, 0.005％ 이하가 바람직하다.

·Ti: 0.05％ 이하(0％를 포함함)

Ti는 Nb와 마찬가지로, 결정립의 한층 더한 미세화를 도모하기 위해서 함유시키는 것이 바람직하다.

다음으로, 본 발명의 강도·신장 밸런스 및 샤르피 충격값이 우수한 TRIP형 2상 마르텐사이트강은, 상기 성분 조성을 만족하는 강 소재를 γ영역으로 가열 후, 마르텐사이트 변태 개시 온도(Ms점) 바로 위의 온도까지 급냉 후, Mf점℃∼Mf점-100℃의 온도 영역에서 등온 변태 처리(IT 처리)를 실시함으로써 얻어지지만, 그 열처리 조건에 대하여 이하에 설명한다.

본 발명의 강도·신장 밸런스 및 샤르피 충격값이 우수한 TRIP형 2상 마르텐사이트강을 얻기 위한 열처리 공정은, 도 2에 나타내는 바와 같이, 상기 성분 조성을 만족하는 강 소재를 γ영역(예컨대 Ac₃점+50℃)으로 가열 후, 마르텐사이트 변태 개시 온도(Ms점) 바로 위의 온도(예컨대, Ms점+10℃∼30℃)까지 10℃/s∼100℃/s의 냉각 속도로 급냉하고, 그 후 Mf점℃∼Mf점-100℃의 온도 영역(예컨대, 200℃)까지 0.1℃/s∼100℃/s의 냉각 속도로 냉각 후, 그 온도에서 등온 변태 처리(IT 처리)를 실시하는 것을 특징으로 하는 것이다. 여기서, 등온 변태 처리 시간으로서는, 특별히 한정되는 것은 아니지만, 100초∼10000초 정도가 바람직하다.

즉, 본 발명은, 상기 성분 조성을 만족하는 강 소재를 γ영역(예컨대, 950℃)으로 가열 후, 마르텐사이트 변태 개시 온도(Ms점) 바로 위의 온도(예컨대, 430℃)까지 급냉 처리 후, Mf점℃∼Mf점-100℃의 온도 영역에서 등온 변태 처리(IT 처리)를 실시한다. 그 때, γ영역부터 Ms점 바로 위의 온도까지의 냉각 속도로서는 특별히 한정되는 것은 아니지만, 페라이트나 펄라이트의 생성을 억제하기 위해서 10℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각하는 것이 바람직하다.

γ영역으로부터 Ms점 바로 위의 온도까지 급냉 처리한 후, Mf점℃∼Mf점-100℃의 온도 영역에서 등온 변태 처리(IT 처리)를 실시하면, 우선, 최초의 마르텐사이트 변태가 중단된다. 그리고, 이 등온 변태 처리시에는, 남은 오스테나이트에는 최초로 변태한 마르텐사이트, 즉 연질 마르텐사이트로부터 탄소가 토출되고, 탄소가 농화한다. 이 후, 실온까지 냉각할 때, 오스테나이트의 대부분은 탄소 농도가 높은 마르텐사이트 즉 경질 마르텐사이트로 변태하고, 소량의 잔류 오스테나이트가 남는다. 또한, 등온 변태 온도가 Mf점 바로 아래에서는 오스테나이트량은 많고, 경질 마르텐사이트량과 잔류 오스테나이트량의 양상(兩相)이 증가한다. 한편, 담금질성 개선 원소인 Cr, Mo, Ni 등을 증가시키면, 등온 변태시의 오스테나이트량이 증가하기 때문에, 경질 마르텐사이트량과 잔류 오스테나이트량(γ량)의 양상이 더욱 증가한다.

