KR20110009252A

KR20110009252A - 열처리용 강

Info

Publication number: KR20110009252A
Application number: KR20107028451A
Authority: KR
Inventors: 히또시 하따노; 다꾸야 고찌
Original assignee: 가부시키가이샤 고베 세이코쇼
Priority date: 2008-06-19
Filing date: 2009-06-17
Publication date: 2011-01-27
Also published as: JP5385554B2; CN102046826A; US20110091348A1; US9023159B2; CN102046826B; KR101235448B1; WO2009154235A1; JP2010001525A

Abstract

본 발명은 후공정에서 통상 행해지는 조건으로 켄칭이나 템퍼링 등의 열처리가 행해져도 고강도와 고인성을 갖는 열처리용 강을 제공한다. 본 발명에 관한 열처리용 강은, C : 0.10 내지 0.70질량％, Mn : 0.1 내지 3.0질량％, Al : 0.005 내지 2.0질량％, P : 0.050질량％ 이하, S : 0.50질량％ 이하, O : 0.0030질량％ 이하 및 N : 0.0200질량％ 이하를 포함하고, Ti : 0.30질량％ 이하 및 Nb : 0.30질량％ 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상을 포함하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, ({Ti}/48＋{Nb}/93)×10⁴로 산출되는 값(TH)이 1.0 이상이고, 결정립 직경이 10㎛ 이하이다. 단, {Ti} 및 {Nb}는 5 내지 100㎚의 석출물 중에 포함되는 Ti 및 Nb의 함유량(질량％)을 나타내고, 각각의 추출 잔사로 측정한 양을 나타낸다.

Description

열처리용 강 {STEEL FOR HEAT TREATMENT}

본 발명은 켄칭이나 템퍼링 등의 열처리를 실시한 후에 자동차 등의 수송 기계나 산업 기계 등에 사용되는 구조재를 제조하기 위한 열처리용 강에 관한 것으로, 특히 상기한 열처리를 실시한 후에 고강도이고, 또한 고인성을 갖는 열처리용 강에 관한 것이다.

종래, 자동차 등의 수송 기계나 산업 기계 등에 사용되는 구조재의 강도, 인성은 철강 메이커로부터 납입된 열처리용 강을 프레스 성형 등을 함으로써 소정의 형상으로 성형한 후, 켄칭이나 템퍼링 등의 열처리를 행함으로써 확보되어 있다. 특히, 고강도 및 고인성이 요구되는 경우에는, 구오스테나이트(γ) 입경이 5㎛ 이하로 되도록 제어하는 것이 제안되어 있다.

예를 들어, 특허문헌 1에는, C : 0.25 내지 0.35질량％, Si : 0.5질량％ 이하, Mn : 0.2 내지 1.0질량％, P : 0.01질량％ 이하, S : 0.01질량％ 이하, Al : 0.01 내지 0.1질량％, N : 0.002 내지 0.01질량％, Ni : 7 내지 12질량％를 함유하고, 잔량부 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지거나, 또는 C : 0.25 내지 0.35질량％, Si : 0.5질량％ 이하, Mn : 0.2 내지 1.0질량％, P : 0.01질량％ 이하, S : 0.01질량％ 이하, Al : 0.01 내지 0.1질량％, N : 0.002 내지 0.01질량％, Ni : 7 내지 12질량％를 함유하고, 또한 Cr : 0.1 내지 1.0질량％, Mo : 0.01 내지 1질량％, Ti : 0.01 내지 0.05질량％, Nb : 0.01 내지 0.05질량％, B : 0.0003 내지 0.005질량％ 중 1종 혹은 2종 이상을 함유하고, 잔량부 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지는 고강도강 부재가 기재되어 있다. 이 고강도강 부재는, 구오스테나이트 입경 5㎛ 이하의 미세 입자를 갖고, 인장 강도 1400㎫ 이상이고, 내지연 파괴 특성이 우수하다.

그리고, 특허문헌 1에는 강을 850℃ 내지 1000℃로 가열하여 열간 가공을 행하여, 700℃ 이하 Ms점 이상의 온도 영역에서 감면율 20 내지 50질량％의 마무리 가공을 하여 즉시 냉각하는 공정과, 그 후의 열처리에서 Ac3점 이상 900℃ 이하로 급속 가열하여 즉시 냉각하는 공정이 기재되어 있다.

또한 예를 들어, 특허문헌 2에는 특정한 성분 조성과 특정 조건으로 켄칭 및 템퍼링되어, 오스테나이트 입도가 ASTM No.로 8.5 이상인, 내지연 파괴성이 우수한 고강도강이 기재되어 있다.

그리고, 특허문헌 2에는 Ac3점 이상으로 가열 후 켄칭되고, 그 후 580℃ 이상이고 또한 Ac1점 이하인 온도에서 P_LN≥16.8×10³을 만족시키는 조건으로 템퍼링하는 취지가 기재되어 있다.

그리고 예를 들어, 특허문헌 3에는 특정한 성분 조성으로부터 주로 켄칭 템퍼링을 행하여 얻어지는 템퍼링 마르텐사이트 조직을 갖고, 이 마르텐사이트 결정 내의 탄화물 형상이 평균 어스펙트비로 3.0 이상인 스프링용 강선이 기재되어 있다.

그리고, 특허문헌 3에는 켄칭 시 및 템퍼링 시의 가열을 50 내지 2000℃/s의 승온 속도로 행하고, 보유 지지 시간을 0.5 내지 30s로 행하는 취지가 기재되어 있다.

특허문헌 1 : 일본공개특허공보 : 평11－80903호 특허문헌 2 : 일본공개특허공보 : 소61-223168호 특허문헌 3 : 일본공개특허공보 : 제2002-194496호

그러나, 특허문헌 1에 기재된 기술은 열처리용 강의 합금 원소의 첨가량을 많게 할 필요가 있으므로 고비용으로 되고, 제조 프로세스가 복잡해진다고 하는 문제를 갖는다.

특허문헌 2에 기재된 기술은 신선, 냉간 압연, 냉간 단조 등의 가공이나, 켄칭 및 템퍼링을 특정 조건으로 행해야만 하므로, 제조 프로세스가 복잡해진다고 하는 문제를 갖는다.

특허문헌 3에 기재된 기술은 승온 속도를 빠르게 하여, 보유 지지 시간을 짧게 할 필요가 있으므로, 제조 프로세스가 복잡해진다고 하는 문제를 갖는다.

