KR20150013256A - 우수한 절삭능력을 갖는 저온 경화 가능한 강 - Google Patents

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Abstract

이 발명은 강, 가끔은 공구강 또는 도구에 사용되는 강에 최소한 부분적으로강의 베이나이트(bainite) 또는 삽입형 마텐자이트(martensite) 열처리를 응용하는 것과 관련된다.　오스테나이트화(austenitization)를 뜻하는 열처리의 첫 번째 부분은 응용에 의해 형태 변형이 편리하고 가끔은 홈 가공(trough machining)을 허용하기에 충분한 정도의 약한 강도를 갖는다는 것이다.　따라서 강 제품은 간단한 열처리(오스테나이트화 온도 보다 낮은 온도의)로 인해 더 높은 가공 경도를 가지면서 쉽게 형태를 만들 수 있다.

Description

우수한 절삭능력을 갖는 저온 경화 가능한 강{Low temperature hardenable steels with excellent machinability}
이 발명은 강, 가끔은 공구강 또는 도구에 사용될 수 있는 강에 전체적으로 및/또는 최소한 부분적으로 강의 베이나이트(bainite) 또는 삽입형 마텐자이트(martensite) 열처리를 응용하는 것과 관련된다.　오스테나이트화(austenitization)를 포함하는 열처리의 첫 번째 부분은 응용에 의해 형태 변형이 편리하고 가끔은 홈 가공(trough machining)을 허용하기에 충분한 정도의 약한 강도를 갖는다는 것이다.　그러나 간단한 열처리(오스테나이트화 온도 보다 낮은 온도의)에 의해 경도는 그러면 또한 가공 경도(working hardness)까지 증가시킬 수 있다.
공구강(tool steels)은 반대인 것으로 여겨지는 다른 특성들의 결합을 필요로 한다. 전형적인 예로 항복강도(yield strengtyh)와 경도를 들 수 있다. 대부분의 공구강들을 위한 최적의 절충적인 특성은, 순수한 마텐자이트 열처리 뒤 적절한 담금질(tempering)을 수행하면 원하는 경도를 얻을 수 있는 것으로 여겨진다.
주물의 두께가 두꺼운 부분(heavy section)에서는 종종 순수한 마텐자이트 미세구조(microstructure)를 전체 횡단면(cross-section)을 통해 얻기가 힘들다, 게다가 종종 표면에서 조차 미세구조를 얻기가 힘들다. 베이나이트와 마텐자이트와 함께 혼합된 미세조직(mixed microstructure)은 특히 낮은 파괴인성(fracture toughness)을 가지고 있으며, 이것은, 예로서 열피로가 지배적인 고장 메커니즘(failure mechanism)인 곳과 같은 다수의 응용분야에서는 아주 해롭다.
대부분의 공구강이 마텐자이트 미세구조 홈을 얻기 위해서는 아주 심각한 냉각을 사용하여 쉽게 금이 갈 수 있다.
전통적인 금형(die) 제조 방법은 다음 단계들을 포함한다.
- 공구강의 거친 가공(rough machining)
- 응력 제거(stress relieving)
- 거친 절삭의 마무리
- 열처리
- 마무리 가공(final machining)
- 표면 처리(질화처리(nitriding), 침탄(carburizing)...) 및/또는 코팅
고내마모성(high wear resistance)을 요구하지 않는 금형은 마지막 단계를 건너뛸 수 있다. 금형의 기하학적 구조가 간단한 경우에는 종종 응력 제거 단계가 생략된다. 몇몇의 너무 지나치게 요구하지 않는 응용에서는, 프리-하든 공구강(pre-hardened tool steels)을 사용하는 것이 관례이고 경제적으로 유리하며 그래서 열처리를 피하고 마무리 가공을 바로 수행하게 된다. 이것은 특별히 큰 금형에 대해서는 흥미로운데 그 이유는, 열처리 비용이 무게와 열처리 관련 왜곡(distortion)에 비례하기 때문이며, 그래서 경화 조건(harden conditon)에서 필수적인 마무리 가공은 금형의 크기에 비례한다. 또한 자주 이 수단은 프로젝트 수행시 시간절약에 따라 선택된다; 이 방식으로 진행될 때 최소 한주 반 정도 시간을 절약 할 수 있다. 가장 큰 단점은 가공이 매우 비싸기 때문에 프리-하든 경도를 모두 너무 높게 할 수가 없다는 점이다, 보통 경도는 45HRc 이하가 선택된다. 여기서 흥미로운 점은 마무리 가공은 가공이 대개 비교적 더 많은 자원을 사용하는 최종 경도 수준에서 생긴다는 것이다. 또한 많은 응용에서 이 방식은 줄어든 실행 시간과 열처리 관련 비용을 피할 수 있는 것으로부터 이점이 있지만, 프리-하든 공구강을 사용할 수 없다. 왜냐하면 이 응용은 상당히 큰 큰 규모의 경도를 요구하기 때문이다.
지난 몇 년간 가공 성능이 향상됨에 따라, 절삭능력 증진 첨가제(enhancement additives)나, 또는 아주 거칠지 않고 결이 고운 미세구조를 가지고 있다면. 공구강의 가공은 40HRc까지 그리고 45 HRc까지도 향상되었다. 사실 대부분의 예열 처리된 공구강은(pre-heat treated tool steels), 40-45 HRc 범위의 일부 특별한 응용의 공구강과 함께 30-40 HRc 범위에 있다. 실로 소둔된(annealed) 공구강은 대개 250 HB 아래에서 종종 상당히 물러지지만다, 하지만 절삭능력의 차이는 그리 크지 않다. 언급한 것처럼 그래도 많은 응용들은 48 HRc를 초과하는 크기의 경도를 필요로 한다. 45HRc 아래의 벌크 경도가 충분하지만 그러나 더 높은 표면 경도가 바람직한 경우에, 이는 아주 자주 일어나며, 종종 프리하든 공구강(Pre-hardened tool steels)이 자주 질화된다. 그것이 가공될 때 공구강을 무르게 하고, 그것이 작업해야할 때는 단단하게 하는 것이 바람직하다는 것은 여러 해 동안 알려져 왔다. 가공할 때 공구강은 가능한한 물러야 하지만, 그러나 40 HRc 또는 45 HRc 까지 받아들일 수 있고, 그리고 작업(최적의 경도 수준은 응용에 좌우된다.)할 때에는 충분히 단단해야 한다. 많은 응용에서 최적의 작업 경도는 48-58 HRc 범위다. 그러므로 자주 경화 과정에서 10-20 HRc의 증가는 많은 응용에서 충분하다.
대부분의 응용에서 경도는 공구강에 대해 유일하게 관련있는 재료 특성이 아니고, 몇몇 다른 특성들은 툴링 솔루션(tooling solution) 설계를 할 때 충분히 고려되어야 할 정도로 관련이 있거나 적어도 관련이 있다. 그러한 특성들은 다음일 수 있다: 인성(파괴 인성(탄성 또는 파괴 인성), 작업 조건에의 내성(내식성, 내마모성, 고온에서의 내산화성,...), 열특성(열확산율, 열전도율, 비열(specific heat), 열팽창 계수,...), 자기적 및/또는 전기적 특성, 온도저항(temperature resistance)과 다른 많은 것들. 자주 이런 특성들은 미세구조에 의존적이며, 그래서 열처리 도중에 수정될 것이다. 그래서 열처리는 주어진 응용에서 최고의 특성 절충을 만들게 최적화된다.
몇몇 공구강 또는 특수 합금이라고 더 잘 불리는 것이 있는데, 이들은 주 경화 메터니즘(hardening mechanim)들의 하나로서 석출 경화(precipitatin hardening)를 고용체(solid solution)와 함께 그리고 때로는 니켈-마텐자이트(ni-martensite)와 함께 사용한다. 그러한 공구강들의 일부에 대해 가장 무를 수 있는 상태는 용해된 또는 용체화 풀림(solution annealed) 상태로 대개 30-40 HRc 정도에 위치하고, 적용되는 열처리는 저온 석출(precipitation)로 자주 8-20 HRc 경도 증가를 낳으며 이는 설명한 것처럼 많은 응용에서도 충분하다. 이 저온 석출은 작고 관련된 제어 가능한 변형(distortion)을 자주 갖는 장점이 있다. 공구강의 대용물이 될 수 있는 그러한 특수 합금들의 문제는 주로 낮은 내마모성(low wear resistance)과 매우 높은 합금 제조 비용이다. 또한 그들의 절삭성은 주로 고용체의 경화메카니증으로서의 늘어난 사용 때문에 같은 경화 수준에서 공구강의 것보다 더 나쁘다.
재료 조형 과정에서의 마모는 연마제(abrasive)와 접착재(adhesive)가 주된 원인이며, 비록 가끔은 부식성(erosive)과 기포화(cavitative) 같이 다른 마모 메커니즘(mechanism)이 존재하기도 한다. 연마 마모 경질 입자(hard particles)를 중화시키는 것이 공구강에 일반적으로 필요하고, 이들은 보통 탄화물, 질화물, 붕소화물(boride) 또는 이들의 혼합물 같은 세라믹 입자(ceramic particle)들이다. 이런 방식으로, 언급된 경질입자들의 체적 함유율(volumetric fraction), 경도 그리고 형태(morphology)는 주어진 응용에 대해 재료 내마모성을 결정할 것이다. 게다가, 공구 재료(tool material)의 경도 사용은 재료 내구성을 결정할 때 연마제 마모 조건에서 아주 중요하다. 경질입자 형태(hard particles morphology)는 공구 재료(tool material) 주형(matrix)에서 자신을 분리하는 것 없이 중화될 수 있는 외인성 연마 입자(abrasive exogenous particles)의 주형과 크기로 그들의 점착성을 결정한다. 응착마모(adhesive wear)를 중화시키는 최고의 방법은 FGM 재료(기능적으로 등급화된 재료)를 사용하는 것이고, 보통 공구 재료에 대한 세라믹 코팅의 형태이다. 이련 경우에는, 보통 아주 부서지기 쉬운 코팅에 적절한 지원을 제공하는 것이 아주 중요하다. 코팅에 적절한 지원을 제공하기 위해서는 공구 재료는 반드시 단단하고 경질입자(hard particles)를 가지고 있어야 한다. 이런 방식으로, 일부 산업 응용에서는, 비교적 높은 경도 수준에서 높은 열 확산율(high thermal diffusivity) 그리고 제 2 탄화물(secondary carbide), 질화물(nitrides), 및/또는 붕소화물(boride) 그리고 또한 자주 제 1 경질입자(큰 연마입자(abrasive particle)를 중화해야 할 경우) 모양의 경질입자를 구비한 공구 재료를 갖는 게 바람직하다.
일부 응용에서는 작업 환경에 대한 저항력이 비록 부식과 산화 둘 다 자주 공존하여도 마모 보다는.부식 또는 산화(oxidation) 저항에 더 초점을 맞추고 있다. 그런 경우에는, 공격적 작용제(aggressive agent)에 대한 작업 온도에서의 산화 내성 또는 내식성이 바람직하다. 그런 응용에서 다른 경도 수준과 다른 내마모성과 함께 응용에 따라 내식성 공구강이 자주 이용된다.
열 기울기(thermal gradient)는 열충격과 열피로의 원인이다. 많은 응용에서 안정적인 전송 상태(steady transmission state)는 낮은 노출시간 또는 온도 기울기(temperature gradient)를 야기하는 원천(source)으로부터의 한정된 에너지 양 때문에 달성되지 못한다. 공구 재료의 열 기울기의 크기도 또한 그들의 열전도도(반비례가 충분히 작은 비오 수(Biot number)를 갖는 모든 경우에 적용된다)의 함수다.
그러므로, 특정한 열속 밀도 함수를 갖는 특별한 응용에 대해서, 우수한 열전도율을 갖는 재료는 보다 낮은 표면 부하(lower surface loading)에 종속되며, 그 이유는 결과적인 열 기울기가 더 낮기 때문이다. 열팽창 계수가 더 낮고 영률( Young's modulus)이 더 낮을 때 같은 것이 적용된다.
전통적으로, 열피로가 주된 실패 메커니즘인 많은 응용에서, 많은 주물이나 경합금 사출성형(extrusions) 경우에서와 마찬가지로, 전도율과 인성(대개 파괴 인성과 CVN)을 극대화시키는 것이 바람직하다.
대부분의 단조 응용은 48-54 HRc 범위의 경도를 사용하고, 플라스틱 사출성형은 약 50-54 HRc의 경도를 갖는 도구로 실행되는 게 바람직하고, 징크 합금(zink alloy)의 다이 캐스팅(die casting)은 자주 47-52 HRc 경도 범위를 나타내는 공구로 수행되고, 도금판(coated sheet)의 핫 스탬핑(hot stamping)은 대개 48-54 HRc의 경도를 나타내는 공구로 수행되고, 비도금판(uncoated sheet)에 대해서는 54-58 HRc이다. 판 인발(sheet drawing) 및 절단 응용에서 가장 폭 넓게 사용되는 경도는 56-66 HRc 범위에 있다. 일부 미세 절삭 응용에 대해서는 더 높은 64-69 HRc의 경도가 사용된다.
인터럽트 베이나이트(interrupted bainitic) 열처리는 일군의 공구강에 대해 JP1104749(A)에서 사용되었고, 여기서 Al의 추가를 통해 시멘타이트의 코어스 석출(coarse precipitation)과, 연관된 취성(brittleness) 을 피하기 위해 특별한 주의가 취해졌다. 이 발명에서 경화와 템퍼링 또한 약간의 기하학적 변환을 의미하고, 보통은 홈 가공을 의미하며, 완전한 과정 사이에서 하지만 인성은 몇몇 응용에 대해서는 낮은 수준에서 또는 다른 탄화물이 추구되는 시멘타이트 홈의 대체의 보다 높은 정도를 갖는 전략에서 관리된다. 이 발명에 더하여, 상당히 높은 내식성, 열전도도, 내마모성, 경제적 이점 및/또는 인성을 갖는 해결책(solutions)이 달성된다. 가공을 위해서는 더 낮은 경도 그리고 작업을 위해서는 더 높은 경도를 갖고 그리고 더 낮은 경도에서 더 높은 경도까지 저온(오스테나이트 아래) 열처리로 갈 수 있는 것의 효과는 소위 석출 경화강으로 불리는 것에서 자주 사용된다. 그런 강들의 특징은, 오스테나이트, 페라이트, 대체형 마텐자이트 또는 더 낮은 탄소 침입형 마텐자이트 미세구조를 갖는 것이고, 여기서는 침전물(precipitate)이 응집(nucleate)되고, 경도와 기계적 강도의 증가를 제공하기 위한 열처리 도중 원하는 크기까지 자란다. 그러한 강이 많이 존재하고, 예로서 마레이징 강(maraging steels), US 2 715 576, JP1104749 또는 잘 알려진 다이도 강 주식회사(Daido Steel Limited)의 NAK55 와 NAK80 같은 석출 경화형 공구강이 언급될 수 있다. 이 발명의 강들로부터 그러한 강들의 차이는 전체 개념인, 사용된 미세구조이고, 이는 대개 이 경우 사용된 성분 범위와 열처리를 위해 사용된 온도를 반영한다.
이 발명은 상술한 종래 기술의 문제점들을 해결하기 위한 우수한 절삭능력을 갖는 저온 경화 가능한 강을 제공하는 것, 특히 부분적으로 베이나이트 및/또는 침입형 마텐자이트 미세 조직을 갖는 강을 제공하는 것이다.
이 발명의 다른 목적은 위 목적의 강을 제조하는 방법 및 이 방법에 의해 제도되는 강의 용도를 제공하는 것이다.
저자들이 발견한 것은, 가공 중 너무 낮은 경도를 갖고, 그리고 나서 높은 경도를 포함하는 주어진 응용을 위한 관련 특성의 원하는 결합을 갖고, 공구강의 고온에서 오스테나이트화 해야하는 것이 없는 문제점이, 청구항 1의 특징을 가지고 있는 강으로 해결될 수 있고, 청구항 21의 특징을 가지고 있는 강 제조 방법으로 해결할 수 있다는 것이다. 진보적인 사용과 바람직한 실시예는 다른 청구항들로부터 온다.
베이나이트나 부분 베이나이트 열처리를 충분히 큰 2차 경도 최대치(secondary hardness peak)를 나타내는 공구강에 적용함에 의해, 그리고 최대 경도 최대치가 발생하는 온도 아래의 온도에서 담금질(quenching)이나 한 번 이상의 조질(tempering) 후에 공구강 가공을 제공함에 의해, 가공을 위해 충분히 낮은 경도를 만드는 것이 발생할 수 있다. 그리고 가공 후에, 또는 그 일부는, 오스테나이트화 온도 아래 온도에서 최소 한 번의 응력 제거, 질화 또는 조질을 적용하는 것은 원하는 경도를 제공한다.
그 대신에, 마텐자이트 열처리가 행해질 수 있다. 만약 이차 경도 최대치 전의 가장 낮은 점과 최대 이차 경도의 사이의 경도 기울기가 크다면 이건 이점이다.
한 가지 베이나이트 열처리의 추가적인 장점은 그들은 급속한 담금질 율로 얻을 수 있다는 것이다. 또한 몇몇 공구강에 대해서는 유사한 미세구조 홈(trough)에 두꺼운 부분을 산출할 수 있다. 지연 베이나이트 변형을 갖는 몇몇의 공구강에 대해서는 완벽하게 등가인 베이나이트 미세구조 홈에 매우 두꺼운 부분을 얻게하는 것이 가능하다.
