KR20220024526A - 강 부품의 제조 방법 및 강 부품 - Google Patents

강 부품의 제조 방법 및 강 부품 Download PDF

Info

Publication number
KR20220024526A
KR20220024526A KR1020227001179A KR20227001179A KR20220024526A KR 20220024526 A KR20220024526 A KR 20220024526A KR 1020227001179 A KR1020227001179 A KR 1020227001179A KR 20227001179 A KR20227001179 A KR 20227001179A KR 20220024526 A KR20220024526 A KR 20220024526A
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
steel
cold
temperature
steel part
semi
Prior art date
Application number
KR1020227001179A
Other languages
English (en)
Inventor
베르나르 레지악
마리옹 프로떼
Original Assignee
아르셀러미탈
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 아르셀러미탈 filed Critical 아르셀러미탈
Publication of KR20220024526A publication Critical patent/KR20220024526A/ko

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/52—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length
    • C21D9/525—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length for wire, for rods
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21K—MAKING FORGED OR PRESSED METAL PRODUCTS, e.g. HORSE-SHOES, RIVETS, BOLTS OR WHEELS
    • B21K1/00—Making machine elements
    • B21K1/56—Making machine elements screw-threaded elements
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21F—WORKING OR PROCESSING OF METAL WIRE
    • B21F5/00—Upsetting wire or pressing operations affecting the wire cross-section
    • B21F5/005—Upsetting wire
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21J—FORGING; HAMMERING; PRESSING METAL; RIVETING; FORGE FURNACES
    • B21J1/00—Preparing metal stock or similar ancillary operations prior, during or post forging, e.g. heating or cooling
    • B21J1/06—Heating or cooling methods or arrangements specially adapted for performing forging or pressing operations
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21K—MAKING FORGED OR PRESSED METAL PRODUCTS, e.g. HORSE-SHOES, RIVETS, BOLTS OR WHEELS
    • B21K1/00—Making machine elements
    • B21K1/44—Making machine elements bolts, studs, or the like
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted quenching
    • C21D1/20—Isothermal quenching, e.g. bainitic hardening
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/26—Methods of annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/005—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/06—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires
    • C21D8/065—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Abstract

다음 단계들을 포함하는 강 부품의 제조 방법: - 중량% 로, 0.35% ≤ C ≤ 0.60%, 0.15% ≤ Si ≤ 0.5%, 0.8% ≤ Mn ≤ 2.0%, 0.0003% ≤ B ≤ 0.01%, 0.003% ≤ Mo ≤ 1.0%, 1.0% ≤ Cr ≤ 2.0%, 0.01% ≤ Ti ≤ 0.04%, 0.003% ≤ N ≤ 0.01%, S ≤ 0.015%, P ≤ 0.015%, 0.01% ≤ Ni ≤ 1.0%, 0.01% ≤ Nb ≤ 0.1%, 선택적으로 0 ≤ Al ≤ 0.1%, 0 ≤ V ≤ 0.5%, 철 및 불가피한 불순물로 이루어진 잔부를 포함하는 강으로 제조된 반제품을 제공하는 단계; - 상기 강의 Ac1 온도보다 엄격하게 낮은 온도에서 이 반제품을 어닐링하는 단계; - 상기 반제품을 냉간 성형 제품으로 냉간 성형하는 단계; - 상기 냉간 성형 제품에, - 상기 냉간 성형 제품을 상기 강의 Ac3 이상의 열처리 온도로 가열하는 것; 그리고 - 상기 제품을 15 분 내지 2 시간의 시간 동안 300℃ 내지 400℃ 의 유지 온도에서 유지하는 것을 포함하는 열처리를 행하는 단계.

Description

강 부품의 제조 방법 및 강 부품
본 발명은 자동차 산업에서 차량의 접지 또는 엔진 구성부품을 조립하기 위해 흔히 사용되는 나사, 볼트 등과 같은 조립 부품을 냉간 성형을 통해, 특히 냉간 헤딩을 통해 제조하는 방법에 관한 것이다.
알려진 바와 같이, 자동차 산업은 엔진의 힘을 증가시키는 것을 계속 목표로 하고 동시에 그 중량을 줄이는 것을 추구한다. 중량 감소는 부품의 크기를 점점 줄이는 것을 필요로 한다. 그러나, 이러한 부품은 동일한 기계적 응력을 받고 있으며, 따라서 점점 더 높은 기계적 특성, 특히 인장 강도를 가져야 한다.
이전의 특허출원 US 2010/0135745 에는 본질적으로 템퍼드 마르텐사이트로 이루어진 미세조직을 갖는 부품을 얻기 위해 퀀칭과 후속하는 템퍼링을 포함하는, 자동차용의, 나사 및 볼트와 같은 조립 부품의 제조 방법이 기재되어 있다. 이러한 부품은 1200 MPa 내지 1500 MPa 초과의 인장 강도를 가지며, 이는 상기한 적용에 대해 만족스럽다.
그러나, 부품의 수소 취성에 대한 저항성을 더욱 향상시키는 것이 바람직하다.
따라서, 본 발명의 목적은, 자동차용 조립 부품으로서 사용될 수 있으며 1400 MPa 이상의 인장 강도 및 수소 취성에 대한 개선된 저항성을 갖는 강 부품을 제공하는 것이다.
이러한 목적을 위해, 본 발명은 이하의 단계를 포함하는 강 부품의 제조 방법에 관한 것이다:
- 중량% 로,
0.35% ≤ C ≤ 0.60%
0.15% ≤ Si ≤ 0.5%
0.8% ≤ Mn ≤ 2.0%
0.0003% ≤ B ≤ 0.01%
0.003% ≤ Mo ≤ 1.0%
1.0% ≤ Cr ≤ 2.0%
0.01% ≤ Ti ≤ 0.04%
0.003% ≤ N ≤ 0.01%
S ≤ 0.015%
P ≤ 0.015%
0.01% ≤ Ni ≤ 1.0%
0.01% ≤ Nb ≤ 0.1%
선택적으로
0 ≤ Al ≤ 0.1%
0 ≤ V ≤ 0.5%
철 및 불가피한 불순물로 이루어진 잔부
를 포함하는 강으로 제조된 반제품을 제공하는 단계,
- 강의 Ac1 온도보다 엄격하게 낮은 어닐링 온도에서 이 반제품을 어닐링하는 단계;
- 반제품을 냉간 성형 제품으로 냉간 성형하는 단계;
- 냉간 성형 제품에
- 냉간 성형 제품을 강의 완전 오스테나이트화 온도 Ac3 이상의 열처리 온도로 가열하는 것; 그리고
- 제품을 15 분 내지 2 시간의 시간 동안 300℃ 내지 400℃ 의 유지 온도에서 유지하는 것
을 포함하는 열처리를 행하여 강 부품을 수득하는 단계.
