KR102335655B1 - 강 부품 및 해당 강 부품을 제조하는 방법 - Google Patents

강 부품 및 해당 강 부품을 제조하는 방법 Download PDF

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Abstract

본 방법은, 반제품을 얻기 위해서, 0.10% ≤ C ≤ 0.35%, 0.8% ≤ Si ≤ 2.0%, 1.8% ≤ Mn ≤ 2.5%, P ≤ 0.1%, 0% ≤ S ≤ 0.4%, 0% ≤ Al ≤ 1.0%, N ≤ 0.015%, 0% ≤ Mo ≤ 0.4%, 0.02% ≤ Nb ≤ 0.08%, 0.02% ≤ Ti ≤ 0.05%, 0.001% ≤ B ≤ 0.005%, 0.5 % ≤ Cr ≤ 1.8%, 0% ≤ V ≤ 0.5%, 0% ≤ Ni ≤ 0.5% 을 포함하는 조성을 가진 강을 주조하는 단계, 상기 반제품을 1000 ℃ 보다 높은 열간 압연 개시 온도에서 열간 압연하는 단계, 및 열간 압연된 강 부품을 얻기 위해 제품을 공기를 통하여 실온으로 냉각하는 단계를 포함하고, 상기 열간 압연된 강 부품은, 70 % 내지 90 % 의 베이나이트, 5 % 내지 25 % 의 M/A 화합물들 및 최대 25 % 의 마르텐사이트로 이루어진 미세조직을 가지고, 상기 베이나이트 및 상기 M/A 화합물들은 상기 강 중 잔류 오스테나이트의 총 함량이 5 % 내지 25 % 이도록 잔류 오스테나이트를 포함하고, 잔류 오스테나이트의 탄소 함량은 0.8 % 내지 1.5 % 이다.

Description

강 부품 및 해당 강 부품을 제조하는 방법
본 발명은 기계적 특성들이 우수한 강 부품 및 변형된 강 부품 뿐만 아니라 해당 강 부품 및 변형된 강 부품을 제조하는 방법에 관한 것이다.
최근에, 많은 산업 분야에서, 기계적 강도와 그 중량 사이에서 우수한 절충안을 제공하는 강으로 제조된 부품들을 제공할 필요성이 증가하고 있다.
이러한 부품들에 대한 적용으로서는, 특히 자동차 산업, 예를 들어 디젤 엔진들의 연료 분사 시스템들의 커먼 레일들 또는 개선된 내피로성을 가진 다른 고강도 고직경 자동차 부품들에서 발견되고 있다.
이러한 목적을 위해, 변형을 받을 때 소위 TRIP (TRansformation Induced Plasticity) 효과를 겪은 강들이 개발되었다. 보다 구체적으로, 변형 동안, 이러한 강에 포함된 잔류 오스테나이트는 마르텐사이트로 변태되어, 더 큰 신장률을 달성하고 이러한 강들의 강도 및 연성의 우수한 조합을 가능하게 한다.
예를 들어, EP 2 365 103 에는 이러한 TRIP 효과를 겪을 수 있는 강이 개시되어 있다. 하지만, EP 2 365 103 에 개시된 강은 완전히 만족스럽지는 않다.
실제로, 필요한 기계적 특성들을 얻기 위해서는, 열간 압연을 통하여 얻어진 부품에 오스템퍼링 (austempering) 이라고 하는 특정 열처리를 실시해야 하며, 이는 강 부품이 100 내지 2000 초, 하지만 바람직하게는 1000 초의 시간 동안 300 ℃ 내지 450 ℃ 의 온도 범위에 포함된 미리 정해진 유지 온도에 유지되도록 요구한다. 오스템퍼링 처리를 수행해야 하는 필요성은 부품들을 제조하는 비용과 노력을 증가시킨다. 특히, 오스템퍼링 처리는 일반적으로 안전 및 환경 문제를 나타내는 것으로 보이는 염욕 (salt baths) 을 사용하여 수행된다.
본 발명의 목적은, 제조 비용 및 노력의 감소를 위해 우수한 기계적 특성을 제공하는 고강도 강 등급, 보다 구체적으로 편석 (segregation) 없는 균질한 미세조직 및 우수한 내충격성을 얻으면서, 750 MPa 이상의 항복 강도, 1000 MPa 이상의 인장 강도 및 10 % 이상의 균일한 신장률을 가진 강 등급을 제공하는 것이다.
이러한 목적을 위해, 본 발명은 강 부품을 제조하는 방법에 관한 것으로, 이하의 연속 단계들:
- 반제품을 얻기 위해서, 중량으로,
0.10% ≤ C ≤ 0.35%
0.8% ≤ Si ≤ 2.0%
1.8% ≤ Mn ≤ 2.5%
P ≤ 0.1%
0% ≤ S ≤ 0.4%
0% ≤ Al ≤ 1.0%
N ≤ 0.015%
0% ≤ Mo ≤ 0.4%
0.02% ≤ Nb ≤ 0.08%
0.02% ≤ Ti ≤ 0.05%
0.001% ≤ B ≤ 0.005%
0.5 % ≤ Cr ≤ 1.8%
0% ≤ V ≤ 0.5%
0% ≤ Ni ≤ 0.5%
잔부인 Fe 및 제련으로 인한 불가피한 불순물들
을 포함하는 조성을 가진 강을 주조하는 단계, 및
- 상기 반제품을 1000 ℃ 보다 높은 열간 압연 개시 온도에서 열간 압연하고, 그리하여 얻어진 제품을 공랭을 통하여 실온으로 냉각하여 열간 압연된 강 부품을 얻는 단계를 포함하고, 상기 열간 압연된 강 부품은, 실온으로의 공랭 후, 표면 분율로, 70 % 내지 90 % 의 베이나이트, 5 % 내지 25 % 의 M/A 화합물들 및 최대 25 % 의 마르텐사이트로 이루어진 미세조직을 가지고, 상기 베이나이트 및 상기 M/A 화합물들은 상기 강 중 잔류 오스테나이트의 총 함량이 5 % 내지 25 % 이도록 잔류 오스테나이트를 포함하고, 잔류 오스테나이트의 탄소 함량은 0.8 중량% 내지 1.5 중량% 이다.