베이나이트는 만약 변형이 충분히 낮은 온도에서 발생한다면 아주 고순도(fine)가 될 수 있고 높은 경도와 인성을 산출할 수 있다. 많은 응용은 탄력 인성이든 또는 파괴 인성이든 인성을 요구한다. 플라스틱 사출(injection) 응용에서는 자주 얇은 벽(내구성이 있는 횡단면에 의해)은 고압에 걸리기 쉽다. 그 벽 벽들이 높을 때 중요한 순간은 자주 작은 반경을 갖는 베이스에서 발생하고, 그래서 높은 수준의 파괴인성이 필요하다. 뜨거운 작업 응용에서, 강들은 자주 극심한 열 사이클에 종속되어, 모서리에 균열을 이끌거나,또는 표면에 열 피고 균열(heat checking)을 이끈다. 그러한 균열의 빠른 확산을 막기 위해서는 그 강들이 작업 온도에서 최대한 높은 파괴 인성을 갖는 것이 또한 중요하다. 그러한 응용에서 순수한 마텐자이트 구조를 얻기 위해, 베이나이트 변형 키네틱스(kinetics)를 지연시키는 적절한 합금을 통해서, 또는 냉각률을 증가시키고 균열을 피하기 위한 방법의 개발을 통해서 많은 노력이 이루어졌다. 저자들은 인성에 대해 무엇이 아주 유해한지, 그리고 특히 파괴 인성이, 후자의 작은 양에도 마텐자이트와 베이나이트의 혼합물임을 주목했다. 하지만 만약 베이나이트가 유일한 상으로 존재하고, 또는 최소한 우세한 상이고, 그리고 특히 만약 베이나이트가 만족스럽게 낮은 베이나이트라면 아주 높은 인성값이 얻어질 수 있고, 또한 고온에서 파괴인성도 얻을 수 있을 것이다. 저자들은 또한, 더 높고 더 거친 베이나이트에서 조차도, 합금 수준이 충분히 높고 적절한 조질 전략이 따른다면, 대부분의 거친 시멘타이트는 미세한 탄화물과, 특히 높은 온도에서 얻어지는 좋은 인성값으로 대체될 수 있다는 것을 주목했다. 언급한 것처럼, 마텐자이트 열처리는 자주 주물의 두께가 두꺼운 부분에서는 획득하기 어렵거나 또는 그들은 다른 특성에 해로운 합금을 포함할 수 있다.
발명가들은, 쉽게 모양을 만들 수 있고, 강, 자주 공구강 또는 공구를 짓는데 사용될 수 있는 강의 제조에 존재하는 담금질과 관련된 예측할 수 없는 변형 없이 여전히 높은 작업 경도를 나타내는 재료를 획득하기 아주 편리한 방법을 깨달았고, 인도 뒤 다량의 경도가 오스테나이트 아래 온도를 포함하고 어떤 특별히 빠른 냉각을 요구하지 않는 열처리를 통해서 증가할 수 잇는 조건으로 인도된다. 인도 조건은 침입형 마텐자이트 및/또는 부분 베이나이트 또는 부분적으로 조질을 한 미세구조를 제외한 위에서 언급한 것들의 임의의 것을 포함할 것이다.
도 1은 이 발명에 따른 강의 담금질 그래프.
이 발명 내에서 공구강 또는 응용전 가공하기 쉽고 그리고 나서 열처리를 적용함에 의해 보다 높은 성능의 미세구조로 그것을 변환할 수 있는 조건에서 가공 과정을 수행해야 하는 임의의 강을 얻는 것이 가능하며, 이 열처리는 오직 오스테나이트화 온도 아래의 온도만을 포함하고 그리고 빠른 냉각율을 요구하지 않고, 제어 가능하고 작은 뒤틀림을 제공한다.
공구는, 특히 공구 제작 비용이 큰 역할을 하는 큰 공구는 자주 예열된 공구강으로부터 가공된다. 그 이유는 많은 경우에 많은 양의 가공이 포함되기 때문이며, 고경도 공구강(pre-hardened tool steels)이 좋은 절삭성(machinability)을 갖는 것이 중요하다. 이런 목적때문에, 이런 강들은 자주 S, Ca, Bi 및 Pb 같은 원소를 첨부해서 절삭성을 향상시킨다. 게다가 자주 그들은 균질(homogeneous)의 미세구조를 탄화물의 크기와 분포 의미에서 제공한다. 가장 중요한 것은 그들이 고경도인 경도 수준은, 빠른 재고 해소(stock removal) 속도로 가공이 수행될 수 있다는 것이다. 비록 가공 기술은 개선을 멈추지 않고, 아직 빠른 재고 해소가 가능한 경도 수준이 계속해서 증가하여도, 일반적으로 좋은 경도 수준은 빠른 절삭성을 위해 < 40 HRc 이고 드문 수준도 45 HRc 을 초과하지 않는다. 아마 48 HRc는 최대의 타당한 한계일 것이다. 하지만 많은 응용에서는 40 HRc(각각 45 HRc 또는 48 HRc)는 충분하지 않고 고경도 강은 많은 응용을 위해 아주 높지 않은 생산성과 연관되어 있다. 더 높은 기계적 특성을 필요로 하는 응용에서는, 다른 방법이 보통 사용되고, 이것은 금형 제작에 더 많은 비용이 든다는 것을 뜻하며, 나중에 더 높은 금형 성능(흔히 내구력 면에서)을 통해 회복된다. 이 방법은, 재료가 무른, 소둔된 상태에서의 거친 가공, 열처리 그리고 마무리 가공(반드시 열처리 도중 발생한 변형을 보상해야 한다)을 의미한다. 마무리 가공은 이미 딱딱한 그 재질과 함께 발생하고 그래서 비교적 더 어렵고 비용이 비싸다.
어떤 고경도 공구강은, 경도가 고정되어서 나중에 표면 처리나 코팅이 보다 낮은 돈도에서 적용될 수 있도록(변형 및 경도 손실을 피하기 위해) 충분히 높은 조질 온도를 갖게 선택되며, 그런 방법으로 금형의 마찰 성능이 증가한다. 이 발명에 따른 공구강은 두 가지의 제조 방법으로 혜택을 본다. 이 공구강은 경도 측면에서 가공도중 빠른 재고 해소를 위해 고경도 공구강으로서 제공이 되고, 그리고 재료는 담금 과정의 제어되지 않는 변형이 없이 우수한 상태의 경도로 이끌었다. 경도 증가를 얻기 위해서 요구되는 것은 조질같은 열처리다. 왜냐하면 보통 경도 혼자서는 적절한 특성이 아니고, 다른 열처리 조합이 이 발명이 적용될 수 있는 모든 공구강에 바람직할 것이기 때문이다(열처리 조합은 인도 전에, 오스테나이트화 온도 처리 또는 처리가 수행된 후에 수행되는 더 낮은 경도처리를 말한다.) 이 조합들의 몇몇을 위해, 이 처리의 마지막 부분과 관련된 변형은, 작거나 또는 충분히 높은 재생능력(reproducibility)으로, 임의 차원의 수정 가공을 높은 경도 수준에서 반드시 필요로 하지는 않는다. 이러한 경우에는 높은 성능 수준으로 강을 가져오는 처리, 또는 그것의 일부분은 질화, 도금, 응력 제거…와 같이 또 다른 필요한 과정의 결과로서 만들어질 수 있다. 또한 특히 중가공(heavy machining)을 갖는 부분에 대해서, 높은 경도 조건에서(가공 중 섬유 절단 때문에 예상할 수 없는 가능한 변형을 바로잡기 위해) 가공을 위해 일부 여분의 재고를 남기는 동안 응력제거와 함께 이 처리가 일어나도록 하는 것이 가능하다.
유리하게, 세공을 위해 사용 가능한 공구강 또는 강, 또는 일반적인 강은, 2차 경도 최대치를 뜨임곡선(tempering curve)에서 상당히 낮은 경도를 주어진 보다 낮은 조질 온도점에서 갖는다. 이 발명의 강들에 대해서, 뜨임곡선의 최대 2차 경도 피크와 2차 경도 피크로 이끄는 조질 온도보다 더 낮은 조질 온도에서의 최저 경도점 사이의 이 최대 경도 기울기는, 보통 적어도 4 HRc, 자주 7 HRc 초과, 바람직하게는 8 HRc 초과, 더 바람직하게는 적어도 10 HRc 여야 한다. 최종 경도가 상당히 높은 응용에서는, 지시된 단계들을 따를 때, 위에서 기술한 바와 같이 최소 15 HRc 그리고 바람직하게는 18 HRc 초과 또는 20 HRc 초과하는 경도 기울기를 얻는 것이 바람직하고 이 발명 안에서도 얻을 수 있다.
이 발명은, 경도가 조질로서 동작하며 낮은 온도(오스테나이트화 아래) 열처리로 끌어올릴 수 있을 때, 넓은 범위의 응용에 특별히 관심이 있다. 대부분의 응용에서는 48 HRc를 초과하는 경도가 바람직하다. 높은 기계적 내구성(mechanical resistance)을 필요로 하는 응용은 보통 50HRc 또는 52HRc가 얻어질 수 있고, 높은 표면 압력(예로 냉간인발(cold drawing) 또는 열간인발(hot drawing) 응용)에서 주름이 생길 때)을 가지고 있는 응용에 대해서는 54HRc 또는 56HRc가 얻어질 수 있다. 그리고 절삭이나 인발 응용에서는 자주 60 HRc 초과 그리고 62 HRc 초과하는 것이 바람직하다. 높은 마모가 생기는 응용에서는 64 HRc 초과 그리고 67 HRc 초과하는 것이 바람직하다. 이런 경도 수준은 다음에 나타낸 단계들을 따르면 이 발명에서 달성할 수 있다.
이 발명은 합금화 그리고 적절하게 선택된 미세구조의 조합에 근거하고 있다. 열처리 그리고 이런 열처리들이 어떻게 적용되는지가 또한 아주 중요하다. 이 발명의 많은 응용에 대해서, 바람직한 미세구조는 탁월한 베이나이트로서, 최소 50% vol%, 바람직하게는 65% vol%, 더 바람직하게는 76% vol% 그리고 더 바람직한 것은 92% vol% 초과이며, 이것은 미세구조의 타입이 두꺼운 부분에서 얻는 것이 더 쉽고 그리고 또한 미세구조가 적절한 조질 위에서 보통 최고의 2차 경도 차이를 나타내고 있기 때문이다.
베이나이트 체제에서 제한된 경화능을 나타내는 재료와 함께 특히 두꺼운 부분을 필요로 하는 몇몇 응용에서는, 고온의 베이나이트가 바람직할 것이며, 그 이유는 그것이 오스테나이트화 뒤에 강을 냉각할 때 형성하는 첫 번째 베이나이트이기 때문이다. 이 문서에서 고온 베이나이트는 TTT 다이어그램에서의 베이나이트 코(bainite nose)에 대응하는 온도보다 더 높은, 그러나 페라이트(ferritic)/펄라이트(perlitic) 변환이 끝나는 온도보다 낮은 온도에서 형성되는 임의의 미세구조를 언급하나, 그러나 그것은 문헌에서 언급한 바와 같이 더 낮은 베이나이트는 배제하며, 또한 베이나이트 코보다 높은 온도에서의 등온 처리(isothermal treatment)에서 적은 양으로 형성할 수 있다. 크고 쉬운 경화능을 욕하는 응용에 대해서는, 고온 베이나이트가 베이나이트의 주된 타입이 되어야 하며 그래서 모든 베이나이트로부터 바람직한 것은 적어도 50% vol%, 바람직하게는 65% vol%, 더 바람직하게는 75% vol% 그리고 더 바람직하게는 85% vol%를 초과하여 고온 베이나이트가 되는 것이다. 금속학에서 잘 알려진 것같이, 베이나이트는, 오스테나이트가 열동력학적 평형(thermodinamical equilibrium) 하에서 냉각되지 않을 때의 분해 생성물(decomposition products) 가운데 하나다. 그것은 비확산 과정이기에 고운 비층상구조(non-lamellar structure)와 전위가 풍부한(dislocation-rich) 페라이트로 이루어진다. 베이나이트에 있는 페라이트에서의 전위의 높은 농축은 이 페라이트를 보통때보다 더 딱딱하게 만든다. 자주 고온베이나이트는 매우 높은 베이나이트(Upper Bainite)가 될 것이고, 이것은 베이나이트 영역 안에서 고온 범위에서 형성되는 코어서 베이나이트 미세구조에 대해 언급하고 있고, TTT 온도-시간-변환 다이어그램에서 보이며, 이 다이어그램도 또한 강 조성에 좌우된다. 발명자들이 발견한 것은, Upper Bainite를 포함하여 고온 베이나이트의 인성 증가시키는 방법은 알갱(grain)이 크기를 줄이는 것이고, 그래서 이 발명에 대해서는 Tough Upper Bainite가 요구될 때 ASTM 8 이상 또는 바람직하게는 10 이상 그리고 더 바람직하게는 13 이상이 유리하다는 것이다. 발명자들이 또 알게된 것은, 놀랍게도 높은 인성값이, 시멘타이트가 눌려지고, 강하게 줄어들고 및/또는 그 형태가 더 고운 주름(lamellar)으로 변화거나 또는 시멘타이트가 알멩이(globulized)가 될 때의 미세조직을 사용할 때 고온 베이나이트와 함께 얻어질 수 있다는 것이다. 잔류 오스테나이트를 포함하는 베이나이트에 대해 같은 것이 잔류 오스테나이트 상의 형태에 대해 적용된다. 이것은 이 발명에서 Tough High Temperature Bainite라고 한다: 작은 알갱이 크기의 고온 베이나이트 및/또는 낮은 시멘시멘타이트 베이나이트 및/또는 고운 주름 또는 구형태의 고온 베이나이트. 몇몇 응용에서는 분명히 바람직한 것은 고온 베이나이트의 대부분을 60%가 넘는 체적 부분에 또는 바람직하게는 78% 초과, 그리고 더 바람직하게는 88% vol% 초과의 강인한 고온 베이나이트가 되게 하는 것이다. 이 발명자는 특별히 실리콘 함량이 낮은 합금 (1% 미만, 특히 0.6% 미만, 그리고 더욱 특별하게는 0.18% 미만)에 대해, 구형 베이나이트(globular bainite)의 함량이 높은 경우, 매우 높은 탄력성을 가지게 되어 여러 가지 활용에 유익한 것을 발견했다. 이러한 경우, 전체 베이나이트의 34% 이상, 바람직하게는 55% 이상, 보다 바람직하게 72% 이상, 또는 보다 바람직하게 88% 이상이 구형으로 되는 것이 바람직하다. 어떤 경우에는, 모든 베이나이트가 구형이 되는 것도 가능하다. 일반적으로 고온 베이나이트의 경우, 상기한 바와 같이 작은 결정립과 결합되면, 예상치 못한 높은 수치의 파괴 인성도 얻을 수 있다. 몇몇 용도에서는 페라이트 및/또는 펄라이트가 일부 포함돼 있어도그다지 문제될 것이 없다. 대부분의 경우, 페라이트(ferrite)/펄라이트(perlite)가 없거나 최대 2%, 또는 5%를 초과하지 않는 것이 바람직하다. 페라이트/펄라이트 함량이 보다 높아도 별 문제가 없는 경우라면 최대10% 또는 18%까지도 포함될 수 있다. 베이나이트 미세 조직에서 일반적으로 마텐자이트가 존재하면 파괴인성이 저하된다. 파괴인성이 그다지 중요하지 않은 경우, 베이나이트와 마텐자이트의 비율에는 제한이 없으나, 파괴인성이 베이나이트가 주를 이루는 미세 조직에 있어 상당히 중요한 경우, 마텐자이트가 부재(absence)하거나, 최대 2%까지, 또는 가능하게는4%까지만 존재하는 것이 바람직하다. 일부 조성에서는 8% 또는 심지어 17%의 마텐자이트를 포함할 수 있지만, 높은 파괴 인성 수준을 유지해야만 한다.
만일 두꺼운 횡 단면적에서, 낮은 온도에서 높은 파괴 인성을 얻어야 할 경우, 주로 베이나이트 열처리 범위 내에서 이 발명의 강에 대해 따라야 할 두 가지 방법이 있다. 어떤 합금이라도 마텐자이트 변환 온도(transformation temperature)를 보증할 수 있는 강의 온도는 충분히 낮다(보통 400℃ 미만, 바람직하게는 340℃ 미만, 보다 바람직하게는 290℃ 미만, 나아가 240℃ 미만까지). 입도가 극도로 작은 베이나이트(fine bainite)를 얻기 위해서는 종종 매우 느린 변환 속도론(kinetics)이 수반되는 경우도 있으나, 변환온도는 220℃ 미만, 바람직하게는 180℃ 미만, 나아가 140℃ 미만까지 여야 하며, 안정적이고 바람직하지 않은 구조(페라이트/펄라이트, 상부 베이나이트)로의 모든 변환 속도록은 충분히 낮아야 한다(10%의 페라이트/펄라이트 변환를 위해서는 적어도 600 초, 바람직하게는 10%의 페라이트/펄라이트 변환를 위해 1200 초 이상, 더욱 바람직하게는 10%의 페라이트/펄라이트 변환를 위해 2200 초 이상, 그리고 더욱 바람직하게는 10%의 페라이트/펄라이트 변환를 위해 7000 초 이상. 또한 20%의 베이나이트로의 변환를 위해 400 초 이상, 바람직하게는 20%의 베이나이트 변환를 위해 800 초 이상, 보다 바람직하게는 20%의 베이나이트 변환를 위해 2100 초 이상, 그리고 가장 바람직하게는 20%의 베이나이트를 위해 6200 초 이상).