그리고, 특허문헌 1 내지 3에 기재된 기술은 모두, 열간 압연을 종료한 후에 특정 조건의 켄칭이나 템퍼링을 행할 필요가 있다. 즉, 고객에게 납입된 후, 고객의 공장에서 그와 같은 특정 조건의 켄칭이나 템퍼링을 행할 필요가 있으므로, 고강도이고 또한 고인성을 갖는 열처리용 강을 제조하는 것이 곤란하다고 하는 문제가 있다.

본 발명은 상기 문제를 감안하여 이루어진 것으로, 본 발명의 목적은 간단한 제조 프로세스로, 합금 원소의 첨가량을 많게 하지 않고, 이후의 공정에서 통상 행해지는 조건으로 켄칭이나 템퍼링 등의 열처리를 행해도, 구오스테나이트 입경이 5㎛ 이하이고, 고강도이고, 또한 고인성을 갖는 열처리용 강을 제공하는 것이다.

본 발명자들은 켄칭 전 조직을 미세화함으로써 오스테나이트(γ)의 역변태 핵 생성을 많게 하는 동시에, 미세하고 안정된 석출물을 미리 석출시켜 둠으로써 γ로 변태 후의 결정립의 성장을 억제하는 것이 가능한 것을 발견하여, 본 발명을 완성시켰다.

(1) 상기 과제를 해결한 본 발명에 관한 열처리용 강은, C : 0.10 내지 0.70질량％, Mn : 0.1 내지 3.0질량％, Al : 0.005 내지 2.0질량％, P : 0.050질량％ 이하, S : 0.50질량％ 이하, O : 0.0030질량％ 이하 및 N : 0.0200질량％ 이하를 포함하고, Ti : 0.30질량％ 이하 및 Nb : 0.30질량％ 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상을 포함하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 하기 수학식 1에 의해 산출되는 값(TH)이 1.0 이상이고, 결정립 직경이 10㎛ 이하인 것을 특징으로 한다.

[단, 상기 수학식 1에 있어서, {Ti} 및 {Nb}는 5 내지 100㎚의 석출물 중에 포함되는 Ti 및 Nb의 함유량(질량％)을 나타내고, 각각의 추출 잔사로 측정한 양을 나타냄]

본 발명에 관한 열처리용 강은, 이와 같이 특정한 합금 조성과, 특정한 크기 이하의 결정립 직경을 갖고, 또한 특정한 관계식을 만족시켜, 미세하고 안정된 석출물을 미리 석출시켜 둠으로써, 켄칭 전의 조직을 미세화할 수 있다. 이에 의해, 오스테나이트(γ)의 역변태 핵생성을 많게 하고, 또한 미세하고 안정된 석출물을 미리 석출시켜 둘 수 있어, γ로 변태 후의 γ 입자의 성장을 억제하는 것이 가능해진다. 즉, γ 입자를 미세한 상태로 유지시켜 두는 것이 가능해지므로 파괴의 기점으로 되기 어렵게 할 수 있다.

이 결과, 후공정에서 통상 행해지는 조건으로 열처리가 행해져도, 고강도이고, 또한 고인성을 갖는 열처리용 강을 얻는 것이 가능해진다. 또한, 본 발명에 있어서, 고강도라 함은, 인장 강도가 1.2㎬ 이상인 것이고, 고인성이라 함은, 연성 취성 천이 온도(vTrs)가 －80℃ 이하인 것이다.

(2) 본 발명에 관한 열처리용 강은, Ni : 3.0질량％ 이하 및 Cu : 3.0질량％ 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종을 포함하는 것이 바람직하다. 이들 원소는 강도 및 인성을 보다 향상시키고, 또한 내식성을 향상시킬 수 있다.

(3) 본 발명에 관한 열처리용 강은, Ca : 0.0050질량％ 이하, Mg : 0.0050질량％ 이하 및 REM : 0.020질량％ 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종을 포함하는 것이 바람직하다. 이들 원소는 S와 결부되어 황화물을 형성하여, MnS의 신장을 방지할 수 있으므로, 인성을 보다 향상시킬 수 있다.

(4) 본 발명에 관한 열처리용 강은, V : 1.0질량％ 이하, Zr : 0.10질량％ 이하, Ta : 0.10질량％ 이하 및 Hf : 0.10질량％ 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종을 포함하는 것이 바람직하다. 이들 원소는 C 또는 N과 결부되어 탄화물, 질화물 및/또는 탄질화물을 형성하여 γ 입경을 작게 할 수 있고, 최종적인 조직을 미세화하는 것이 가능하므로, 인성을 보다 향상시킬 수 있다.

(5) 본 발명에 관한 열처리용 강은, Si : 3.0질량％ 이하를 포함하는 것이 바람직하다. 이 원소는 템퍼링 시에 석출되는 시멘타이트를 미세화하여, 인성을 보다 향상시킬 수 있다.

(6) 본 발명에 관한 열처리용 강은, Mo : 2.0질량％ 이하 및 B : 0.0150질량％ 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종을 포함하는 것이 바람직하다. 이들 원소는 켄칭성을 향상시키고, 강도를 향상시킬 수 있다.

(7) 본 발명에 관한 열처리용 강은, 경도가 Hv450 이하인 것이 바람직하다. 이와 같이 하면, 열처리용 강이 지나치게 단단하지 않으므로, 켄칭이나 템퍼링 등의 열처리를 행하기 전에 신선, 냉간 압연, 냉간 단조 등을 행하는 경우라도, 금형 수명의 단명화를 방지하는 것이 가능해진다.

본 발명에 관한 열처리용 강에 따르면, 특정한 합금 조성, 결정립 직경 및 관계식을 만족시킴으로써, γ로 변태 후의 결정립의 성장을 억제하는 것이 가능해진다. 그로 인해, 후공정에서 통상 행해지는 조건으로 열처리가 행해져도, 인장 강도가 1.2㎬ 이상, 또한 연성 취성 천이 온도(vTrs)가 －80℃ 이하인 고인성이고 또한 고강도의 열처리용 강을 얻을 수 있다.

도 1은 결정립 직경이 10㎛ 이하인 열처리용 강(◇)과, 결정립 직경이 10㎛를 초과하는 열처리용 강(■)에 대해, 수학식 1에 의해 산출된 값(TH)과 구γ 입경(㎛)의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 2는 본 발명에 관한 열처리용 강을 제조하는 제조 방법의 일례를 도시하는 흐름도이다.

