KR102476628B1

KR102476628B1 - 베이나이트강의 단조 부품 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR102476628B1
Application number: KR1020207027291A
Authority: KR
Inventors: 빅또르 보르드로
Original assignee: 아르셀러미탈
Priority date: 2018-03-23
Filing date: 2019-03-15
Publication date: 2022-12-09
Also published as: US20210010117A1; KR20200122376A; CN111836908B; WO2019180492A1; ZA202005177B; JP2021517609A; BR112020017332A2; MX2020009802A; CA3092473C; RU2763027C1; CA3092473A1; CN111836908A; UA124913C2; JP2023182697A; WO2019180563A1; EP3768868A1

Abstract

중량% 로, 다음의 원소: 0.15% ≤ C ≤ 0.22%; 1.6% ≤ Mn ≤ 2.2%; 0.6% ≤ Si ≤ 1%; 1% ≤ Cr ≤ 1.5%; 0.01% ≤ Ni ≤ 1%; 0% ≤ S ≤ 0.06%; 0% ≤ P ≤ 0.02%; 0% ≤ N ≤ 0.013% 로 이루어지고, 다음의 선택적 원소들: 0% ≤ Al ≤ 0.06%; 0.03% ≤ Mo ≤ 0.1%; 0% ≤ Cu ≤ 0.5%; 0.01% ≤ Nb ≤ 0.15%; 0.01% ≤ Ti ≤ 0.03%; 0% ≤ V ≤ 0.08%; 0.0015% ≤ B ≤ 0.004% 중 하나 이상을 갖는 기계 부품 단조용 강으로서, 잔부 조성은 철 및 프로세싱으로 인한 불가피한 불순물로 이루어지고, 상기 강의 미세조직은 잔류 오스테나이트와 마텐자이트-오스테나이트 섬의 누적 존재 1% 내지 20% 로 이루어진 면적 분율에 의한 미세조직을 가지며, 잔부 미세조직은 적어도 80% 의 베이나이트이고, 59.5°의 방위차 각도를 갖는 베이나이트의 결정립계의 분율이 적어도 7% 이며, 0% 내지 10% 의 마텐자이트가 선택적으로 존재하는, 기계 부품 단조용 강.

Description

베이나이트강의 단조 부품 및 그 제조 방법

본 발명은 자동차용 강의 기계 부품 단조에 적합한 베이나이트강에 관한 것이다.

자동차 부품은 2 개의 모순되는 필요성, 즉 성형 용이성과 강도를 만족시키는 것이 요구되지만, 최근 지구 환경 문제의 관점에서 연료 소비 개선이라는 제 3 요건이 자동차에 또한 부여되고 있다. 따라서, 이제 자동차 부품은 복잡한 자동차 어셈블리에서의 끼워맞춤 용이성의 기준에 맞추기 위하여 고성형성을 갖는 재료로 제조되어야 하고, 동시에 연료 효율을 향상시키기 위해 차량의 중량을 줄이면서 차량의 내충돌성과 내구성을 위해 강도를 향상시켜야 한다.

따라서, 재료의 강도를 증가시킴으로써 차에 이용되는 재료의 양을 줄이는데 집중적인 연구 개발 노력이 행해지고 있다. 역으로, 강의 강도 증가는 성형성을 감소시키고, 따라서 고강도, 높은 충격 인성 및 고성형성을 갖는 재료의 개발이 필요하다.

고강도 및 높은 충격 인성 분야의 초기 연구 개발로, 고강도 및 높은 성형 인성 강을 제조하는 여러 방법이 초래되었고, 그 중 일부를 본 발명의 확실한 이해를 위해 여기에 열거한다.

US2013/0037182 는, 중량%로 다음의 화학 조성: 0.05%≤C≤0.25%, 1.2%≤Mn≤2%, 1%≤Cr≤2.5%, 0<Si≤1.55, 0<Ni≤1%, 0<Mo≤0.5%, 0<Cu≤1%, 0<V≤0.3%, 0<Al≤0.1%, 0<B≤0.005%, 0<Ti≤0.03%, 0<Nb≤0.06%, 0<S≤0.1%, 0<Ca≤0.006%, 0<Te≤0.03%, 0<Se≤0.05%, 0<Bi≤0.05%, 0<Pb≤0.1% 을 가지며 강 부품의 잔부가 철 및 프로세싱으로 인한 불순물인, 기계 부품 제조용 베이나이트강을 청구한다. US2013/0037182 의 강은 800 MPa 이상의 항복 강도를 얻을 수 없으며, 또한 강은 20 ℃ (KCU) 에서 70 J.cm^-2 의 충격 인성 값을 갖지 않는다.