다른 방법으로는, %C, %N 및 %B와 합금을 이루는 성향이 Fe 보다 높은 원소에 대한 합금 성분은 충분히 높게 선택되어야 한다. 탄소 친화력(affinity)이 철보다 높은 원소들은 가장 중요한 것이 Hf, Ti, Zr, Nb, V, W, Cr, Mo이며 이 문서에서는 이들을 "강한 탄화물 형성재(carbide former)"로 정의한다(이 정의는, 종종 Cr, W, 그리고 Mo 및 V 조차 강한 탄화물 형성재로 언급되지 않는 문헌의 가장 일반적인 것과 일치하지 않으므로 특별한 주의를 요함). 탄소 친화력이 철보다 높은 원소들은 탄화철(iron carbide)이 생성되기에 앞서 각각의 탄화물(carbides) 또는 그 화합물(combinaton)을 먼저 형성하며, 이러한 탄화물 또는 그 화합물을 이하에서는 합금 탄화물(alloyed carbides)이라 정의한다. 특성은 탄화물 자체에 따라 달라질 수 있다. 이하에서 특별한 경우들을 특수한 특성에 따라 적절하게 기술한다. 이런 의미에서, 가장 중요한 것은 %Moeq, %V, %Nb, %Zr, %Ta, %Hf의 존재이며 이보다 중요도가 덜한 것은 %Cr 및 기타 모든 탄화물 형성재의 존재다. 가끔씩 탄소 친화력이 철보다 높은 원소들의 합이 4 중량%를 초과하는 것이 존재할 것이며, 바람직하게는 6.2%, 보다 바람직하게는 7.2% 그리고 8.4% 조차 초과하는 것이 존재할 것이다. 이 발명의 바람직한 실시예에서는, %Moeq로 나타낸 높은 이차 경도 피크가 주어지면, 가끔씩 4.2% 이상, 바람직하게는 5.2% 이상 그리고 6.2% 조차 초과하는 것이 존재할 것이다. 같은 방식으로 %V를 사용할 수 있으며 이때 종종 0.2%이상이 사용되고, 바람직하게는 0.6% 이상, 보다 바람직하게는 2.4% 이상 그리고 가장 바람직하게는 8.4% 이상 조차 사용된다. 마지막으로, 만일 일차 탄화물이 응용에 유해하지 않고 가격이 허락하면 매우 강한 탄화물 형성재(%Zr+%Ta+%Nb+%Hf)가 0.1%를 초과하는 양이 사용될 것이고, 바람직하게는 0.3%, 그리고 가장 바람직하게는0.6%조차 초과하여 사용할 수 있다. 적어도 30% vol%의 탄화물, 바람직하게는 35% vol%, 보다 바람직하게는 40% vol%, 그리고 보다 바람직하게는 45% vol% 이상의 탄화물 조차 탄화물의 모든 금속 성분 중 철을 적어도 50% at%, 바람직하게는 55% at%, 보다 바람직하게는 60% at%, 그리고 보다 바람직하게는 75% at% 이상 조차 포함한다. 이렇게 하면 보통 최종 사용자 측에서 수행되는 저온(AC1 미만) 열처리 공정의 적용 이후 원하는 경도의 증가를 가져온다.
추가적으로, 최종 입도 크기(final grain size)의 조질(refining)로 이끄는 어떠한 가공열처리(thermo-mechanical treatment)도 유익하며 특히 우세 베이나이트 열처리(predominantly bainitic heat treatment)가 유익한데 그 이유는 그러면 그 효과가 거칠기 개선뿐만 아니라 경화능(hardenability)의 증가에도 있기 때문이다. 같은 방법이 입도 경계(grain boundaries)에서의 탄화물 석출(carbide precipitation)을 피하기 위한 처리에 적용된다. 그러한 처리는 예를 들면, 우선, 1,020℃ 이상의 고온에서 오스테나이트 결정립(austenite grain) 크기(이는 확산 프로세스이며 온도가 높을 수록 요구되는 시간이 줄어들기 때문에 이러한 고온에서는 재결정화 없이도 기계적 변형(mechanical deformation)을 통한 변형률(strain)이 발생할 수 있으나 재결정화는 피할 수 있다)를 거칠어지게 할 수 있다. 이후, 강은 안정적인 미세구조(microstructure) (페라이트/펄라이트, 그리고 가능한 한 많은 베이나이트)로 변형되는 것을 피하고 탄화물 석출을 피하기에 충분할만큼 빨리 냉각된다. 최종적으로, AC1에 가까운 온도에서 강의 응력(stress)이 제거된다. 이것은 최종 열처리에서 특히 우세 베이나이트의 경우, 매우 미세한 결정립의 핵 생성(nucleation)을 촉진할 것이다. 만약 저경도 가공(hardness machining) 후 담금질을 통해 경도를 상당 수준으로 증가시킬 수 있을만큼 이차 경도 피크가 높은 경우라면 우세 마텐자이트 조직(predominantly martensitic structures) 또한 이 발명에서 바람직할 수 있다. "우세 마텐자이트 조직"은 적어도 50% vol%의 침입형 마텐자이트(interstitial martensite), 바람직하게는 65% vol%의 침입형 마텐자이트, 보다 바람직하게는 78% vol%의 침입형 마텐자이트, 그리고 더욱 바람직하게는 88% vol%를 초과하는 침입형 마텐자이트로 이루어지는 미세 조직을 의미한다. 잔류 오스테나이트(retained austenite) 역시 담금질 공정 중 분해되면서 원하는 경도 증가로 이끌 수 있다. 이 변환을 가장 바람직하다고 할 수는 없으나, 오히려 제어가 안되는 관련 부피 변화가 아주 심하지 않은 경우에는 이 발명의 몇몇 예에서 사용될 수 있다. 만일 잔류 오스테나이트가 거의 존재하지 않는다면 그 분해 효과 역시 적어서 합금 탄화물의 석출 또는 분리를 통해 보충되어야 한다. 전술한 의미에서, 합금 탄화물은 탄화물 생성 능력이 철보다 강한 탄화물 형성재인 금속 원소를 많이 포함되어 있다(탄화물 중 금속 성분의 총량의42% at% 이상, 보다 바람직하게는 62% at% 이상, 그리고 더욱 바람직하게는 82% at% 이상). 그러므로, 잔류 오스테나이트가 2.9% vol% 미만, 특히 2.5% vol% 미만, 그리고 나아가 1.8% vol% 미만인 경우, AC1을 초과하는 온도에서 재용해의 필요 없이, 이 출원서 및 자주 문헌에서 합금 탄화물이라 칭하는 이들의 탄화물 또는 혼합 탄화물의 형성을 허용하는 고용체(solid solution) 또는 임의의 다른 상태로 철보다 강한 탄화물 형성재가 존재해야 한다. 이 경우, 이들 강한 탄화물 형성재의 중량%는 2.2% 이상, 보다 바람직하게는 3% 이상, 그리고 보다 바람직하게는 3.8% 이상인 것이 바람직하다.
만일 잔류 오스테나이트가 52% 보다도 훨씬 많은 양이, 특별히 60% 보다 더 많이, 나아가 72% 조차 보다 더 많이 존재하면, 합금 탄화물 형성을 가능하게 하는 원소들이 생략될 수 있다. 그 중간의 경우, 강한 탄화물 형성재의 중량 퍼센트는 1.2%, 바람직하게는 1.8%를 초과, 또는 2.1%를 초과하는 것 조차 또한 충분할 수 있다.
완전한 마텐자이트 조직(fully martensitic structure)이 바람직하지만 두꺼운 부분에 대해서는 얻기가 어려워서 보통 8%까지 또는 24%까지의 베이나이트는 허용될 수 있다. 비록 일반적으로 조성(compositions)이 변할지라도, 허용 가능한 페라이트/펄라이트의 양은 베이나이트 처리시와 일치한다.
몇몇 매우 제한적인 조건하에서 매우 거칠고 낮은 베이나이트의 존재에 대해 문헌에 다수의 보고가 있고 이 조건들은 일부 응용에 대해 빈약한 마찰 성능(tribological performance)으로 이끌었다. 발명자들은 더 자세한 것은 나중에 기술하는 바와 같이 %C가 완전히 평형일 때 합금 탄화물을 이용하여 이것이 해결될 수 있음을 알게 되었다. 일반적으로 이를 위해 철보다 강한 탄화물 형성재를 2% 이상, 바람직하게는 3.2% 이상, 보다 바람직하게는 4.6% 이상, 또는 7.6%이상을 갖는것이 바람직하다. 예로서 구형 베이나이트같이 고온 베이나이트 조직 내에 인성(tough) 베이나이트 조직의 존재에 대한 문헌 보고는 거의 없으며, 그것은 거의 낮은 %C 함량과 연관되며 일반적으로 중량%로 %C < 0.2의 범위다. 이러한 구조는 이 발명의 여러 응용시 매우 바람직한 반면, 응용들의 대부분은 기계적 및 마모 특성을 얻으나 그렇게 낮은 %C 함량으로는 이 특성을 얻기가 매우 어렵다. 발명자들은 놀랍게도 이 발명에서는 상당히 높은 %C 함량에 대해서는 얻을 수 있음을 알게 되었다. 이 발명의 특이성은 인성 고온 베이나이트와 동시에 0.21wt% 초과, 바람직하게는 0.26% 초과, 보다 바람직하게는 0.31% 초과, 훨씬 더 바람직하게는 0.34% 초과, 그리고 가장 바람직하게는 0.38%를 훨씬 초과하는 중량 %C를 갖는 것이다. 이를 달성하기 위한 방법은, 공칭(nominal) %C의 - 강에 포함된 총 %C의 이론값 - 일부가 오스테나이트가 베이나이트로 변환하는 데에 참여하지 않게 하는 것이다. 그렇게 하기 위한 하나의 효과적인 방법은 변환 직전 및 변환 중 일부 %C를 탄화물에 결합시키는 것이다. 이것의 달성은, 오스테나이트화 중 모든 탄화물이 용해되지 않게 하거나 냉각 제어를 수행하여 베이나이트 변환 전에 탄화물이 침천되도록 하는 것이다. %C가 낮은 마텐자이트를 얻고자 할 경우에도 이 전략이 채택될 수 있다. 이러한 면에서 이 발명의 일부 응용시, 베이나이트 및/또는 마텐자이트 변환 전에 형성된 탄화물 형태의 공칭 중량 %C가 5% 이상, 바람직하게는 8% 이상, 보다 바람직하게는 12% 이상, 훨씬 바람직하게는 23% 이상을 갖는 것이 유리하다. 마텐자이트 및/또는 베이나이트 변환 도중 탄화물 형성만이 그것을 막는 유일한 방법이 아니라면, 마텐자이트 및/또는 베이나이트 변환에 참가하여 섞이는 공칭 %C를 차지하는 것이 더 명확하다. 이는 미세조직 기준인데 그 이유는 미세 조직의 자세한 분석은, 마텐자이트 및/또는 베이나이트와 다르고 공칭 %C로부터 빠질 수 있고, 최종적으로 몇 퍼센트를 나타내는지를 보여줄 수 있 모든 상(phase)의 %C를 제공하기 때문이다. 그래서 일부 응용시 바람직한 것은, 마텐자이트 및/또는 베이나이트가 강의 공칭 C%의 88% 미만, 바람직하게는 80% 미만, 보다 바람직하게는 72% 미만, 훨씬 더 바람직하게는 강의 공칭 C%의 66% 미만을 차지하는 것이다. 다른 일부 응용시 바람직한 것은, 마텐자이트 및/또는 베이나이트가 강의 공칭 C%의 88% 미만, 바람직하게는 80% 미만, 보다 바람직하게는 72% 미만, 훨씬 더 바람직하게는 담금질된 강의 공칭 C%의 66% 미만을 차지하는 것이다. 야금학 용어로 강의 조성은 보통 Ceq로 나타내는데 이는 탄소 자체, 또는 공칭 탄소뿐 아니라, 보통 B, N인 강의 육면체 구조 유사한 효과를 미치는 모든 원소를 고려한 구조의 탄소로 정의된다.
두 가지 바람직한 미세 조직이, 평형률 보다 더 빠르게 오스테나이트 상으로부터 냉각될 때 발생하는 비확산 과정 수단에 의해 형성되는 불평형 상의 준안정(metastable) 미세 조직으로 알려져 있다. 오스테나이트의 면심격자 육면체 구조로부터 침입한 자리(intertial places)에 자리잡은 탄소는 조직으로부터 빠져 나가기에 충분한 시간이 부족한데 이것은 빠른 냉각과 전단 응력(shear stress)을 야기하는 조직에 대부분이 남아있기 때문이고, 이 전단 응력은 결국 냉각율과 강 조성에 따라 베이나이트 또는 마텐자이트 조직으로 이끈다. 담금질(quenching) 직후 그러한 구조들은 자주 더 깨지기 쉬우며, 연성(ductility) 및/또는 인성을 일부 회복시키는 하나의 방법이 그들을 담금질(tempering) 하는 것이다. 이 출원서에서 템퍼링한 마텐자이트 (대부분 침입형) 및 템퍼링한 베이나이트라가 언급되는데 이는 형성 이후 (담금질 과정 중) 어떤 형태로든 열처리된 마텐자이트 및/또는 베이나이트를 의미한다. 이 가열은 우선 조직의 이완(relaxation)을 이끌고, 탄소 원자의 이동이 뒤따르고(이 결과로 흔히 미세 조직에 문헌에서는 특별히 트루스타이트(troostite) 또는 소르바이트(sorite)...라는 이름이 부여된다), 만약 있으면 잔류 오스테나이트의 변형이 이루어지고, 합금 탄화물의 석출 및/또는 형태 변화(morphology change) 및 다른 것 가운데 어떠한 유형의 합금 탄화물(시멘타이트(cementite) 및 합금 탄화물 포함)의 재용해가 뒤따른다. 어떤 메카니증이 실제로 발생하고, 강조성에 어느 정도로 발생하는지는 강의 조성, 원래의 미세 조직, 적용되는 담금질 사이클의 온도 및 시간에 달려있다. 그래서 담금질(quenching)(마텐자이트 및/또는 베이나이트의 형성) 이후 임의의 가열은 이 출원서에서 언급된 것처럼 담금질(tempering) 된 마텐자이트 및/또는 담금질 된 베이나이트로 이끈다. 이 발명의 실시동안 자주 제강 중 담금질(tempering)(다수일 수 있음)이 일어날 수 있으며, 강으로 어떠한 구성품 또는 공구를 제조하는 과정에서 또 다른 담금질(다수일 수 있음)이 일어날 수 있다. 이 단락 서두에서 언급한 바와 같이 사용되는 담금질의 온도 및 시간에 따라 방출되는 탄소의 양이 다르고 상이한 메카니즘이 포함될 것이고 이는 상이한 미세 조직을 야기하며 종종 이는 강의 경도에까지 영향을 미친다. 이 목적 때문에, 강은 또한 자주 그들의 담금질 그래프에 언급되고 이 그래프에는 온도에 대한 경도의 변화가 그려져 있다(도 1을 볼 것). 일반적인 반응은 담금질의 첫 단계에서 경도의 하락으로 이루어지고 이후 만약 다른 것 가운데에서 잔류 오스테나이트 및/또는 합금탄화물의 형성이 일어나면 경도가 증가한다. 이 발명에서 이른바 최대 이차 경도 피크에 관심이 갈 것이고, 이 피크는 담금질 그래프에서 탄화물 및 다른 석출물의 결정립 조대화(coarsening) 및/또는 재용해로 인해 다시 경도가 감소하기 전 증가하여 최고치에 도달한다.
이 발명의 강 제품 제조 방법은 다음의 단계들을 포함한다:
(a) 다음의 성분 중 적어도 하나를 갖는 강조성을 준비하고, 모든 백분율은 중량 백분율임:
%Ni < 1% 또는
%Cr > 4% 또는
%C >= 0.33% 또는
%Mo > 2.5% 또는
%Al < 0.6% 또는
W, Zr, Ta, Hf, Nb 중 적어도 하나 >= 0.01% 또는
S, P, Bi, Se, Te 중 적어도 하나 >= 0.01%,
(b) 선정된 조성의 가열시(AC1) 오스테나이트 형성이 시작되는 임계 온도 결정.
(c) 상기 강을 Ac1 이상의 온도로 가열하고 냉각하는 것을 포함하는 강에 열처리를 제공하.
바람직하게는, 이 방법은 추가로 적어도 50% vol%의 베이나이트로 이루어지는 미세 조직에 의해 특징지어진다. 다른 실시예는 적어도 50% vol%의 침입형 마텐자이트, 2.5-60% vol%의 잔류 오스테나이트의 존재, 철보다 강한 탄화물 형성재가 고용체에 2 중량% 이상의 존재로 이루어지는 미세조직을 더 포함한다. 또 다른 실시예는 적어도 50% vol%의 침입형 마텐자이트, 2.5% vol% 미만의 잔류 오스테나이트의 존재, 철보다 강한 탄화물 형성재가 고용체에 3% wt% 이상의 존재로 이루어지는 미세 조직을 더 포함한다.
이 발명에 의한 방법의 또 다른 실시예가 더 포함하는 것은: 적용된 열처리로 강의 담금질 그래프를 결정, 최대 이차 경도 피크 온도 미만로 강을 응력 제거 또는 담금질, 강 기계 가공 공정 및 4 HRc 이상의 경도 증가에 해당하는 담금질 그래프에 따른 온도까지 가열 위에 이루어지는 열처리 적용.
이 발명은 특별히 핫 스탬핑 툴링(hot stamping tooling)용 강을 얻는데 적합하다. 이 발명의 강은 플라스틱 사출(injection) 툴링용에 사용할 때 특히 잘 작동한다. 이들은 또한 다이 캐스팅(die casting) 응용을 위한 툴링에도 적합하다. 이 출원서의 강에 대한 또 다른 관심분야는 판재(sheets) 또는 다른 연삭재(abrasive) 부품의 인발(drawing) 및 절삭(cutting)이 있다. 또한 이 발명의 강에 대해 아주 관심있는 것은 단조(forging) 응용, 특히 밀폐형 단조(closed die forging)에 응용하는 것이다. 또한 이 발명의 강을 의학, 영양학, 약학용 툴링의 응용도 특별한 관심사다.
이 발명은 특별히 높은 열전도도를 지닌(열전도도가 35 W/mK, 바람직하게는 38 W/mK, 보다 바람직하게는 42 W/mK, 보다 바람직하게는 48 W/mK, 그리고 훨씬 바람직하기는 52 W/mK를 초과) 강을 사용할 때 특별히 매우 적합하며, 이는 그들의 열처리가, 형상이 크거나 또는 복잡한 구조를 갖는 다이에 특별히 자주 복잡하기 때문이다. 그러한 경우, 이 발명의 사용은 상당한 비용 절감을 이끌 수 있다. 이 발명의 바람직한 실시예에 따르면, 강, 특별히 높은 열전도도를 지닌 강은 다음 조성을 가질 수 있고, 모든 백분율은 중량 백분율로 표시된다:
%Ceq = 0.16 - 1.9 %C = 0.16 - 1.9 %N = 0 - 1.0 %B = 0 - 0.6
%Cr < 3.0 %Ni = 0 - 6 %Si = 0 - 1.4 %Mn = 0 - 3
%Al = 0 - 2.5 %Mo = 0 - 10 %W = 0 - 10 %Ti = 0 - 2
%Ta = 0 - 3 %Zr = 0 - 3 %Hf = 0 - 3 %V = 0 - 4
%Nb = 0 - 1.5 %Cu = 0 - 2 %Co = 0 -6,
나머지는 철과 미량 원소(trace element)이며, 여기서
%Ceq = %C + 0.86 * %N + 1.2 * %B.