이와 같이 본 발명의 열처리 조건에 따르면, 급냉 처리 후, Mf점℃∼Mf점-100℃의 온도 영역에서 등온 변태 처리(IT 처리)를 실시함으로써, 종래의 QP 처리(담금질 처리 후에 탄소 농화 처리를 실시함)에 비교하여 잔류 γ량을 약 2배 정도 증가시킬 수 있다. 또한, 등온 변태 처리(IT 처리) 후에 탄소 농화 처리(P 처리)를 실시함으로써, Q 처리와 동일한 정도까지 탄소 농도를 높일 수 있다. 이 탄소 농화 처리는, 예컨대 200℃∼400℃의 온도에서 200초∼10000초 유지함으로써 행하는 것이 일반적이다. 여기서, 탄소 농화 처리 시간을 200초∼10000초로 규정한 것은, 200초 미만에서는 잔류 오스테나이트로의 탄소 농화가 충분히 생기지 않고, 한편, 10000초를 초과하면 잔류 오스테나이트가 시멘타이트와 페라이트로 분해되기 때문이다.

또한 본 발명은, 상기 성분 조성을 만족하는 강 소재를 γ영역(예컨대, 950℃)으로 가열 후에, 소성 가공(열간 가공)을 실시함으로써, 잔류 오스테나이트량을 더욱 증가시킬 수 있다. 한편, 소성 가공으로서는, 단조 가공, 압출 가공, 천공 가공, 또는 롤 성형에 의한 신관 가공을 들 수 있지만, 이러한 가공에 있어서의 조건은, 특별히 한정되는 것은 아니며, 통상 행해지고 있는 방법으로 행하면 좋다. 또한, 강 소재로서는, 빌릿(billet)이나 열연된 둥근 막대 등을 들 수 있지만, 이들은 통상 방법대로 목적 성분을 만족하는 강을 용융 제조하여, 슬래브로 한 후, 열간인 상태에서 가공하거나, 또는 일단 실온까지 냉각한 것을 재차 가열한 후에 열간 가공을 행하여 얻어진 것을 이용하면 좋다.

실시예

이하, 실시예에 기초하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다. 단, 본 발명은 하기 실시예에 의해 제한되는 것이 아니며, 취지를 일탈하지 않는 범위에서 변경·실시하는 것은, 모두 본 발명의 기술적 범위에 포함된다.

실시예 1

표 1에 나타내는 성분 조성으로 이루어지는 강종 A의 시료강 슬래브(표 내에서의 단위는 질량％이며, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물)를 연속 주조에 의해 제조하고, 해당 슬래브를 1250℃영역까지 재가열 후, 열간 압연을 행하며, 산세정 후, 기계 가공하여, 직경 32 mm, 길이 80 mm의 막대 강으로부터, 두께 20 mm, 길이 80 mm, 폭 32 mm의 각진 막대로 이루어지는 단조용 시험편을 제작하고, 해당 시험편을 950℃에서 1초 이상 가열하여, 단조 가공을 행하며, 그 후 430℃까지 20℃/s의 평균 냉각 속도로 냉각한 후, 표 2에 나타내는 등온 변태 처리 온도까지 20℃/s의 평균 냉각 속도로 냉각하며, 그 온도에서 등온 변태 처리(IT 처리)를 실시하고, 실온까지 냉각했다. 그 후, 표 2에 나타내는 조건으로 탄소 농화 처리(P 처리: 200℃∼400℃로 1000초간 유지)를 실시했다.

이와 같이 하여 얻어진 본 발명강(실시예 1)의 각 단조재에 대하여, 잔류 γ량(f_γ0), 탄소 농도(C_γ0), 강도·신장 밸런스(TS×TEl) 및 샤르피 충격 흡수값(CIAV)을 하기 요령으로 측정하고, 또한 경도도 측정하며, 등온 변태 처리(IT 처리)를 실시하지 않고 얻은 종래강[담금질 처리(Q 처리)-탄소 농화 처리(P 처리)]과 비교하여 표 2와, 도 3[잔류 γ량(f_γ0)], 도 4(C_γ0), 도 5(TS×TEl), 도 6(CIAV) 및 도 7(경도)에 각각 나타낸다.