특정 실시형태들에 따르면, 방법은 단독으로 또는 임의의 기술적으로 가능한 조합에 따라 취해진 다음의 특징들 중의 하나 이상을 포함할 수 있다:
- 열처리의 가열하는 단계 동안, 냉간 성형 제품이 강의 완전 오스테나이트화 온도 Ac3 보다 적어도 50℃ 높은 열처리 온도로 가열된다.
- 어닐링 온도는 Ac1 - 20 ℃ 이상이다.
- 반제품은 와이어이다.
- 상기 방법은 반제품의 표면의 클리닝 및 그 표면에서의 윤활 코팅의 형성을 포함하는 반제품의 표면의 준비를 더 포함한다.
- 반제품의 표면에서의 윤활 코팅의 형성 단계가 인산염 처리 및 소우핑 (soaping) 실시를 포함한다.
- 강의 탄소 함량이 0.35 내지 0.50 wt% 이다.
- 강의 망간 함량이 0.9 내지 1.4 wt% 이다.
- 강의 크롬 함량이 1.0 내지 1.6 wt% 이다.
- 냉간 성형 단계가 냉간 헤딩 단계이다.
- 유지 단계 동안, 제품이 오스템퍼링 매질 중에, 특히 염욕 중에 유지 온도에서 유지된다.
본 발명은 또한, 중량% 로,
0.35% ≤ C ≤ 0.60%
0.15% ≤ Si ≤ 0.5%
0.8% ≤ Mn ≤ 2.0%
0.0003% ≤ B ≤ 0.01%
0.003% ≤ Mo ≤ 1.0%
1.0% ≤ Cr ≤ 2.0%
0.01% ≤ Ti ≤ 0.04%
0.003% ≤ N ≤ 0.01%
S ≤ 0.015%
P ≤ 0.015%
0.01% ≤ Ni ≤ 1.0%
0.01% ≤ Nb ≤ 0.1%
선택적으로
0 ≤ Al ≤ 0.1%
0 ≤ V ≤ 0.5%
철 및 불가피한 불순물로 이루어진 잔부
를 포함하는 합금으로 제조된 강 부품으로서,
강 부품은 90 면적% 내지 98 면적% 의 베이나이트, 및 2 면적% 내지 10 면적% 의 마르텐사이트-오스테나이트 섬 (islands) 을 포함하는 미세조직을 갖고, 상기 마르텐사이트-오스테나이트 섬은 50 ㎛ 이하의 직경을 가지며, 상기 강 부품은 1400 MPa 내지 1800 MPa 의 인장 강도를 갖고, 평균 구 오스테나이트 결정립 크기가 20 ㎛ 이하인, 강 부품에 관한 것이다.
특정 실시형태들에 따르면, 강 부품은 단독으로 또는 임의의 기술적으로 가능한 조합에 따라 취해진 다음의 특징들 중의 하나 이상을 포함할 수 있다:
- 마르텐사이트-오스테나이트 섬의 탄소 함량이 1 wt% 이상이다.
- 강 부품은 400 HV 이상의 경도를 갖는다.
- 강 부품은 냉간 성형 강 부품이고, 더 구체적으로는 냉간 성형 및 오스템퍼링된 강 부품이다.
- 강 부품은 냉간 헤딩된 강 부품이고, 더 구체적으로는 냉간 헤딩 및 오스템퍼링된 강 부품이다.
본 발명은 오로지 예로써 주어진 다음의 설명을 읽으면 더 잘 이해될 것이다.
본 특허출원 전체에서, 함량은 중량% (wt%) 로 표시된다.
본 발명에 따른 강 부품은 중량% 로 다음을 포함하는 조성을 갖는다:
0.35% ≤ C ≤ 0.60%
0.15% ≤ Si ≤ 0.5%
0.8% ≤ Mn ≤ 2.0%
0.0003% ≤ B ≤ 0.01%
0.003% ≤ Mo ≤ 1.0%
1.0% ≤ Cr ≤ 2.0%
0.01% ≤ Ti ≤ 0.04%
0.003% ≤ N ≤ 0.01%
S ≤ 0.015%
P ≤ 0.015%
0.01% ≤ Ni ≤ 1.0%
0.01% ≤ Nb ≤ 0.1%
선택적으로
0 ≤ Al ≤ 0.1%
0 ≤ V ≤ 0.5%
철 및 불가피한 불순물로 이루어진 잔부.
0.35 중량% 미만의 탄소 함량의 경우, 그레이드에 존재하는 다른 원소의 함량을 고려하여, 특히 오스템퍼링 처리 동안의 높은 유지 온도에서, 원하는 높은 강도가 달성되지 않을 수 있다. 0.60 중량% 초과의 함량의 경우, 시멘타이트의 형성 및 경도 증가로 인하여 취성 위험이 증가한다. 탄소 함량은 예컨대 0.50 중량% 이하이다.
규소는 액체 상태에서 제련 중에 강의 탈산제로 작용한다. 또한, 응고된 금속 중의 고용체로 존재하여, 강의 강도를 증가시키는데 기여한다. 특히, 상기한 함량에서, 규소는 고용경화를 통해 베이나이트 미세조직을 경화시키는 효과를 갖는다. 그러나, 너무 높은 함량으로 존재하면 손상 효과를 가질 수도 있다. 실제로, 구상화 처리와 같은 열처리 동안, 규소는 입계 산화물을 형성하는 경향이 있고, 따라서 구 오스테나이트 결정립계의 응집을 감소시킨다. 또한, 너무 높은 규소의 함량은 매트릭스를 과도하게 경화시켜 강의 냉간 변형능을 감소시킬 수 있다. 이러한 이유로, 규소 함량은 본 발명에 따르면 0.5 wt% 로 제한된다.
망간은, 0.8 내지 2.0 wt% 의 함량에서, 강의 베이나이트변태 시작온도를 낮추어서, 베이나이트 조직을 미세화시키고, 따라서 부품의 기계적 성질을 증가시킨다. 망간은 또한 강의 경화능에 유익한 효과를 가지며, 따라서 제조된 부품에서 원하는 최종 기계적 성질을 얻는데 유익한 효과를 갖는다. 2.0% 초과의 함량에서, 망간은 구 오스테나이트 결정립계에서 황 및 인의 편석을 가속하는 경향이 있고, 따라서 강의 수소 취성의 위험을 증가시킨다. 바람직하게는, 망간 함량은 0.9 내지 1.4 wt% 이다.