특징은,
%Mo + ½ · %W > 2.0.
위와 같은 구성은 이 발명을 청구항 1항 및 3항의 제한 없이 형성한다.
이 특허의 의미에서 미량 원소는 임의의 원소를 의미하며, 달리 나타내면 2% 미만이다. 몇몇 응용에서, 미량 원소는 1.4% 미만이 바람직하며, 0.9% 미만이 보다 바람직하고, 때때로 0 78% 미만이 훨씬 더 바람직하다. 미량 원소로 간주될 수 있는 원소들은 H, He, Xe, Be, O, F, Ne, Na, Mg, P, S, Cl, Ar, K, Ca, Sc, Fe, Zn, Ga, Ge, As, Se, Br, Kr, Rb, Sr, Y, Tc, Ru, Rh, Pd, Ag, Cd, In, Sn, Sb, Te, I, Xe, Cs, Ba, La, Ce, Pr, Nd, Pm, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb, Lu, Re, Os, Ir, Pt, Au, Hg, Tl, Pb, Bi, Po, At, Rn, Fr, Ra, Ac, Th, Pa, U, Np, Pu, Am, Cm, Bk, Cf, Es, Fm, Md, No, Lr, Rf, Db, Sg, Bh, Hs, Mt 단독 및/또는 이들의 조합이다. 몇몇 응용시 몇몇 미량원소 또는 미량원소들이 일반적으로 특별히 관련성 있는 특성(그것은 가끔씩 열전도도 및 인성에 대한 경우 될 수 있는 것처럼)에 대해 아주 나쁜 영향을 끼칠 수 있다. 그런 응용시엔, 미량 원소를 0.4% 미만으로, 바람직하게는 0.2% 미만, 보다 바람직하게는 0.14% 미만 또는 나아가 0.06% 보다 훨씬 적게 포함하는 것이 바람직할 것이다.
모든 가능한 조성 중 주의를 기울여야 하는 조성은 범위 내에서 이 발명에서 기술한 미세 조직을 얻을 수 있는 조성이라는 점을 분명히 해야 한다. 상기한 조성 범위 내 일부 더 작은 범위는 어떤 응용시에 특별히 중요하다. 예를 들어, %Ceq 함량의 경우, 0.22%, 또는 0.33%의 최소치를 가지는 것이 바람직하다. 반면, 열 전도도가 높은 응용에 대해서는 %C를 1.5% 미만, 바람직하게는 0.9% 미만을 유지하는 것이 좋다. %Ceq는 마텐자이트 변환이 시작되는 온도를 낮추는 데 강한 효과를 가지며, 그래서 높은 %Ceq 값은, 높은 내마모성(wear resistance) 응용 또는 미세한 베이나이트를 얻고자 하는 응용 시에 바람직할 것이다. 그러한 경우, Ceq의 최소치가 0.4%, 때로는 0.5% 초과, 그리고 0.8%를 훨씬 초과하는 것이 바람직하다. 만일 마텐자이트 변환 온도를 낮추는 몇몇 다른 원소가 존재하는 경우(예를들면 %Ni 처럼) 더 낮은 Ceq로 얻는 것과 동일한 효과를 얻을 수 있다 (위에서 기술한 것과 동일한 수준). 또한, 최대 열전도도를 위해서는 %Moeq (%Mo + ½·%W) 수준이 더 높아야 하며, 보통 3.0% 초과, 종종 3.5% 초과, 바람직하게는 4% 초과, 또는 4.5%를 훨씬 초과한다. 그러나 %Moeq 의 높은 수준은 베이나이트 변환 시간을 줄이는 경향이 있다. 또한, 만약 열전도도를 최대화할 필요성이 있으면, 조성 범위 내에서 더 낮은 %Cr, 보통 2.8% 미만, 바람직하게는 1.8% 미만, 그리고 0.3%에 훨씬 미만이 좋다. 오스테나이트가 페라이트/펄라이트로 분해되는 속도(kinetics)를 늦춤으로써 경화능을 높이는 원소들에 특별히 주목해야 한다. 이러한 측면에서 매우 효과가 좋은 것이 %Ni 및 다소 더 적은 %Mn이다. 그래서 두꺼운 부분에 대해 종종 최소 %Ni 함량 보통 1%, 바람직하게는 1.5%, 훨씬 바람직하게는 3%를 갖는 것이 바람직하다. 만약 이 목적을 위해 %Mn이 선택되면, 동일한 효과를 얻기 위해서는 더 많은 양이 요구된다. %Ni의 경우의 약 두 배의 양이 필요하다. 서비스하는 동안 400℃를 초과하는 온도에 도달하는 강의 응용시, 다른 것들 가운데 담금질 저항성(tempering resistance)을 높이는 경향이 있고 고온에서의 열 확산계수에 긍정적인 영향을 끼치는 특별한 효과(odd effect)를 나타내는 %Co를 존재시키는 것은 매우 흥미로울 수 있다. 비록 일부 조성에서는 0.8%의 양이 충분할 수 있지만 보통은 최소한 1.0%, 바람직하게는 1.5%, 그리고 어떤 응용에서는 2.7%를 갖는 것이 바람직하다. 또한, 내마모성이 중요한 응용에 대해서는, 강한 탄화물 형성재를 사용하는 것이 유리하며, %Zr+%Hf+%Nb+%Ta 수치가 0.2% 초과, 바람직하게는 0.8%, 훨씬 바람직하게는 1.2%를 초과해야 한다. 또한, %V는 좋은 탄화물 형성재로서 미세한 콜로니(colonies)를 형성하는 경향이 있으나, 앞의 몇몇 보다 높은 열 전도율을 갖지만, 열 전도도가 높아야 하나 아주 높은 것을 요구하지 않고, 내마모성과 인성 모두가 중요한 응용시에는, 0.1% 초과, 바람직하게는 0.3%, 그리고 가장 바람직하게는 0.55%를 훨씬 더 초과하는 것이 사용될 것이다. 매우 높은 내마모성 응용을 위해서는, 1.2% 초과, 또는 2.2%를 훨씬 초과하는 함유향을 갖고 사용될 수 있다. 다른 원소들도 존재할 수 있으나, 특별히 이 발명의 목적에는 영향을 거의 끼치지 못하는 것들이다. 일반적으로, 다른 원소들 (특별히 언급되지 않은 원소들)의 총합은 2% 미만, 바람직하게는 1%, 보다 바람직하게는 0.45%, 그리고 0.2% 에 훨씬 미만인 것을 갖는 것이 기대된다.
또한, 그러한 종류의 강에 대해서는 담금질같은 대단히 높은 최종 온도(경도 증가를 위한 열처리의 최종 단계)가 사용되고, 이 온도는 50 HRc를 초과하는 경도치가 선택될 때 조차 종종 600℃를 초과한다. 이 발명의 강에서, 47 HRc의 경도, 때때로 52 HRc 초과, 그리고 종종 53 HRc 초과하는 경도를 얻는 것은 일반적이며, 특별히 그들의 내마모성에 따라 특별히 이롭다고 여겨지는 실시형태에서는, 590℃ 를 초과하는 한 번의 담금질 주기로 54HRc 초과, 그리고 종종 56 HRc를 초과하는 경도가 가능하고, 8 mm2/s 초과, 종종 9 mm2/s 초과, 또는 10 mm2/s를 초과하는, 특별히 처리가 잘 되었을 때는 심지어 11 mm2/s 초과, 12 mm2/s 를 훨씬 초과, 때때로 12.5mm2/s를 초과하는 높은 열 확산에 의해 특징지어지는 낮은 산란 구조(scattering structure)를 낳는다. 46 HRc 초과, 50 HRc를 훨씬 초과하는 경도를 600℃를 초과, 종종 640℃를 초과, 가끔씩 660℃를 훨씬 초과하는 최종 담금질 사이클로 달성할뿐아니라, 10 mm2/s를 초과 또는 12 mm2/s 를 훨씬 초과, 특별히 잘 처리될 때는 14 mm2/s 초과, 15 mm2/s를 훨씬 초과하고 때때로 16mm2/s 를 초과하는 높은 열확산에 의해 특징지어지는 낮은 산란 구조를 나타낸다. 그러한 합금들은 담금질 온도를 낮춤으로써 훨씬 높은 강도를 제공할 수 있으나, 대부분의 의도적인 응용에서는, 높은 내마모성이 매우 바람직하다. 높은 탄소와 높은 합금을 갖는 몇몇 아주 특별한 실시예에서 볼 수 있듯이, 경질 입자(hard particles)의 높은 체적비 및 8mm2/s 초과와 일반적으로 9mm2/s를 초과하는 열 확산계수에 의해 특징지어지는 낮은 산란 구조를 갖고 60 HRc 를 초과하는 경도로 이끄는 것이 이 발명에서는 가능하다.
이 발명의 바람직한 실시예에 따르면, 강은 이하의 조성을 가질 수 있고, 모든 백분율은 중량 백분율을 의미한다:
%Ceq = 0.15 - 3.0 %C = 0.15 - 3.0 %N = 0 - 1.6 %B = 0 - 2.0
%Cr > 4.0 %Ni = 0 - 6.0 %Si = 0 - 2.0 %Mn = 0 - 3
%Al = 0 - 2.5 %Mo = 0 - 15 %W = 0 - 15 %Ti = 0 - 2
%Ta = 0 - 3 %Zr = 0 - 3 %Hf = 0 - 3 %V = 0 - 12
%Nb = 0 - 3 %Cu = 0 - 2 %Co = 0 - 6,
나머지는 철과 미량 원소로 이루어지며 여기서,
%Ceq = %C + 0.86 * %N + 1.2 * %B.
이 조성은 청구항 1항 및 3항의 제한없이 발명을 형성한다.
모든 가능한 조성 중 주의를 기울여야 하는 조성은 범위 내에서 이 발명에서 기술한 미세 조직을 얻을 수 있는 조성이라는 점을 분명히 해야 한다. 상기한 조성 범위 내 일부 더 작은 범위는 어떤 응용시에 특별히 중요하다. 예를 들어, %Ceq 함량의 경우, 0.22%, 바람직하게는0.28%, 더 바람직하게는 0.34%의 최소치를 가지고, 내마모성이 바람직하게는 0.42%, 훨씬 더 바람직하게는 0.56%일 때가 바람직하다. 매우 높은 수준의 %Ceq가 관심을 끌며, 이는 마텐자이트 변환이 시작되는 낮은 온도때문이다. 그러한 응용은 %Ceq 최대 수준이 1.2%, 바람직하게는 1.8% 그리고 훨씬 더 바람직하게는 2.8%인 것에 호의를 갖는다. 인성이 매우 중요한 응용은, 더 낮은 %Ceq 함량에 호의를 갖으며, 따라서 최대 수준은 0.9% 미만, 바람직하게는 0.7%, 그리고 매우 높은 인성에 대해서는 0.57% 미만에 머물러야 한다. 비록 4%Cr로도 현저한 주변 환경 저항성(ambient resistance)을 얻을 수 있으나 보통은 보다 높은 수준의 %Cr가 추천될 수 있고, 일반적으로 8% 초과, 또는 10%를 훨씬 초과한다. 염화물(chlorides)의 것과 같은 일부 특별한 공격에 대해서, 크게 추천될 수 있는 것은, 강 내에 %Mo를 포함시키며, 보통은 2% 초과, 그리고 3.4%를 훨씬 초과하는 것이 이 의미에서 뚜렷한 효과를 제공한다. 또한, 내마모성이 중요한 응용에 대해서는 강한 탄화물 형성재를 사용하는 것이 유리하며, 따라서 %Zr+%Hf+%Nb+%Ta 는 0.2% 초과, 바람직하게는0.8%, 그리고 1.2%를 훨씬 더 초과해야 한다. 또한, %V는 좋은 탄화물 형성재로서 아주 미세한 콜로니(colonies)를 형성하는 경향이 있으나 몇몇 형성재들보다 열 전도율이 높지만, 열 전도도가 높아야 하지만 아주 높은 것을 요구하지 않고, 내마모성과 인성이 둘다 중요한 응용에서는, 일반적으로 그것은 0.1% 초과, 바람직하게는 0.54%, 그리고 1.15%를 훨씬 더 초과하는 함량과 더불어 사용될 것이다. 매우 뛰어난 내마모성 응용에 대해서는 6.2% 초과, 또는 8.2%를 훨씬 초과하는 함량과 더불어 사용될 수 있다. 다른 원소들도 존재할 수 있고, 특별히 이 발명의 목적에는 특별히 영향을 거의 끼치지 못한다. 일반적으로, 다른 원소들 (특별히 언급되지 않은 원소들)의 2% 미만, 바람직하게는 1%, 보다 바람직하게는 0.45%, 그리고 0.2% 에 훨씬 미만되는 것을 갖는 것이 기대된다.
위에서 기술된 강들은, 개선된 주변 환경 저항성을 갖는 강을 요하는 응용에 대해, 특히 높은 수준의 기계적 특성을 원하고, 제작 및 관련 왜곡에 대한 열처리 관련 비용(시간과 돈의 항에서 모두)이 중요할 때 특별히 관심을 가질 수 있다.
이 발명의 또 다른 바람직한 실시예에 따르면, 강은 다음의 조성을 가질 수 있고, 모든 백분율은 중량 백분율을 의미한다:
%Ceq = 0.15 - 2.0 %C = 0.15 - 0.9 %N = 0 - 0.6 %B = 0 - 0.6
%Cr > 11.0 %Ni = 0 - 12 %Si = 0 - 2.4 %Mn = 0 - 3
%Al = 0 - 2.5 %Mo = 0 - 10 %W = 0 - 10 %Ti = 0 - 2
%Ta = 0 - 3 %Zr = 0 - 3 %Hf = 0 - 3 %V = 0 - 12
%Nb = 0 -3 %Cu = 0 - 2 %Co = 0 - 12,
나머지는 철과 미량 원소이며 여기서,
%Ceq = %C + 0.86 * %N + 1.2 * %B.
이 조성은 청구항 1항 및 3항의 제한 없이 발명을 형성한다.
모든 가능한 조성 중 단지 주의를 기울여야 하는 조성은 범위 내에서 이 발명에서 기술한 미세 조직을 얻을 수 있는 조성이라는 점을 분명히 해야 한다. 위에서 언급된 조성 범위 내의 몇몇 더 작은 범위는 어떤 응용에 대해서는 특별한 중요하다. 예를 들어, %Ceq 함유량에 대해서 말한다면 0.62%, 바람직하게는 0.83%, 보다 바람직하게는 1.04%의 최소치를 갖는 것이 바람직하며, 극심한 내마모성이 중요할 때는, 바람직하게는 1.22%, 보다 바람직하게는 1.46%, 그리고 1.64%를 훨씬 초과하는 것이 바람직하다. 매우 높은 수준의 %Ceq가 관심을 끄는데, 이는 마텐자이트 변환이 시작되는 낮은 온도때문이며, 그러한 응용이 선호하는 %Ceq 의 최대 수준은 1.8%, 바람직하게는 2.4%, 그리고 더 바람직하게는 2.8%이고, %Cr은 두개의 특별 관심 영역을 갖는다: 3.2% - 5.5% 그리고 5.7% - 9.4%. 제2경도 피크에서 경도 기울기를 증가시키기 위해서 크게 추천하는 것은 강에서 %Moeq를 존재시키되 종종 2.4% 초과, 바람직하게는 4.2% 초과 그리고 10.2%를 훨씬 초과하도록 하여 이 의미에서 상당한 효과를 제공하는 것이다. 또한 내마모성 도는 열전도도가 중요한 응용시에 유리한 것은 강한 탄화물 형성재를 사용하는 것이며, 그러면 바람직스러운 것은 %Zr+%Hf+%Nb+%Ta가 0.1%, 바람직하게는 1.3%, 그리고 더 바람직하게는 3.2%를 초과해야만 하는 것이다. 또한 %V는 아주 단단한 탄화물의 아주 미세한 컬러니를 형성하는 경향이 있는 우수한 탄화물 형성재이며, 그래서 내마모성과 인성이 둘 다 중요할 때는 함량이 1.2%, 바람직하게는 2.24%, 그리고 더 바람직하게는 3.15%를 초과하도록 사용하는 것이 일반적일 것이다. 아주 높은 내마모성 응용에 대해서는 6.2% 또는 10.2%보다 훨씬 높은 함량으로 사용할 수 있다. 특히 이 발명의 목적에 거의 영향을 주지않는 다른 원소들이 존재할 수 있다. 일반적으로 기대되는 것은 다른 원소들(특별히 언급되지 않은 원소들)이 2%미만, 바람직하게는 1%, 더 바람직하게는 0.45% 그리고 더 바람직하게는 0.2% 미만을 갖는 것이다. 내마모성의 달성을 위해 철보다 더 강한 탄화물 형성재를 갖는 것은 중요하며, 특히 더 많은 비용효과가 더 광범위한 방법으로 더 자주 사용되고, 특히 일반적으로는 %Cr+%W+%Mo+%V+%Nb+%Zr이 4.0% 바람직하게는 6.2% 더 바람직하게는 8.3% 그리고 훨씬 바람직하게는 10.3%를 초과하는 것이다.
위에서 기술된 강은 매우 높은 내마모성을 갖는 강을 요구하는 응용시에, 특히, 높은 수준의 경도가 요구될 수 있고, 그것을 실행 또는 관련된 왜곡에 대한 열처리(시간과 돈 두가지 항목에서)와 관련된 비용이 중요할 때 특별히 관심을 끈다.