WO2016/063224 는 중량% 로 화학 조성: 0.1≤C≤0.25%, 1.2≤Mn≤2.5%, 0.5≤Si≤1.7%, 0.8≤Cr≤1.4%, 0.05≤Mn≤0.1, 0.05≤Nb≤0.10, 0.01≤Ti≤0.03%, 0<Ni≤0.4%, 0<V≤0.1%, 0<S≤0.03%, 0<P≤0.02%, 0<B≤30ppm, 0<O≤15ppm 및 0.4 % 미만의 잔류 원소들을 갖는 강을 청구한다. 그러나, 기계적 특성 측면에서, 인장 강도는 1200 MPa 미만이고, 항복 강도는 800 MPa 보다 높지 않으며, 충격 인성은 CVN 에서 약 20 J 이다.

따라서, 위에서 언급된 공보들에 비추어, 본 발명의 목적은 DVM 에서 20 ℃ 에서의 충격 인성 70 J.cm^-2 및 1100 MPa 이상의 인장 강도를 얻을 수 있게 하는 기계 부품의 열간 단조용 베이나이트강을 제공하는 것이다.

그러므로, 본 발명의 목적은, 다음을 동시에 갖는 열간 단조에 적합한 베이나이트강을 이용 가능하게 함으로써 이러한 문제점들을 해결하는 것이다:

- 1100 MPa 이상, 바람직하게는 1150 MPa 초과의 극한 인장 강도,

- 20℃ 에서의 70 J.cm^-2 이상의 충격 인성,

- 800 MPa 이상, 바람직하게는 850 MPa 초과의 항복 강도.

바람직한 실시형태에서, 본 발명에 따른 강판은 0.72 이상의 항복 강도 대 인장 강도 비를 또한 나타낼 수 있다.

바람직하게는, 이러한 강은 단조 부품 스킨과 하트 사이에 뚜렷한 경도 구배없이 크랭크샤프트, 피트맨 아암 및 스티어링 너클과 같은 30 mm 내지 100 mm 의 단면을 갖는 단조 강 부품을 제조하는 데 적합하다.

본 발명의 다른 목적은 또한 제조 파라미터 시프트를 향해 튼튼하면서 종래의 산업적 적용과 양립할 수 있는 이러한 강 부품의 제조 방법을 이용 가능하게 하는 것이다.

탄소는 본 발명의 강 중에 0.15% 내지 0.22% 로 존재한다. 탄소는 고용 강화에 의해 강에 강도를 부여하고, 탄소는 감마유도성 (gammagenous) 이므로 페라이트 형성을 지연시킨다. 탄소는 베이나이트 변태 시작 온도 (Bs) 및 마텐자이트 변태 시작 온도 (Ms) 에 영향을 미치는 원소이다. 저온에서 변태된 베이나이트는 고온에서 변태된 베이나이트보다 더 나은 강도/연성 조합을 나타낸다. 1100 MPa 의 인장 강도에 도달하려면 최소 0.15 % 의 탄소가 필요하지만, 탄소가 0.22 % 초과로 존재하면, 탄소는 최종 제품의 연성뿐만 아니라 피삭성 (machinability) 및 용접성을 저하시킨다. 탄소 함량은 고강도와 고연성을 동시에 얻기 위해 0.15 % 내지 0.20 % 범위 내인 것이 유리하다.

망간은 본 발명의 강 중에 1.6% 내지 2.2% 로 첨가된다. 망간은 강에 경화능 (hardenability) 을 제공한다. 이로써 사전 변태없이 연속 냉각에서 베이나이트 또는 마텐자이트 변태를 획득할 수 있는 임계 냉각 속도를 감소시킬 수 있다. 저온에서 베이나이트 변태를 촉진한다. 원하는 베이나이트 미세조직을 획득하고 또한 오스테나이트를 안정화시키기 위해서는 1.6 중량% 의 최소 함량이 필요하다. 그러나, 베이나이트 변태 후 잔류 오스테나이트가 더 조대하고 제 3 냉각 단계 동안 마텐자이트 또는 MA 성분으로 변태될 가능성이 더 높으며 이 상들은 요구되는 특성에 해로우므로, 2.2 % 초과에서 망간은 본 발명의 강에 부정적인 영향을 미친다. 또한 망간은 MnS 와 같은 황화물을 형성한다. 이러한 황화물은 형상과 분포가 잘 제어되면 피삭성을 증가시킬 수 있다. 그렇지 않으면, 충격 인성에 매우 해로운 영향을 미칠 수 있다.