이하, 본 발명에 관한 열처리용 강 및 그 제조 방법에 대해 상세하게 설명한다.

본 발명에 관한 열처리용 강은, C : 0.10 내지 0.70질량％, Mn : 0.1 내지 3.0질량％, Al : 0.005 내지 2.0질량％, P : 0.050질량％ 이하, S : 0.50질량％ 이하, O : 0.0030질량％ 이하 및 N : 0.0200질량％ 이하를 포함하고, Ti : 0.30질량％ 이하 및 Nb : 0.30질량％ 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상을 포함하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 하기 수학식 1에 의해 산출되는 값(TH)이 1.0 이상이고, 결정립 직경이 10㎛ 이하이다.

[수학식 1]

단, 상기 수학식 1에 있어서, {Ti} 및 {Nb}는 5 내지 100㎚의 석출물 중에 포함되는 Ti 및 Nb의 함유량(질량％)을 나타내고, 각각의 추출 잔사로 측정한 양을 나타낸다.

(C : 0.10 내지 0.70질량％)

C는, 켄칭 후의 강도를 확보하기 위해 필수적인 원소이다. 켄칭 후의 강도 1.2㎬를 확보하기 위해서는, C의 함유량이 0.10질량％ 이상일 필요가 있다. 한편, C의 함유량이 0.70질량％를 초과하면 마르텐사이트의 인성이 열화되므로, 상한을 0.70질량％로 한다. 또한, C의 함유량의 하한은 0.15질량％인 것이 바람직하고, 0.25질량％인 것이 보다 바람직하다. 또한, C의 함유량의 상한은 0.60질량％인 것이 바람직하고, 0.45질량％인 것이 보다 바람직하다.

(Mn : 0.1 내지 3.0질량％)

Mn은, 켄칭성을 확보하여, 마르텐사이트의 강도를 향상시키기 위해 필요한 원소이다. Mn의 함유량이 0.1질량％ 미만이면, 상기한 효과를 얻을 수 없다. 한편, Mn의 함유량이 3.0질량％를 초과하면, 인성, 열간 가공성의 열화를 초래한다. 또한, Mn의 함유량은 2.5질량％ 이하인 것이 바람직하고, 2.0질량％ 이하인 것이 보다 바람직하다. Mn의 함유량은 0.2질량％ 이상인 것이 바람직하고, 0.5질량％ 이상인 것이 보다 바람직하다.

(Al : 0.005 내지 2.0질량％)

Al은, 탈산제로서 사용되는 원소이지만, Al의 함유량이 0.005질량％ 미만에서는 효과가 없고, 2.0질량％를 초과하면 개재물이 많이 발생하여, 피로 특성, 인성을 열화시킨다. 그로 인해, Al의 함유량은 2.0질량％ 이하로 한다. 또한, Al의 함유량은 0.10질량％ 이하인 것이 바람직하고, 0.050질량％ 이하인 것이 보다 바람직하다. Al의 함유량은 0.010질량％ 이상인 것이 바람직하고, 0.015질량％ 이상인 것이 보다 바람직하다.

(P : 0.050질량％ 이하)

P는, 인성을 열화시키는 원소이므로 최대한 저감시키는 것이 바람직하다. 그러나, P는 강 중의 불순물로서 0.001질량％ 이상 함유되는 경우가 많아, 그것보다 저감시키려고 하면 특별한 정련이 필요하므로 소재 비용이 상승한다. 따라서, 인성을 현저하게 열화시키지 않는 범위로서, P의 함유량은 0.050질량％ 이하로 하고 있다. 상기와 같은 소재 비용의 상승을 억제하는 관점으로부터 하면, P 함유량의 하한치는 0.001질량％이다. 또한, P의 함유량은 0.020질량％ 이하인 것이 바람직하고, 0.015질량％ 이하인 것이 보다 바람직하다.

(S : 0.50질량％ 이하)

S는, 인성을 열화시킨다. 그러나, S는 강 중의 불순물로서 0.001질량％ 이상 함유되는 경우가 많아, 그것보다 저감시키려고 하면 특별한 정련이 필요하므로 소재 비용이 상승한다. 한편, S를 함유시킴으로써 MnS가 형성되어, 절삭성을 개선한다고 하는 효과를 갖는다. 따라서, 요구 특성에 따라서 절삭성이 필요한 경우에는 S를 함유하는 것이 바람직하다. 그러나, S의 함유량이 0.50질량％를 초과하면, 인성이 현저하게 저하된다. 그로 인해, S의 함유량은 0.50질량％ 이하로 한다. 절삭성을 필요로 하지 않게 되는 경우에는, 상기와 같은 소재 비용의 상승을 억제하는 관점으로부터 보면, S 함유량의 하한치는 0.001질량％이다. 또한, 절삭성이 필요해지는 경우에는, S 함유량은 0.01질량％ 이상인 것이 바람직하다. 또한, S의 함유량은 0.20질량％ 이하인 것이 바람직하고, 0.10질량％ 이하인 것이 보다 바람직하다.

(O : 0.0030질량％ 이하)

O는, 인성을 열화시키는 원소이므로 최대한 저감시키는 것이 바람직하다. 그러나, O는 강 중의 불순물로서 0.0001질량％ 이상 함유되는 경우가 많아, 그것보다 저감시키려고 하면 특별한 정련이 필요하므로 소재 비용이 상승한다. 따라서, 인성을 현저하게 열화시키지 않는 범위로서, O의 함유량은 0.0030질량％ 이하로 한다. 상기와 같은 소재 비용의 상승을 억제하는 관점으로부터 보면, O 함유량의 하한치는 0.0001질량％이다. 또한, O의 함유량은 0.0020질량％ 이하인 것이 바람직하고, 0.0015질량％ 이하인 것이 보다 바람직하다.

(N : 0.0200질량％ 이하)

N은, 강 중의 불순물로서 통상 0.0005질량％ 이상 혼입되어 있다. 강 중에 Ti, Zr, Ta, Hf가 함유되어 있는 경우에는, 이들과 N이 질화물을 형성하여 조대 개재물로 되어, 피로 특성을 열화시키므로, 가능한 한 N을 함유하지 않는 것이 바람직하다. 그로 인해, N의 함유량은 0.0200질량％ 이하로 하고 있다. 또한, N의 함유량은 0.0100질량％ 미만인 것이 바람직하고, 0.0070질량％ 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.0035질량％ 이하인 것이 더욱 바람직하다.