이 발명의 또 다른 바람직한 실시예에 따르면 강은 다음 조성을 가질 수 있고, 모든 백분율은 중량퍼센트로 표시된다:
%Ceq = 0.2 - 0.9 %C = 0.2 - 0.9 %N = 0 - 0.6 %B = 0 - 0.6
%Cr = 0.0 - 4.0 %Ni = 0 - 6.0 %Si = 0.2 - 2.8 %Mn = 0.2 - 3
%Al = 0 - 2.5 %Mo = 0 - 6 %W = 0 - 8 %Ti = 0 - 2
%Ta = 0 - 2 %Zr = 0 - 2 %Hf = 0 - 2 %V = 0 - 4
%Nb = 0 - 2 %Cu = 0 - 2 %Co = 0 - 6,
나머지는 철과 미량 원소로 이루어지며 여기서.
%Ceq = %C + 0.86 * %N + 1.2 * %B.
의 특징은
%Si + %Mn + %Ni + %Cr > 2.0, 또는
%Mo > 1.2, 또는
%B > 2 ppm
위와 같은 구성은 청구항 1항 및 3항의 제한없이 발명을 형성한다.
모든 가능한 조성으로부터 그 범위 내에서 이 발명에서 기술된 미세 조직을 얻을 수 있는 것들만 관심이 있음을 분명히 해야 한다. 위에 언급된 조성 범위 내 일부 더 작은 범위는 특별한 응용시에 특히 중요하다. 예를 들어, %Ceq 함유량에 있어서는 0.22%, 바람직하게는 0.28%, 보다 바람직하게는0.32%, 그리고 더욱 바람직한 것은 3.6%의 최소치를 갖는 것이다. 매우 높은 수준의 %Ceq가 관심을 끌며, 이는 마텐자이트 변환이 시작하는 낮은 온도때문이며, 그러한 응용은 0.6%, 바람직하게는 0.8%, 그리고 훨씬 바람직하게는 0.9%의 %Ceq 최대 수준을 선호한다. %Cr은 특별히 두 범위에 관심이 있다: 0.6%-1.8% 및 2.2%-3.4%. 특별한 실시예는 또한 2%의 %Cr을 선호한다. 이차 경도 피크의 경도 기울기를 늘리기 위해서 크게 추천되는 것은 강 내에 %Moeq를 포함시키는 것이며, 종종 0.4% 이상, 바람직하게는 1.2% 이상, 보다 바람직하게는 2.2% 이상은 이 의미에서 중요한 효과를 제공한다. 이 발명의 특별한 응용에서 고용체에 대부분 남아있는 원소들은 가장 대표적인 것인%Mn, %Si 및 %Ni이 아주 중요하다는 것이다. 고용체에 주로 남아있는 모든 원소의 총합이 0.8%, 바람직하게는 1.2%, 보다 바람직하게는 1.8%, 그리고 2.6%를 초과하는 것이 바람직하다. 확인되는 바와 같이 %Mn 와 %Si 둘 다 존재할 필요가 있다. %Mn의 양은 종종 0.4% 초과, 바람직하게는 0.6% 초과, 훨씬 바람직하게는 1.2%를 초과하여 존재한다. 특별한 응용에 대해서는, Mn이 1.5%인 것이 흥미롭다. %Si는 더욱 중요한데 그 이유는 상당량이 존재할 때 시멘타이트의 조대화를 지연시키는데 크게 기여하기 때문이다. 그러므로, %Si의 양은 종종 0.4%, 바람직하게는 0.6%, 그리고 0.8%를 초과하여 존재할 것이다. 시멘타이트에 미치는 영향을 추구하는 경우 함량이 더 높으며, 종종 1.2%를 초과, 바람직하게는 1.5%, 그리고 더 바람직하게는 1.65%를 초과한다. 또한, 내마모성 또는 열전도도가 중요할 때의 응용에 대해서유리한 것은 강한 탄화물 형성재를 사용하는 것이며, 그러면 %Zr+%Hf+%Nb+%Ta가 0.1%, 바람직하게는1.3%, 그리고 더 바람직하기는 2.2%를 초과하여야 한다. 또한, %V는 좋은 탄화물 형성재로서 매우 단단한 탄화물의 아주 미세한 콜로니를 형성하는 경향이 있으며, 그래서 내마모성과 인성 둘 다 중요할 때에는, 함유량이 0.2% 초과, 바람직하게는 0.4%, 그리고 훨씬 바람직하게는 0.8%를 초과하여 사용되는 것이 일반적일 것이다. 아주 높은 내마모성을 위해서는, 1.2% 초과 또는 2.2% 를 초과하는 함량을 사용할 수 있다. 특별히 이 발명의 목적에 거의 영향을 끼치지 않는 다른 원소들이 존재할 수 있다.
일반적으로 기대되는 것은, 다른 원소들(특별히 언급되지 않은 원소들)의 2% 미만, 바람직하게는 1%, 보다 바람직하게는 0.45%, 그리고 훨씬 바람직하게는 0.2% 미만을 갖는 것이다. 확인되는 것처럼, 그러한 응용을 위해 요구되는 기계적 특성을 얻기 위한 주요한 원소들이 존재할 필요가 있고, 그래서 %Si+%Mn+%Ni+%Cr은 2.0% 초과, 그리고 훨씬 바람직하게는 2.2% 초과, 더 바람직하게는 2.6% 초과, 그리고 훨씬 바람직하기는 3.2%를 초과해야 한다. 몇몇 응용에서는 흥미로운 것이 %Cr을 %Mo로 대체하는 것이며, 이는 이차 경도 피크 및 강을 손상시킬 가능성이 있는 개선된 잠재적 열전도도에 대한 높은 효과에 기인하며, 같은 한계가 적용된다. %Si+%Mn+%Ni+%Mo > 2.0% 의 대안으로는, 1.2%를 초과, 바람직하게는 1.5% 초과, 그리고 훨씬 바람직하게는 2.2%를 초과하는 양이 존재할 때는 %Mo의 존재가 단독으로 다루어진다. 비용이 중요한 응용에서 특별히 이로운 것은,식 %Si + %Mn + %Ni + %Cr를 %Si + %Mn로 대체시키는 것이고, 그러면 같은 선호 제한(preferential limits)이 적용될 수 있으나, 다른 합금 원소가 존재하는 경우에도 %Si+%Mn > 1.1%, 바람직하게는 1.4%, 또는 1.8%를 훨씬 초과하도록 하는 것같이 더 낮은 한계도 사용될 수 있다. 몇몇 응용에서, %Ni가 적어도 1%인 것이 바람직하다. 이런 종류의 강에 대해, 마텐자이트 변환 시작(Ms)에 가까운 온도에서의 인성 베이나이트 처리는 매우 흥미로우며(종종 70% 또는 이의 초과, 바람직하게는 70% 이상, 그리고 더, 또는 훨씬 바람직하게는 82% 이상의 오스테나이트 변환가 520℃ 미만에서, 바람직하게는 440℃, 보다 바람직하게는 410℃, 또는 훨씬 바람직하게는 380℃ 미만에서 이루어져야 하며, 그러나, 마텐자이트 변환 시작 [Ms] 아래인 50℃ 미만이어서는 안된다). 가공을 위해 경도를 낮추기 위해서는 하나 또는 다수의 긴 템퍼링 사이클이 시멘타이트 분리 및 시멘타이트 융합(coalescence) 부근에서, 크롬 탄화물 석출(대안으로는 몰리브덴 탄화물)이 사용될 수 있다. 실제의 온도는 조성에 달려있으나 종종 380 과 460℃ 사이다.
또한 위에서 언급한 강은 대형 플라스틱 사출 공구 제조에 적용 될 수 있으며, 특별히 높은 기계적 저항성과 인성을 갖는 매우 저렴한 가격의 강을 필요로 하는 응용에 관심이 있다. 특별히 이 발명의 출원서는 또한 이외에도, 높은 인성과 상당한 항복(yield) 강도를 갖는 저렴한 강을 요구하는 다른 응용에도 관심이 있다. 응용시 강이 보다 단단한 표면을 요하고, 질산 또는 코팅 단계가 경화 단계와 일치하게 만들어질 때 그것은 특별히 유리하다.
이 발명의 매우 흥미로운 측면은, 상당한 가격 절감으로 이끌며, 경화 상태에서 요구되는 가공량이 최소화되거나 또는 필수적인 경질상 가공량을 줄이거나 제거될 수 있을 때 주어진다. 이는 높은 경도에서의 가공은 비용이 많이 들기 때문이다. 이 발명은, 오스테나이트화 경화 밑의 몇몇 저온 열처리와 관련된 작은 변형 양이 주어지면, 그렇게 하는 것을 허락한다. 가장 중요한 것은, 그것은 고려될 수 있고, 보다 부드러운 상태에서 가공하는 동안 보상될 수 있다는 이유에서 그 변형은 높게 재현될 수 있고 등방성(isotropic)을 갖는다는 것이다. 조성과 열처리 전략은, 열처리의 마지막 부분(tranche) 동안 변형이 경화상태에서의 가공을 피할 수 있을 정도로 작게 잘 선택되어야 하며, 이 경화 상태는 서브-오스테나이트화(sub-austenitization) 온도 경화 열처리를 질화 또는 다른 표면 처리와 일치시키기 위해 일치하도록 만드는 것을 허락한다. 하나의 예시로서, 이 발명의 많은 강에 대해서, %Cr과 %Si가 낮고 %Moeq가 오히려 높을 때, 그리고 베이나이트 처리가 선택될 때, 보통 재료는 낮은 템퍼링 온도에서 수축할 것이고 최대 이차 경도 피크에 가까운 온도 가까이 팽창하며, 높은 온도에서 다시 수축하며, 그래서 만약 그 재질이 담금질되지 않았거나 아주 낮은 온도에서 막 담금질이 되었으며, 최대 2차 경도를 낳는 온도를 초과하는 온도를 찾는 것은 가능하며, 위 최대 2차 경도는 열처리(팽창으로 수축을 보상)의 마지막 부분에서 거의 어떤 변형도 일으키지 않는다. 그래서 그것은 이 발명의 강의 특별한 실행이고, 강은 담금질(quenching) 이후 대규모 가공(템퍼링과 함께 또는 템퍼링 없이)을 위해 충분히 낮은 경도가 제공될 수 있고, 열처리의 최종 경도 증가부가 적용될 때 강은 아주 조금의, 재현 가능한 등방성 변형을 겪게 된다. 그래서 강은 얻을 수 있는 변형을 특징으로 하고, 가열 처리 중 서브-오스테나이트화 온도 경화부에서 0.2% 미만, 바람직하게는 0.1% 미만, 보다 바람직하게는 0.05% 미만, 그리고 훨씬 바람직하게는 0.01% 미만이다. 또한 서로 다른 두 방향으로의 변형의 차이인 변형 등방성은 60% 초과, 바람직하게는 72% 초과, 종종 86% 초과, 그리고 훨씬 바람직하게는 98% 초과한다. 재현성과 관련해서 이 발명의 특별한 실행과 함께 가능한 것은, 경화 과정의 최종부에서 변형의 재현성을, 60% 초과, 바람직하게는 78% 초과, 종종 86% 초과, 그리고 훨씬 바람직하게는 96% 초과하여(두개의 선택된 동일한 처리와 함께 하나의 동일한 방향에서 발생한 변형의 백분율 차이로서 재현성이 측정된다) 얻는 것이 가능하다는 점이다
실제로 이 발명의 많은 강들의 하나의 주된 면은, 원하는 작업 경도를 얻은 이후에 오스테나이트화 하는 것을 요구함이 없이, 많은 양 조차 쉽게 가공할 수 있는 것이며, 이것은 석출 경화(precipitation hardening)가 발생하지 않는 강에서다. 그러므로, 오스테나이트화를 포함하는 처리의 첫 부분 이후 낮은 강도를 갖는 것이 중요하다. 보통 48 HRc은 아직 상당히 빠른 터닝(turning)을 요구하나, 만약 총형 밀링(form milling)이 포함되면, 경도는 45 HRc를, 바람직하게는 44 HRc를 초과해서는 안되며, 그리고 훨씬 바람직하게는 42 HRc 미만이어야 한다. 만약 연마(honing) 또는 나사 깎기(screw tapping) 같은 몇몇의 보다 복잡한 작동(operation)이 수행되어야 한다면, 바람직한 것은 얻을 수 있는 경도는 40 HRc 미만, 바람직하게는 38 HRc 또는 더 바람직하게는 36 HRc 미만이다.
늘 오스테나이트화 온도 미만인 열처리의 마지막 부에 포함되는 온도들은, 몇몇 응용에서 중요한 역할을 한다. 예를 들어, 일부 응용에서 바람직한 것은 그런 온도를 가능한한 높이는 것이며, 그 응용들은 뜨임 저항성(tempering resistance) 또는 고온 뜨임과 관련된 높은 안정성으로부터 이득을 얻기 때문이다. 그래서 그런 응용에 대해서 바람직한 것은, 만약 600℃를 초과, 바람직하게는 620℃, 보다 바람직하게는 640℃, 그리고 훨씬 바람직하게는 660℃를 초과하는 온도가 포함되어도 작업 경도를 얻을 수 있는 능력을 갖는 것이다. 반면에, 일부 응용은 표면 열처리를 위해 고용된 보통 온도에서 마지막 부의 경화 주기를 위한 온도를 갖는 것에서 이익을 얻으며, 특별히 허용가능한 낮은 변형 또는 충분히 높은 변형 안정성이 이 처리와 함께 일어날 때다. 이러한 온도는 예를 들어 480℃, 500℃와 540℃ 사이, 그리고 560℃이다.
이 발명의 강들이, 열처리와 같은 저온 뜨임을 통해 경도를 높일 수 있는 하나의 방법은, 강의 인도 순간에 올바른 형태의 탄화물이 존재한다고 가정하는 것이며, 그래서 적어도 모든 탄화물 중 30% vol%, 바람직하게는 35% vol% 이상, 보다 바람직하게는 42% vol%, 그리고 더욱 보다 바람직하게는 58% vol% 를 초과하는 것이, 적어도 탄화물의 모든 금속 성분에 대해 50% at%, 바람직하게는 55% at%, 보다 바람직하게는 62% at%, 그리고 더욱 보다 바람직하게는 73% at%를 초과하는 철을 갖는 것이다. 또 다른 가능한 방법은, 인도 순간에 강의 수분이 합금 탄화물의 70% 미만, 바람직하게는 65% 미만, 보다 바람직하게는 58% 미만, 그리고 훨씬 바람직하게는 언급된 합금 탄화물의 42% 미만임을 확인하는 것이고, 이 언급된 합금 탄화물은 예를들면, Themo-Calc 또는 MTDATA 같은 상 평형 소프트웨어 패키지에 대한 시뮬레이션에 따라 선택된 조성과 함께 얻어질 수 있다.있다(최대 vol% 가능).
경도 증가는 열처리의 마지막 부에서 합금 탄화물의 석출을 통해 얻어지지만, 이는 또한 잔류 오스테나이트의 변환 결과일 수도 있다. 이 발명의 많은 조성에서, 마텐자이트로부터 시멘타이트의 분리는 450℃ 근처 온도에서 일어나고, 이는 경도의 감소를 이끌며, 경도의 감쇠는 종종 이 발명에서, 낮은 경도 가공 인도 조건을 제공하기 위해 사용된다. 뜨임 그래프에서 가장 낮은 이 경도점은 300℃만큼 낮아질 수 있고, 540℃만큼 높아질 수 있다. 시멘타이트와 탄소의 이 발명 용해가 고용체 안으로 들어가는 이 발명에서 모든 가능한 미세조직에 대해 열처리의 마지막 부에서 보다 높은 온도에서의 뜨임은, 합금 탄화물의 분리 또는 석출에 기여할 수 있으며, 이 합금 탄화물은 탄화물 형성 원소들(Cr, Mo, W, V, Nb, Zr, Ta, Hf …)을 포함하는 탄화물이며, 종종 이들 원소 및 예로서 철같은 다른 것들을 포함하는 혼합된 탄화물이다. 이 탄화물들은 종종 M7C3, M4C3, MC, M6C, 및 M2C로서 석출된다. 이것이 나타나는 온도는 종종 400℃ 초과, 450℃, 보다 바람직하게는 480℃, 그리고 훨씬 바람직하기는 540℃를 초과한다. 경도 증가에 기여하는 이 발명의 일부 조성과 함께 이익을 얻을 수 있는 또 다른 메카니즘은 잔류 오스테나이트의 용해다.
유용한 탄소는, 즉 탄화물 형태로 어떤 다른 원소와 결합되지 않은 그리고 고용체에서 발견될 수 있고 발견되지 않을 수도 있는 탄소일 뿐만아니라 합금 탄화물의 속성은 일단 적절한 뜨임이 적용되면 경도 증가의 양에 영향을 미칠 것이다.
많은 가공이 강에 의해 수행되어야 하고, 아직 아주 많은 작업 경도가 바람직할 때 이 발명이 특별히 유익함은 분명하다. 실제로 이 발명은, 최종 형상을 얻기 위해 만약 강 블록의 원래 무게의 10%를 초과해서 제거되어야 한다면, 특별히 유익하며, 26% 초과하여 제거되어야 할 때 더욱 유익하며, 그리고 54% 초과하여 제거되어야 할 때 훨씬 유익하다. 대부분의 가공은 오스테나이트화 및 하나 이상의 뜨임과 같은 주기를 포함하는 열처리의 처음부와 열처리의 마지막부 사이에서 보통은 일어날 것이다. 사실, 종종 적어도 총 가공의 32%가 이 상태에서 일어날 것이고, 종종 총 가공의 54% 초과가, 100%가 아닐 때는 총 가공의 82% 초과가 이 상태에서 일어날 것이다. 일부 사례에서는, 예를 들면 특히 어려울 때 긴 구멍 또는 어떤 다른 종류의 가공처럼 오스테나이트화를 포함하는 열처리의 부분에 앞서 어떤 가공을 수행하는 것이 유리할 수 있다. 전에 언급했듯이, 경질 상태에서 가공이 아주 자주 일어나지만, 보통은 적은 양으로 그것의 더 높은 가격이 주어진다.