규소는 본 발명의 강 중에 0.6% 내지 1% 로 존재한다. 규소는 고용 강화를 통해 본 발명의 강에 강도를 부여한다. 규소가 석출물 핵 주위에 Si-부화 (Si-enriched) 층을 형성함으로써 탄화물의 석출 및 확산제어 성장을 방해하므로, 규소는 시멘타이트 핵 형성을 감소시킨다. 따라서, 오스테나이트는 탄소가 풍부해져서 베이나이트 변태 동안 구동력을 감소시킨다. 결과적으로, Si 의 첨가는 전체 베이나이트 변태 동역학을 느리게 하여 잔류 오스테나이트 함량을 증가시킨다. 규소 첨가는 동일한 온도 범위에서 변태된 고전적인 상부 및 하부 베이나이트보다 대체로 더 높은 강도 연성 조합을 나타내는 시멘타이트가 없는 (cementite-free) 베이나이트의 발생을 초래할 수 있다. 또한 규소는 탈산제로서도 작용한다. 본 발명의 강에 강도를 부여하고 연속 냉각 하에서 시멘타이트가 없는 베이나이트를 제공하기 위해서는 최소 0.6 % 의 규소가 필요하다. 1 % 초과의 양은 오스테나이트에서의 탄소의 활동도를 증가시켜 초석 페라이트로의 변태를 촉진시켜서 강도를 저하시킬 수 있지만, 또한 베이나이트 변태의 확장을 너무 많이 제한하여, 베이나이트 변태 종료 시에 너무 많은 잔류 오스테나이트를 초래하고 따라서 냉각 종료 시에 너무 많은 마텐자이트와 MA 성분들을 초래한다.

크롬은 본 발명의 강 중에 1 % 내지 1.5 % 로 존재한다. 크롬은 베이나이트를 생산하고 또한 오스테나이트의 안정화를 촉진하기 위해 필수 원소이다. 크롬의 첨가는 Bs + 30 ℃ 내지 Bs + 50 ℃ 의 온도 범위 동안 균일한 그리고 더 미세한 베이나이트 미세조직을 촉진한다. 목표 베이나이트 미세조직을 생성하려면 최소 1 % 의 크롬 함량이 필요하지만, 1.5 % 이상의 크롬 함량의 존재는 Ms 와 Ms + 60 ℃ 온도 범위 동안 잔류 오스테나이트로부터 마텐자이트 형성을 촉진한다. 크롬 레벨을 1.5 % 미만으로 유지하는 또 다른 이유는 1.5 % 초과의 크롬이 편석을 야기하기 때문이다.

니켈은 0.01 % 내지 1 % 로 함유된다. 강의 경화능과 인성에 기여하기 위해 첨가된다. 니켈은 베이나이트 시작 온도를 낮추는 데에도 또한 도움을 준다. 그러나, 그 함량은 경제적 타당성으로 인해 1 % 로 제한된다.

황은 0 % 내지 0.06 % 로 함유된다. 황은 MnS 석출물을 형성하여 피삭성을 향상시키고 충분한 피삭성을 획득하는 데 도움을 준다. 압연 및 단조와 같은 금속 성형 공정 동안, 변형 가능한 황화망간 (MnS) 개재물이 세장형으로 된다. 이러한 세장형 MnS 개재물은 개재물이 하중 방향과 정렬되지 않으면 인장 강도 및 충격 인성과 같은 기계적 특성에 상당한 악영향을 미칠 수 있다. 따라서, 황 함량은 0.06 % 로 제한된다. 황 함량의 바람직한 범위는 0.03 % 내지 0.04 % 이다.

인은 본 발명의 강의 선택적 구성성분이며, 0% 내지 0.02% 이다. 인은, 특히 결정립계에서 편석되거나 망간과 공편석되는 경향으로 인해, 스폿 용접성 및 고온 연성을 감소시킨다. 이러한 이유로, 그 함량은 0.02 % 로, 바람직하게는 0.015 % 미만으로 제한된다.

질소는 본 발명의 강에서 0 % 내지 0.013 % 의 양이다. 질소는 Al, Nb 및 Ti 와 함께 질화물을 형성하여, 강의 오스테나이트 조직이 열간 단조 동안 조대화되는 것을 방지하고, 인성을 향상시킨다. Ti/N 비가 3.42 미만이고 Ti 함량이 0.01 % 내지 0.03 % 일 때, 오스테나이트 결정립계를 고정하기 위한 TiN 의 효율적인 사용이 달성된다. 과화학량론적 (over-stoichiometric) 질소 함량을 사용하면, 이 입자의 크기가 증가하고, 이는 오스테나이트 결정립계를 고정하는 데 덜 효율적일 뿐만 아니라 TiN 입자가 파괴 시작 부위로서 작용할 개연성을 증가시킨다.

알루미늄은 본 발명의 강에 있어서 선택적 원소이다. 알루미늄은 강한 탈산제이며 또한 질화물로서 강 중에 분산된 석출물을 형성하여, 오스테나이트 결정립 성장을 방지한다. 그러나, 탈산 효과는 0.06 % 초과의 알루미늄 함량에서 포화된다. 0.06 % 초과의 함량은 인장 특성 그리고 특히 충격 인성을 저하시키는 조대한 알루미늄-풍부 산화물의 발생을 초래할 수 있다.