붕소는 합금 중에 0.0003 내지 0.01 wt% 의 함량으로 존재한다. 구 오스테나이트 결정립계에서의 편석에 의해, 붕소는 매우 낮은 함량에서도 결정립계를 강화하고, 수소유도 지연파괴에 대한 저항성을 증가시킬 수 있다. 붕소는 그 고유 효과를 통해 그리고 또한 결정립계에서의 인 분리를 더 어렵게 함으로써 결정립계의 응집을 증가시킨다. 붕소는 강의 경화능을 더욱 강하게 증가시켜서, 원하는 베이나이트 미세조직을 얻는데 필요한 탄소 함량을 제한할 수 있다. 마지막으로, 붕소는 몰리브덴 및 니오븀과 시너지로 작용하여서, 이 원소들의 유효성 및 그들 각각의 함량이 허용하는 그들 자신의 영향을 증가시킨다. 하지만, 과도한 붕소 (0.01 wt% 초과) 는 취성의 철 붕소-탄화물의 형성을 초래할 것이다.
합금의 몰리브덴 함량은 0.003 내지 1.0 wt% 이다. 몰리브덴은 인과 강하게 상호작용하고, 구 오스테나이트 결정립계에서 인의 편석을 제한함으로써 인의 손상 효과를 제한한다. 또한, 뚜렷한 탄화물형성 거동을 나타낸다. 주어진 기계적 성질에 대해, 오스터템핑 처리 동안 더 높은 유지 템퍼링 온도를 허용하며, 결과적으로 이는 수소 트랩이 될 탄화물의 발달을 돕는다. 그러므로, 지연 파괴에 대한 저항성을 증가시키는 원소이다.
크롬은, 1.0 내지 2.0 wt% 의 함량에서, 강의 베이나이트변태 시작온도를 낮추고, 따라서 베이나이트 조직을 미세화시키고, 따라서 부품의 기계적 성질을 증가시킨다. 또한, 크롬은 경화 효과를 가지며, 높은 기계적 저항을 얻는데 기여한다. 몰리브덴과 마찬가지로, 오스템퍼링 처리 동안의 유지 동안 연화를 늦추어, 탈기에 유리한 보다 높은 유지 온도 및 수소를 포획하는 탄화물의 형성을 허용한다. 2.0 wt% 초과의 함량에서, 강의 경도를 과도하게 증가시킴으로써, 냉간 성형, 특히 냉간 헤딩에 의해 성형하는 것을 어렵게 한다. 바람직하게는, 크롬 함량은 1.0 내지 1.6 wt% 이다.
티타늄은 합금 중에 0.01 내지 0.04 wt% 의 함량으로 존재한다. 재료의 경도를 증가시키기 위해 티타늄이 액체 강에 첨가된다. 여기서, 상기한 범위 내에서, 여러 방식으로 지연파괴 저항성을 증가시킨다. 오스테나이트 결정립 미세화에 기여하고 수소를 포획하는 석출물을 형성한다. 마지막으로, 티타늄의 경화 효과는 오스템퍼링 작업을 더 높은 유지 온도에서 수행할 수 있게 한다. 여기서, 지연 파괴에 대한 강의 저항성을 저하시키는 너무 큰 크기의 석출물이 수득되는 것을 피하기 위해, 최대 티타늄 함량이 설정된다.
강은 또한 0.01 내지 0.1 wt% 의 함량으로 니오븀을 함유한다. 니오븀은 수소 저항성을 개선하는데, 이는 한편으로는 결정립계에서의 편석에 이용가능한 "자유" 붕소 함량을 소비하여 낮추는 보로카바이드 Fe3(C,B) ; Fe23(C,B)26 의 형성을 제한할 수 있고 다른 한편으로는 탄질화물을 형성함으로써 오스테나이트 결정립 성장을 제한하기 때문이다. 미립화는 더 높은 총 결정립계 길이를 초래하고, 따라서 더 낮은 농도에서 인 및 황과 같은 유해한 원소의 더 양호한 분포를 초래한다. 또한, 오스테나이트 결정립 크기의 감소는 베이나이트 변태의 동역학의 가속을 초래한다. 지연 파괴에 대한 강의 저항성을 저하시키는 너무 큰 크기의 석출물이 수득되는 것을 피하기 위해, 최대 니오븀 함량이 설정된다. 더욱이, 너무 많은 양으로 첨가되면, 니오븀은 연속적으로 주조된 빌렛 및 블룸 (blooms) 의 표면에서 "균열" 결함의 위험을 증가시킨다. 이러한 결함은, 완전히 제거될 수 없다면, 특히 피로 강도 및 수소 저항과 관련하여 최종 부품의 특성의 무결성에 관하여 매우 해로울 수 있다. 이는 니오븀 함량이 0.1 wt% 미만으로 유지되는 이유이다.
본 발명에 따른 강에서, 질소 함량은 0.003 내지 0.01 wt% 이다. 질소는 질화붕소의 형성을 통해 붕소를 포획하고, 이는 강의 경화능에서 이 원소의 역할을 효과 없게 만든다. 따라서, 본 발명에 따른 강에서 질소 함량은 0.01 wt% 로 제한된다. 그럼에도 불구하고, 소량으로 첨가되면, 특히 티타늄 질화물 (TiN) 및 알루미늄 질화물 (AlN) 의 형성을 통해, 강이 겪는 열처리 동안 과도한 오스테나이트 결정립 조대화를 피할 수 있다. 유사하게, 이 경우에 또한 수소의 포획에 기여할 탄질화물 석출물의 형성을 허용한다. 따라서, 본 발명에 따른 강에서 질소 함량은 0.003 wt% 이상이다.
본 발명에 따른 강은 최대 0.015 wt% 의 인 및 최대 0.015 wt% 의 황을 포함한다. 인과 황의 효과는 여러 이유로 본 발명에 따른 강에서 특히 해롭다. 실제로, 이 원소들은 수소 재결합에 독이므로, 이들은 물질 내로 침투할 수 있는 원자 수소의 더 높은 농도에 기여하고, 따라서 사용 시 부품의 지연 파괴의 위험을 증가시킨다. 더욱이, 결정립계에서의 편석에 의해, 인 및 황은 이들의 응집을 감소시킨다. 따라서, 이들의 함량은 매우 낮게 유지되어야 한다. 이러한 목적을 위해, 액체 상태에서의 제련 동안 강이 탈인 및 탈황되는 것을 보장하기 위한 조치가 취해져야 한다.