강 부품을 제조하는 방법은, 임의의 기술적으로 가능한 조합에 따라 또는 단독으로, 이하의 특징들 중 하나 이상을 더 포함할 수 있다:
- 상기 방법은, 상기 반제품을 열간 압연 전에 1000 ℃ 내지 1250 ℃ 의 온도로 재가열하는 단계를 더 포함하고, 상기 열간 압연은 재가열된 반제품상에서 수행되며;
- 상기 강은, 0.9 중량% 내지 2.0 중량% 의 규소, 보다 특히 1.0 중량% 내지 2.0 중량% 의 규소, 보다 더 특히 1.1 중량% 내지 2.0 중량% 의 규소, 및 더욱 보다 특히 1.2 중량% 내지 2.0 중량% 의 규소를 포함하고;
- 상기 강은 1.8 중량% 내지 2.2 중량% 의 망간을 포함하며;
- 상기 강은 0 중량% 내지 0.030 중량% 의 알루미늄을 포함하고;
- 상기 강은 0.05 중량% 내지 0.2 중량% 의 몰리브덴을 포함하며;
- 티타늄 및 질소 함량은 Ti ≥ 3.5 x N 이 되고;
- 상기 강은 0.5 중량% 내지 1.5 중량% 의 크롬을 포함하며;
- 열간 압연 후에, 상기 열간 압연된 강 부품은 실온으로 냉각되고, 상기 냉각은 바람직하게는 공랭, 특히 자연 공랭 또는 제어식 펄스 (pulsed) 공랭에 의해 수행되고;
- 실온으로 냉각한 후에, 상기 열간 압연된 강 부품은 냉간 성형, 특히 냉간 프레스 성형되어 열간 압연 및 변형된 강 부품을 얻으며;
- 상기 방법은, 열간 압연 단계 후에, 상기 열간 압연된 강 부품을 10 분 내지 120 분의 시간 동안 강의 Ac3 온도 이상의 열처리 온도로 가열하는 단계, 그 후에 열간 압연 및 열처리된 강 부품을 얻기 위해 상기 열처리 온도로부터 실온으로 냉각하는 단계를 더 포함하고;
- 상기 냉각은 공랭, 특히 자연 공랭 또는 제어된 펄스 공랭이며;
- 상기 열간 압연된 강 부품을 열처리 온도로 가열하는 단계와 실온으로 냉각하는 단계 사이에서, 상기 열간 압연된 강 부품은 열간 성형, 특히 열간 프레스 성형되고, 상기 열간 압연 및 열처리된 강 부품은 열간 압연, 열처리 및 변형된 강 부품이고;
- 열처리 온도에서 실온으로 냉각한 후에, 열간 압연 및 열처리된 강 부품은 냉간 성형, 특히 냉간 프레스 성형되어, 열간 압연, 열처리 및 변형된 강 부품을 얻는다.
본 발명은 또한 열간 압연된 강 부품에 관한 것으로서, 중량으로:
0.10% ≤ C ≤ 0.35%
0.8% ≤ Si ≤ 2.0%
1.8% ≤ Mn ≤ 2.5%
P ≤ 0.1%
0% ≤ S ≤ 0.4%
0% ≤ Al ≤ 1.0%
N ≤ 0.015%
0% ≤ Mo ≤ 0.4%
0.02% ≤ Nb ≤ 0.08%
0.02% ≤ Ti ≤ 0.05%
0.001% ≤ B ≤ 0.005%
0.5 % ≤ Cr ≤ 1.8%
0% ≤ V ≤ 0.5%
0% ≤ Ni ≤ 0.5%
잔부인 Fe 및 제련으로 인한 불가피한 불순물들
을 포함하는 조성을 가지고,
상기 열간 압연된 강 부품은, 표면 분율로, 70 % 내지 90 % 의 베이나이트, 5 % 내지 25 % 의 M/A 화합물들 및 최대 25 % 의 마르텐사이트로 이루어진 미세조직을 가지고, 상기 베이나이트 및 상기 M/A 화합물들은 상기 강 중 잔류 오스테나이트의 총 함량이 5 중량% 내지 25 중량% 이도록 잔류 오스테나이트를 포함하고, 잔류 오스테나이트의 탄소 함량은 0.8 중량% 내지 1.5 중량% 이다.
열간 압연된 강 부품은, 임의의 기술적으로 가능한 조합에 따라 또는 단독으로, 이하의 특징들 중 하나 이상을 더 포함할 수 있다:
- 상기 열간 압연된 강 부품은 750 MPa 이상의 항복 강도 (YS), 1000 MPa 이상의 인장 강도 (TS) 및 10 % 이상의 신장률 (El) 을 가지고;
- 상기 열간 압연된 강 부품은 25 내지 100 mm 의 직경을 가지는 솔리드 바이며;
- 상기 열간 압연된 강 부품은 5 내지 35 mm 의 직경을 가지는 와이어다.
본 발명은 이제 하기 상세한 설명에서 보다 상세하게 설명될 것이다.
본 발명에 따른 강 부품을 제조하는 방법은, 반제품을 얻기 위해 강을 주조하는 단계를 포함하고, 상기 강은 중량으로:
0.10% ≤ C ≤ 0.35%, 보다 특히 0.15% ≤ C ≤ 0.30%,
0.8% ≤ Si ≤ 2.0%, 바람직하게는 1.2% ≤ Si ≤ 1.5%
1.8% ≤ Mn ≤ 2.5%, 바람직하게는 1.8% ≤ Mn ≤ 2.2%
P ≤ 0.1%
0% ≤ S ≤ 0.4%, 보다 특히 0% ≤ S ≤ 0.01%,
0% ≤ Al ≤ 1%, 바람직하게는 0% ≤ Al ≤ 0.030%
N ≤ 0.015%
0% ≤ Mo ≤ 0.4%, 바람직하게는 0.05% ≤ Mo ≤ 0.2%
0.02% ≤ Nb ≤ 0.08%, 바람직학는 0.04% ≤ Nb ≤ 0.06%
0.02% ≤ Ti ≤ 0.05%
0.001% ≤ B ≤ 0.005%
0.5 % ≤ Cr ≤ 1.8%, 보다 특히 0.5 % ≤ Cr ≤ 1.5%, 바람직하게는 0.65% ≤ Cr 1.2%
0% ≤ V ≤ 0.5%
0% ≤ Ni ≤ 0.5%
잔부인 Fe 및 제련으로 인한 불가피한 불순물들
을 포함하는 조성을 가진다.
이 합금에서, 탄소는 강의 원하는 미세조직 및 특성을 제어 및 조절하기 위한 메인 효과를 가진 합금 원소이다. 탄소는 오스테나이트를 안정화시키므로 실온에서도 오스테나이트를 유지하도록 한다. 게다가, 탄소는 우수한 연성 및 내충격성과 조합된 우수한 기계적 저항을 달성할 수 있게 한다.
0.10 중량% 미만의 탄소 함량은 불충분하게 안정적인 잔류 오스테나이트의 형성을 초래하고 또한 초석정 (pro-eutectoid) 페라이트 출현 위험을 초래한다. 이는 불출분한 기계적 특성을 유발할 수 있다. 0.35 중량% 초과의 탄소 함량에서, 중심 편석 (center-segregation) 의 출현에 의해 강의 연성 및 내충격성이 저하된다. 더욱이, 0.35 중량% 초과의 탄소 함량은 강의 용접성을 감소시킨다. 따라서, 탄소 함량은 0.10 중량% 내지 0.35 중량% 이다.