몰리브덴은 본 발명에서 0.03 % 내지 0.1 % 로 존재한다. 몰리브덴은 Mo₂C 석출물을 형성하여 본 발명의 강의 항복 강도를 증가시킨다. 몰리브덴은 또한 강의 경화능에 분명한 영향을 미친다. 용질 몰리브덴은 베이나이트 라스의 성장을 실질적으로 지연시켜서 베이나이트 라스를 더 미세하게 만든다. 이러한 효과는 최소 0.03 % 의 몰리브덴에서만 가능하다. 몰리브덴의 과도한 첨가는 합금화 비용을 증가시키고, 잔류 오스테나이트로부터 MA 성분의 형성이 향상될 것이다. 또한, Mo 함량이 너무 높으면, 편석 문제가 나타날 수 있다. 따라서, 몰리브덴은 본 발명에서 0.1 % 로 제한된다.

구리는 전기 아크로 제강 공정에서 유래하는 잔류 원소이며, 0 % 만큼 낮게 유지되어야 하지만, 항상 0.5 % 미만으로 유지되어야 한다. 이 값을 초과하면, 열간 가공성이 크게 감소한다.

니오븀은 본 발명의 강 중에 0.04% 내지 0.15% 로 존재한다. 니오븀은 고용체에서 강하게 확산되는 변태를 지연시킴으로써 강 경화능을 증가시키기 위해 첨가된다. 니오븀은 또한 붕소와의 시너지로 사용될 수 있으며, 니오븀 탄질화물의 우선 석출 덕분에 결정립계를 따라 붕소가 붕탄화물 (boro-carbides) 에서 석출되는 것을 방지한다. 또한 니오븀은 고용체와 석출물 쌍방에서 재결정화 및 오스테나이트 결정립 성장 동역학을 늦추는 것으로 알려져 있다. 오스테나이트 결정립 크기와 경화능에 대한 결합된 효과는 최종 베이나이트 미세조직을 미세화하는 데 도움을 주어서, 본 발명에 따라 제조된 부품의 강도와 인성을 증가시킨다. 연성 손상 및 페라이트 변태를 위한 핵으로서 작용할 수 있는 니오븀 석출물의 조대화를 방지하기 위해 0.15 wt% 보다 높은 함량으로 첨가될 수 없다.

티타늄은 0.01 % 내지 0.03 % 로 존재한다. 티타늄은 붕소가 질화물을 형성하는 것을 방지한다. 티타늄은 오스테나이트 결정립계를 효율적으로 고정할 수 있는 강 중에 질화물 또는 탄질화물로서 석출되어 고온에서 오스테나이트 결정립 성장을 제한한다. 베이나이트 패킷 크기가 오스테나이트 결정립 크기에 밀접하게 관련되므로, 티타늄 첨가는 인성 향상에 효과적이다. 이러한 효과는 0.01 % 미만의 티타늄 함량에서는 획득되지 않으며, 0.03 % 초과의 함량에서 효과는 포화되는 경향이 있으며 단지 합금 비용이 증가한다. 또한 응고 동안에 형성되는 조대한 티타늄 질화물의 발생은 충격 인성 및 피로 특성에 해롭다.

바나듐은 선택적 원소이며, 0 % 내지 0.08 % 로 존재한다. 바나듐은 탄화물 또는 탄질화물을 형성함으로써 강의 강도를 향상시키는 데 효과적이고, 상한은 경제적 이유로 인해 0.08% 이다.

붕소는 0.0015 내지 0.004 % 이다. 단지 수 ppm 으로도 상당한 구조적 변화를 초래할 수 있으므로, 붕소는 보통 매우 적은 양으로 첨가된다. 이 레벨의 첨가로, 붕소는 철 원자당 붕소 원자의 매우 낮은 비 (일반적으로 0.00005 미만) 때문에 벌크에 영향을 미치지 않으며, 고용 경화 또는 석출 강화를 초래하지 않는다. 실제로, 붕소는 오스테나이트 결정립계에서 강하게 편석되며, 큰 결정립 크기의 경우, 붕소 원자는 철 원자만큼 많을 수 있다. 이러한 편석은 냉각 중에 베이나이트 또는 마텐자이트 미세조직을 촉진하는 페라이트 및 펄라이트 형성의 지연을 초래해서, 보통의 냉각 속도에서 오스테나이트 분해 후 이러한 강의 강도를 증가시킨다. 이 효과를 허용하고 드러내기 위해, B 를 0.0015 % 이상의 양으로 첨가하는 것이 좋다. Nb 및/또는 Mo 의 첨가에 의해 잘 보호되지 않는 경우, 950 ℃ 미만의 온도에서 붕탄화물 M₂₃(B,C)₆ 의 석출이 오스테나이트 결정립계에서 일어날 수 있다. 조대한 M₂₃(B,C)₆ 는, 이들이 충분히 클 때 이들의 부정합 계면 (incoherent interfaces) 에서 페라이트 핵 형성을 촉진하므로, 일부 저자에 의해 페라이트 전구체로 간주된다. 결합되지 않은 붕소의 효과는 탄화물에 잡힌 붕소의 효과보다 분명히 더 강하다. 따라서, 보통의 냉각 속도에서 베이나이트 또는 마텐자이트 미세조직을 얻기 위해 결합되지 않은 상태로 유지할 필요가 있다. 0.2 % 이하의 저탄소 강에서 붕소 함량이 15 내지 30 ppm 일 때 최고의 경화능이 획득된다. 붕소 함량이 높을수록, 이러한 강의 저온 인성이 급격히 악화되므로, 붕소의 상한은 0.004 % 로 설정된다.