강은 0.01 내지 1.0 wt% 의 니켈을 함유한다. 이 원소는 강의 강도를 증가시키고 취성 파괴에 대한 강의 저항성에 유익한 영향을 준다. 또한 공지된 방식으로 강의 내식성을 향상시킨다.
강은 선택적으로 0.1 wt% 이하의 함량으로 알루미늄을 함유한다. 알루미늄은 액체 상태에서 강의 탈산제이다. 그리고 질화물의 형태에서 열간 압연 동안 오스테나이트 결정립 조대화를 제어하는데 기여한다. 반면, 너무 많은 양으로 존재하면, 강의 특성, 특히 인성을 손상시킬 수 있는 강 중의 알루미네이트 타입 개재물의 조대화를 초래할 수 있다. 특히, 알루미늄 함량은 0.001 내지 0.1 wt% 일 수 있다.
또한 선택적으로, 강은 0.5 중량% 이하의 함량으로 바나듐을 포함할 수 있다. 바나듐은 존재하는 때, 그 경화 효과 덕분에, 더 높은 온도에서 오스템퍼링 작업을 수행할 수 있게 한다. 지연 수소 파괴에 대한 강의 저항성을 저하시킬 수도 있는 너무 큰 크기의 석출물이 수득되는 것을 피하기 위해, 최대 바나듐 함량이 설정된다. 특히, 바나듐 함량은 0.05 내지 0.5 wt% 일 수 있다.
조성의 잔부는 철 및 불가피한 불순물, 특히 정교화 (elaboration) 로 인한 불가피한 불순물이다.
더 구체적으로, 강 부품의 조성은 상기한 원소들로 이루어진다.
본 발명에 따른 강 부품은 더 구체적으로는 냉간 성형 강 부품, 그리고 더 구체적으로는 냉간 헤딩 강 부품이다.
더 구체적으로, 강 부품은 20 ㎛ 이하의 평균 구 오스테나이트 결정립 크기, 예컨대 8 ㎛ 내지 15 ㎛ 의 평균 구 오스테나이트 결정립 크기를 갖는다. 이러한 낮은 평균 구 오스테나이트 결정립 크기는 냉간 성형 그리고 특히 냉간 헤딩에서 전형적이다.
평균 구 오스테나이트 결정립 크기는 냉각 시 변형 직전의 오스테나이트의 평균 크기이다. 구 오스테나이트 결정립은 당업자에게 공지된 적합한 방법에 의해, 예를 들어 피크르산 에칭 시약으로 에칭함으로써 최종 부품에서, 즉 냉각 후 드러날 것이다. 구 오스테나이트 결정립은 광학 현미경 또는 주사 전자 현미경으로 관찰된다. 그리고, 구 오스테나이트 결정립의 결정립 크기는 당업자에게 공지된 종래의 소프트웨어로 이미지 분석에 의해 결정된다.
강 부품은 표면 분율 또는 면적% 로 90% 내지 98% 의 베이나이트 및 2% 내지 10% 의 마르텐사이트-오스테나이트 (M/A) 섬을 포함하는 미세조직을 갖는다.
M/A 섬은 M/A 섬 주변의 잔류 오스테나이트 및 M/A 섬 중심의 마르텐사이트로 부분 변태된 오스테나이트로 이루어진다.
미세조직의 잔부는 표면 분율로 5% 이하의 프레시 마르텐사이트를 포함한다. 이 문맥에서, "프레시 마르텐사이트" 는 비 템퍼드 또는 비 오토템퍼드 마르텐사이트를 지칭한다.
M/A 섬은 50 ㎛ 이하, 더 구체적으로는 20 ㎛ 이하, 보다 더 구체적으로는 8 내지 15 ㎛ 의 직경을 갖는다. 이 문맥에서, "직경" 은 M/A 섬의 가장 큰 치수를 나타낸다. M/A 섬의 직경은 특히 500:1 의 배율에서 측정된다.
M/A 섬의 탄소 함량은 예를 들어 1 wt% 이상이다. 이러한 특정 탄소 함량은 M/A 섬의 잔류 오스테나이트를 마르텐사이트로의 변태에 대해 안정화시키므로 유리하다.
강 부품은 1400 MPa 내지 1800 MPa, 더 구체적으로는 1500 MPa 내지 1800 MPa 의 인장 강도를 갖는다. 이 문맥에서, 인장 강도는 종래의 방식으로, 특히 표준 NF EN ISO 6892-1 에 따라 결정된다.
강 부품은 400 HV 이상의 경도를 더 갖는다. 이 맥락에서, 경도는 종래의 방식으로, 특히 표준 NF EN ISO 6507-1 에 따라 결정된다.
본 발명에 따른 강 부품의 최적화된 조성 및 미세조직은 1400 MPa 초과, 보다 특히 1400 내지 1800 MPa 의 기계적 강도와 관련된, 수소 취성에 대한 매우 우수한 저항성을 얻을 수 있게 한다.
90 내지 98 면적% 의 베이나이트를 포함하는 미세조직을 제공하는 것이 유리하다. 실제로, 본 발명의 발명자들은 이러한 미세조직이 수소 취성에 대한 저항성과 기계적 강도, 특히 인장 강도 사이의 양호한 절충을 초래한다는 것을 발견하였다. 특히, 베이나이트는 마르텐사이트보다 수소 취성에 덜 민감하다. 또한, 상기한 미세조직으로 1400 MPa 이상의 인장강도가 수득될 수 있다.
특히, 상기한 표면 분율에서의 M/A 섬의 존재는 수소 취성에 대한 저항성에 유리하다. 실제로, M/A 섬은 미세조직의 베이나이트 영역보다 더 연성이고, 또한 매우 양호한 수소 트랩을 구성한다. 따라서, M/A 섬의 존재 덕분에, 수소는 부품의 비교적 연성인 영역에 포획된다. 이는, 사용 시 부품이 받는 응력의 결과로서 부품의 가장 취약한 영역 내로 확산될 수 있고 따라서 이러한 취약한 영역의 파괴 저항을 더욱 감소시킬 수 있는, 미세조직에 걸쳐 분산된 수소의 양을 감소시킨다.
M/A 섬의 잔류 오스테나이트가 응력 적용 시에 더 취성인 마르텐사이트로 변태되므로, 엄격하게 10% 초과의 M/A 섬 표면 분율은 바람직하지 않다. M/A 섬이 이전에 수소를 포획하였으므로, 이 마르텐사이트는 비교적 높은 양의 수소를 함유하며, 따라서 부품의 취성 파괴에 우선적인 구역을 구성할 수 있다.