높은 수준의 경도와 내마모성을 얻는 것은 때때로 이 발명에서 바람직하며, 경질 입자(hard particles)의 상당히 높은 수준의 체적 함유율(volume fraction)을 사용해야만 한다. 경질 입자(탄화물, 질화물(nitrides), 붕소화물(borides) 및 이들의 혼합물)의 체적 함유율은 종종 3% 초과, 바람직하게는 4.2% 초과, 보다 바람직하게는 5.5% 초과, 그리고 일부 높은 마모 응용에 대해서는 8%를 초과한다. 효과적인 내마모성과 지나치게 작지 않은 인성을 갖기 위해서는 1차 경질 입자의 크기가 매우 중요하다. 발명자들은, 주어진 경질 입자의 체적 함유율에 대해, 경질 입자의 크기가 증가할 때, 재료의 전체 탄력(resilience)이 감소하는 것을 예상했던 바와 같이 관찰했다. 더욱 놀랍게도, 경질 입자의 크기가 증가할 때 만약 입자 자신들의 파괴 인성(fracture toughness)이 유지되면, 전체 파괴 인성이 증가하는 것도 관찰되었다. 연마 내마모성(abrasive wear resistance)과 관련해서는, 경질 입자가 연마제(abrasive agent)에 대해 효과적이지 않은 경질입자 크기의 임계치가 존재한다는 사실도 역시 관찰되었다. 이러한 임계 크기는 연마제의 크기와 정상 압력(normal pressure)에 달려있다. 연마 입자의 크기가 작은(보통 20 마이크론 미만) 일부 응용에 대해서, 1차 경질 입자의 크기를 10 마이크론 미만 또는 6 마이크론 보다 훨씬 미만으로 하되, 어느 경우에도 평균 크기가 1 마이크론 미만이 아닌 것이 바람직하다. 큰 연마 입자가 마모를 야기하는 응용에 대해서는, 큰 주 경질 입자(primary hard particles)가 바람직하다. 그러므로 몇몇 응용에 대해서는, 일부 주 경질 입자의 크기가 12 마이크론 초과, 종종 20 마이크론 초과, 몇몇 특별한 응용에 대해서는, 심지어 42 마이크론 보다 더 초과하는 것이 바람직하다.
기계적 강도가 내마모성보다 중요한 응용에 대해서는, 너무 많은 인성을 포함하지 않고 그러한 기계적 강도를 얻는 것이 바람직하며, 작은 2차 경질 입자의 체적 함유율이 매우 중요하다. 이 출원서에서 사용된 것과 같은 "작은 2차 경질 입자"란 용어는 최대 등가 직경(경질 입자 상 최대 표면을 갖는 단면과 같은 등가표면을 갖는 원의 지름)이 7.5 nm 미만을 갖는 입자이다. 그러한 응용을 위해서는, 작은 2차 경질 입자들의 체적 함유율이 0.5%를 넘는 것이 바람직하다. 고온 작업에 응용 시 기계적 특성의 포화가 약 0.6% 근처에서 발생한다고 믿어지지지만, 발명자들에 의해 관찰된 것은, 다소 낮은 온도에서 높은 플라스틱 변형 저항을 요구하는 몇몇 응용에 대해서 유익한 것은, 0.6%를 초과하는 양, 종종 0.8% 초과, 그리고 0.94%를 초과하는 양을 갖는 것입니다. 2차 탄화물의 체적 함유율과 형태(morphology)(크기 포함)가 열처리와 함께 변하므로, 여기서 나타낸 값들은 적절한 열처리와 함께 얻을 수 있는 값을 기술한다.
앞 단락에서 보면, 이 발명이 특히 관심있는 강들의 모든 가능한 조성을 그룹화 하도록 만들어질 수 있다. 물론, 범위 안의 모든 가능한 조성에 대해, 이 발명에서 기술된 미세 조직이 얻어질 수 있는 것만이 관심사다. 그 결과, 강은 다음의 조성 제한을 갖는다:
%Ni < 1% 또는
%Cr > 4% 또는
%C >= 0.33 % 또는
%Mo > 2.5 % 또는
%Al < 0.6% 또는
적어도 W, Zr, Ta, Hf, Nb, La, Ac 중 하나가 0.01% 이상 또는
적어도 S, P, Bi, Se, Te 중 하나가 0.01%이상
이 발명의 몇몇 강에 대해 많은 양의 %Ni가 바람직하나, 다른 것들에 대해서는 함량은 이 발명이 작동하기에 충분하게 낮아야 하며, 다른 대체 조성 제한들과 결합하여 %Ni < 1%가 유효한 한계이며, 바람직하게는 %Ni < 0.8, 또는 더 바람직하게는 %Ni < 0.2를 얻게될 것이다. 또한, %Cr와 관련하여, 높은 열 전도도 강은 낮은 %Cr 함량을, 종종 3% 미만, 그리고 0.1% 미만을 가질 것이나, 그들의 조성은 %Mo > 2.5% 또는 %Al < 0.6%, 또한 높은 내마모성을 나타내는 것들에 대해서는 %C >= 0.33% 같이, 이 조성의 다른 대체물들에 의해 커버된다는 것이 언급되었다. 그러나 주변 저항강(ambient resistant steel)에 대해서는 그것은 %Cr > 4% 이어야 한다. 사실, 이러한 전체적인 조성 제한에서 또한 바람직한 것은 %Cr > 5.3%, 그리고 더 %Cr > 7.2%를 갖는 것이다. 또한 바람직한 것은, %Mo > 3.2%, 그리고 더 좋은 것은, %Moeq > 2.8% 또는 바람직하게 %Moeq > 3.4 또는 더 바람직하게 %Moeq > 4.2% 같이 %Mo 대신 %Moeq를 포함하는 제한을 갖는 것이다. 또다른 관심있는 경우는, %Al의 경우로, %Al < 0.4 또는 %Al < 0.16를 갖는 것이 바람직할 것이고, 그리고 %Si와 결합하는 것도 역시 바람직할 것이며, 그 이유는 두 가지 모두 동일한 목표 즉 인성에 대한 Fe3C 형태의 부정적 영향의 감소을 줄이는 동일한 목적을 지향하고 있기 때문이다. 이러한 측면에서, %Si < 0.8, 바람직하게는 %Si < 0.4, 그리고 %Si < 0.2의 %Al 제한과 함께 추가적인 제한을 가질 수 있다. 탄소의 경우 %C > 0.36 또는 %C > 0.42를 갖는 것이 바람직할 것이다. 탄소 대신 탄소 등가 항으로 제한을 하는 것도 또한 가능하고 편리하기조차 할 것이다. 그래서, %Ceq >= 0.33, 바람직하게는 %Ceq >= 0.36 또는 %Ceq > 0.46를 갖게 될 것이다. 강한 탄화물 형성재 (W, Zr, Ta, Hf, Nb, La, Ac)가 선택된 경우, 바람직하게는 0.08% 초과, 또는 더 바람직하게는 0.16%를 초과하게 갖는 것이 바람직할 것이다. 마지막으로, 바나듐이 언급되어야 하며, 원칙적으로 이 원소는 두 가지 추가적인 이접적 제한을 추가해야하며, 이는 %V < 1, 바람직하게는 %V < 0.4, 그리고 더 바람직하게는 %V < 0.2인 높은 내마모성 없는 고열 전도성 강을 원하여 그의 존재를 제한하기 위해서다. 그리고 더 중요한 것은, 더 높은 내마모성을 요하는 응용에 대해서는, %V > 0.3, 바람직하게는 %V > 1.2 또는 더 바람직하게는 %V > 3.2를 가져야 한다.
절삭성(machinability)을 증가시키기 위해, S, As, Te, Bi 또는 Pb, Ca, Cu, Se, Sb 또는 다른 것들이 최대 함량 1%와 함께 사용될 수 있고, 최대 함량을 2%까지 가질 수 있는 Cu는 예외로 한다. 가장 일반적인 물질인 황은, 절삭성을 증가시키기 위해 보통 수준에서 복합(matrix) 열 전도도에 비교적 약간 부정적인 영향을 끼친다. 그러나 그의 존재는 Mn과 균형을 맞추어야 하며, 인성에 대해서뿐 아니라, 열전도도가 최대화 되어야할 필요가 있는 경우에 고용체에 남아있는 두 원소의 가능한 최소량에 대해서 덜 유해하도록, 모든 것을 구형 망간 이황화물(manganese bisulphide)의 형태를 갖도록 하는 시도에서다. 이 발명의 목적에는 특별히 영향을 거의 주지 않는 다른 원소들이 존재할 수 있다. 일반적으로 기대되는 것은, 다른ㄴ 원소들(특별히 언급되지 않은 원소들)의 2% 미만, 바람직하게는 1% 미만, 그리고 가장 바람직하게는 0.45% 미만 그리고 훨씬 바람직하게는 0.2% 미만을 갖는 것이다.
이 발명의 강은 어떠한 야금학적 공정을 통해서도 제조될 수 있으며, 그 중 가장 일반적인 것이 사형 주조(sand casting), 로스트 왁스 주조(lost wax casting), 연속 주조, 전기로에서의 용해,및 진공 유도 용해다. 분말 야금 공정(powder metallurgy processes)도 또한 임의 타입의 미분화(atomization) 그리고 HIP, CIP, 냉간 또는 열간 압축(cold or hot pressing), 소결(sintering)(액체상 존재 또는 비존재 그리고 소결 과정이 일어나는 방법과는 무관, 재료 전체에서, 층별로 또는 국부적인지 여부), 레이저 큐징(cusing), 분사 성형(spray forming), 열 분사(thermal spray) 또는 열 코팅(thermal coating), 저온 분사(cold spray) 같이 결국 계속해서 일어나는 압축과 함께 사용될 수 있다. 합금은 원하는 모양으로 직접적으로 얻을 수 있고, 또는 다른 야금학적 공정을 통해 개선될 수 있다. 야금학적 정련 방법(refining metallurgical processes)은 VD, ESR, AOD, VAR … 같이 응용될 수 있다.
단조(forging) 또는 압연(rolling)이 인성, 블록의 삼차원 단조 조차 증가시키기 위해 자주 사용된다. 이 발명의 공구강은 어떤 형태로든, 예를 들어, 바(bar), 와이어 또는 분말 형태로, 선재 또는 분말(납땜(solder)이나 용접용 합금으로 사용되는 다른 것들 가운데) 형태로 얻어질 수 있다. 또한, 레이저, 플라즈마 또는 전자빔 용접도 이 발명의 강으로 만들어진 분말 또는 와이어를 써서 행할 수 있다. 이 발명의 강은 또한 또다른 재질의 표면의 부분들에 응용하기 위해서는 열 분사 기술로 사용될 수 있다. 명백하게 이 발명의 강은 복합 재료의 일부로서, 예를 들면 별도의 상으로서 삽입되거나 또는 다상(multiphase) 재질의 1개 상으로서 사용될 수 있다. 또한, 이 기반(예를 들어, 기계적 혼합, 분쇄(attrition) 및 두 개 이상의 다른 재료의 후퍼(hooper)에 의한 사출(projection))을 수행하는 방법이 무엇이든 다른 상이나 입자들이 내장된 기반(matrix)으로서 사용될 때도다. 이 발명의 강들은 기능적으로 등급이 매겨진 재질의 일부가 될 수 있고, 이 의미에서, 임의의 보호 층이나 국부화 처리(localized treatments)가 사용될 수 있다. 가장 전형적인 것은 층 또는 표면 처리다.
- 마찰 성능(tribological performance) 개선: 표면 경화(레이저, 유도 …), 표면 처리(질화, 침탄(carburizing), 보러화(borurizing), 황화(sulfidizing) 및 이들의 혼합…), 코팅(CVD, PVD, 유동층(fluidized bed), 열 사출, 저온 분사, 합판법(cladding) …).
- 내식성(corrosion resistance) 증가: 경질 크롬, 팔라듐, 화학적 니켈 처리, 내식성 수지를 포함하는 졸 겔, 실제 부식이나 산화 보호를 제공하는 임의의 전해질(electrolytic) 또는 비전해질 처리.
- 기능이 외관일 때 또한 어떤 다른 기능층(functional layer)
또한 이 발명의 공구강은 높은 작업 경도(예를 들어, 높은 기계 부하나 마모 때문에)를 요구하는 부품의 제조를 위해 사용될 수 있으며, 이 경도는 원래 강 포맷으로부터의 어떤 종류의 모양 변화를 요구한다. 예로서: 단조용 금형(개방형 또는 폐쇄형 금형), 압출 가공(extrusion), 압연 가공이 있다. 이 발명은 특별히 판재(sheet)에 대한 핫 스탬핑(hot stamping)이나 핫 프레싱용 금형을 제조를 위해 나타내진다. 그의 모든 형태의 열 가소성(thermoplastics)과 열 경화성(thermosets)의 플라스틱 성형용 금형. 또한 성형 또는 절삭용 금형.
예
이 발명의 강 조성이 다른 열 작업 응용을 위해 높은 정밀성을 갖고 명시될 수 있는 방법을 몇몇 예가 나타낸다.
실험예 1
열 전도도가 높은 강(42 W/mK 초과 및 8.5 mm2/s 초과, 50 HRc에서 57 W/mK 및 13.5 mm2/s에 도달, 이 예의 모든 강에 대해 적어도 40 HRc까지는 낮은 경도를 위해 열 전도도 및 열 확산 계수(diffusivity) 증가)은 45 HRc 이하의 경도에서 인도되고 그리고 나서 경도를, 가공의 큰 부분이 일어난 뒤에 48HRc 초과로 높인다.
이 발명의 목적을 위해, 다음의 조성 범위가 사용될 수 있다:
Ceq: 0.3 - 0.6 Cr < 3.0% (바람직하게는 Cr < 0.1%)
V: 0 - 0.9%
Si: < 0.15% (바람직하게는 %Si < 0.1, 그러나 수용 가능한 수준의 산화물(oxide) 포함)
Mn: < 1.0% Moeq: 2.0 - 8.0
여기서, Moeq = %Mo+1/2 %W, 그리고
Ceq = %C + 0.86 * %N + 1.2 * %B
나머지 원소들은 최대한 적게 유지되어야 하며 어떤 경우에도 늘 0.45% 미만이 되어야 하며, 텅스텐(%Ta, %Zr, %Hf …) 그리고 %Ni, %Co 및 결국은 %Cu와 같은 일부 고용체 강화제(strengtheners)보다 강한 탄화물 형성재의 경우는 예외로 한다.
모든 값은 중량 백분율로 주어진다.
이하의 예는 얻을 수 있는 특성을 보여준다.
%C %Mo %W %V %Cr %Si %Mn 기타 인도시 경도
HRc		 최대 사용 경도
HRc
0.40 3.6 1.4 0.3 <0.01 <0.05 <0.01 - 39* 56
0.32 3.36 1.91 0.22 <0.01 <0.05 0.4 Hf, Zr, Nb, B 41* 53
0.33 3.8 1.22 0.4 <0.01 <0.05 <0.01 Hf, Zr, Nb 40* 53
0.36 3.66 1.26 0.02 <0.01 <0.05 <0.01 Zr=0.5 37** 52
0.31 3.36 1.52 0.45 <0.01 <0.05 <0.01 Hf, Zr, Nb, Co 40* 54
0.36 3.75 1.91 0.44 1.12 0.1 0.47 Hf, Zr, Nb, Co 40* 55
0.32 3.36 1.11 <0.01 <0.01 <0.05 <0.01 Hf, Zr, 38* 51
0.60 3.6 1.2 0.62 <0.01 0.14 0.54 - 44* 58
0.72 3.75 2.0 0.54 <0.01 <0.05 <0.01 Hf, Zr, Ni,Co, B 45* 52
0.34 1.6 4.5 0.1 <0.01 <0.05 <0.01 Ni 2.6 38** 52
0.31 3.2 0.8 <0.01 <0.01 <0.05 <0.01 Ni 0.8 37** 50
0.31 3.2 0.8 <0.01 <0.01 <0.05 <0.01 Ni 0.8 47*** 52
* 550℃ 미만에서 최소 1회 템퍼링한 베이나이트/마텐자이트 혼합 미세 조직을 갖고 인도된다.
**두꺼운 강 구조물에 대해서 대부분 베이나이트 미세 조직으로 인도되며, 580℃ 미만에서 템퍼링하지 않거나 한 번 이상의 템퍼링 주기가 적용되었다.
***580℃ 미만에서 템퍼링을 시행하지 않거나 한 번 이상의 템퍼링 주기가 적용된 마텐자이트 미세 조직으로 인도된다.
다른 예
%C %Mo %W %V %Cr %Si %Mn 기타 인도시 경도
HRc		 최대 사용 경도
HRc
0.17 3.3 1.1 0.10 <0.01 0.2 0.36 Hf, Zr, Co 39* 50
0.65 2.0 <0.01 <0.01 17 0.4 0.3 44*** 51
1.23 3.8 11.2 3.4 2.01 <0.05 0.21 Co 47** 62
0.98 2.66 1.26 2.02 8.01 1.05 0.17 47** 58
0.45 3.39 1.54 0.85 4.21 0.25 0.41 40* 51
0.61 3.34 1.65 0.52 5.08 0.32 0.32 Hf, Zr, Nb 44* 57
* 550℃ 미만에서 최소 1회 템퍼링한 베이나이트/마텐자이트 혼합 미세 조직을 갖고 인도된다.