(Ti : 0.30질량％ 이하, Nb : 0.30질량％ 이하)

Ti 및 Nb는, 본 발명에서 가장 중요한 원소로, 이들 중 적어도 1종을 포함시킬 필요가 있다. Ti 및 Nb는 C 및/또는 N과 결부되어, 오스테나이트 중에서도 안정된 탄화물, 질화물, 탄질화물 등의 미세한 석출물을 형성하여, 오스테나이트 입자의 성장을 억제한다. 단, 이들 원소의 함유량이 지나치게 많아지면, 가열 시에 미고용으로 되는 경우가 많아져, 미세한 석출물을 형성한다고 하는 효과가 작아질 뿐만 아니라, 조대 탄화물이 파괴의 기점으로 되어 인성을 열화시킨다. 그로 인해, Ti 및 Nb의 함유량은 각각 0.30질량％ 이하로 한다. 또한, Ti 및 Nb의 함유량은 0.10질량％ 이하인 것이 바람직하고, 0.08질량％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다. 또한, Ti 및 Nb의 함유량은 0.02질량％ 이상인 것이 바람직하고, 0.04질량％ 이상인 것이 보다 바람직하다.

(잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물)

잔량부는 Fe 및 불가피적 불순물이다. 불가피적 불순물로서는, 예를 들어 Sn, Sb 등을 들 수 있다.

[TH＝({Ti}/48＋{Nb}/93)×10⁴ : 1.0 이상)

하기 수학식 1에서 산출되는 값(TH)은 5 내지 100㎚의 석출물 중의 Ti와 Nb의 몰량의 합을 의미하고 있고, 본 발명에서 가장 중요한 파라미터이다.

[수학식 1]

Ti, Nb를 포함하는 석출물(탄질화물)은 오스테나이트 중에서 안정되고, γ 입자의 성장을 억제한다. 그 정도는 일반적으로, 체적분율/석출물 입경에 비례한다고 말해지고 있다. 체적분율은 Ti, Nb의 몰량의 합에 비례한다. 따라서, 상기 수학식 1이 성립된다.

또한, 상기 수학식 1에 있어서, {Ti} 및 {Nb}는 5 내지 100㎚의 석출물 중에 포함되는 Ti 및 Nb의 함유량(질량％)을 나타내고 있다. 이러한 크기의 석출물에 포함되는 Ti 및 Nb의 함유량이 인성 및 내지연 파괴 특성에 미치는 영향은 매우 크다. Ti 및 Nb를 포함하는 석출물의 크기가 5㎚ 미만이면, 매우 미세하므로, 일부가 γ 변태 시에 재고용되는 동시에, 결정립이 매우 조대화되는 이상 입성장 등의 원인이 되기도 한다. 또한, Ti 및 Nb를 포함하는 석출물의 크기가 100㎚를 초과하면, 지나치게 조대해지므로, 결정립의 수가 적어지는 동시에, 파괴의 기점으로 되어, 인성, 내지연 파괴 특성을 열화시키는 원인이 되기도 한다.

{Ti} 및 {Nb}는 각각의 추출 잔사로 측정한 양을 나타내는 것으로, 합금 중에 첨가되는 Ti 및 Nb의 양을 나타내는 것은 아니다. 추출 잔사 중의 Ti 및 Nb의 함유량은, 예를 들어, 전해 추출된 잔사의 화학 분석을 행함으로써 측정할 수 있다.

전해 추출은, 예를 들어 10％ 아세틸아세톤-1％ 테트라메틸암모늄크롤리드-메탄올 용액을 전해액으로서 사용하여, 200A/㎡ 이하의 전류 하에서 행한다. 그리고, 추출 잔사 중의 Ti 및 Nb의 함유량은 0.1㎛ 및 2.0㎛의 폴리카보네이트제의 필터를 사용함으로써 측정할 수 있다. 즉, 0.1㎛의 필터에 의해 얻어진 양으로부터 2.0㎛의 필터에 의해 얻어진 양을 뺌으로써, 5 내지 100㎚의 석출물에 포함되는 Ti량 및 Nb량({Ti}, {Nb})을 구할 수 있다.

이와 같이 하여 구해진 {Ti}, {Nb}를 상기 수학식 1에 대입함으로써, 값(TH)이 산출된다. 산출된 값(TH)이 1.0 미만이면, 오스테나이트의 미세화 효과가 적기 때문에, 후공정에서 통상 행해지는 조건으로 열처리가 행해진 경우에 강도 및 인성을 향상시킬 수 없다. 또한, 값(TH)은 2.0 이상이 바람직하고, 3.0 이상이 보다 바람직하다.

(결정립 직경 : 10㎛ 이하)

결정립 직경은 열처리 후의 구γ 입경에 큰 영향을 미친다. 결정립 직경이 작을수록, 열처리 후의 구γ 입경을 작게 하는 것이 가능해진다. 그로 인해, 결정립 직경은 10㎛ 이하로 하고 있다. 결정립 직경이 10㎛를 초과하면, 열처리 후의 구γ 입경을 5㎛ 이하로 할 수 없다. 또한, 결정립 직경은 3㎛ 이하인 것이 바람직하고, 2㎛ 이하인 것이 보다 바람직하다.

본 발명에 있어서는, 결정립 직경은 이하와 같이 하여 측정된다.

열처리용 강의 강편을 준비하여, 당해 강편의 판 두께 중앙부(판 두께 방향에 있어서 판 두께의 1/2의 위치)에서, 열간 압연 방향에 평행한 단면에 대해 EBSP(후방 산란 전자 회절상)에 의한 결정 방위 해석을 행한다. 그리고, 경사각이 15도 이상인 경계를 결정립계로 하여, 결정립 직경을 결정한다. 측정 영역은 한 변이 200㎛, 측정 스텝 0.1㎛ 간격으로 한다. 측정 방위의 신뢰성을 나타내는 컨피던스 인덱스(Confidence Index)가 0.1 이하인 측정점은 해석 대상으로부터 제외한다. 또한, 결정립 직경이 0.4㎛ 이하인 결정립 직경에 대해서는 측정 노이즈라고 판단하여, 평균 결정립 직경 계산의 대상으로부터 제외한다. 결정립 직경은 이와 같이 측정할 수 있다.