위에서 언급된 M/A 섬의 크기는, 수소가 더 작은 영역에 포획되므로, 수소 저항성을 훨씬 더 향상시킨다. 더욱이, M/A 섬의 잔류 오스테나이트의 마르텐사이트로의 변태는, 그러한 변태가 단지 비교적 작은 영역의 마르텐사이트를 초래하므로, 파괴 저항성에 대해 덜 문제가 있다.
구 오스테나이트 결정립의 비교적 작은 크기는 취성 파괴 저항성을 훨씬 더 향상시킨다. 실제로, 베이나이트 라스의 패킷의 크기는 구 오스테나이트의 것보다 클 수 없다. 따라서, 작은 구 오스테나이트 결정립은 베이나이트 라스의 비교적 작은 패킷을 초래하고, 이는 결국 그레인 조인트에서 편석되는 경향이 있는 수소의 더 양호한 분포를 허용한다. 따라서, 미세조직의 베이나이트 영역에 존재할 수 있는 수소의 이러한 개선된 분포는 취성 파괴에 대한 부품의 저항을 증가시킨다.
강 부품은 예컨대 1080 MPa 이상의 항복 강도를 갖는다.
바람직하게는, 강 부품은 8% 이상의 연신율 및/또는 44% 이상의 단면 감소율을 갖는다. 연신율 및 단면 감소율은 종래의 방법에 따라 그리고 특히 표준 NF EN ISO 6892-1 에 따라 측정된다.
본 발명에 따른 강 부품은 유리하게는 자동차용 엔진, 트랜스미션 및 차축 적용을 위한 부품으로서 사용될 수 있다. 특히, 이러한 강 부품은 그러한 적용을 위한 볼트 및 나사, 그리고 예컨대 실린더 헤드 볼트, 메인 베어링 캡 볼트 및 커넥팅 로드 볼트로서 사용될 수 있다.
강 부품의 직경은 예를 들어 20 mm 이하, 보다 특히 16 mm 이하, 보다 더 특히 12 mm 이하이다. 보다 구체적으로, 강 부품의 직경은 예를 들어 5.5 mm 이상이다.
전술한 강 부품은 예를 들어 다음을 포함하는 방법을 사용하여 수득될 수 있다:
- 강으로 제조된 반제품을 제공하는 단계;
- 강의 Ac1 온도보다 엄격하게 낮은 어닐링 온도에서 이 반제품을 어닐링하는 단계;
- 반제품을 냉간 성형 제품으로 냉간 성형하는 단계;
- 냉간 성형 제품에 다음을 포함하는 열처리를 행하여 냉간 성형 강 부품을 수득하는 단계:
- 냉간 성형 제품을 강의 완전 오스테나이트화 온도 (Ac3) 이상의 열처리 온도로 가열하는 것; 그리고 나서
- 제품을 15 분 내지 2 시간의 시간 동안 300℃ 내지 400℃ 의 유지 온도에서 유지하는 것.
특히, 강 부품의 제조 방법은 어떠한 중간 퀀칭 단계도 포함하지 않는다.
제공 단계 동안에 제공되는 반제품은 중량 기준으로 다음의 조성을 갖는다:
0.35% ≤ C ≤ 0.60%
0.15% ≤ Si ≤ 0.5%
0.8% ≤ Mn ≤ 2.0%
0.0003% ≤ B ≤ 0.01%
0.003% ≤ Mo ≤ 1.0%
1.0% ≤ Cr ≤ 2.0%
0.01% ≤ Ti ≤ 0.04%
0.003% ≤ N ≤ 0.01%
S ≤ 0.015%
P ≤ 0.015%
0.01% ≤ Ni ≤ 1.0%
0.01% ≤ Nb ≤ 0.1%
선택적으로
0 ≤ Al ≤ 0.1%
0 ≤ V ≤ 0.5%
철 및 불가피한 불순물로 이루어진 잔부.
이 조성은 강 부품에 대해 전술한 조성에 해당한다.
반제품은 특히 와이어, 예컨대 5 mm 내지 25 mm 의 직경을 갖는 와이어이다.
위에서 언급한 바와 같이, 어닐링 단계는 강의 Ac1 온도보다 엄격하게 낮은 어닐링 온도에서 수행된다. 통상적인 바와 같이, Ac1 온도는 가열 중에 오스테나이트가 형성되기 시작하는 온도이다.
어닐링 단계는 냉간 성형을 위해 준비되도록 강의 인장 강도를 일시적으로 감소시키기 위한 것이다. 예를 들어, 어닐링 단계의 종료 시, 강은 600 MPa 이하의 인장 강도를 갖는다. 이러한 어닐링을 글로뷸라이제이션 또는 구상화 어닐링이라 칭한다.
보다 구체적으로, 어닐링 단계 동안, 반제품은 Ac1 - 20 ℃ 이상의 어닐링 온도로 가열된다.
어닐링 단계 동안, 반제품은 어닐링 후의 강의 인장 강도가 600 MPa 이하가 되도록 어닐링 온도의 함수로서 선택되는 시간 동안 어닐링 온도에서 유지되는 것이 바람직하다. 예를 들어, 어닐링 온도에서의 유지 시간은 5 내지 9 시간이다.
특정 예에 따르면, 어닐링 단계는 730℃ 와 동일한 어닐링 온도에서 수행되고, 어닐링 온도에서의 유지 시간은 7 시간과 동일하다.
어닐링 단계는 바람직하게는 중성 분위기에서, 예를 들어 질소 가스로 이루어진 분위기에서 수행된다.
어닐링 온도에서의 유지 후, 반제품은 실온으로 냉각된다.
냉각은 펄라이트의 석출 및 베이나이트의 형성을 피하도록 그리고 따라서 냉각 후 600 MPa 이하의 인장 강도를 유지하도록 선택된 속도로 수행되는 것이 바람직하다. 이러한 냉각 속도는 강의 CCT 다이어그램을 사용하여 어려움 없이 결정될 수 있다.
특정 예에 따르면, 어닐링 온도로부터의 냉각은 3단계로 수행된다: 어닐링 온도로부터 약 670℃ 까지의 제 1 냉각 단계 (여기서 강은 25℃/h 이하의 냉각 속도로 냉각됨), 250℃/s 이하의 냉각 속도로 약 670℃ 로부터 약 150℃ 까지의 제 2 냉각 단계, 및 주위 또는 자연 공기 중에서의 냉각에 해당하는 냉각 속도로 약 150℃ 로부터 주위 온도까지의 제 3 냉각 단계. 이러한 3단계 냉각 및 해당 온도 및 속도는 단지 예로서 주어지며, 특히 강의 조성 및 원하는 최종 인장 강도에 따라 상이한 온도 및 속도가 사용될 수 있다.