**두꺼운 강 구조물에 대해서 대부분 베이나이트 미세 조직으로 인도되며, 580℃ 미만에서 템퍼링하지 않거나 한 번 이상의 템퍼링 주기가 적용되었다.
***580℃ 미만에서 템퍼링을 시행하지 않거나 한 번 이상의 템퍼링 주기가 적용된 약간의 퍼라이트 아일(perlite isles)을 포함하는 마텐자이트 미세 조직으로 인도된다.
다른 예
%C %Mo %W %V %Cr %Si %Mn 기타* 인도시 경도
HRc		 최대 사용 경도
HRc
0,29 3,36 0,1 0,002 0,019 0,04 0,022 - 40　 51　
0,28 3,59 0,6 0,003 0,02 0,04 0,025 - 　40.5 53
0,28 3,70 1,19 <0.005 0,01 0,04 0,02 - 38 　49.5
0,39 3,71 1,2 0,6 0,01 0,05 0,02 Ni 0,84, Hf, Nb,Zr 42　 53,5　
0,41 3,63 1,63 0,81 0,01 0,04 0,02 Co 3,00 42.5　 　57
0,4 1,15 0,02 0,87 8,2 0,11 0,14 Ni, Al, Co 　43 　56
0,27 3,40 1,08 <0.005 0,01 0,05 0,02 Hf 42　 　54
0,29 3,70 1,01 0,005 0,01 0,05 0,019 - 　42 　53
0,33 3,39 1,11 0,43 0,01 0,05 0,24 Nb 42　 　54
0,32 3,36 1,15 0,44 0,01 0,05 0,12 Ni 2,04 338HB　 　53
0,29 3,62 1,18 0,004 0,01 0,05 0,02 - 　40 　53
0,33 3,58 1,27 <0.005 0,01 0,05 0,14 Ni 3,09 　41 　53
0,41 3,58 1,16 0,65 0,01 0,07 0,14 Nb 43　 　54
0,33 3,64 1,1 0,46 0,01 0,05 0,26 Nb 41　 　55
0,33 3,7 1,36 0,43 0,01 0,05 0,26 Nb, Zr 　42/40 　54/53.5
0,21 3,2 1,04 0,3 0,01 0,04 0,21 - 42　 　50
0,31 3,70 2,3 <0.005 0,01 0,02 0,02 Ni 1,86 41 　50
0,37 3,90 2,0 <0.005 0,01 0,02 0,11 Ni 2,05 39　 48.5　
0,44 3,64 1,97 0,7 0,01 0,05 0,02 Co 3,00 45 56
0,43 3,73 1,8 0,69 0,01 0,05 0,02 Co 3,00 44 57
0,32 3,10 1,68 <0.005 0,01 0,04 0,09 Ni 2,96 38 52
0,29 3,60 1,09 <0.005 0,01 0,03 0,015 Hf, B, Zr 42　 　47
0.39 3.57 1.35 0.44 <0.01 <0.01 <0.01 Hf, Zr, Nb 43 53
0,32 3,1 1,7 0,030 0,1 0,1 0,17 Ni 0,017 40 50
0,356 3,900 1,400 0,484 < 0.01 < 0.05 0,058 Ni 0,470 43 51
0,353 3,810 1,410 0,461 < 0,01 < 0,05 0,061 Ni 0,481 137HB 53.5
0,326 3,680 1,490 0,440 0,0108 < 0.05 0,055 Ni 0,488 40 57.5
0,464 3,890 1,670 0,452 < 0,01 < 0,05 0,055 Ni 0,516 382HB 54.5
0,299 3,770 1,310 0,452 < 0.01 < 0.05 0,051 Ni 0,950 42 53
0,404 3,800 2,460 0,457 < 0,01 < 0,05 0,061 Ni 0,969 328HB 51.5
0,377 3,810 1,350 0,473 < 0,01 < 0,05 0,059 Ni 1,010 43 56
0,345 3,890 1,640 0,470 0,012 < 0.05 0,054 Ni 1,410 42 56
0,336 3,770 1,580 0,462 < 0,01 < 0,05 0,055 Ni 1,580 42 55
0,409 3,750 1,360 0,451 < 0,01 < 0,05 0,060 Ni 1,620 44 54.5
0,371 3,730 1,510 0,457 < 0,01 < 0,05 0,060 Ni 2,000 46 58
0,467 3,660 2,000 0,448 < 0,01 < 0,05 0,062 Ni 2,120 45 55
0,36 3,7 - 4 2,2 <0,001 < 0,02 < 0,05 1,12 Ni 2,15 43.5 54
0,401 3,670 1,690 0,450 < 0,01 < 0,05 0,062 Ni 2,560 395HB 53
0,367 3,660 1,460 0,463 < 0,01 < 0,05 0,060 Ni 2,580 44 58
0,403 3,030 1,930 0,016 0,066 <0,05 0,145 Ni 2,840 44 56
0,336 3,040 1,930 0,012 0,061 0,103 0,149 Ni 2,870 40 51
0,240 2,920 1,970 0,017 0,091 0,085 0,160 Ni 2,98 - -
0.383 3.35 1.92 <0,001 0.0327 0.119 0.117 Ni 2,98 42 53
0,350 3,020 2,070 0,018 0,094 0,080 0,150 Ni 2,99 41 52
0,32 2,81 2,10 0,080 0,120 0,000 0,210 Cu, Ni 3,00 42.5 50
0,322 3,010 1,930 0,017 0,071 <0,05 0,144 Ni 3,010 38 50
0,32 3,13 1,9 0,030 0,07 0,13 0,17 Ni 3,04 39 50
0,340 3,100 1,990 0,016 0,120 <0,05 0,135 Ni 3,07 40 51
0,371 3,660 1,390 0,465 < 0,01 < 0,05 0,066 Ni 3,070 409HB 55
0,402 3,060 2,100 0,020 0,085 <0,05 0,166 Ni 3,08 43 50
0,384 3,080 2,130 0,016 0,074 0,088 0,158 Ni 3,08 338HB 49
0,32 2,92 1,75 0,030 0,1 0,14 0,16 Ni 3,1 40 49.5
0,384 3,090 2,080 0,019 0,079 0,104 0,168 Ni 3,11 348HB 48
0,392 3,670 1,500 0,459 < 0,01 < 0,05 0,070 Ni 3,190 44 58
0,240 3,20 2,39 0,050 0,070 0,010 0,240 Ni 3,21 38 49.5
0,392 3,63 2,52 0,0216 0,0832 0,0958 0,213 Ni 3,73 40.5 51
0.8 0.25 <0.01 0 <0.01 1.59 1.98 - 40** 50
1.4 0.25 <0.01 3.0 <0.01 1.59 1.98 - 39.5** 49
0.8 0.25 <0.01 2.4 <0.01 1.59 1.98 - 42** 48.5
0.388 0.05 <0.01 0.04 <0.01 1.5 1.56 Ni 0.06 320HB** 48
0.391 0.1 <0.01 0.03 0.04 1.62 1.61 Ni 1.15 43** 49
0.388 0.09 <0.01 0.05 2.08 1.43 1.53 Ni 0.07 42** 49
0.388 0.05 <0.01 0.02 0.01 1.52 1.61 Ni 0.05 40.5** 49
*기타로서 표시된 원소들은 존재하며, 달리 표시하지 않으면 2% 미만의 양이다.
**이들 특정 조성에 대해서는, CVN은 40J를 초과하는 것이 발견되었다.

Claims (31)

  1. 잔류 오스테나이트를 포함하고 및/또는 그것의 시멘타이트가 전체적으로 고용체에 용해되지 않고 및/또는 철보다 더 강한 탄화물 형성재가 고용체에 존재하는 것을 특징으로 하는 부분적으로 베이나이트 및/또는 침입형 마텐자이트 미세 조직을 갖는 강.
  2. 제 1항에서, 적어도 다음 성분들 가운데 하나를 갖는 조성을 갖는 강:
    %Ni < 1% 또는
    %Cr > 4% 또는
    %C >= 0.33 % 또는
    %Mo > 2.5 % 또는
    %Al < 0.6% 또는
    W, Zr, Ta, Hf, Nb, La, Ac 가운데 적어도 하나가 >= 0.01% 또는
    적어도 S, P, Bi, Se, Te 가운데 적어도 하나가 >= 0.01%
  3. 제 1항 또는 제 2항에서, 상기 미세 조직이 적어도 50% vol%의 베이나이트로 이루어지는 강.
  4. 제 1항 내지 제 3항 가운데 어느 한 항에서, 상기 미세 조직은 적어도 50% vol%의 침입형 마텐자이트로 이루어지고, 그리고
    잔류 오스테나이트는 2.5-60% vol%로 존재하며, 그리고
    철보다 강한 탄화물 형성재가 고용체에 2wt% 이상 존재하는 강.
  5. 제 1항 내지 제 3항 가운데 어느 한 항에서, 상기 미세 조직은 적어도 50% vol%의 침입형 마텐자이트로 이루어지고, 그리고
    잔류 오스테낭트가 2.5% vol% 미만으로 존재하고, 그리고
    철보다 강한 탄화물 형성재가 고용체에 3wt%를 이상 존재하는 강.
  6. 제 1항 내지 제 5항 가운데 어느 한 항에서, 상기 베이나이트가 적어도 50% 고온 베이나이트이고, 바람직하게는 인성 고온 베이나이트인 강.
  7. 제 1항 내지 제 6항 가운데 어느 한 항에서, 탄소 함량중 적어도 8%가 상기 베이나이트 및/또는 침입형 마텐자이트 미세 조직에 속하지 않는 탄화물 형태로 존재하는 강.
  8. 제 1항 내지 제 7항 가운데 어느 한 항에서, 전체 탄화물 가운데 적어도 30% vol%가 탄화물의 모든 금속성분 가운데 50% at% 이상의 철을 갖는 강.
  9. 제 1항 내지 제 8항 가운데 어느 한 항에서, 상기 베이나이트 또는 침입형 마텐자이트가 템퍼링된 베이나이트 또는 템퍼링된 침입형 마텐자이트인 강.
  10. 제 1항 내지 제 9항 가운데 어느 한 항에서, 특히 높은 열 전도도의 강의 열 확산이 8 mm2/s를 초과하는 것이 특징인 낮은 산란 구조가 특징인 강.
  11. 제 3항 내지 제 10항 가운데 어느 한 항에서, 모든 백분율이 중량 백분율을 의미하는 다음의 조성을 갖는 강:
    %Ceq = 0.16 - 1.9 %C = 0.16 - 1.9 %N = 0 - 1.0 %B = 0 - 0.6
    %Cr < 3.0 %Ni = 0 - 6 %Si = 0 - 1.4 %Mn = 0 - 3
    %Al = 0 - 2.5 %Mo = 0 - 10 %W = 0 - 10 %Ti = 0 - 2
    %Ta = 0 - 3 %Zr = 0 - 3 %Hf = 0 - 3 %V = 0 - 4
    %Nb = 0 - 1.5 %Cu = 0 - 2 %Co = 0 - 6,
    나머지는 철과 미량 원소로 이루어지며, 여기서
    %Ceq = %C + 0.86 * %N + 1.2 * %B,
    특징은,
    %Mo + ½·%W > 2.0
    에 있음.
  12. 제 3항 내지 제 10항 가운데 어느 한 항에서, 모든 백분율이 중량 백분율을 의미하는 다음의 조성을 갖는 강:
    %Ceq = 0.15 - 3.0 %C = 0.15 - 3.0 %N = 0 - 1.6 %B = 0 - 2.0
    %Cr > 4.0 %Ni = 0 - 6.0 %Si = 0 - 2.0 %Mn = 0 - 3
    %Al = 0 - 2.5 %Mo = 0 - 15 %W = 0 - 15 %Ti = 0 - 2
    %Ta = 0 - 3 %Zr = 0 - 3 %Hf = 0 - 3 %V = 0 - 12
    %Nb = 0 - 3 %Cu = 0 - 2 %Co = 0 - 6,
    나머지는 철과 미량 원소로 이루어지며 여기서
    %Ceq = %C + 0.86 * %N + 1.2 * %B.
  13. 제 3항 내지 제 10항 가운데 어느 한 항에서, 모든 백분율이 중량 백분율을 의미하는 다음의 조성을 갖는 강:
    %Ceq = 0.15 - 2.0 %C = 0.15 - 0.9 %N = 0 - 0.6 %B = 0 - 0.6
    %Cr > 11.0 %Ni = 0 - 12 %Si = 0 - 2.4 %Mn = 0 - 3
    %Al = 0 - 2.5 %Mo = 0 - 10 %W = 0 - 10 %Ti = 0 - 2
    %Ta = 0 - 3 %Zr = 0 - 3 %Hf = 0 - 3 %V = 0 - 12
    %Nb = 0 - 3 %Cu = 0 - 2 %Co = 0 - 12,
    나머지는 철과 미량 원소로 이루어지며 여기서
    %Ceq = %C + 0.86 * %N + 1.2 * %B.
  14. 제 3항 내지 제 10항 가운데 어느 한 항에서, 모든 백분율이 중량 백분율을 의미하는 다음의 조성을 갖는 강:
    %Ceq = 0.5 - 3.0 %C = 0.5 - 3.0 %N = 0 - 2.2 %B = 0 - 2.0
    %Cr = 0.0 - 14 %Ni = 0 - 6.0 %Si = 0 - 2.0 %Mn = 0 - 3
    %Al = 0 - 2.5 %Mo = 0 - 15 %W = 0 - 15 %Ti = 0 - 4
    %Ta = 0 - 4 %Zr = 0 - 12 %Hf = 0 - 4 %V = 0 - 12
    %Nb = 0 - 4 %Cu = 0 - 2 %Co = 0 - 6,
    나머지는 철과 미량 원소로 이루어지며 여기서
    %Ceq = %C + 0.86 * %N + 1.2 * %B,
    특징은,
    %Cr + %W + %Mo + %V + %Nb + %Zr > 4.0
    에 있음.
  15. 제 3항 내지 제 10항 가운데 어느 한 항에서, 모든 백분율이 중량 백분율을 의미하는 다음의 조성을 갖는 강:
    %Ceq = 0.2 - 0.9 %C = 0.2 - 0.9 %N = 0 - 0.6 %B = 0 - 0.6
    %Cr = 0.0 - 4.0 %Ni = 0 - 6.0 %Si = 0.2 - 2.8 %Mn = 0.2 - 3
    %Al = 0 - 2.5 %Mo = 0 - 6 %W = 0 - 8 %Ti = 0 - 2
    %Ta = 0 - 2 %Zr = 0 - 2 %Hf = 0 - 2 %V = 0 - 4
    %Nb = 0 - 2 %Cu = 0 - 2 %Co = 0 - 6,
    나머지는 철과 미량 원소로 이루어지며 여기서
    %Ceq = %C + 0.86 * %N + 1.2 * %B,
    특징은,
    %Si + %Mn + %Ni + %Cr > 2.0, 또는
    %Mo > 1.2, 또는
    %B > 2 ppm
    에 있음.
  16. 제 1항 내지 제 15항 가운데 어느 한 항에서, 철(Cr, W, Mo, V, Ti, Nb, Ta, Zr, Hf) 보다 더 높은 탄소 친화력을 갖는 원소들의 양의 합이 4wt%를 초과하는 것을 특징으로 하는 강.
  17. 제 1항 내지 제 16항 가운데 어느 한 항에서, 상기 미세 조직이 선택된 조성으로 얻을 수 있는 합금 탄화물의 70% 미만으로 존재하는 것을 특징으로 하는 강.
  18. 제 1항 내지 제 17항 가운데 어느 한 항에서, 상기 강의 템퍼링 그래프에 따른 상기 마텐자이트 및/또는 베이나이트의 템퍼링 정도를 나타내며, 이는 이차 경도 피크에 해당하는 것보다 더 작으며, 그리고 상기 강의 경도는, 적어도 4 HRc, 바람직하게는 적어도 6 HRc, 보다 바람직하게는 적어도 9 HRc, 그리고 가장 바람직하게는 적어도 12 HRc만큼 상기 강의 이차 경도 피크의 경도수준 아래인 것을 특징으로 하는 강.
  19. 제 1항 내지 제 18항 가운데 어느 한 항에서, 상기 마텐자이트 및/또는 베이나이트가 강의 공칭 %C의 80% 미만의 양을 나타내는 것을 특징으로 하는 강.
  20. 제 1항 내지 제 19항 가운데 어느 한 항에서, 상기 마텐자이트 및/또는 베이나이트가 템퍼링하지 않은 강의 공칭 %C의 80% 미만의 양을 나타내는 것을 특징으로 하는 강.
  21. 다음을 포함하는 강 제조 방법:
    (a) 모든 백분율이 중량 백분율이고, 다음 성분 가운데 적어도 하나를 갖는 강 조성을 제공하는 단계:
    %Ni < 1% 또는
    %Cr > 4% 또는
    %C >= 0.33% 또는
    %Mo > 2.5% 또는
    %Al < 0.6% 또는
    적어도 W, Zr, Ta, Hf, Nb 가운데 하나가 >= 0.01% 또는
    적어도 S, P, Bi, Se, Te 가운데 하나가 >= 0.01%,

    (b) 선택된 조성에 대한 가열(Ac1)시 오스테나이트 형성의 시작을 위한 임계 온도를 결정하는 단계.

    (c) Ac1을 넘어서까지 가열하고 냉각하는 것을 포함하는 상기 강에 열처리를 제공하는 단계.
  22. 제 21항에서, 상기 미세 조직이 적어도 50% vol%의 베이나이트로 이루어지는 방법.
  23. 제 21항에서, 상기 미세 조직이 적어도 50% vol%의 침입형 마텐자이트로 이루어지고, 그리고
    잔류 오스테나이트가 2.5-60% vol% 존재하며, 그리고
    철보다 더 강한 탄화물 형성재가 고용체에 2% wt% 이상 존재하는 제조 방법.
  24. 제 21항에서, 상기 미세 조직이 적어도 50% vol%의 침입형 마텐자이트로 이루어지고, 그리고
    잔류 오스테나이트가 2.5vol% 미만으로 존재하며, 그리고
    철보다 강한 탄화물 형성재가 고용체에 3% wt% 이상 존재하는 방법.
  25. 제 21항 내지 제 24항 가운데 어느 한 항에서, (c) 단계 뒤에 다음 단계를 더 포함하는 방법:
    (d) 적용된 열처리와 함께 상기 강의 템퍼링 그래프를 결정하는 단계.
  26. 제 25항에서, (d) 단계 뒤에 다음 단계를 더 포함하는 방법:
    (e) 최대 이차 경도 피크 온도 밑으로 상기 강을 응력 제거 또는 템퍼링하는 단계.
  27. 제 25항 또는 제 26항에서, 상기 강의 상기 템퍼링 그래프에 따라 상기 강의 마텐자이트 및/또는 베이나이트는 상기 이차 경도 피크에 해당하는 것보다 작은 템퍼링 정도를 나타내고, 그리고 상기 강의 경도는 이차 경도 피크의 경도 수준보다 적어도 4 HRc 낮은 방법.