·인장 강도(TS) 및 신장(EI)의 측정:

상기 단조재부터 채취한 JIS14B호 시험편(평행부 길이 20mm, 폭 6 mm, 두께 1.2 mm)을 이용하여 인장 강도(TS), 신장(EI)을 측정했다. 한편, 시험 조건은, 25℃, 크로스헤드 속도 1 mm/min이다.

·샤르피 충격 시험:

상기 단조재부터 채취한 JIS5B호 시험편(폭 2.5 mm)을 이용하여, 샤르피 충격 흡수값(CIAV)을 측정했다. 한편, 시험 조건은, 25℃, 5 m/s이다.

·잔류 오스테나이트 γ_R 특성:

각 열처리재의 잔류 오스테나이트 초기 체적률(f_γ0), 잔류 오스테나이트 초기 탄소 농도(C_γ0)는, 아래의 X선 회절법에 의해 측정했다.

아래

<잔류 오스테나이트 초기 체적률(f_γ0)>

5피크법 (200)γ, (220)γ, (311)γ

(200)α, (211)α

<잔류 오스테나이트 초기 탄소 농도(C_γ0)>

(200)γ, (220)γ, (311)γ 회절면 피크부터, γ의 격자 정수 측정

C_γ=(a_γ-3.578-0.000Si_γ-0.00095Mn_γ-0.0006Cr_γ-0.0056Al_γ-0.0051Nb_γ-0.0220N_γ)/0.033

·조직의 관찰:

각 단조재 내 조직의 체적률(점적률)은, 시험편을 나이탈 부식에 의한 광학 현미경(배율 400배 혹은 1000배), 및 주사형 전자 현미경(SEM: 배율 1000배 혹은 4000배) 관찰, X선 회절법에 의한 잔류 오스테나이트량 측정, X선에 의한 오스테나이트 내 C 농도 측정, 투과형 전자 현미경(TEM: 배율 10000배), 스텝 간격100 nm에 의한 FE/SEM-EBSP에 의한 조직 해석을 실시하고 조직을 고정했다. 이와 같이 하여 얻어진 각 단조재에 대하여 조사한 조직의 체적률을 표 2에 함께 나타낸다. 또한, 열간 단조 열처리 후의 금속 조직(현미경 사진)을 도 8[주황색: 연질 래스마르텐사이트상(α_m), 황녹색: 경질 래스마르텐사이트상(α_m*), 흑색의 점: 잔류 γ상(γ_R)]에 나타낸다.

표 2의 결과에서, 실시예 1의 본 발명강(TRIP형 2상 마르텐사이트강)은, 종래강과 비교하여 잔류 γ량을 2배 정도 증가시킬 수 있고, 탄소 농도는 종래강과 동일한 정도까지 높여지며, 강도·신장 밸런스 및 샤르피 충격값은 모두, 종래강보다 높아지는 것이 분명하다. 경도는 종래강과 동일한 정도였다. 덧붙여 말하면, 조질한 SCM420 및 SNCM420의 샤르피 충격값은 최대로 70J/㎠∼80 J/㎠이다.

이러한 결과에서, 이하와 같이 고찰할 수 있다.

실시예 1은 본 발명에서 규정하는 열처리에 의해서 얻어진 단조품을 제조한 예이다. 이 강종의 본 발명강은, 금속 조직(현미경 사진)을 도 8에 나타낸 바와 같이, 모상 조직이 연질 래스마르텐사이트 조직과 경질 래스마르텐사이트 조직으로 이루어지고, 잔류 오스테나이트의 미세화, 안정화를 가져오는 것을 알 수 있다. 또한, 본 발명강은, 강 소재를 γ영역으로 가열 후, 동일 온도에서 단조 가공(소성 가공)을 실시함으로써 잔류 γ를 더욱 증가시킬 수 있고, 특히 냉각 속도가 느린 영역에서 이 효과가 큰 것이 실험적으로 입증되어 있다. 또한, 본 발명강의 단조 부품은, 강도와 신장의 밸런스가 매우 높고, 충격 특성도 우수하다(도 5, 도 6 참조). 이 본 발명강에 있어서의 우수한 강도와 신장의 밸런스 및 충격 특성은, 담금질 처리 후의 등온 변태 처리(IT 처리), 또한 그 후의 탄소 농화 처리(P 처리)에 의해서 모상 조직이 연질 래스마르텐사이트 조직과 경질 래스마르텐사이트 조직으로 이루어져 조직의 미세화, 안정화를 가져오는 것에 따른 것으로 생각된다.