냉간 성형 단계는 예컨대 냉간 헤딩 단계이고, 따라서 냉간 성형 단계의 종료 시에 냉간 헤딩 제품이 수득되고, 열처리 단계의 종료 시에 냉간 헤딩 강 부품이 수득된다.
상기 방법은 선택적으로, 어닐링과 냉간 헤딩 단계 사이에, 어닐링된 반제품을 냉간 인발하여 그 직경을 감소시키는 단계를 포함한다. 이 냉간 인발 단계는 특히 신선 (wire drawing) 단계이다. 이 신선 단계 동안, 직경 감소는 예를 들어 5% 이하이다.
바람직하게는, 냉간 인발 단계는 반제품의 표면을 세정하는 단계 및 후속하여 반제품의 표면에 윤활 코팅을 형성하는 단계를 포함하는 표면 준비가 선행한다.
세정 단계는 예를 들어 선택적으로 중화가 뒤따르는, 탈지 및/또는 기계적 또는 화학적 디스케일링 또는 산세를 포함한다. 이 맥락에서, 중화는 부식 위험을 줄이기 위해 강의 표면으로부터 모든 이질적 입자 또는 물질을 세정하기 위해 사용되는 세정 프로세스이다.
윤활 코팅의 형성 단계는 예를 들어 인산염 처리 및 소우핑을 포함한다.
냉간 성형 후, 냉간 성형 제품에 다음을 포함하는 열처리를 행하여 냉간 성형 강 부품을 수득한다:
- 냉간 성형 제품을 강의 완전 오스테나이트화 온도 Ac3 이상의 열처리 온도로 가열하는 것; 그리고 나서
- 제품을 15 분 내지 2 시간의 시간 동안 300℃ 내지 400℃ 의 유지 온도에서 유지하는 것.
이 열처리는 오스템퍼링 열처리이다.
일례에 따르면, 유지 단계 동안, 제품은 오스템퍼링 매질 중에 유지 온도에서 유지된다. 오스템퍼링 매질은 예컨대 염욕이다.
특히, 열처리 동안, 냉간 성형 제품은 열처리 온도로부터 유지 온도까지 바람직하게는 오스템퍼링 매질 중에서 냉각된다. 특히, 제품은 열처리 온도로부터 유지 온도까지 염욕 중에서 냉각된다.
유지 단계의 종료 후, 제품은 주위 또는 자연 공기 중에서 주위 온도까지 냉각되게 된다.
가열 단계는 강 부품이 가열 단계의 종료 시에 전체적으로 오스테나이트 미세조직을 갖도록 수행된다.
이 가열 단계 동안 형성된 오스테나이트 결정립의 평균 크기는 20 ㎛ 이하이고, 특히 8 내지 15 ㎛ 이다. 이 크기는 예컨대 500:1 의 배율로 측정된다.
이러한 작은 결정립 크기는 강 부품을 제조하기 위한 냉간 성형 방법 그리고 특히 저온 헤딩의 사용에 기인한다. 이러한 오스테나이트 결정립 크기는 본 발명에 따른 냉간 성형 및 오스테퍼링된 강 부품의 구 오스테나이트 결정립 크기이다.
열처리 온도는 예를 들어 강의 완전 오스테나이트화 온도 Ac3 보다 적어도 50℃ 만큼 더 높다.
더 구체적으로, 가열 단계 동안, 강 부품은 5 분 내지 120 분의 시간 동안 열처리 온도에서 유지된다.
바람직하게는 유지 단계 동안의 유지 온도는 300 내지 380℃ 이다.
유지 단계의 종료 시에, 냉간 성형된 그리고 더 구체적으로 냉간 헤딩된, 그리고 오스템퍼링된 강 부품이 수득된다.
이렇게 수득된 강 부품은 강 부품에 대해 전술한 미세조직을 갖는다.
실험
아래의 표 1 에 언급된 화학 조성 C1 내지 C3, Ref1 및 Ref2 를 갖는 주조물에 대해 실험실 테스트를 수행하였다.
Figure pct00001
상기 표 1 에서, 조성은 wt% 로 표시된다.
상기 조성 전부에서, 조성의 잔부는 철 및 불가피한 불순물로 이루어진다. 특히, 제조 공정에 따라 그리고 특히 고철에서 제련되는 경우, 강은 불가피한 불순물로서 구리를 0.15% 까지 함유할 수 있다.
조성 Ref1 및 Ref2 는 기준 조성물이다.
제 1 시리즈의 실험에서, 상기 주조물들 전부는 7 시간의 유지 시간으로 730℃ 의 온도에서 주조물을 유지한 후 냉각하는 것을 포함하는 어닐링을 거쳤다. 냉각은 670℃ 까지 냉각 속도 25℃/h 의 냉각, 이어서 150℃ 까지 250℃/h 의 냉각, 그리고 마지막으로 실온으로의 자연 또는 주위 공기 냉각을 포함하는 3단계로 수행되었다. 이 냉각 속도들은 어닐링로 내의 가열 조건을 조절함으로써 획득되었으며, 가열은 당업자에게 공지된 방식으로 필요에 따라 감소되거나 꺼졌다.
어닐링 후, 주조물들은 냉간 성형 제품으로 냉간 성형되었다.
그리고 실험 E1 내지 E4 및 E6 (아래의 표 2 참조) 에서, 냉간 성형 제품에 다음을 포함하는 오스템퍼링 열처리를 수행하였다:
- 냉간 성형 제품을 열처리 온도 (Tt) 로 가열하고 이 온도에서 유지 시간 (tt) 동안 유지하는 것; 그리고 나서
- 제품을 유지 온도 (Th) 에서 유지 시간 (th) 동안 염욕 중에 유지하는 것.
그리고, 제품은 자연 또는 주위 공기 중에서 실온까지 냉각되게 되었다.
실험 E5 에서, 조성 Ref2 를 갖는 합금으로 제조된 냉간 성형 제품에, 전술한 오스템퍼링 처리 대신에, 퀀칭 및 후속하여 냉간 헤딩 후 템퍼링으로 이루어진 열처리를 행하였다. 더 구체적으로, 이 실험에서, 열처리는, 890℃ 의 온도로 가열하고 이 온도에서 30 분 동안 유지한 후, 임계 마르텐사이트 냉각 속도보다 큰 냉각 속도의 퀀칭과 그리고 나서 450℃ 에서 60 분 동안 템퍼링하는 것으로 이루어졌다.
하기 표 2 는 상이한 실험 E1 내지 E6 에 대해, 강 제품의 조성, 냉간 성형 제품의 직경, 및 적용 가능한 경우, 열처리 조건을 나타낸다.