여기서, 값(TH)과 결정립 직경의 관계에 대해 설명한다. 도 1은 결정립 직경이 10㎛ 이하인 열처리용 강(◇)과, 결정립 직경이 10㎛를 초과하는 열처리용 강(■)에 대해, 수학식 1에 의해 산출된 값(TH)과, 열처리 후의 구γ 입경(㎛)의 관계를 나타내는 그래프이다. 또한, 열처리는 켄칭 조건(가열 온도 : 850℃, 보유 지지 시간 : 60초), 템퍼링 조건(가열 온도 : 450℃, 보유 지지 시간 1800초)으로 행하였다.

도 1에 도시한 바와 같이, 값(TH)이 1.0 이상이라도, 결정립 직경이 10㎛를 초과하는 열처리용 강(■)은 열처리 후의 구γ 입경이 5㎛를 초과해 버리는 것을 알 수 있다. 또한, 결정립 직경이 10㎛ 이하인 열처리용 강(◇)이라도, 값(TH)이 1.0 미만인 경우에는, 열처리 후의 구γ 입경이 5㎛를 초과해 버리는 것을 알 수 있다. 어떤 경우에도, 열처리 후의 구γ 입경이 5㎛를 초과하고 있으므로, 고강도 및 고인성을 얻을 수 없는 것을 알 수 있다.

도 1에 도시한 바와 같이, 열처리 후의 강판이 고강도 및 고인성을 구비하기 위해서는, 즉 열처리 후의 구γ 입경을 5㎛ 이하로 하기 위해서는, 값(TH)이 1.0 이상, 또한 열간 압연 후의 결정립 직경이 10㎛ 이하일 필요가 있는 것을 알 수 있다.

(Ni, Cu, Cr : 3.0질량％ 이하)

본 발명에 관한 열처리용 강은, Ni : 3.0질량％ 이하 및 Cu : 3.0질량％ 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종을 포함하는 것이 바람직하다.

Ni, Cu 및 Cr은 강도 및 인성을 개선하는 동시에, 내식성을 개선하는 효과가 있는 원소로, 요구되는 특성에 따라서 첨가할 수 있다. 그러나, Ni, Cu 및 Cr의 함유량이 어느 일정 이상을 초과하면 그 효과가 현저하게 작아지므로, Ni, Cu 및 Cr의 각각의 함유량은 3.0질량％ 이하로 한다. 또한, Ni, Cu 및 Cr의 각각의 함유량은 1.5질량％ 이하인 것이 바람직하고, 1.2질량％ 이하인 것이 보다 바람직하다. 또한, Ni, Cu 및 Cr의 각각의 함유량은 0.20질량％ 이상인 것이 바람직하고, 0.50질량％ 이상인 것이 보다 바람직하다.

(Ca, Mg : 0.0050질량％ 이하, REM : 0.020질량％ 이하)

또한, 본 발명에 관한 열처리용 강은, Ca : 0.0050질량％ 이하, Mg : 0.0050질량％ 이하 및 REM : 0.020질량％ 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종을 포함하는 것이 바람직하다.

Ca, Mg 및 REM(희토류 원소)은 각각 황화물을 형성하고, MnS의 신장을 방지함으로써 인성을 개선하는 효과를 갖고, 요구 특성에 따라서 첨가할 수 있다. Ca, Mg 및 REM은 각각 있는 일정 이상을 초과하여 첨가하면, 오히려 인성을 열화시켜 버린다. 그로 인해, Ca의 함유량은 0.0050질량％ 이하, Mg의 함유량은 0.0050질량％ 이하, REM의 함유량은 0.020질량％ 이하로 한다. 또한, Ca의 함유량은 0.0030질량％ 이하, Mg의 함유량은 0.0030질량％ 이하, REM의 함유량은 0.010질량％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, Ca 및 Mg의 각각의 함유량은 0.0005질량％ 이상인 것이 바람직하고, REM의 함유량은 0.0010질량％ 이상인 것이 바람직하다.

또한, REM으로서는, 예를 들어 Ce, La 등을 들 수 있고, 복수의 희토류 원소가 포함된 합금, 즉 미슈 메탈의 상태로 투입할 수도 있다.

(V : 1.0질량％ 이하, Zr, Hf, Ta : 0.10질량％ 이하)

또한, 본 발명에 관한 열처리용 강은, V : 1.0질량％ 이하, Zr : 0.10질량％ 이하, Ta : 0.10질량％ 이하 및 Hf : 0.10질량％ 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종을 포함하는 것이 바람직하다.

V는, C 및/또는 N과 결부되어 탄화물이나 탄질화물을 형성하여 석출물을 강화하는 원소이다. 또한, V는 오스테나이트 중에서도 석출되어, γ 입경을 작게 하는 효과도 있다. 단, V의 함유량이 1.0질량％를 초과하면 가열 시에 미고용으로 되는 V가 많아져, 상기한 효과가 작아질 뿐만 아니라, 조대 탄화물이 파괴의 기점으로 되어 버려 인성을 저하시킨다. 그로 인해, V의 함유량은 1.0질량％ 이하로 한다. 또한, V의 함유량은 0.60질량％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.50질량％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하고, 0.3질량％ 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다. 또한, V의 함유량은 0.05질량％ 이상인 것이 바람직하고, 0.10질량％ 이상인 것이 보다 바람직하다.

한편, Zr, Hf 및 Ta는 N과 결부되어 질화물을 형성하고, 안정적이고 가열 시에 있어서의 γ 입경의 성장을 억제하여 최종적인 금속 조직을 미세화하여, 인성을 개선하는 효과가 있다. 단, Zr, Hf 및 Ta의 함유량이 0.10질량％를 초과하면, 질화물이 조대화되어, 피로 특성을 열화시키므로 바람직하지 않다. 이러한 점에서, Zr, Hf 및 Ta의 함유량은 0.10질량％ 이하로 한다. 또한, Zr, Hf 및 Ta의 함유량은 0.050질량％ 이하인 것이 바람직하고, 0.025질량％ 이하인 것이 보다 바람직하다. 또한, Zr, Hf 및 Ta의 각각의 함유량은 0.005질량％ 이상인 것이 바람직하다.

(Si : 3.0질량％ 이하)

본 발명에 관한 열처리용 강은, Si : 3.0질량％ 이하를 포함하는 것이 바람직하다.