탄소 함량은 바람직하게는 0.15 중량% 내지 0.30 중량% 이다.
규소 함량은 0.8 중량% 내지 2.0 중량% 이다. 시멘타이트에 용해되지 않는 원소인 Si 는, 특히 베이나이트 형성 동안 탄화물 석출을 방지하거나 적어도 지연시키고, 잔류 오스테나이트내로 탄소의 확산을 허용하여, 잔류 오스테나이트의 안정화에 유리하다. Si 는 고용체 경화에 의해 강의 강도를 더 증가시킨다. 0.8 중량% 미만의 규소에서는 이러한 효과가 충분히 나타나지 않는다. 2.0 중량% 초과의 규소 함량에서, 내충격성은 큰 크기의 산화물의 형성에 의해 부정적인 영향을 받을 수 있다. 더욱이, 2.0 중량% 초과의 Si 함량은 강의 열악한 표면 품질을 유발할 수 있다.
바람직하게는, Si 함량은, 오스테나이트의 개선된 안정화를 보장하기 위해, 0.9 중량% 내지 2.0 중량%, 보다 특히 1.0 중량% 내지 2.0 중량%, 더욱 특히 1.1 중량% 내지 2.0 중량%, 더욱더 특히 1.2 중량% 내지 2.0 중량% 이다.
다른 실시형태에서, Si 함량은, 0.9 중량% 내지 1.5 중량%, 보다 특히 1.0 중량% 내지 1.5 중량%, 더욱 특히 1.1 중량% 내지 1.5 중량%, 더욱더 특히 1.2 중량% 내지 1.5 중량% 이다.
망간 함량은 1.8 중량% 내지 2.5 중량%, 바람직하게는 1.8 중량% 내지 2.2 중량% 이다. Mn 은 미세조직을 제어하고 오스테나이트를 안정화시키는데 중요한 역할을 한다. 감마제닉 원소 (gammagenic element) 로서, Mn 은 오스테나이트의 변태 온도를 낮추고, 오스테나이트에서의 탄소 용해도를 증가시킴으로써 탄소 농축 가능성을 향상시키며, 그리고 펄라이트 형성을 지연시킴에 따라 적용가능한 냉각 속도 범위를 확장시킨다. Mn 은 고용체 경화에 의해 재료의 강도를 더 증가시킨다. 1.8 중량% 미만에서, 이러한 효과가 충분히 나타나지 않는다. 2.5 중량% 를 초과하면, 망간이 지나치게 편석되어, 미세조직에서 밴딩 (banding) 을 유도할 수 있고, 그리고 강의 기계적 특성을 저하시킨다. 2.5 중량% 초과의 Mn 함량은 또한 잔류 오스테나이트를 과도하게 안정화시킬 수 있다.
본 발명의 발명자들은, 중간의 등온 변태 단계, 예를 들어 오스템퍼링 처리를 수행할 필요 없이 공랭을 통하여 실온으로 연속적으로 냉각되는 열간 압연된 부품상에서 TRIP 특성들 및 다른 전술한 기계적 특성들을 직접 얻을 수 있는 이유는 본 발명에 따른 강의 특정 망간 함량이라고 여긴다. 실제로, 1.8 중량% 내지 2.5 중량% 의 망간 함량의 선택은 강에서 오스테나이트의 최적의 안정화를 제공한다. 특히, 본 발명의 발명자들은, 0.2 ℃/s 이상의 냉각 속도에 대해서, 망간 함량이 1.8 중량% 이상이면, 강 부품들의 기계적 특성들에 해로운 영향을 미치는 펄라이트 또는 페라이트의 형성이 방지될 수 있음을 알았다. 더욱이, 1.8 중량% 이상의 망간 함량은 냉각 동안 베이나이트 범위의 온도에서 강을 유지시킬 필요 없이 연속 냉각 동안 오스테나이트의 안정화에 기여한다. 2.5 % 초과의 망간 함량에 대해서, 본 발명의 발명자들은 연성 또는 내충격성과 같은 강의 다른 특성들에 해로운 편석 스트립의 출현을 관찰하였다.
몰리브덴 함량은 0 중량% (이 원소의 미량에 해당) 내지 0.4 중량% 이다. 몰리브덴이 존재하면, 몰리브덴은 강의 경화성을 향상시키고, 조직이 나타나는 온도를 감소시킴으로써 더 낮은 베이나이트의 형성을 더욱 촉진시키며, 더 낮은 베이나이트는 강의 양호한 내충격성을 초래한다. 하지만, 0.4 중량% 초과의 함량에서, Mo 는 특히 용접 동안 열영향부의, 이러한 동일한 내충격성에 부정적인 영향을 미칠 수 있다. 더욱이, 0.4 % 를 초과하면, Mo 첨가는 불필요하게 값비싸진다.
바람직하게는, Mo 함량은 0.05 중량% 내지 0.2 중량% 이다.
크롬 함량은 0.5 중량% 내지 1.8 중량%, 바람직하게는 0.5 중량% 내지 1.5 중량%, 더욱 바람직하게는 0.65 중량% 내지 1.2 중량% 이다. 크롬은 잔류 오스테나이트를 안정화시키는데 효과적이고, 이의 미리 정해진 양을 보장해준다. 이는, 또한 강을 강화하는데 유용하다. 하지만, 크롬은 경화 효과를 위해 주로 첨가된다. 크롬은 저온 변태 상들의 성장을 촉진시키고 넓은 범위의 냉각 속도에서 목표로 하는 미세조직을 얻을 수 있게 한다. 0.5 중량% 미만의 함량에서, 이러한 효과가 충분히 나타나지 않는다. 1.8 중량% 초과의 함량에서, 크롬은 너무 큰 분율의 마르텐사이트의 형성에 유리한데, 이는 제품의 연성에 해롭다. 더욱이, 1.8 중량% 를 초과하는 함량에서, 크롬 첨가는 불필요하게 값비싸지게 된다.
강의 니오븀 함량은 0.02 중량% 내지 0.08 중량% 이다. 탄소 확산을 지연시킴으로써, 니오븀은, 붕소를 결합시키고 유리 (free) 붕소의 함량을 감소시키는 Fe23(CB)6 유형의 붕소탄화물의 형성을 제한하거나 제거함으로써, 활성 (또는 유리) 붕소의 양을 증가시킨다. 따라서, 니오븀과 붕소의 조합은 페라이트 핵생성의 속도를 현저하게 감소시킬 수 있어서, 넓은 베이나이트 도메인의 형성을 가능하게 하여, 넓은 범위의 냉각 속도에서 베이나이트의 형성을 가능하게 한다. 마지막으로, 니오븀은 질소 및/또는 탄소와의 석출물을 형성함으로써 강에 대하여 석출 경화 효과를 가진다.