이에 대하여, 본 발명에서 특정하는 열처리 조건, 특히 강도와 신장의 밸런스와 충격 특성을 높이는 데에 있어서 중요한, 급냉 후의 등온 변태 처리(IT 처리), 또한 그 후의 탄소 농화 처리(P 처리)를 실시하지 않고 얻어지는 종래강은, 잔류 γ량이 낮고, 그리고, 모상 조직의 미세화, 안정화가 부족하기 때문에, 강도·신장 밸런스와 충격값이 저하되었다.

실시예 2

본 실시예 2는, 등온 변태 처리 온도(IT 처리 온도)를 변화시킨 경우의 여러 가지 특성을 조사한 것으로, 표 1에 나타내는 성분 조성으로 이루어지는 강종 B의 시료강 슬래브(표 내에서의 단위는 질량％이며, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물)를 연속 주조에 의해 제조하고, 해당 슬래브를 1250℃ 영역까지 재가열 후, 열간 압연을 행하며, 산세정 후, 기계 가공하여, 직경 32 mm, 길이 80 mm의 막대 강으로부터, 두께 20 mm, 길이 80 mm, 폭 32 mm의 각진 막대로 이루어지는 단조용 시험편을 제작하고, 해당 시험편을 950℃에서 1초 이상 가열하여, 단조 가공을 행하며, 그 후 430℃까지 20℃/s의 평균 냉각 속도로 냉각한 후, 표 3에 나타내는 등온 변태 처리 온도까지 20℃/s의 평균 냉각 속도로 냉각하고, 그 온도에서 등온 변태 처리(IT 처리)를 실시하여, 실온까지 냉각하였다[탄소 농화 처리(P 처리) 없음].

이렇게 얻어진 본 발명강(실시예 2)의 각 단조재에 대하여, 실시예 1과 동일하게, 잔류 γ량(f_γ0), 탄소 농도(C_γ0), 강도·신장 밸런스(TS×TEl) 및 샤르피 충격 흡수값(CIAV)을 하기 요령으로 측정하고, 또한 경도도 측정한 결과를 표 3, 및 도 9∼도 13에 각각 나타낸다.

표 3 및 도 9∼도 13에 나타내는 결과로부터, 본 발명강(TRIP형 2상 마르텐사이트강)은, Mf점℃∼Mf점-100℃, 즉 250℃∼150℃의 온도 영역에서 등온 변태 처리를 실시함으로써, 잔류 γ량을 증가시킬 수 있고(도 9 참조), 강도·신장 밸런스 및 샤르피 충격값은 모두 높아지며(도 11, 도 12 참조), 또한 경도도 높게 유지할 수 있는(도 13 참조) 것이 분명하다.

실시예 3

본 실시예 3도, 상기 실시예 2와 마찬가지로, 등온 변태 처리 온도(IT 처리 온도)를 변화시킨 경우의 여러 가지 특성을 조사한 것으로, 표 1에 나타내는 성분 조성으로 이루어지는 강종 A의 시료강 슬래브(표 내에서의 단위는 질량％이며, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물)를 연속 주조에 의해 제조하고, 해당 슬래브를 1250℃ 영역까지 재가열 후, 열간 압연을 행하며, 산세정 후, 기계 가공하여, 직경 32 mm, 길이 80 mm의 막대 강으로부터, 두께 20 mm, 길이 80 mm, 폭 32 mm의 각진 막대로 이루어지는 단조용 시험편을 제작하고, 해당 시험편을 950℃에서 1초 이상 가열하여, 단조 가공을 실시하며, 그 후 430℃까지 20℃/s의 평균 냉각 속도로 냉각한 후, 표 4에 나타내는 등온 변태 처리 온도까지 20℃/s의 평균 냉각 속도로 냉각하고, 그 온도에서 등온 변태 처리(IT 처리)를 실시하여, 실온까지 냉각하였다[탄소 농화 처리(P 처리) 없음].