Si는 탈산제로, 템퍼링 시에 석출되는 시멘타이트를 더욱 미세화하여 인성을 향상시킨다. Al, Mn 등 다른 탈산제를 첨가하는 경우에는, Si를 첨가하지 않아도 좋다. Si의 함유량이 3.0질량％를 초과하면 인성의 열화나 열간 가공성의 열화를 초래하므로, Si의 함유량의 상한은 3.0질량％로 한다. 또한, Si의 함유량은 2.5질량％ 이하인 것이 바람직하고, 2.0질량％ 이하인 것이 보다 바람직하다. 또한, Si의 함유량이 0.1질량％ 미만에서는 탈산 효과를 발휘하기 어렵기 때문에, Si의 함유량은 0.10질량％ 이상인 것이 바람직하고, 0.5질량％ 이상인 것이 보다 바람직하다.

(Mo : 2.0질량％ 이하, B : 0.0150질량％ 이하)

본 발명에 관한 열처리용 강은, Mo : 2.0질량％ 이하 및 B : 0.0150질량％ 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종을 포함하는 것이 바람직하다.

Mo는, 켄칭성을 확보하여 마르텐사이트의 강도를 향상시키는 원소이다. 그러나, Mo의 함유량이 지나치게 많으면, 인성, 열간 가공성의 열화를 초래한다. 그로 인해, Mo의 함유량은 2.0질량％ 이하로 한다. 또한, Mo의 함유량은 1.0질량％ 이하인 것이 바람직하고, 0.5질량％ 이하인 것이 보다 바람직하다. Mo의 함유량은 0.1질량％ 이상인 것이 바람직하고, 0.2질량％ 이상인 것이 보다 바람직하다.

B는, 미량의 첨가에 의해 켄칭성을 크게 개선하여, 마르텐사이트 조직을 얻기 위해서는 매우 효과가 큰 원소이다. B의 함유량이 0.0150질량％를 초과하면, 열간 가공성이 열화된다. 그로 인해, B의 함유량은 0.0150질량％ 이하로 한다. 또한, B의 함유량은 0.0050질량％ 이하인 것이 바람직하고, 0.0035질량％ 이하인 것이 보다 바람직하다. 또한, B의 함유량은 0.0005질량％ 이상인 것이 바람직하다.

(경도 : Hv450 이하)

본 발명에 관한 열처리용 강은, 경도가 Hv(비커스 경도) 450 이하인 것이 바람직하다.

경도라 함은, 외력에 대한 저항력의 크기를 말한다. 경도가 Hv450을 초과하여 지나치게 높아지면, 켄칭이나 템퍼링 등의 열처리를 행하기 전에 신선, 냉간 압연, 냉간 단조 등을 행하는 경우, 금형 수명의 단명화를 초래할 우려가 있다. 그로 인해, 경도는 Hv450 이하로 한다. 또한, 경도는 Hv400 이하인 것이 바람직하고, Hv350 이하인 것이 보다 바람직하다.

경도는 JIS Z 2244에 규정하는 비커스 경도 시험 방법에 준거하여 측정을 행하였다. 경도를 3점 측정하여, 평균치를 구하는 것이 바람직하다.

즉, 본 발명에 관한 열처리용 강에 따르면, 켄칭 전의 조직을 미세화함으로써 γ의 역변태 핵생성을 많게 하고, 또한 미세하고 안정된 석출물을 미리 석출시켜 둠으로써 γ로 변태 후의 γ 입자의 성장을 억제할 수 있다. 그 결과, 후공정에서 통상 행해지는 조건으로 켄칭이나 템퍼링 등의 열처리가 행해져도, 고강도이고 또한 고인성을 갖는 열처리용 강을 제공할 수 있다.

켄칭 전 조직의 미세화는, 열간 압연 시의 γ 입경을 미세화하는 동시에, 가공 γ로부터 변태시킴으로써 행할 수 있다. 또한, 켄칭 전 조직의 미세화는 응고시 또는 균열 처리의 가열 시에 미세하고 안정된 석출물, 예를 들어 Ti, Nb 등의 탄질화물을 미세하게 석출시켜 두고, 열간 압연 시의 가열 온도를 낮게 하여 열간 압연 시에도 가공 발열을 억제하도록 함으로써 행할 수 있다. 이에 의해, 열간 압연 시에 있어서의 가열 초기의 γ 입자를 미세화시키는 동시에, 열간 압연 시에 γ 입자의 재결정을 억제할 수 있고, 또한 왜곡이 축적된 가공 γ도 얻을 수 있으므로, 상기한 효과를 얻을 수 있다.

이상에 설명한 본 발명에 관한 열처리용 강은, 예를 들어, 도 2에 도시한 바와 같이 주조 공정 S1과, 균열 분괴 공정 S2와, 열간 압연 공정 S3을 포함하는 제조 방법에 의해 적절하게 제조할 수 있다. 또한, 도 2는 본 발명에 관한 열처리용 강을 제조하는 제조 방법의 일례를 도시하는 흐름도이다.

주조 공정 S1은, C : 0.10 내지 0.70질량％, Mn : 0.1 내지 3.0질량％, Al : 0.005 내지 2.0질량％, P : 0.050질량％ 이하, S : 0.50질량％ 이하, O : 0.0030질량％ 이하 및 N : 0.0200질량％ 이하를 포함하고, Nb : 0.30질량％ 이하 및 Ti : 0.30질량％ 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상을 포함하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 주괴(강괴)를 주조하는 공정이다.

주조 공정 S1에 있어서는, 요구되는 특성에 따라서, Ni : 3.0질량％ 이하, Cu : 3.0질량％ 이하 및 Cr : 3.0질량％ 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상을 함유시킬 수 있다. 또한, Ca : 0.0050질량％ 이하, Mg : 0.0050질량％ 이하 및 REM : 0.020질량％ 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상을 함유시킬 수도 있다. 또한, V : 1.0질량％ 이하, Zr : 0.10질량％ 이하, Ta : 0.10질량％ 이하 및 Hf : 0.10질량％ 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상을 함유시킬 수도 있다. 또한, Si : 3.0질량％ 이하를 함유시킬 수도 있고, Mo : 2.0질량％ 이하 및 B : 0.0150질량％ 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상을 함유시킬 수도 있다.

또한, 이들 합금 성분이나 합금 조성 등에 대한 설명은 이미 상세하게 서술하고 있으므로, 그 설명을 생략한다.

계속해서, 균열 분괴 공정 S2는 주조한 주괴를 1250 내지 1350℃로 1시간 이상 균열 처리하여, 소정의 크기로 절단 분리하여 분괴로 하는 공정이다.

이와 같은 조건으로 주괴를 균열 처리함으로써, Nb 및 Ti의 고용이 분괴 시에 촉진되므로, 그 후의 냉각으로 미세한 탄화물, 질화물, 탄질화물을 석출시키는 것이 가능해진다.