0.02 중량% 미만의 함량에서, 니오븀의 영향이 충분히 나타나지 않는다. 너무 큰 크기의 석출물을 얻는 것을 방지하기 위해 0.08 중량% 의 최대 함량이 허용되고, 이는 그 후에 강의 내충격성을 저하시킨다. 더욱이, 니오븀은, 0.08 중량% 초과의 함량으로 첨가될 때, 연속적으로 주조된 빌렛들 및 블룸들 (blooms) 의 표면에서 균열 결함 위험을 증가시킨다. 이러한 결함은, 완전히 제거될 수 없다면, 특히 피로 강도와 관련하여 최종 부품의 특성의 무결성에 대해서 매우 손상시킬 수 있다.
니오븀 함량은 바람직하게는 0.04 중량% 내지 0.06 중량% 이다.
붕소 함량은 0.001 중량% 내지 0.005 중량% 이다. 붕소는 오스테나이트 입자로 편석되어, 페라이트 핵생성을 지연시키고, 강의 경화성을 증가시킨다. 0.001 중량% 미만의 함량에서, 붕소의 영향이 충분히 나타나지 않는다. 하지만, 0.005 중량% 초과의 붕소 함량은, 전술한 바와 같이 취성의 철 붕소-탄화물 (boro-carbides) 의 형성을 초래할 것이다.
질소는 유해한 것으로 간주된다. 질소는 질화 붕소의 형성을 통하여 붕소를 포획하고, 이는 강의 경화성에서 이 원소의 역할을 비효율적으로 만든다. 따라서, 질소 함량은 최대 0.015 중량% 이다. 그럼에도 불구하고, 소량으로 첨가되면, 특히 니오븀 질화물 (NbN) 또는 탄질화물 (NbCN) 또는 알루미늄 질화물 (AlN) 의 형성을 통하여, 강이 겪은 열처리 동안 과도한 오스테나이트 입자의 조대화를 방지할 수 있다. 이는 또한 강의 강화에 기여한다.
강의 티타늄 함량은 0.02 중량% 내지 0.05 중량% 이다. 티타늄은 붕소와 질소의 결합을 방지하는 효과를 가지고, 질소는 바람직하게는 붕소보다는 오히려 티타늄과 결합된다. 따라서, 티타늄 함량은 바람직하게는 3.5*N 보다 높고, 여기서 N 은 강의 질소 함량이다.
황 함량은 0 % (이 원소의 미량에 해당) 내지 0.4 %, 보다 특히 0 % 내지 0.01 % 이다. 본 발명의 강에서, 황은 가능한 한 낮게 유지되어야 한다. 실제로, 황은 강의 내충격성 및 내피로성을 감소시키는 경향이 있다. 그럼에도 불구하고, 황이 가공성을 향상시키기 때문에, 강의 가공성이 크게 증가해야 하는 경우에 최대 0.4 % 의 레벨까지 첨가될 수 있다. 0.4 % 초과의 레벨에서는, 가공성에 대한 영향이 포화될 것이다.
인 함량은 0 % (미량으로서 P 의 양에 해당) 내지 0.1 % 이다. 0.1 % 미만의 레벨에서도, 인은 탄화철의 석출을 지연시키므로 잔류 오스테나이트의 유지에 유리하다. 그럼에도 불구하고, 입계들에서 편석됨으로써 이의 응집성을 감소시키고 강의 연성을 감소시킨다. 따라서, 인은 가능한 한 낮게 유지되어야 한다.
알루미늄 함량은 0 중량% (이 원소의 미량에 해당) 내지 1.0 중량%, 바람직하게는 0 중량% 내지 0.5 중량%, 더욱더 바람직하게는 0 중량% 내지 0.03 중량% 이다.
본 발명의 강에서, 알루미늄은 선택적인 합금 원소이고, 주로 강한 탈산제로서 사용된다. Al 은 액체 강에 용해된 산소의 양을 제한하고 부품들의 내포 청결도 (inclusion cleanliness) 를 향상시킨다. 더욱이, 이는 질화물의 형태로 열간 압연 동안 오스테나이트 입자의 조대화를 제어하는데 기여한다.
또한, 규소로서 알루미늄은 시멘타이트에 용해되지 않아 시멘타이트의 석출을 방지한다. 따라서, 알루미늄은 잔류 오스테나이트를 안정화시켜, 1.0 중량% 미만, 또는 0.5 중량% 미만의 낮은 함량으로 첨가될 때에도 형성된 잔류 오스테나이트의 양을 증가시킬 수 있다.
한편, Al 는 1.0 중량% 초과의 양으로, 알루미네이트 유형의 내포물들의 조대화를 초래하여,이는 강의 내충격성을 손상시킬 수 있다.
Al 함량은 예를 들어 0.003 중량% 내지 0.030 중량% 이다.
바나듐 및 니켈은 선택적인 합금 원소들이다. 바나듐은, 니오븀과 같이, 입자 정제에 기여한다. 따라서, 강의 조성물에 최대 0.5 중량% 의 V 가 첨가될 수 있다.
니켈은, 그 일부에 대해서, 강의 강도를 증가시키고 강의 저항성에 대하여 유리한 영향을 준다. 따라서, 강의 조성물에 최대 0.5 중량% 의 Ni 가 첨가될 수 있다.
본 발명에 따른 열간 압연된 강 부품은, 표면 분율로, 70 % 내지 90 % 의 베이나이트, 5 % 내지 25 % 의 M/A 화합물들 및 최대 25 % 의 마르텐사이트로 이루어진 미세조직을 가진다.
베이나이트 및 M/A 화합물은 잔류 오스테나이트를 포함하여, 잔류 오스테나이트의 총 함량이 5 % 내지 25 % 가 된다. 강의 모든 잔류 오스테나이트는 베이나이트 또는 M/A 화합물들에 포함된다.
보다 구체적으로, M/A 화합물들은 M/A 화합물의 주변에서 잔류 오스테나이트 및 M/A 화합물의 중심에서 마르텐사이트로 부분적으로 변태된 오스테나이트로 구성된다.
잔류 오스테나이트는, 오스테나이트의 섬들 (islands) 과 필름들 형태로 베이나이트 페라이트의 라스들 사이의 베이나이트에 및 M/A 화합물에 포함된다.
잔류 오스테나이트의 적어도 5 % 는 M/A 화합물들에 포함된다. 미세조직에서 M/A 화합물들의 존재는 강의 TRIP 효과와 관련하여 유리하다. 실제로, M/A 화합물들에 포함된 잔류 오스테나이트는 베이나이트에 포함된 잔류 오스테나이트 (섬들 또는 필름들) 보다 낮은 변형률에 대해 마르텐사이트로 변태될 것이기 때문에, 이러한 화합물의 존재는 모든 잔류 오스테나이트가 베이나이트에 포함된 잔류 오스테나이트 (섬들 또는 필름들) 형태인 경우보다 변형 전체에 걸쳐 마르텐사이트로 보다 연속적인 변태를 유발한다.