이렇게 얻어진 본 발명강의 각 단조재에 대하여, 실시예 1과 마찬가지로, 잔류 γ량(f_γ0), 탄소 농도(C_γ0), 강도·신장 밸런스(TS×TEl) 및 샤르피 충격 흡수값(CIAV)을 하기 요령으로 측정하고, 또한 경도도 측정한 결과를 표 4 및 도 9∼도 13에 각각 나타낸다.

표 4 및 도 9∼도 13에 나타내는 결과로부터, 본 실시예 3에 있어서도, 본 발명강(TRIP형 2상 마르텐사이트강)은, Mf점℃∼Mf점-100℃, 즉 250℃∼150℃의 온도 영역에서 등온 변태 처리를 실시함으로써, 잔류 γ량을 증가시킬 수 있고(도 9 참조), 강도·신장 밸런스 및 샤르피 충격값은 모두 높아지며(도 11, 도 12 참조), 또한 경도도 높게 유지할 수 있는(도 13 참조) 것이 분명하다.

실시예 4

본 발명강제의 슬래브를 1250℃의 온도로 재가열 후, 열간 압연을 행하고, 산세정 후, 해당 강재를 950℃에서 열간 압연 후 430℃까지 50℃/s의 평균 냉각 속도로 냉각하며, 계속해서 200℃의 온도까지 20℃/s의 평균 냉각 속도로 냉각하고, 그 온도로 1000초간 유지하여 등온 변태 처리(IT 처리)를 실시하여, 실온까지 냉각했다. 그 후, 300℃에 있어서 1000초간 유지하여 탄소 농화 처리(P처리)를 실시하고, 상온까지 냉각한 후, 트리밍, 표면 처리(호닝기로 산화 스케일 제거), 절삭 가공 및 단부면 가공 등을 실시하여 엔진용 커넥팅 로드를 얻었다.

실시예 5

본 발명강제의 강 소재를 원하는 길이로 절단 후, 온간에서 조형 단조하고, 이것을 1200℃의 온도로 가열 후, 해당 온도에 1초 이상 유지하고 나서, 본체부의 외경이 32 mm이고, φ18 mm의 보스부를 다수 갖는 형상으로 열간 단조하며, 그 후 200℃까지 20℃/s의 평균 냉각 속도로 냉각하고, 그 온도에 1000초간 유지하여 탄소 농화 처리(P 처리)를 실시했다. 그 후, 상온까지 냉각하여 건드릴 가공법에 따라 내경 9 mm의 관 구멍을 관축 방향으로 천공하고, 보스부 외주에 M16의 외나사의 가공, 보스부 정상부에 시트면의 형성, 보스부 중앙에 φ3 mm의 분기 구멍의 천공 등의 기계 가공을 실시하여 커먼 레일을 얻었다.

상기 실시예 4의 엔진용 커넥팅 로드, 실시예 5의 커먼 레일은, 모두 초고강도이면서 우수한 강도·신장 밸런스 및 샤르피 충격값을 얻을 수 있고, 부품의 소형·경량화가 도모되는 것이 확인되었다.

본 발명은, 강도·신장 밸런스 및 샤르피 충격값의 향상을 위해 열처리 조건으로서 γ영역으로 가열 후, 등온 변태 처리(IT 처리)를 실시함으로써, 모상 조직이 연질 래스마르텐사이트 조직과 경질 래스마르텐사이트 조직으로 이루어지는 미세 구조의 금속 조직을 얻을 수 있고, 또한, 등온 변태 처리(IT 처리) 후에 탄소 농화 처리(P 처리)를 실시함으로써, 담금질 처리(Q 처리)-탄소 농화 처리(P 처리)와 동일한 정도까지 탄소 농도를 높일 수 있으며, 또한, γ영역으로 가열 후, 상기 온도 영역에서 소성 가공(열간 가공)을 실시함으로써 잔류 오스테나이트량을 증가시킬 수 있어, 우수한 강도·신장 밸런스 및 샤르피 충격값을 갖는 TRIP형 2상 마르텐사이트강이 얻어짐으로써, 가열 온도나, 가공률(단조 가공률이나 압연 가공률 등) 등에 상관없이, 고온 단조시나 저온 단조시의 문제가 없고, 강도·신장 밸런스 및 샤르피 충격값이 우수한 초고강도 강제 가공품, 초고강도 단조품을 제공할 수 있다.