균열 처리의 온도가 1250℃ 미만에서는, Nb, Ti가 충분히 고용되지 않는다. 한편, 균열 처리의 온도가 1350℃를 초과하면 스케일이 다량으로 발생하여, 손상 발생의 원인으로 된다.

또한, 균열 분괴 공정 S2는 1300℃ 이상에서 2시간 이상 행하는 것이 바람직하다.

열간 압연 공정 S3은 균열 처리한 분괴를, 850 내지 1000℃로 1시간 이하 재가열하고, 열간 압연한 후, 700℃까지 3℃/초 이상의 냉각 속도로 냉각한 후, 700℃∼450℃로 90초 이상 보유 지지하는 공정이다. 이 공정에 의해, 본 발명에 관한 열처리용 강을 제조할 수 있다.

이와 같이, 비교적 저온으로 열간 압연을 행함으로써, 균열 처리의 가열 시에 미세하게 석출시킨 석출물도 성장하지 않고, 미세한 상태 그대로 보유 지지시키는 것이 가능해진다.

850℃ 미만에서 분괴를 재가열하면, 열간 압연 시의 변형 저항이 커져, 열간 압연 효율이 나빠진다. 한편, 1000℃를 초과한 온도로 분괴를 재가열하면, 열간 압연 시에 합금 성분이 고용되어 버려, 재석출에 의해 미세하게 되어 있던 탄화물, 질화물, 탄질화물이 조대화되어 버린다.

또한, 분괴의 열간 압연과 그 직후의 보유 지지는 900℃ 이하에서 30분간 이내에 행하는 것이 바람직하다.

그리고, 3℃/초 이상의 냉각 속도로, 700℃까지 강제적으로 냉각함으로써, 페라이트의 조대화를 방지하여 미세한 금속 조직을 얻을 수 있다. 700℃까지의 냉각 속도가 3℃/초 미만이면, 상기한 효과를 얻을 수 없다.

또한, 냉각 속도는 6℃/초 이상인 것이 바람직하다.

또한, 700℃∼450℃로 90초 이상 보유 지지함으로써, 미세한 페라이트, 베이나이트, 혹은 펄라이트, 시멘타이트의 생성을 촉진하여, 경질 조직의 생성을 방지할 수 있다. 700℃∼450℃에서의 보유 지지 시간이 90초 미만이면, 이들의 생성을 촉진할 수 없다. 또한, 500℃ 이하에서 변태시킨 경우에는, 마르텐사이트 등의 경질 조직이 생성되므로, 냉간 가공 등이 필요한 경우에는 바람직하지 않다.

700℃∼450℃에서의 보유 지지 시간은 180초 이상인 것이 바람직하다.

상기한 열처리용 강 제조 방법에 따르면, 특정한 합금 조성 및 제조 조건에 의해, γ로 변태 후의 결정립의 성장을 억제할 수 있고, 후공정에서 통상 행해지는 조건으로 열처리가 행해져도 1.2㎬ 이상의 고강도이고, 또한 연성 취성 천이 온도(vTrs)가 －80℃ 이하인 고인성을 얻는 것이 가능한 열처리용 강을 제조할 수 있다.

(실시예)

다음에, 본 발명의 요건을 만족시킨 실시예에 대해, 본 발명의 요건을 만족시키지 않는 비교예와 대비하여, 본 발명의 효과를 설명한다.

우선, 표 1에 나타내는 합금 조성의 강을 소형 용제로에서 용해하여, 주조하고, 표 2에 나타내는 조건으로 균열 분괴, 열간 압연을 행하여, 제1 실시예 내지 제22 실시예 및 제1 비교예 내지 제6 비교예에 관한 판 두께 16㎜의 강편을 얻었다. 이들 강편을 사용하여, 표 2에 나타내는 조건으로 켄칭, 템퍼링(열처리)을 행하였다.

표 1 및 표 2에 나타내는 조건으로 제작한 제1 실시예 내지 제22 실시예 및 제1 비교예 내지 제6 비교예에 관한 강편에 대해, 열간 압연 후의 값(TH)(5 내지 100㎚의 석출물 중에 포함되는 Ti, Nb량), 결정립 직경(㎛) 및 경도(Hv)를 평가하였다. 또한, 통상 행해지는 조건의 켄칭, 템퍼링(열처리)을 행한 후의 각 강편의 강재 특성, 즉 인장 강도(㎬), 인성{연성 취성 천이 온도[vTrs(℃)]} 및 구γ 입경(㎛)을 평가하였다. 이들의 결과를 표 2에 나타낸다.

또한, 제1 실시예 내지 제22 실시예 및 제1 비교예 내지 제6 비교예에 관한 강편의 열간 압연 후의 값(TH), 결정립 직경, 경도(Hv), 열처리를 행한 후의 인장 강도, 인성, 구γ 입경은 이하와 같이 하여 평가하였다.

(1) 값(TH)(5 내지 100㎚의 석출물 중에 포함되는 Ti, Nb량)

열간 압연 후의 강편의 1/2의 위치로부터 샘플을 채취하여, 전해 추출된 잔사의 화학 분석을 행하였다. 전해 추출은 10％ 아세틸아세톤-1％ 테트라메틸암모늄크롤리드-메탄올 용액을 전해액으로서 사용하여 200A/㎡ 이하의 전류 하에서 추출하고, 어드반테크사제의 폴리카보네이트 재질의, 0.1㎛ 및 2.0㎛의 필터를 사용하여 행하였다. 0.1㎛ 필터에 의해 얻어진 양으로부터 2.0㎛ 필터에 의해 얻어진 양을 뺌으로써, 5 내지 100㎚의 석출물에 포함되는 Ti, Nb량({Ti}, {Nb})을 구하였다.

값(TH)은 하기 수학식 1에 의해 산출하였다.

[수학식 1]

값(TH)이 1.0 이상인 것을 합격으로 하였다.

(2) 열간 압연 후의 결정립 직경

열간 압연 후의 결정립 직경은, 강편의 판 두께 중앙부(판 두께 방향에 있어서 판 두께의 1/2의 위치)에서, 열간 압연 방향에 평행한 단면에 대해 EBSP(후방 산란 전자 회절상)에 의한 결정 방위 해석을 행함으로써 평가하였다. 또한, 경사각이 15도 이상인 경계를 결정립계로 하여, 결정립 직경을 결정하였다. 측정 영역은 한 변이 200㎛, 측정 스텝 0.1㎛ 간격으로 하였다. 측정 방위의 신뢰성을 나타내는 컨피던스 인덱스(Confidence Index)가 0.1 이하인 측정점은 해석 대상으로부터 제외하였다. 또한, 결정립 직경이 0.4㎛ 이하인 결정립 직경에 대해서는 측정 노이즈라고 판단하여, 평균 결정립 직경 계산의 대상으로부터 제외하였다. 열간 압연 후의 결정립 직경이 10㎛ 이하인 것을 합격으로 하였다.