잔류 오스테나이트의 탄소 함량은 0.8 중량% 내지 1.5 중량% 이다. 이 범위에 포함된 탄소 함량은, 잔류 오스테나이트의 양호한 안정화를 초래하기 때문에 특히 유리하다.
보다 구체적으로, 잔류 오스테나이트의 탄소 함량은 1.0 중량% 내지 1.5 중량% 이다. 이는 잔류 오스테나이트의 안정화를 더욱 향상시킨다.
따라서 얻어진 열간 압연된 강 부품은, 750 MPa 이상의 항복 강도 (YS), 1000 MPa 이상의 인장 강도 (TS) 및 10 % 이상의 신장률 (El) 을 가진다.
강 부품을 제조하는 방법은 상기 조성을 가진 반제품을 주조하는 단계를 포함한다. 제조될 강 제품에 따라서, 반제품은 빌렛, 잉곳 또는 블룸일 수 있다.
상기 방법은 열간 압연된 부품을 얻기 위해 반제품을 열간 압연하는 단계를 더 포함한다.
제조될 강 부품에 따라서, 열간 압연된 제품은 와이어 또는 바일 수 있다.
열간 압연은 1000 ℃ 초과의 열간 압연 개시 온도로 수행된다. 예를 들어, 열간 압연 전에, 반제품을 1000 ℃ 내지 1250 ℃ 의 온도로 재가열된 후 열간 압연된다.
열간 압연 후에, 열간 압연된 부품은 공랭을 통하여, 예를 들어 자연 공랭을 통하여 또는 제어된 펄스 공랭을 통하여 실온으로 냉각된다.
공랭의 경우에, 열간 압연된 부품은, 특정 중간 온도에서 유지되지 않으면서, 열간 압연 온도에서 실온으로 연속적으로 냉각된다. 이와 관련하여, 중간 온도는 열간 압연 온도와 실온과는 상이한, 열간 압연 온도와 실온 사이의 온도이다.
자연 공랭의 경우에, 제품은 강제 대류없이 주변 공기에서 냉각되도록 남겨진다.
제어된 펄스 공랭은, 통풍기들을 사용하여 얻어질 수 있고, 이 통풍기들의 작동은 원하는 냉각 속도에 따라서 제어된다.
열간 압연 종료 온도로부터 실온으로의 공랭 동안 열간 압연된 제품의 코어에서의 냉각 속도는, 유리하게는 0.2 ℃/s 이상, 예를 들어 5 ℃/s 이하이다.
본 발명에 따른 강 부품을 제조하는 방법은, 선택적으로, 열간 압연 단계 후에, 열간 압연 및 열처리된 강 부품을 얻기 위해 상기 열간 압연된 부품에 대해 열처리를 수행하는 단계를 포함할 수 있다.
열처리 단계는, 특히 열간 압연된 강 부품을 실온으로 냉각 후에, 특히 공랭 후에 수행된다.
이러한 열처리는, 특히 가열 단계의 종료시 강이 전체적으로 오스테나이트 미세조직을 가지도록, 상기 열간 압연된 강 부품을 10 분 내지 120 분의 시간 동안 강의 Ac3 온도 이상의 열처리 온도로 가열하는 단계를 포함할 수 있다.
보다 구체적으로, 열처리 온도는 Ac3 + 50 ℃ 내지 1250 ℃ 이다.
열간 압연된 강 부품은 바람직하게는 30 분 내지 90 분의 시간 동안 열처리 온도에서 유지된다.
가열은 불활성 분위기, 예를 들어 질소 분위기에서 수행될 수 있다.
바람직하게는, 가열 단계 다음에 열간 압연 및 열처리된 강 부품을 얻기 위해 상기 열처리 온도로부터 실온으로 공랭된다.
열처리 온도로부터 실온으로의 공랭 동안 제품의 코어에서의 냉각 속도는, 유리하게는 0.2 ℃/s 이상이고 예를 들어 5 ℃/s 이하이다.
공랭의 경우에, 부품은, 특정 중간 온도에서 유지되지 않으면서, 열처리 온도에서 실온으로 연속적으로 냉각된다. 이와 관련하여, 중간 온도는 열처리 온도와 실온과는 상이한, 열처리 온도와 실온 사이의 온도이다.
공랭은, 특히 자연 공랭 또는 제어된 펄스 공랭이다.
이러한 열처리 단계의 종료시에, 열간 압연 및 열처리된 강 부품이 얻어진다.
선택적으로, 강 부품을 제조하는 방법은 냉간 압연 단계를 포함할 수 있다. 냉간 압연 단계는 중간 열처리없이 열간 압연 단계 직후에 수행될 수 있다. 본 방법이 열처리 단계를 포함하면, 냉간 압연 단계는 열처리 단계 후에 각각 수행된다.
일 실시형태에 따라서, 상기 방법을 통하여 제조된 열간 압연된 강 부품 및/또는 열간 압연 및 열처리된 강 부품은 5 내지 35 mm 인 직경을 가진 솔리드 와이어이다.
다른 실시형태에 따라서, 상기 방법을 통하여 제조된 열간 압연된 강 부품 및/또는 열간 압연 및 열처리된 강 부품은 25 내지 100 mm 인 직경을 가진 솔리드 바이다.
솔리드 바의 직경은, 예를 들어 약 30 mm 또는 약 40 mm 일 수 있다. 특히, 열간 압연된 강 부품 및/또는 열간 압연 및 열처리된 강 부품의 직경들은 동일하다.
열간 압연된 강 부품과 열간 압연 및 열처리된 강 부품들은 상이한 길이들을 가질 수 있고, 열간 압연 및 열처리된 강 부품의 길이는 열간 압연된 강 부품의 길이보다 짧다. 예를 들어, 열간 압연된 강 부품은 열처리를 수행하기 전에 더 작은 부품들로 절단되었을 수도 있다.
유리하게는, 상기 방법은 변형된 부품을 얻기 위해 부품을 변형시키는 단계를 더 포함한다. 이러한 성형 단계는 냉간 성형 또는 열간 성형 단계일 수 있고 그리고 공정의 다양한 단계들에서 수행될 수 있다. 성형 단계는 예를 들어 프레스 성형 단계이다.
제 1 실시형태에 따라서, 성형 단계는 열간 압연된 강 부품이 실온으로 냉각된 후 그리고 임의의 선택적인 열처리 전에 수행된다.
이러한 제 1 실시형태에서, 성형 단계는 냉간 성형 단계이다.
이 실시형태에서, 냉간 성형 단계 후에 얻어진 부품은 열간 압연 및 변형된 강 부품이다.