주석, 세륨, 마그네슘 또는 지르코늄과 같은 다른 원소가 중량에 의한 다음의 비율로 개별적으로 또는 조합으로 첨가될 수 있다: 주석 ≤ 0.1%, 세륨 ≤ 0.1%, 마그네슘 ≤ 0.010% 및 지르코늄 ≤ 0.010%. 표시된 최대 함량 레벨까지, 이 원소들은 응고 동안 결정립을 미세화하는 것을 가능하게 한다. 강 조성의 잔부는 철 및 프로세싱으로 인한 불가피한 불순물로 이루어진다.

강판의 미세조직은 다음을 포함한다:

잔류 오스테나이트 및 마텐자이트-오스테나이트 섬 (islands) 구성성분은 누적으로 1 % 내지 20 % 의 양으로 존재하며, 본 발명의 필수 구성성분이다. 우선적으로 잔류 오스테나이트 및 MA 구성성분의 양은 5 % 내지 20 % 인 것이 유리하다. 잔류 오스테나이트는 연성을 부여하고, 마텐자이트 오스테나이트 섬은 본 발명의 강에 강도를 제공한다. 잔류 오스테나이트 및 마텐자이트 오스테나이트 섬은 제 2 냉각단계 동안 변태되지 않은 채 남아 있던 구 오스테나이트로부터 제 2 및 3 냉각 단계 중에 형성된다.

베이나이트는 본 발명의 강에서 면적 분율로 미세조직의 80 % 이상을 구성하며, 85 % 초과의 베이나이트를 갖는 것이 유리하다. 본 발명에서, 마이크로 구성성분 베이나이트는 59.5°의 방위차 각도 (misorientation angle) 에서 오배향된 (misorientated) 7 % 이상 베이나이트 결정립계를 가지며, 바람직하게는 9 % 초과이다. 이러한 오배향 베이나이트 결정립은 본 발명의 강에 충격 인성을 부여한다. 470℃ 초과인 상부 베이나이트 범위에서 형성된 베이나이트가 그의 조대한 크기로 인해 7% 초과의 오배향 베이나이트 결정립을 가질 수 없는 조대한 베이나이트이므로, 본 발명의 베이나이트는 특히 470℃ 와 Ms 사이의 제 2 냉각 단계 동안 형성되며, 따라서 조대한 베이나이트의 형성을 피하기 위해, T1 과 T2 사이, 특히 T1 과 470℃ 사이의 냉각에 더 높은 냉각 속도가 선호된다. 이것이 도 1 에 나타나 있으며, 도 1 은 본 발명에 따른 실험 I1 의 미세조직을 보여주며, 도 2 는 본 발명에 따르지 않는 실험 R1 의 미세조직을 보여준다. 도 2 는 면적 기준으로 80 % 미만의 베이나이트를 함유할 뿐만 아니라, 도 1 (본 발명에 따른 베이나이트가 도면부호 20 으로 표시됨) 의 베이나이트에 비해 조대한 베이나이트 (도 2 에서 도면부호 10 으로 표시됨) 를 함유한다. 또한, 도 3 은 본 발명 강과 기준 강의 59.5°의 방위차 각도로 오배향된 베이나이트 결정립계의 존재 사이의 비교를 보여준다. 도 3 에서 도면부호 1 로 표시된 곡선은 9.6 % 에서 59.5°의 방위차 각도로 오배향된 베이나이트 결정립계를 포함하는 실험 I1 인 반면, 도 3 에서 도면부호 2 로 표시된 곡선은 4 % 에서 59.5°의 방위차 각도로 오배향된 베이나이트 결정립계를 포함하는 실험 R1 이다.

본 발명의 강은 미량으로부터 최대 10% 까지 마텐자이트를 함유한다. 마텐자이트는 본 발명의 일부로 의도되지는 않지만, 강의 프로세싱으로 인해 잔류 미세조직으로서 형성된다. 마텐자이트 함량은 가능한 한 낮게 유지되어야 하며, 10% 를 초과하지 않아야 한다. 10% 마텐자이트의 구성성분 백분율까지는 본 발명의 강에 강도를 부여하지만, 마텐자이트의 존재가 10% 를 초과하면, 강 부품의 피삭성이 저하된다.