1 : 연질 마르텐사이트 2 : 경질 마르텐사이트
3 : 잔류 오스테나이트 4 : 시멘타이트

Claims

C: 0.1 질량％∼0.7 질량％, Si: 0.5 질량％∼2.5 질량％, Mn: 0.5 질량％∼3.0 질량％, Cr: 0.5 질량％∼2.0 질량％, Mo: 0.5 질량％ 이하(0 질량％를 포함함), Al: 0.04 질량％∼2.5 질량％, Nb: 0.2 질량％ 이하(0 질량％를 포함함)를 함유하고, Fe 및 불가피적 불순물로 이루어진 잔부를 포함하며, 금속 조직은, 모상 조직을 형성하는 래스형 연질 마르텐사이트 체적률이 30%∼85%이고 래스형 경질 마르텐사이트 체적률이 10∼70%이며, 체적률이 1% 이상 10% 이하인 잔류 오스테나이트를 더 포함하며, 강 소재를 γ영역으로 가열 후, 마르텐사이트 변태 개시 온도(Ms점) 바로 위의 온도(Ms점+10∼30℃)까지 급냉 후, Mf점℃∼Mf점-100℃의 온도 영역에서 등온 변태 처리 후, 탄소 농화 처리를 더 실시함으로써 얻어지는 것인 TRIP형 2상 마르텐사이트강.
제1항에 있어서, Ni: 2.0 질량％ 이하(0 질량％를 포함함), B: 0.005 질량％ 이하(0 질량％를 포함함), Ti: 0.05 질량％ 이하(0 질량％를 포함함)를 더 함유하는 것인 TRIP형 2상 마르텐사이트강.
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C: 0.1 질량％∼0.7 질량％, Si: 0.5 질량％∼2.5 질량％, Mn: 0.5 질량％∼3.0 질량％, Cr: 0.5 질량％∼2.0 질량％, Mo: 0.5 질량％ 이하(0 질량％를 포함함), Al: 0.04 질량％∼2.5 질량％, Nb: 0.2 질량％ 이하(0 질량％를 포함함)를 함유하고, Fe 및 불가피적 불순물로 이루어진 잔부를 포함하며, 금속 조직은, 모상 조직을 형성하는 래스형 연질 마르텐사이트 체적률이 30%∼85%이고 래스형 경질 마르텐사이트 체적률이 10∼70%이며, 체적률이 1% 이상 10% 이하인 잔류 오스테나이트를 더 포함하며, 강 소재를 γ영역으로 가열 후, 그 온도 영역에서 소성 가공을 실시하고, 그 후 마르텐사이트 변태 개시 온도(Ms점) 바로 위의 온도(Ms점+10∼30℃)까지 급냉 후, Mf점℃∼Mf점-100℃의 온도 영역에서 등온 변태 처리를 실시함으로써 얻어지며, 상기 등온 변태 처리 후, 탄소 농화 처리를 더 실시하는 것인 TRIP형 2상 마르텐사이트강.
제1항 또는 제2항에 기재된 TRIP형 2상 마르텐사이트강을 이용하는 것인 초고강도 강제 가공품.
제6항에 있어서, 상기 가공품은, 단조품인 것인 초고강도 강제 가공품.
제7항에 있어서, 상기 가공품은, 엔진용 커넥팅 로드 또는 등속 조인트 또는 디젤 엔진용 커먼 레일인 것인 초고강도 강제 가공품.