(3) 열간 압연 후의 경도

(2)와 마찬가지로, 강편의 판 두께 중앙부에 있어서 비커스 경도의 측정을 3점에서 행하여, 평균치를 구하여 경도를 평가하였다. 가공의 용이성의 관점으로부터, 경도(비커스 경도)가 Hv450 이하인 것이 보다 바람직한 것으로 하였다. 또한, 경도는, JIS Z 2244에 규정하는 비커스 경도 시험-시험 방법에 준거하여 측정하였다.

(4) 인장 강도

인장 강도는 JIS Z 2241에 규정하는 인장 시험에 준거하여 행하였다. 인장 강도가 1.2㎬ 이상인 것을 합격으로 하였다.

(5) 인성

인성은, 2㎜의 V 노치를 형성한 JIS3호 시험편을 사용하여, 샤르피 충격 시험을 행하여, 연성 취성 천이 온도[vTrs(℃)]를 구함으로써 인성을 평가하였다. 인성은 vTrs(℃)가 －80℃ 이하인 것을 합격으로 하였다. 또한, 샤르피 충격 시험은 JIS Z 2242에 규정하는 금속 재료의 샤르피 충격 시험 방법에 준거하여 행하였다.

(6) 구γ 입경

열처리 후의 강편의 판 두께 방향에 1/2의 위치로부터 샘플을 채취하여, 야마모토 과학 공구 연구사제의 AGS액을 사용하여 3 내지 5분간 부식시킨 후, 절단법으로 평가하였다. 구γ 입경이 5㎛ 이하를 합격으로 하였다. 또한, 구γ 입경은 JIS G 0551에 규정하는 강-결정립도의 현미경 시험 방법에 준거하여 측정하였다.

표 2에 나타낸 바와 같이, 제1 실시예 내지 제22 실시예는 본 발명의 요건을 만족시키므로, 열간 압연 후의 값(TH), 결정립 직경, 경도(Hv), 열처리를 행한 후의 인장 강도, 인성, 구γ 입경이 우수했다(종합 평가 : ◎ 또는 ○). 또한, 제5 실시예는 열간 압연 후의 경도가 높고, 가공성에 약간 어려움이 있었지만, 열처리 후의 강도가 높고, 인성도 높았으므로, 종합적으로 합격으로 되었다(종합 평가 : △).

한편, 제1 비교예 내지 제6 비교예는 본 발명의 요건, 특히 균열 분괴의 조건, 열간 압연의 조건 및 냉각 조건의 어느 하나를 만족시키지 않으므로, 열간 압연 후의 값(TH)이 1.0 미만으로 되었다. 그로 인해, 제1 비교예 내지 제6 비교예는 열간 압연 후의 결정립 직경, 열처리를 행한 후의 인장 강도, 인성, 구γ 입경의 어느 하나에 있어서 양호하지 않은 결과로 되었다(종합 평가 : ×).

구체적으로는, 제1 비교예, 제2 비교예, 제4 비교예는 균열 분괴 시의 가열 온도가 낮고, 열간 압연 후의 값(TH)이 낮았다. 또한, 제3 비교예는 열간 압연 시의 가열 온도가 높고, 열간 압연 후의 값(TH)이 낮았다. 제5 비교예는 열간 압연 시의 가열 시간이 길고, 열간 압연 후의 값(TH)이 낮았다. 그리고, 제6 비교예는 열간 압연 후의 냉각 속도가 느리고, 열간 압연 후의 입경이 컸다.

이상, 본 발명의 열처리용 강에 대해, 발명을 실시하기 위한 최선의 형태 및 실시예에 의해 상세하게 설명하였지만, 본 발명의 취지는 이것으로 한정되는 것은 아니고, 특허청구의 범위의 기재에 기초하여 넓은 의미로 해석되어야만 하는 것은 물론이다. 본 출원은 2008년 6월 19일 출원의 일본특허출원(일본특허출원 제2008-160987호)에 기초하는 것으로, 그 내용은 참조로서 여기에 도입된다.

S1 : 주조 공정
S2 : 균열 분괴 공정
S3 : 열간 압연 공정

Claims

C : 0.10 내지 0.70질량％,
Mn : 0.1 내지 3.0질량％,
Al : 0.005 내지 2.0질량％,
P : 0.050질량％ 이하,
S : 0.50질량％ 이하,
O : 0.0030질량％ 이하 및
N : 0.0200질량％ 이하를 포함하고,
Ti : 0.30질량％ 이하 및 Nb : 0.30질량％ 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상을 포함하고,
잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고,
하기 수학식 1에 의해 산출되는 값(TH)이 1.0 이상이고,
결정립 직경이 10㎛ 이하인 것을 특징으로 하는, 열처리용 강.
[수학식 1]

[단, 상기 수학식 1에 있어서, {Ti} 및 {Nb}는 5 내지 100㎚의 석출물 중에 포함되는 Ti 및 Nb의 함유량(질량％)을 나타내고, 각각의 추출 잔사로 측정한 양을 나타냄]
제1항에 있어서, 상기 조성에 추가하여, 이하의 (a) 내지 (e)군 중 적어도 1군을 포함하는, 열처리용 강.
(a) Ni : 3.0질량％ 이하, Cu : 3.0질량％ 이하 및 Cr : 3.0질량％ 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상,
(b) Ca : 0.0050질량％ 이하, Mg : 0.0050질량％ 이하 및 REM : 0.020질량％ 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상,
(c) V : 1.0질량％ 이하, Zr : 0.10질량％ 이하, Ta : 0.10질량％ 이하 및 Hf : 0.10질량％ 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상,
(d) Si : 3.0질량％ 이하,
(e) Mo : 2.0질량％ 이하 및 B : 0.0150질량％ 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상.
제1항에 있어서, 경도가 Hv450 이하인 것을 특징으로 하는, 열처리용 강.
제2항에 있어서, 경도가 Hv450 이하인 것을 특징으로 하는, 열처리용 강.