위에서 언급한 미세조직 외에도, 기계 단조 부품의 미세조직에는 펄라이트 및 시멘타이트와 같은 미세조직 구성성분이 없다.

본 발명에 따른 기계 부품은 이하에서 설명되는 규정된 공정 파라미터에 따라 임의의 적합한 열간 단조 공정, 예를 들어 낙하 단조, 프레스 단조, 업셋 단조 및 롤 단조에 의해 생산될 수 있다.

바람직한 예시적인 방법이 여기서 설명되지만, 이 예는 본 개시의 범위 및 예가 기초하는 측면을 제한하지 않는다. 게다가, 본 명세서에 제시된 임의의 예는 제한하려는 의도가 아니며, 단지 본 개시의 다양한 측면이 실행될 수 있는 많은 가능한 방식들 중 일부를 제시한다.

바람직한 방법은 본 발명에 따른 화학 조성을 갖는 강의 반제품 주조를 제공하는 것으로 이루어진다. 주조는 30 mm 내지 100 mm 의 단면 직경을 가지는 기계 부품에서 단조될 수 있는 잉곳 또는 블룸 또는 빌릿과 같은 임의의 형태로 수행될 수 있다.

예를 들어, 전술한 화학 성분을 갖는 강은 블룸으로 주조된 다음, 반제품으로서 작용할 바아의 형태로 압연된다. 원하는 반제품을 얻기 위해, 여러 압연 작업이 수행될 수 있다.

연속 주조 공정 후 반제품은 압연 후 고온에서 직접 사용되거나, 실온으로 먼저 냉각된 다음, 열간 단조를 위해 재가열될 수 있다. 1150℃ 내지 1300℃ 에서 반제품을 재가열한다.

반제품의 온도가 1150℃ 보다 낮으면, 단조 다이에 과도한 하중이 부과되기 때문에, 열간 단조를 거치는 반제품의 온도는 바람직하게는 적어도 1150℃ 이고 1300℃ 미만이어야 하고, 게다가 강의 온도는 마무리 단조 중에 페라이트 변태 온도로 감소될 수 있고, 이로써 강은 변태된 페라이트가 조직에 포함된 상태로 단조될 것이다. 따라서, 반제품의 온도는 열간 단조가 오스테나이트 온도 범위에서 완료될 수 있도록 충분히 높은 것이 바람직하다. 1300℃ 초과 온도에서의 재가열은 산업적으로 비용이 많이 들기 때문에 회피되어야 한다.

재결정 및 단조에 유리한 조직을 갖도록, 최종 마무리 단조 온도가 915℃ 초과로 유지되는 것이 바람직하다. 최종 단조를 915℃ 보다 높은 온도에서 수행하는 것이 필요한데, 그 이유는 이 온도 미만에서 강판이 상당한 단조성 저하를 나타내기 때문이다. 따라서, 열간 단조 부품은 이런 식으로 획득되고, 이 열간 단조 강 부품은 3 단계 냉각 공정으로 냉각된다.

열간 단조 부품의 3 단계 냉각 공정에서, 열간 단조 부품은 상이한 온도 범위에서 상이한 냉각 속도로 냉각된다.

제 1 냉각 단계에서, 열간 단조 부품은 다듬질 단조로부터 Bs+50 ℃ 와 Bs+30 ℃ 사이의 온도 범위 (여기서 또한 T1 이라고도 함) 까지 0.2 ℃/s 내지 10 ℃/s 의 평균 냉각 속도로 냉각되며, 0 s 내지 3600 s 의 시간 동안 선택적으로 유지될 수 있고, 이 제 1 냉각 단계 동안, 750℃ 와 780℃ 사이의 온도 범위 내지 T1 사이에서 0.2 ℃/s 내지 2 ℃/s 의 평균 냉각 속도를 갖는 것이 선호된다.

그 후, 온도 범위 T1 으로부터, 제 2 냉각 단계가 시작되며, 여기서 열간 단조 부품은 온도 범위 T1 으로부터 Ms+60 ℃ 와 Ms 사이의 온도 (여기서 또한 T2 라고도 함) 까지 0.40 ℃/s 내지 2.0 ℃/s 의 평균 냉각 속도로 냉각된다. 게다가, 제 2 냉각 단계 동안, T1 내지 470 ℃ 와 450 ℃ 사이의 온도 범위 사이의 냉각은, 베이나이트로의 오스테나이트의 변태를 촉진하고 마텐자이트 형성 가능성을 줄이기 위해, 1.0 ℃/s 및 2.0 ℃/s 의 평균 냉각 속도로 유지되는 것이 바람직하다.