  28. 제 25항 내지 제 27항에서, (d) 또는 (e) 단계 뒤에 각각 다음 단계들을 더 포함하는 방법:
    (f) 강 가공 단계; 및
    (g) 4 HRc 이상의 경도 증가에 해당하는 템퍼링 그래프에 따른 온도로 가열하는 것으로 이루어지는 열처리를 적용하는 단계.
  29. 제 21항 내지 제 28항 가운데 어느 한 항에서, 상기 강이, 모든 백분율이 중량 백분율을 나타내는 다음의 조성을 갖는 방법:
    %Ceq = 0.16 - 1.9 %C = 0.16 - 1.9 %N = 0 - 1.0 %B = 0 - 0.6
    %Cr < 3.0 %Ni = 0 - 6 %Si = 0 - 1.4 %Mn = 0 - 3
    %Al = 0 - 2.5 %Mo = 0 - 10 %W = 0 - 10 %Ti = 0 - 2
    %Ta = 0 - 3 %Zr = 0 - 3 %Hf = 0 - 3 %V = 0 - 4
    %Nb = 0 - 1.5 %Cu = 0 - 2 %Co = 0 - 6,
    나머지는 철과 미량 원소로 이루어지며, 여기서
    %Ceq = %C + 0.86 * %N + 1.2 * %B,
    그리고 특징은,
    %Mo + ½·%W > 2.0
    에 있음.
  30. 제 21항 내지 제 29항 가운데 어느 한 항에 따른 방법에 의해 생산되는 강의 용도는, 플라스틱 사출 금형, 단조용 금형, 드로잉용 금형, 벤딩 공구 또는 절삭용 금형의 제조.
  31. 제 21항 내지 제 29항 가운데 어느 하 항에 따른 방법에 의해 생산되는 강의 용도는, 핫 스탬핑용 금형 또는 공구의 제조.
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Families Citing this family (58)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP2476772A1 (en) * 2011-01-13 2012-07-18 Rovalma, S.A. High thermal diffusivity and high wear resistance tool steel
CN103556062A (zh) * 2013-11-18 2014-02-05 龙南龙钇重稀土科技股份有限公司 一种高韧性高红硬性高速工具钢
SI2886668T1 (sl) * 2013-12-19 2019-03-29 Groz-Beckert Kg Tekstilno orodje in postopek njegove izdelave
KR101568549B1 (ko) * 2013-12-25 2015-11-11 주식회사 포스코 우수한 굽힘성 및 초고강도를 갖는 열간 프레스 성형품용 강판, 이를 이용한 열간 프레스 성형품 및 이들의 제조방법
JP6148188B2 (ja) 2014-02-13 2017-06-14 トヨタ自動車株式会社 オーステナイト系耐熱鋳鋼
EP3119918B1 (en) * 2014-03-18 2023-02-15 Innomaq 21, Sociedad Limitada Extremely high conductivity low cost steel
CN104532154B (zh) * 2014-04-28 2016-08-24 如皋市宏茂重型锻压有限公司 高硬度高抛光预硬化塑胶模具钢及其制备工艺
WO2015191458A1 (en) * 2014-06-09 2015-12-17 Scoperta, Inc. Crack resistant hardfacing alloys
US10465269B2 (en) * 2014-07-24 2019-11-05 Scoperta, Inc. Impact resistant hardfacing and alloys and methods for making the same
DE102014217369A1 (de) * 2014-09-01 2016-03-03 Leibniz-Institut Für Festkörper- Und Werkstoffforschung Dresden E.V. Hochfeste, mechanische energie absorbierende und korrosionsbeständige formkörper aus eisenlegierungen und verfahren zu deren herstellung
CN104294163A (zh) * 2014-09-30 2015-01-21 合肥恒泰钢结构有限公司 一种锰铬高碳合金钢
JP5744300B1 (ja) * 2014-11-11 2015-07-08 日本高周波鋼業株式会社 熱間工具鋼
EA026543B1 (ru) * 2015-02-20 2017-04-28 Белорусский Национальный Технический Университет Инструментальная сталь
CN104894483B (zh) * 2015-05-15 2018-07-31 安泰科技股份有限公司 粉末冶金耐磨工具钢
US20160348630A1 (en) * 2015-05-29 2016-12-01 Cummins Inc. Fuel injector
DE102015113058A1 (de) 2015-08-07 2017-02-09 Böhler Edelstahl GmbH & Co. KG Verfahren zum Herstellen eines Werkzeugstahles
CN105112809A (zh) * 2015-08-10 2015-12-02 霍邱县忠振耐磨材料有限公司 一种球磨机用高碳低铬耐磨钢球及其制备方法
CN105112765A (zh) * 2015-08-10 2015-12-02 霍邱县忠振耐磨材料有限公司 一种高抗冲击高铬铸铁板锤及其制备方法
CN105112766A (zh) * 2015-08-10 2015-12-02 霍邱县忠振耐磨材料有限公司 一种用于颚式破碎机的耐磨高韧高铬锰铸铁颚板及其制备方法
CN105112767A (zh) * 2015-08-10 2015-12-02 霍邱县忠振耐磨材料有限公司 一种球磨机用高碳高铬高硼合金钢球及其制备方法
CN105132792A (zh) * 2015-08-10 2015-12-09 霍邱县忠振耐磨材料有限公司 一种高铬高钨耐磨铸铁破碎机板锤及其制备方法
CN105063512A (zh) * 2015-08-26 2015-11-18 山西太钢不锈钢股份有限公司 一种塑料模具钢及其制造方法
WO2017040775A1 (en) 2015-09-04 2017-03-09 Scoperta, Inc. Chromium free and low-chromium wear resistant alloys
US20170130307A1 (en) * 2015-11-06 2017-05-11 GM Global Technology Operations LLC Alloy composition for thermal spray application
SE539646C2 (en) * 2015-12-22 2017-10-24 Uddeholms Ab Hot work tool steel
US20220049331A1 (en) * 2016-08-04 2022-02-17 Rovalma, S.A. Long durability high performance steel for structural, machine and tooling applications
GB201604910D0 (en) * 2016-03-23 2016-05-04 Rolls Royce Plc Nanocrystalline bainitic steels, shafts, gas turbine engines, and methods of manufacturing nanocrystalline bainitic steels
CN105886933B (zh) * 2016-05-12 2021-04-30 天津钢研海德科技有限公司 一种高抗回火软化性和高韧性的热作模具钢及其制造方法
US11680301B2 (en) * 2016-07-26 2023-06-20 The Boeing Company Ultra-high strength maraging stainless steel with salt-water corrosion resistance
CN107653421B (zh) * 2016-07-26 2019-12-10 中国科学院金属研究所 一种耐海水腐蚀的超高强度马氏体时效不锈钢
DE102016122673A1 (de) * 2016-11-24 2018-05-24 Saar-Pulvermetall GmbH Eisen-Kohlenstoff-Legierung sowie Verfahren zur Herstellung und Verwendung der Legierung
CN107326272A (zh) * 2017-05-27 2017-11-07 苏州铭晟通物资有限公司 一种钢材
RU2650942C1 (ru) * 2017-12-19 2018-04-18 Юлия Алексеевна Щепочкина Сталь
US20200407815A1 (en) * 2018-03-23 2020-12-31 Nippon Steel Corporation Steel
EP3797894B1 (en) * 2018-05-22 2023-01-18 Hitachi Metals, Ltd. Method for manufacturing forged article
RU2672167C1 (ru) * 2018-07-20 2018-11-12 Юлия Алексеевна Щепочкина Сталь
RU2672165C1 (ru) * 2018-07-20 2018-11-12 Юлия Алексеевна Щепочкина Сталь
CN109402505A (zh) * 2018-10-26 2019-03-01 朱经辉 一种预加硬高镜面防酸塑胶模具钢材料及其制备方法
US11939646B2 (en) 2018-10-26 2024-03-26 Oerlikon Metco (Us) Inc. Corrosion and wear resistant nickel based alloys
RU2696798C1 (ru) * 2018-11-26 2019-08-06 Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего образования "Южно-Уральский государственный университет (национальный исследовательский университет)" ФГАОУ ВО "ЮУрГУ (НИУ)" Среднеуглеродистая хромомолибденовая легкообрабатываемая BN-содержащая сталь
CN111254364A (zh) * 2018-11-30 2020-06-09 泰州市淳强不锈钢有限公司 一种具有高强度和高耐磨性的合金钢
RU2696802C1 (ru) * 2018-12-29 2019-08-06 Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего образования "Южно-Уральский государственный университет (национальный исследовательский университет)" ФГАОУ ВО "ЮУрГУ (НИУ)" Легкообрабатываемая хромомарганцевомолибденовая BN-содержащая сталь
CA3136967A1 (en) 2019-05-03 2020-11-12 Oerlikon Metco (Us) Inc. Powder feedstock for wear resistant bulk welding configured to optimize manufacturability
KR20240042117A (ko) 2019-06-06 2024-04-01 가부시키가이샤 프로테리아루 핫 스탬프용 금형용 강, 핫 스탬프용 금형 및 그 제조 방법
CN110284064B (zh) * 2019-07-18 2021-08-31 西华大学 一种高强度含硼钢及其制备方法
CN110273105B (zh) * 2019-07-30 2020-10-02 攀钢集团江油长城特殊钢有限公司 一种高速工具钢及其制备方法
RU2744584C1 (ru) * 2019-12-18 2021-03-11 Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего образования "Национальный исследовательский технологический университет "МИСиС" Штамповая сталь
WO2021144804A1 (en) * 2020-01-17 2021-07-22 Indian Institute Of Technology Bombay High strength and toughness low carbon nanostructured bainitic steel and preparation method thereof
CN111647795B (zh) * 2020-04-29 2022-03-04 樟树市兴隆高新材料有限公司 一种冷轧模具钢及其制备方法
CN111840659B (zh) * 2020-04-30 2022-02-08 中科益安医疗科技（北京）股份有限公司 高安全性无镍金属药物洗脱血管支架及其制造方法
CN111850422B (zh) * 2020-04-30 2022-01-11 中科益安医疗科技（北京）股份有限公司 高氮无镍奥氏体不锈钢无缝薄壁管材及其制备方法
DE102020213394A1 (de) 2020-10-23 2022-04-28 Siemens Energy Global GmbH & Co. KG Martensitischer Stahl mit Z-Phase, Pulver sowie Rohteil oder Bauteil
EP4000762B1 (de) * 2020-11-19 2024-09-18 Deutsche Edelstahlwerke Specialty Steel GmbH & Co. KG Verwendung eines stahlpulvers für eine additive fertigung eines stahlbauteils
CN112322990A (zh) * 2020-11-23 2021-02-05 浙江宝武钢铁有限公司 一种耐极限低温热轧角钢及其制备方法
CN113061801A (zh) * 2021-02-08 2021-07-02 中航上大高温合金材料股份有限公司 一种耐蚀镜面模具钢及制造方法
CN113073255A (zh) * 2021-03-11 2021-07-06 南京精锋制刀有限公司 一种适用于制作高强钢刀片的金属材料的配方及其制备方法
CN113122782B (zh) * 2021-04-21 2022-03-15 浙江中煤机械科技有限公司 一种泵头体用不锈钢及其制备方法
CN114540716B (zh) * 2022-03-04 2022-11-01 马鞍山钢铁股份有限公司 一种壁厚≥600mm高强韧高寿命水下采油树阀体用钢及其热处理方法和生产方法

Family Cites Families (45)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US2147121A (en) * 1938-08-18 1939-02-14 Cleveland Twist Drill Co Alloy compositions and articles made therefrom
US2715576A (en) 1954-04-21 1955-08-16 Crucible Steel Co America Age hardening alloy steel of high hardenability and toughness
JPS5376118A (en) * 1976-12-17 1978-07-06 Hitachi Metals Ltd Prehardened metal mold steel for molding plastic
JPS5836649B2 (ja) * 1979-01-10 1983-08-10 株式会社日立製作所 熱間圧延機ワ−クロ−ルの製造法
JPS5842246B2 (ja) * 1979-04-28 1983-09-19 日新製鋼株式会社 複合組織を有する高強度鋼帯の製造方法
JPS55164060A (en) * 1979-05-07 1980-12-20 Nippon Piston Ring Co Ltd Abrasion resistant iron-based sintered alloy material
JPS608298B2 (ja) * 1979-07-02 1985-03-01 株式会社日立製作所 冷間圧延用鍛鋼焼入れロ−ル
SE426177B (sv) * 1979-12-03 1982-12-13 Uddeholms Ab Varmarbetsstal
JPS58123860A (ja) * 1982-01-18 1983-07-23 Daido Steel Co Ltd 熱間工具鋼
JPS60110844A (ja) * 1983-11-18 1985-06-17 Toyota Motor Corp ロッカア−ム用鋳鉄
JP2655848B2 (ja) 1987-10-14 1997-09-24 日立金属株式会社 軽合金成形用工具鋼
JP2953663B2 (ja) * 1988-08-03 1999-09-27 日立金属株式会社 熱間加工用工具鋼
JPH02263953A (ja) * 1988-12-12 1990-10-26 Hitachi Metals Ltd 金型用鋼および金型
JPH06102815B2 (ja) * 1990-03-16 1994-12-14 住友金属工業株式会社 熱間スラブの幅サイジング用金型
JP2617029B2 (ja) * 1990-11-29 1997-06-04 株式会社日立製作所 耐食合金、熱間圧延用ロール及びその製造方法、並びに熱間圧延機
US5454883A (en) 1993-02-02 1995-10-03 Nippon Steel Corporation High toughness low yield ratio, high fatigue strength steel plate and process of producing same
JP3153980B2 (ja) * 1993-10-08 2001-04-09 新日本製鐵株式会社 靱性の良い低降伏比厚鋼板
JPH07179997A (ja) * 1993-12-21 1995-07-18 Kubota Corp 高速度鋼系粉末合金
FR2733516B1 (fr) * 1995-04-27 1997-05-30 Creusot Loire Acier et procede pour la fabrication de pieces a haute resistance a l'abrasion
JP3383180B2 (ja) * 1997-04-08 2003-03-04 新日本製鐵株式会社 高耐摩耗性冷間圧延用複合ワークロール
JPH10298709A (ja) * 1997-04-25 1998-11-10 Hitachi Metals Ltd 耐摩耗性に優れる熱間加工用工具鋼および工具鋼製品
JP3053605B2 (ja) 1998-02-04 2000-06-19 日本高周波鋼業株式会社 靭性，耐摩耗性に優れた金属部材
JP4125423B2 (ja) * 1998-07-24 2008-07-30 山陽特殊製鋼株式会社 土砂摩耗特性に優れた工具鋼の製造方法
JP2000087177A (ja) * 1998-09-16 2000-03-28 Daido Steel Co Ltd 被削性に優れた冷間工具鋼鋳鋼品とその製造方法
JP4123618B2 (ja) * 1999-02-05 2008-07-23 住友金属工業株式会社 高温強度と靱性に優れた熱間工具鋼
JP2000328179A (ja) * 1999-05-10 2000-11-28 Daido Steel Co Ltd 冷間工具鋼
JP2001131634A (ja) * 1999-11-04 2001-05-15 Daido Steel Co Ltd 冷間工具鋼の製造方法
JP2001200341A (ja) * 2000-01-20 2001-07-24 Sanyo Special Steel Co Ltd 土砂摩耗特性に優れた工具鋼
JP4001450B2 (ja) * 2000-05-02 2007-10-31 日立粉末冶金株式会社 内燃機関用バルブシートおよびその製造方法
JP3883788B2 (ja) * 2000-06-29 2007-02-21 山陽特殊製鋼株式会社 靱性および耐摩耗性に優れた金型用冷間工具鋼
KR100391897B1 (ko) * 2000-08-24 2003-07-16 재단법인 포항산업과학연구원 고인성 합금주강과 그 제조방법 및 이를 이용한 이중주조물
US6689312B2 (en) * 2001-11-28 2004-02-10 Sg Alternatives, L.L.C. Alloy composition and improvements in mold components used in the production of glass containers
RU2233570C2 (ru) * 2002-01-18 2004-08-10 Закрытое Акционерное Общество "Техмаш" Рабочий орган почвообрабатывающих машин (варианты)
JP3838928B2 (ja) * 2002-03-11 2006-10-25 日本高周波鋼業株式会社 熱間工具鋼
JP4912385B2 (ja) * 2003-03-04 2012-04-11 株式会社小松製作所 転動部材の製造方法
JP2005082813A (ja) * 2003-09-04 2005-03-31 Daido Steel Co Ltd プラスチック成形金型用プレハードン鋼
JP5122068B2 (ja) * 2004-04-22 2013-01-16 株式会社小松製作所 Ｆｅ系耐摩耗摺動材料
JP4609138B2 (ja) * 2005-03-24 2011-01-12 住友金属工業株式会社 耐硫化物応力割れ性に優れた油井管用鋼および油井用継目無鋼管の製造方法
JP2007308784A (ja) * 2006-05-22 2007-11-29 Daido Steel Co Ltd 合金鋼
AT504331B8 (de) * 2006-10-27 2008-09-15 Boehler Edelstahl Stahllegierung für spanabhebende werkzeuge
JP2008169411A (ja) * 2007-01-10 2008-07-24 Daido Steel Co Ltd 型材用鋼
PL2236639T3 (pl) * 2009-04-01 2012-11-30 Rovalma Sa Stal narzędziowa do pracy na gorąco o znakomitej wiązkości i przewodności cieplnej
CN102049593B (zh) * 2009-11-04 2013-06-19 中冶焊接科技有限公司 冷轧支撑辊盖面埋弧堆焊方法及堆焊焊丝材料
JP5881276B2 (ja) * 2010-03-23 2016-03-09 山陽特殊製鋼株式会社 靱性、短時間および長時間の軟化抵抗性に優れた熱間工具鋼
FR2960883B1 (fr) * 2010-06-04 2012-07-13 Vallourec Mannesmann Oil & Gas Acier faiblement allie a limite d'elasticite elevee et haute resistance a la fissuration sous contrainte par les sulfures

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