열간 압연 및 변형된 강 부품은 이후 열간 압연, 변형 및 열처리된 강 부품을 얻기 위해 상기 개시된 바와 같은 오스테나이트화 열처리를 받을 수 있다. 상기 개시된 오스테나이트화 열처리가 수행되는 경우에, 열간 압연, 변형 및 열처리된 강 부품의 미세조직은 열간 압연된 강 부품 또는 열간 압연 및 열처리된 강 부품의 미세조직과 동일하다. 실제로, 열처리는 냉간 성형 이전에 존재하는 미세조직을 복원시킨다.
대안으로, 열간 압연 및 변형된 강 부품은 냉간 성형으로 인한 잔류 응력을 제거하기 위한 응력 해제 열처리를 받을 수 있다. 이러한 응력 제거 열처리는, 예를 들어 10 내지 120 분의 시간 동안 100 ℃ 내지 500 ℃ 의 온도에서 수행된다.
제 2 실시형태에 따라서, 성형 단계는 열간 압연 및 열처리된 강 부품에 대해, 즉 열처리가 수행된 후에 실시되는 냉간 성형 단계이다.
이 실시형태에서, 냉간 성형 단계 후에, 열간 압연, 열처리 및 변형된 강 부품이 얻어진다.
이 실시형태에서, 냉간 성형 단계 다음에 선택적으로 예를 들어 냉간 성형 전에 강 부품의 초기 미세조직을 복원하기를 원하면 전술한 바와 같은 오스테나이트화 열처리 단계 또는 전술한 바와 같이 응력 해제 열처리 단계가 따를 수 있다.
제 3 실시형태에 따라서, 성형 단계는 열처리 동안, 특히 열간 압연된 강 부품이 열처리 온도로 가열된 후에 그리고 실온으로 냉각하기 전에 수행된다.
이러한 제 3 실시형태에서, 성형 단계는 열간 성형 단계, 바람직하게는 열간 프레스 성형 단계이다. 실온으로 냉각한 후, 열간 압연, 열처리 및 변형된 강 부품이 얻어진다.
열간 압연, 선택적으로 열처리 및 변형된 강 부품은, 예를 들어 디젤 엔진의 연료 분사 시스템의 커먼 레일이다.
선택적으로, 상기 방법은 성형 단계 후에 수행되는 마무리 단계들, 특히 가공 또는 표면 처리 단계들을 더 포함할 수 있다. 표면 처리 단계들은, 특히 쇼트 피닝, 롤러 버니싱 또는 자가배지 (autofrettage) 를 포함할 수 있다.
실시예들
미세조직 분석
미세조직은 샘플들의 단면에 기초하여 분석되었다. 보다 구체적으로, 단면에 존재하는 조직들은 광학 현미경 (LOM) 및 주사 전자 현미경 (SEM) 에 의해 특성화되었다.
LOM 관찰은 2 % Nital 용액을 사용하여 에칭한 후에 수행되었다.
SEM 관찰을 위해, 샘플들은 (마지막 연마 단계 후에) 콜로이드성 실리카로 연마되었다. 0.5 ~ 1 % 의 농도에서 저농도의 Nital 에칭이 수행되어 금속 조직을 약간 드러낸다.
강의 미세조직은 LePera 에칭제 (LePera 1980) 를 사용하여 마르텐사이트, 베이나이트 및 페라이트 상들을 구별하기 위해 컬러 에칭을 사용하여 특성화되었다. 에칭제는 사용 직전에 1 : 1 비로 혼합된 1 % 나트륨 메타비설파이트 수용액 (100 ml 증류수 중 1 g Na2S205) 및 4 % 피크랄 (100 ml 에탄올 중 4 g 건조 피크산) 의 혼합물이다.
LePera 에칭은 베이나이트 (상부, 하부), 마르텐자이트, 오스테나이트의 섬들 및 필름들 또는 M/A 화합물들의 유형과 같은 일차상 및 이차상을 보여준다. LePera 에칭 후에, 광학 현미경 및 1000 의 배율에서, 페라이트는 연한 청색을 나타내고, 베이나이트는 청색에서 갈색까지 나타내고 (상부 베이나이트는 청색, 하부 베이나이트는 갈색), 마르텐자이트는 갈색에서 연한 황색까지 나타내며, M/A 화합물은 백색을 나타낸다.
그 후, 이미지들에서 주어진 영역에 대하여 백분율로 M/A 화합물들의 양은, 적합한 이미지 처리 소프트웨어, 특히 처리용 ImageJ 소프트웨어를 사용하여 측정되었고, 이미지 분석이 정량화될 수 있었다.
본 발명자들은 또한 시그마메트리 또는 X-선 회절에 의해 잔류 오스테나이트의 총 함량을 추가로 측정하였다. 이러한 기술들은 당업자에게 잘 알려져 있다.
기계적 특성들
시험 시편 유형 TR03 (Ø = 5 mm, L = 75 mm) 을 사용하여 인장 시험들을 수행하였다. 각각의 값은 2 번의 측정의 평균이다.
샘플들의 단면을 따라서 경도 프로파일이 수행되었다. 비커스 경도 시험들은 15 초 지속기간 동안 30 kg 의 부하로 수행되었다.
이하의 표들에서, 하기의 약어가 사용되었다:
UB = 상부 베이나이트
LB = 하부 베이나이트
M/A = 마르텐사이트/잔류 오스테나이트 화합물
RA = 잔류 오스테나이트.
TS (MPa) 는 압연 방향에 대하여 종방향으로 인장 시험 (ASTM) 에 의해서 측정된 인장 강도를 나타내고,
YS (MPa) 는 압연 방향에 대하여 종방향으로 인장 시험 (ASTM) 에 의해서 측정된 항복 강도를 나타내며,
Ra (%) 는 압연 방향에 대하여 종방향으로 인장 시험 (ASTM) 에 의해서 측정된 면적 감소의 백분율을 나타내고,
El (%) 는 압연 방향에 대하여 종방향으로 인장 시험 (ASTM) 에 의해서 측정된 신장률을 나타낸다.
본 발명의 발명자들은 이하의 실험들을 수행하였다.
발명자들은 이하의 표 1 에 나열된 조성을 가진 강으로 제조된 빌렛들을 주조하였다.
Figure 112019119794768-pct00001
상기 표 1 에서, 함량은 중량% 로 표시된다.
발명자들은, 그 후에 이러한 반제품을 1000 ℃ 초과에서 열간 압연하여 40 mm 의 직경을 가진 바들을 생성하여 자연 냉각되었다. 그리하여 얻어진 바들을 이하에서 "압연된 (as rolled)" 이라고 한다.
그리고 나서, 이러한 바들로부터 샘플링된 일부 블랭크들은 오스테나이트화로 이루어진 열처리를 받은 후에 실온까지 자연 공랭되었다.