제 3 단계에서, 열간 단조 부품은 T2 사이의 온도 범위로부터 실온으로 되며, 여기서 제 3 단계 동안의 평균 냉각 속도는 0.8 ℃/s 미만, 바람직하게는 0.5 ℃/s 미만, 더 바람직하게는 0.2 ℃/s 미만으로 유지된다. 이러한 평균 냉각 속도들은 열간 단조 부품의 단면에 걸쳐 균일한 냉각을 수행하도록 선택된다.

제 3 냉각 단계의 완료 후, 단조 기계 부품이 획득된다.

모든 냉각 단계에 있어서, Bs 및 Ms 온도는 다음 식을 사용하여 본 강에 대해 계산되며:

Bs = 962-288C-84Mn-81Si-6Ni-95Mo-153Nb+108Cr²-269Cr

Ms = 539-423C-30Mn-18Ni-12Cr-11Si-7Mo

여기서 원소 함량은 중량 백분율로 표현된다.

예

여기서 제시되는 이하의 시험, 예, 비유적 예시 및 표는 완전히 비제한적이며, 오로지 예시 목적으로 간주되어야 하며, 본 발명의 유리한 특징을 보여줄 것이다.

상이한 조성의 강으로부터 제조된 단조 기계 부품이 표 1 에 기재되어 있으며, 단조 기계 부품은 표 2 에 기재된 공정 파라미터들에 따라 각각 제조된다. 그 다음, 표 3 은 실험들 동안 획득된 단조 기계 부품의 미세조직을 보여주며, 표 4 는 획득된 특성의 평가 결과를 보여준다.

표 1

표 2

표 2 는 1150 ℃ 내지 1300 ℃ 에서 재가열된 다음 915 ℃ 초과에서 끝나는 열간 단조 후에 표 1 의 강들로 제조된 반제품에 구현된 공정 파라미터를 보여준다. 강 조성 I1 내지 I3 은 본 발명에 따른 단조 기계 부품의 제조에 사용된다. 이 표는 또한 R1 내지 R3 로 표에 표시된 기준 단조 기계 부품을 보여준다. 표 2 는 Bs 및 Ms 의 목록도 또한 보여준다. 이 Bs 및 Ms 는 본 발명 강 및 기준 강에 대해 다음과 같이 규정되며:

여기서 원소 함량은 중량 백분율로 표현된다.

표 2 는 다음과 같다:

표 3

표 3 은 면적 분율의 측면에서 본 발명 강 및 기준 강 쌍방의 미세조직을 결정하기 위한 주사 전자 현미경과 같은 상이한 현미경에서 표준에 따라 행해진 시험들의 결과를 예시한다. 오배향 결정립계의 백분율 측정은, 오배향 프로파일에서 베이나이트 결정립의 상대 빈도가 측정되는 EBSD 에 의해 행해진다.

결과는 다음과 같다:

표 4

표 4 는 본 발명 강 및 기준 강 모두의 기계적 특성을 예시한다. 인장 강도를 결정하기 위해, NF EN ISO 6892-1 표준 에 따라 항복 강도 인장 시험이 수행된다. 본 발명 강과 기준 강의 충격 인성을 측정하기 위한 시험이 U-노치 표준 DVM 시편에 대해 20 ℃ 에서 EN ISO 148-1 에 따라 행해진다.

표준들에 따라 수행된 다양한 기계적 시험들의 결과가 수집된다.