Figure pct00002
상기 표 2 에서, n.a.는 "적용 불가 (non applicable)" 를 의미한다.
상기 표 2 에서, 기준 실험에 밑줄을 그었다 (실험 E4 내지 E6).
시험 시편 유형 TR03 (Ø= 5 mm, L = 75 mm) 을 사용하여 인장 시험을 수행하였다. 인장 시험은 표준 NF EN ISO 6892-1 에 따라, 즉 8 mm/mn의 크로스 헤드 속도로 수행되었다. 각각의 값은 3 번 측정의 평균이다.
샘플들의 단면을 따라서 경도 프로파일이 수행되었다. 15 초 지속기간 동안 30 kg 의 부하로 비커스 경도 시험을 수행하였다. 경도는 표준 NF EN ISO 6507-1 에 따라 측정되었다. 각각의 값은 3 번 측정의 평균이다.
이 시험의 결과가 하기 표 3 에 요약되어 있다.
또한, 이렇게 수득된 제품의 미세조직은 이 제품들의 단면에 기초하여 분석되었다. 보다 구체적으로, 단면에 존재하는 조직들은 LOM (light optical microscopy) 및 주사 전자 현미경 (SEM) 에 의해 특징지어졌다. LOM 및 SEM 관찰은 Nital 함유 용액을 사용한 에칭 후에 수행되었다.
강의 미세조직은 LePera 에칭제 (LePera 1980) 를 사용하여 마르텐사이트, 베이나이트 및 페라이트 상들을 구별하기 위해 컬러 에칭을 사용하여 특징지어졌다. 에칭제는 사용 직전에 1 : 1 비로 혼합되는 1% 나트륨 메타비설파이트 수용액 (100 ml 증류수 중 1g Na2S205) 및 4% 피크럴 (100 ml 에탄올 중 4g 건조 피크르산) 의 혼합물이다.
LePera 에칭은 베이나이트 (상부, 하부), 마르텐사이트, 오스테나이트의 섬들 및 필름들 또는 M/A 섬들의 유형과 같은 일차상 및 이차상을 드러낸다. LePera 에칭 후에, 광학 현미경 및 500:1 의 배율에서, 페라이트는 연한 청색을 나타내고, 베이나이트는 청색에서 갈색까지 나타내고 (상부 베이나이트는 청색, 하부 베이나이트는 갈색), 마르텐사이트는 갈색에서 연한 황색까지 나타내며, M/A 섬은 백색을 나타낸다.
이미지들에서 섬의 직경 및 주어진 영역에서 M/A 섬의 양 (백분율) 은 적당한 이미지 처리 소프트웨어, 특히 처리용 ImageJ 소프트웨어를 사용하여 측정되었고, 이미지 분석에 의해 정량화할 수 있었다.
구 오스테나이트 결정립 크기는 표준 NF EN ISO 643 에 따른 이미지 유형 비교에 의해 Bechet-Beaujard 에칭 후에 결정되었다. 각각의 값은 3 번 측정의 평균이다.
이 분석들의 결과가 아래의 표 4 에 요약되어 있다.
표 3 및 표 4 에서, 다음의 약어가 사용된다:
TS (MPa) 는 압연 방향에 대하여 종방향으로 인장 시험에 의해 측정된 인장 강도를 나타내고,
YS (MPa) 는 압연 방향에 대하여 종방향으로 인장 시험에 의해서 측정된 항복 강도를 나타내며,
Ra (%) 는 압연 방향에 대하여 종방향으로 인장 시험에 의해 측정된 단면 감소율을 나타내고,
El (%) 은 압연 방향에 대하여 종방향으로 인장 시험에 의해 측정된 연신율을 나타내며,
HV30 은 경도 측정의 결과를 나타내고,
M/A = 마르텐사이트/잔류 오스테나이트 섬.
Figure pct00003
Figure pct00004
상기 표 4 에서, n.a.는 "적용 불가" 를 의미한다.
마지막으로, 각각의 실험 E1 내지 E6 에서, 미충전 (uncharged) 샘플 및 수소로 충전된 샘플 (표준 NF A-05-304) 에 대한 저변형률 인장 시험 (10-5 s-1 의 변형률) 의 결과를 비교함으로써, 상응하는 샘플들의 수소 저항성을 결정하였다.
더 구체적으로, 본 발명자들은 충전 및 미충전 샘플에 대한 연성 (단면 감소율 Ra 을 통해) 을 결정하였고, 취성 지수를 통해 결과를 비교하였다.
충전 전의 샘플 내의 총 H2 함량은 약 0.3 ppm 이었다.
수소 충전은 5 시간 동안 전류 밀도 I = 0.8 mA/㎠ 로, 수소 프로모터 Thiourea 2.5 mg/L 를 첨가한 H2SO4 1N 으로 구성된 전해질 용액을 이용한 음극 충전을 통해 수행되었다.
각각의 샘플 쌍 (충전 및 미충전) 에 대해, 단면 감소율에 관련된 취성 지수 IRa 는 다음 식을 사용하여 계산된다:
IRa = 1 - [Ra(H2)/ Ra(H2=0)], 여기서 Ra(H2)는 수소로 충전된 샘플에서 측정된 단면 감소율의 값에 해당하고, Ra(H2=0) 는 미충전 샘플에서 측정된 단면 감소율의 값에 해당한다.
1 에 가까운 취성 지수 IRa 는 그레이드가 수소 취성에 매우 민감하다는 것을 의미한다. 0.35 이하의 취성 지수 IRa 는 원하는 적용의 관점에서 만족스러운 것으로 간주되었다.
본 발명자들은 각각의 경우에 파괴 표면 모드를 추가로 관찰하였다.
이 시험의 결과가 표 5 에 요약되어 있다.
Figure pct00005
상기 표 5 로부터 알 수 있는 바와 같이, 연성은 수소에 의해 크게 영향을 받는다.
조성 C1 내지 C3 를 갖는 강 (실험 E1 내지 E3 참조) 은 퀀칭 및 템퍼링 후의 기준 그레이드 Ref2 (실험 E5 참조) 및 오스템퍼링 열처리 후의 기준 그레이드 Ref1 (실험 E4 및 E6 참조) 보다 높은 수소 저항을 나타낸다.
또한, 실험 E1 내지 E3 의 경우 연성 파괴 모드가 관찰되는 반면, 비교 실험 E4 내지 E6 의 경우 입계 파괴 모드 또는 Ts 전 파괴의 발생이 관찰된다.