오스테나이트화 조건은 다음과 같다:
- 온도 : 1200 ℃
- (온도에서) 유지 시간 : 75 분
- 불활성 : 아르곤 분위기.
그리하여 얻어진 샘플들을 이하에서 "열처리된" 이라고 한다.
추가로, 상기에서 얻은 열간 압연된 바들 ("압연된") 로부터 샘플링된 다른 블랭크들은 오스템퍼링 처리를 받았다. 보다 구체적으로, 블랭크들은 먼저 전술한 바와 같이 오스테나이트화를 받고, 그 후에 공랭되고 미리 정해진 유지 시간 동안 강의 등급에 따른 온도에서 염욕에서 유지된 후, 최종적으로 실온으로 공랭되어 "오스템퍼링된" 샘플들을 얻게 되었다.
보다 구체적으로, 이하의 유지 온도 및 시간이 사용되었다:
강 1 : 15 분 동안 400 ℃
강 2 : 15 분 동안 380 ℃
강 3 : 60 분 동안 360 ℃
상기 강들 각각에 대하여, "압연된", "열처리된" 및 "오스템퍼링된" 샘플들은, 이들의 미세조직, 잔류 오스테나이트 함량, 경도, 경화성, 기계적 특성들 (항복 강도, 인장 강도, 신장률 및 면적 감소, 인성) 에 대해 분석되었다. 미세조직 특징들 및 기계적 특성들은 전술한 바와 같이 결정되었다.
이하의 표 2 는 미세조직 분석 결과를 요약한 것이다.
Figure 112019119794768-pct00002
표 2 의 모든 등급들에 대해, "압연된", "열처리된" 및 "오스템퍼링된" 샘플들의 미세조직은 섹션 전체에서 상당히 균질한 것으로 관찰되었다.
주사 전자 현미경 관찰은 베이나이트 매트릭스에 존재하는 M/A 화합물을 강조하였다. 고배율에서의 관찰에서는, M/A 화합물들이 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트로 부분적으로 변태된 잔류 오스테나이트로 구성되어 있음을 보여준다. 더욱이, 잔류 오스테나이트는 화합물의 주변에 오히려 집중되어 있다.
M/A 화합물의 형태와 구성은 모든 등급에서 동일하다.
아래의 표 3 에서는 기계적 특성 측정 결과들을 요약한 것이다.
Figure 112019119794768-pct00003
다른 강 등급들의 경화성을 평가하기 위해, 이하의 처리 조건을 사용하여 Jominy 단부 켄칭 시험을 수행하였다:
Figure 112019119794768-pct00004
오스테나이트화 온도 : 1150 ℃
Figure 112019119794768-pct00005
유지 시간 : 50 분
이 시험에서는 상기 시험된 모든 강에 대해 "편평한" Jominy 곡선들을 보여준다. 따라서, 상기 시험된 모든 강 등급은 매우 양호한 경화성을 가지고 균질한 기계적 특성들을 가진 고강도 대직경 부품들을 제조하도록 되어 있다.
경도 측정 결과들에서는 경도가 압연된 샘플들의 단면을 따라 모두 실질적으로 균일하다는 것을 추가로 보여준다. 이는 횡단면을 따른 조직의 양호한 균질성 및 그에 따른 우수한 경화성을 확인시켜준다.
상이한 샘플들에 대해 본 발명자들에 의해 수행된 인장 시험들에서는, 샘플들이 변형 동안 TRIP (Transformation induced plasticity) 효과를 겪은 것을 추가로 보여주는데, 이는 거의 모든 오스테나이트가 이러한 인장 시험 동안 마르텐사이트로 변태되었기 때문이다.
상기 결과는, 열간 압연 후에 자연 공랭 후에 기계적 특성들 및 미세조직의 면에서 우수한 결과가 이미 얻어진다는 것을 확인시켜준다. 따라서, 오스템퍼링 처리와 같은 중간 등온 변태 단계를 수행할 필요는 없다.
본 발명에 따른 강 부품들은 특히 유리하다.
실제로, 상기 결과에 의해 확인되는 바와 같이, 본 발명에 따른 강 조성은, 임의의 특정 추가 열처리, 특히 오스템퍼링을 수행할 필요없이, 열간 압연 및 공랭 직후에, 특히 항복 강도, 신장률, 경도 및 경화성의 면에서, 우수한 기계적 특성들을 가진 부품들을 얻을 수 있게 한다. 따라서, 이러한 우수한 기계적 특성들은 유사한 특성들을 가진 선행 기술의 강들과 비교하여 저감된 제조 비용 및 노력으로 얻어질 수 있다.
본 발명자들은 본 발명에 따른 강들이 변형 동안 원하는 TRIP 효과를 받음을 추가로 확인하였다.
물론, 필요에 따라, 예를 들어 냉간 압연 후에 제품에 대해 오스템퍼링 처리를 선택적으로 수행할 수 있지만, 이러한 열처리는 유리한 기계적 특성들을 얻기 위해 필요하지 않다.

Claims (23)

  1. 강 부품을 제조하는 방법으로서, 이하의 연속 단계들,
    - 반제품을 획득하기 위해서, 중량으로,
    0.10% ≤ C ≤ 0.35%
    0.8% ≤ Si ≤ 2.0%
    1.8% ≤ Mn ≤ 2.5%
    P ≤ 0.1%
    0% ≤ S ≤ 0.4%
    0% ≤ Al ≤ 1.0%
    N ≤ 0.015%
    0% ≤ Mo ≤ 0.4%
    0.02% ≤ Nb ≤ 0.08%
    0.02% ≤ Ti ≤ 0.05%
    0.001% ≤ B ≤ 0.005%
    0.5 % ≤ Cr ≤ 1.8%
    0% ≤ V ≤ 0.5%
    0% ≤ Ni ≤ 0.5%
    잔부인 Fe 및 제련으로 인한 불가피한 불순물들
    을 포함하는 조성을 가진 강을 주조하는 단계, 및
    - 상기 반제품을 1000 ℃ 보다 높은 열간 압연 개시 온도에서 열간 압연하고, 그리하여 얻어진 열간 압연된 제품을 공랭을 통하여 실온으로 냉각하여 열간 압연된 강 부품을 얻는 단계로서, 열간 압연 종료 온도에서부터 상기 실온으로 떨어지는 상기 공랭 동안 열간 압연된 제품의 코어에서의 냉각 속도는 0.2 ℃/s 이상인, 상기 열간 압연된 강 부품을 얻는 단계를 포함하고,
    상기 열간 압연된 강 부품은, 상기 실온으로의 상기 공랭한 후, 표면 분율로, 70 % 내지 90 % 의 베이나이트, 5 % 내지 25 % 의 M/A 화합물들 및 최대 25 % 의 마르텐사이트로 이루어진 미세조직을 가지고, 상기 베이나이트 및 상기 M/A 화합물들은 상기 강 중 잔류 오스테나이트의 총 함량이 5 % 내지 25 % 이도록 잔류 오스테나이트를 포함하고, 상기 잔류 오스테나이트의 탄소 함량은 0.8 중량% 내지 1.5 중량% 인, 강 부품을 제조하는 방법.