Claims

중량% 로, 다음의 원소:
0.15 % ≤ C ≤ 0.22 %;
1.6 % ≤ Mn ≤ 2.2 %;
0.6 % ≤ Si ≤ 1 %;
1 % ≤ Cr ≤ 1.5 %;
0.01 % ≤ Ni ≤ 1 %;
0 % ≤ S ≤ 0.06 %;
0 % ≤ P ≤ 0.02 %;
0 % ≤ N ≤ 0.013 %;
로 이루어지고,
다음의 선택적 원소들:
0 % ≤ Al ≤ 0.06 %;
0.03 % ≤ Mo ≤ 0.1 %;
0 % ≤ Cu ≤ 0.5 %;
0.01 % ≤ Nb ≤ 0.15 %;
0.01 % ≤ Ti ≤ 0.03 %;
0 % ≤ V ≤ 0.08 %;
0.0015 % ≤ B ≤ 0.004 %;
중 하나 이상을 함유할 수 있는 기계 부품 단조용 강으로서,
잔부 조성은 철 및 프로세싱으로 인한 불가피한 불순물로 이루어지고, 상기 강의 미세조직은 잔류 오스테나이트와 마텐자이트-오스테나이트 섬의 누적 존재 1% 내지 20% 로 이루어진 면적 백분율에 의한 미세조직을 가지며, 잔부 미세조직은 적어도 80% 의 베이나이트이고, 59.5°의 방위차 각도 (misorientation angle) 를 갖는 베이나이트의 결정립계의 분율이 적어도 7% 이며, 0% 내지 10% 의 마텐자이트가 선택적으로 존재하는, 기계 부품 단조용 강.
제 1 항에 있어서,
조성이 0.7% 내지 1% 의 규소를 포함하는, 기계 부품 단조용 강.
제 1 항에 있어서,
조성이 0.15% 내지 0.2% 의 탄소를 포함하는, 기계 부품 단조용 강.
제 1 항에 있어서,
조성이 0% 내지 0.05% 의 알루미늄을 포함하는, 기계 부품 단조용 강.
제 1 항에 있어서,
조성이 1.6% 내지 1.9% 의 망간을 포함하는, 기계 부품 단조용 강.
제 1 항에 있어서,
조성이 1.1% 내지 1.5% 의 크롬을 포함하는, 기계 부품 단조용 강.
제 1 항 내지 제 6 항 중 어느 한 항에 있어서,
베이나이트가 85% 이상인, 기계 부품 단조용 강.
제 1 항 내지 제 6 항 중 어느 한 항에 있어서,
잔류 오스테나이트와 마텐자이트-오스테나이트 섬의 합계가 1% 내지 15% 인, 기계 부품 단조용 강.
제 1 항 내지 제 6 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 강은 1100 MPa 이상의 극한 인장 강도 및 800 MPa 이상의 항복 강도를 갖는, 기계 부품 단조용 강.
제 9 항에 있어서,
상기 강은 1150 MPa 이상의 극한 인장 강도 및 850 MPa 이상의 항복 강도를 갖는, 기계 부품 단조용 강.
제 1 항 내지 제 6 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 강은 70J/cm² 이상의 충격 인성을 갖는, 기계 부품 단조용 강.
제 10 항에 있어서,
상기 강은 90J/cm² 이상의 충격 인성을 갖는, 기계 부품 단조용 강.
다음의 연속 단계들을 포함하는 강의 단조 기계 부품의 제조 방법:
- 반제품 형태의 제 1 항 내지 제 6 항 중 어느 한 항에 따른 강 조성물을 제공하는 단계;
- 상기 반제품을 1150℃ 내지 1300℃ 의 온도까지 재가열하는 단계;
- 열간 단조 마무리 온도를 915℃ 초과로 하고, 오스테나이트 범위에서 상기 반제품을 열간 단조하여, 열간 단조 부품을 얻는 단계;
- 열간 단조 부품을 3 단계 냉각으로 냉각하는 단계로서,
제 1 단계에서, 상기 열간 단조 부품은 열간 단조 마무리 온도로부터, 상기 열간 단조 부품이 0 s 내지 3600 s 의 시간 동안 선택적으로 유지될 수 있는, T1 사이의 온도 범위까지 0.2 ℃/s 내지 10 ℃/s 의 평균 냉각 속도로 냉각되고,
그 다음, 제 2 단계에서, 상기 열간 단조 부품은 T1 사이의 온도 범위로부터 T2 사이의 온도 범위까지 0.40 ℃/s 내지 2 ℃/s 의 평균 냉각 속도로 냉각되며,
그 다음, 제 3 단계에서, 상기 열간 단조 부품은 T2 사이의 온도 범위로부터 실온까지 0.8 ℃/s 미만의 평균 냉각 속도로 냉각되어 단조 기계 부품이 획득되는, 상기 냉각하는 단계.
제 13 항에 있어서,
제 1 냉각 단계에서, 상기 열간 단조 부품은 780℃ 내지 750℃ 의 온도 범위로부터, 상기 열간 단조 부품이 0 s 내지 3600 s 의 시간 동안 선택적으로 유지될 수 있는, T1 사이의 온도 범위까지 0.2 ℃/s 내지 2 ℃/s 의 평균 냉각 속도로 냉각되는, 강의 단조 기계 부품의 제조 방법.
제 13 항에 있어서,
제 2 냉각 단계에서, 상기 열간 단조 부품은 T1 사이의 온도 범위로부터 470℃ 내지 450℃ 의 온도 범위까지 1.0 ℃/s 내지 2.0 ℃/s 의 평균 냉각 속도로 냉각되는, 강의 단조 기계 부품의 제조 방법.
제 13 항에 있어서,
제 3 냉각 단계에서, 상기 열간 단조 부품은 T2 사이의 온도 범위로부터 실온까지 0.5 ℃/s 미만의 평균 냉각 속도로 냉각되는, 강의 단조 기계 부품의 제조 방법.
제 1 항 내지 제 6 항 중 어느 한 항에 있어서,
차량 또는 엔진의 구조 또는 안전 부품의 제조를 위해 사용되는, 기계 부품 단조용 강.
제 17 항에 따라 획득된 부품을 포함하는 차량.