  2. 제 1 항에 있어서,
    상기 반제품을 열간 압연 전에 1000 ℃ 내지 1250 ℃ 의 온도로 재가열하는 단계를 더 포함하고, 상기 열간 압연은 재가열된 반제품상에서 수행되는, 강 부품을 제조하는 방법.
  3. 제 1 항에 있어서,
    상기 강은 0.9 중량% 내지 2.0 중량% 의 규소를 포함하는, 강 부품을 제조하는 방법.
  4. 제 1 항에 있어서,
    상기 강은 1.8 중량% 내지 2.2 중량% 의 망간을 포함하는, 강 부품을 제조하는 방법.
  5. 제 1 항에 있어서,
    상기 강은 0 중량% 내지 0.030 중량% 의 알루미늄을 포함하는, 강 부품을 제조하는 방법.
  6. 제 1 항에 있어서,
    상기 강은 0.05 중량% 내지 0.2 중량% 의 몰리브덴을 포함하는, 강 부품을 제조하는 방법.
  7. 제 1 항에 있어서,
    티타늄 및 질소 함량은 Ti ≥ 3.5 x N 이 되는, 강 부품을 제조하는 방법.
  8. 제 1 항에 있어서,
    상기 강은 0.5 중량% 내지 1.5 중량% 의 크롬을 포함하는, 강 부품을 제조하는 방법.
  9. 삭제
  10. 제 1 항 내지 제 8 항 중 어느 한 항에 있어서,
    열간 압연 후에, 상기 실온으로 상기 냉각은 자연 공랭 또는 제어된 펄스 (pulsed) 공랭에 의해 수행되는, 강 부품을 제조하는 방법.
  11. 제 1 항에 있어서,
    상기 실온으로 상기 냉각한 후에, 상기 열간 압연된 강 부품은 냉간 성형되어 열간 압연 및 변형된 강 부품을 얻는, 강 부품을 제조하는 방법.
  12. 제 1 항에 있어서,
    상기 실온으로 상기 냉각한 후에, 상기 열간 압연된 강 부품은 냉간 프레스 성형되어 열간 압연 및 변형된 강 부품을 얻는, 강 부품을 제조하는 방법.
  13. 제 1 항 내지 제 8 항 중 어느 한 항에 있어서,
    열간 압연 단계 후에, 상기 열간 압연된 강 부품을 10 분 내지 120 분의 시간 동안 상기 강의 Ac3 온도 이상의 열처리 온도로 가열하는 단계, 그 후에 열간 압연 및 열처리된 강 부품을 얻기 위해 상기 열처리 온도로부터 상기 실온으로 냉각하는 단계를 더 포함하는, 강 부품을 제조하는 방법.
  14. 제 13 항에 있어서,
    상기 열처리 온도에서 상기 실온으로의 상기 냉각은 공랭인, 강 부품을 제조하는 방법.
  15. 제 13 항에 있어서,
    상기 열처리 온도에서 상기 실온으로의 상기 냉각은 자연 공랭 또는 제어된 펄스 공랭인, 강 부품을 제조하는 방법.
  16. 제 13 항에 있어서,
    상기 열간 압연된 강 부품을 열처리 온도로 가열하는 단계와 실온으로 냉각하는 단계 사이에서, 상기 열간 압연된 강 부품은 열간 성형되고, 상기 열간 압연 및 열처리된 강 부품은 열간 압연, 열처리 및 변형된 강 부품인, 강 부품을 제조하는 방법.
  17. 제 13 항에 있어서,
    상기 열간 압연된 강 부품을 열처리 온도로 가열하는 단계와 실온으로 냉각하는 단계 사이에서, 상기 열간 압연된 강 부품은 열간 프레스 성형되고, 상기 열간 압연 및 열처리된 강 부품은 열간 압연, 열처리 및 변형된 강 부품인, 강 부품을 제조하는 방법.
  18. 제 13 항에 있어서,
    열처리 온도에서 실온으로 냉각한 후에, 열간 압연 및 열처리된 강 부품은 냉간 성형되어, 열간 압연, 열처리 및 변형된 강 부품을 얻는, 강 부품을 제조하는 방법.
  19. 제 13 항에 있어서,
    열처리 온도에서 실온으로 냉각한 후에, 열간 압연 및 열처리된 강 부품은 냉간 프레스 성형되어, 열간 압연, 열처리 및 변형된 강 부품을 얻는, 강 부품을 제조하는 방법.
  20. 열간 압연된 강 부품으로서, 중량으로,
    0.10% ≤ C ≤ 0.35%
    0.8% ≤ Si ≤ 2.0%
    1.8% ≤ Mn ≤2.5%
    P ≤ 0.1%
    0% ≤ S ≤ 0.4%
    0% ≤ Al ≤ 1.0%
    N ≤ 0.015%
    0% ≤ Mo ≤ 0.4%
    0.02% ≤ Nb ≤ 0.08%
    0.02% ≤ Ti ≤ 0.05%
    0.001% ≤ B ≤ 0.005%
    0.5 % ≤ Cr ≤ 1.8%
    0% ≤ V ≤ 0.5%
    0% ≤ Ni ≤ 0.5%
    잔부인 Fe 및 제련으로 인한 불가피한 불순물들
    을 포함하는 조성을 가지고,
    상기 열간 압연된 강 부품은, 표면 분율로, 70 % 내지 90 % 의 베이나이트, 5 % 내지 25 % 의 M/A 화합물들 및 최대 25 % 의 마르텐사이트로 이루어진 미세조직을 가지고, 상기 베이나이트 및 상기 M/A 화합물들은 상기 강 중 잔류 오스테나이트의 총 함량이 5 중량% 내지 25 중량% 이도록 잔류 오스테나이트를 포함하고, 상기 잔류 오스테나이트의 탄소 함량은 0.8 중량% 내지 1.5 중량% 인, 열간 압연된 강 부품.
  21. 제 20 항에 있어서,
    상기 열간 압연된 강 부품은 750 MPa 이상의 항복 강도 (YS), 1000 MPa 이상의 인장 강도 (TS) 및 10 % 이상의 신장률 (El) 을 가지는, 열간 압연된 강 부품.
  22. 제 20 항 또는 제 21 항에 있어서,
    상기 열간 압연된 강 부품은 25 내지 100 mm 의 직경을 가지는 솔리드 바인, 열간 압연된 강 부품.
  23. 제 20 항 또는 제 21 항에 있어서,
    상기 열간 압연된 강 부품은 5 내지 35 mm 의 직경을 가지는 와이어인, 열간 압연된 강 부품.
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