90% 이상의 베이나이트 함량을 갖는 샘플 (실험 E1 내지 E3) 과 마르텐사이트 미세조직을 갖는 샘플 (실험 E5) 의 비교는 베이나이트 조직이 마르텐사이트 조직보다 수소 취성에 덜 민감하다는 것을 보여준다.
마지막으로, 본 발명에 따른 샘플 (실험 E1 내지 E3) 이 실험 E4 및 E6 에 따른 비교 샘플보다 동일한 충전 조건 하에서 수소를 덜 흡수한다는 것을 관찰할 수 있다.
따라서, 이 실험들은 본 발명에 따른 강 부품이 자동차용 조립 부품과 같은 위에서 언급한 바와 같은 적용에 특히 매우 알맞다는 것을 보여준다. 실제로, 종래 기술의 강 부품과 비교하여 수소 취성에 대한 개선된 저항성과 관련된 매우 양호한 기계적 특성 그리고 특히 양호한 인장 강도를 갖는다.
본 발명에 따른 방법은 또한, 종래의 냉간 성형 공구를 사용할 수 있도록 그리고 그 마모를 줄이도록 어닐링 후에 충분히 낮은 인장 강도를 수득할 수 있게 하며, 동시에 높은 인장 강도 (1400 MPa 이상) 를 갖는 최종 부품이 수득된다는 이점이 있다.

Claims (16)

  1. 강 부품의 제조 방법으로서,
    - 중량% 로,
    0.35% ≤ C ≤ 0.60%
    0.15% ≤ Si ≤ 0.5%
    0.8% ≤ Mn ≤ 2.0%
    0.0003% ≤ B ≤ 0.01%
    0.003% ≤ Mo ≤ 1.0%
    1.0% ≤ Cr ≤ 2.0%
    0.01% ≤ Ti ≤ 0.04%
    0.003% ≤ N ≤ 0.01%
    S ≤ 0.015%
    P ≤ 0.015%
    0.01% ≤ Ni ≤ 1.0%
    0.01% ≤ Nb ≤ 0.1%
    선택적으로
    0 ≤ Al ≤ 0.1%
    0 ≤ V ≤ 0.5%
    철 및 불가피한 불순물로 이루어진 잔부
    를 포함하는 강으로 제조된 반제품을 제공하는 단계;
    - 상기 강의 Ac1 온도보다 엄격하게 낮은 어닐링 온도에서 이 반제품을 어닐링하는 단계;
    - 상기 반제품을 냉간 성형 제품으로 냉간 성형하는 단계;
    - 상기 냉간 성형 제품에
    - 상기 냉간 성형 제품을 상기 강의 완전 오스테나이트화 온도 Ac3 이상의 열처리 온도로 가열하는 것; 그리고
    - 상기 제품을 15 분 내지 2 시간의 시간 동안 300℃ 내지 400℃ 의 유지 온도에서 유지하는 것
    을 포함하는 열처리를 행하여 강 부품을 수득하는 단계
    를 포함하는, 강 부품의 제조 방법.
  2. 제 1 항에 있어서,
    상기 열처리의 가열하는 단계 동안, 상기 냉간 성형 제품이 상기 강의 완전 오스테나이트화 온도 Ac3 보다 적어도 50℃ 높은 열처리 온도로 가열되는, 강 부품의 제조 방법.
  3. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
    상기 어닐링 온도는 Ac1 - 20 ℃ 이상인, 강 부품의 제조 방법.
  4. 제 1 항 내지 제 3 항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 반제품이 와이어인, 강 부품의 제조 방법.
  5. 제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 반제품의 표면의 클리닝 및 그 표면에서의 윤활 코팅의 형성을 포함하는 상기 반제품의 표면의 준비를 더 포함하는, 강 부품의 제조 방법.
  6. 제 5 항에 있어서,
    상기 반제품의 표면에서의 윤활 코팅의 형성 단계가 인산염 처리 및 소우핑 (soaping) 실시를 포함하는, 강 부품의 제조 방법.
  7. 제 1 항 내지 제 6 항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 강의 탄소 함량이 0.35 내지 0.50 wt% 인, 강 부품의 제조 방법.
  8. 제 1 항 내지 제 7 항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 강의 망간 함량이 0.9 내지 1.4 wt% 인, 강 부품의 제조 방법.
  9. 제 1 항 내지 제 8 항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 강의 크롬 함량이 1.0 내지 1.6 wt% 인, 강 부품의 제조 방법.
  10. 제 1 항 내지 제 9 항 중 어느 한 항에 있어서,
    냉간 성형 단계가 냉간 헤딩 단계인, 강 부품의 제조 방법.
  11. 제 1 항 내지 제 10 항 중 어느 한 항에 있어서,
    유지 단계 동안, 제품이 염욕 중에 유지 온도에서 유지되는, 강 부품의 제조 방법.
  12. 중량% 로,
    0.35% ≤ C ≤ 0.60%
    0.15% ≤ Si ≤ 0.5%
    0.8% ≤ Mn ≤ 2.0%
    0.0003% ≤ B ≤ 0.01%
    0.003% ≤ Mo ≤ 1.0%
    1.0% ≤ Cr ≤ 2.0%
    0.01% ≤ Ti ≤ 0.04%
    0.003% ≤ N ≤ 0.01%
    S ≤ 0.015%
    P ≤ 0.015%
    0.01% ≤ Ni ≤ 1.0%
    0.01% ≤ Nb ≤ 0.1%
    선택적으로
    0 ≤ Al ≤ 0.1%
    0 ≤ V ≤ 0.5%
    철 및 불가피한 불순물로 이루어진 잔부
    를 포함하는 합금으로 제조된 강 부품으로서,
    상기 강 부품은 90 면적% 내지 98 면적% 의 베이나이트, 및 2 면적% 내지 10 면적% 의 마르텐사이트-오스테나이트 섬 (islands) 을 포함하는 미세조직을 갖고, 상기 마르텐사이트-오스테나이트 섬은 50 ㎛ 이하의 직경을 가지며, 상기 강 부품은 1400 MPa 내지 1800 MPa 의 인장 강도를 갖고, 평균 구 오스테나이트 결정립 크기가 20 ㎛ 이하인, 강 부품.
  13. 제 12 항에 있어서,
    상기 마르텐사이트-오스테나이트 섬의 탄소 함량이 1 wt% 이상인, 강 부품.
  14. 제 12 항 또는 제 13 항에 있어서,
    상기 강 부품은 400 HV 이상의 경도를 갖는, 강 부품.
  15. 제 12 항 내지 제 14 항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 강 부품은 냉간 성형 강 부품이고, 더 구체적으로는 냉간 성형 및 오스템퍼링된 강 부품인, 강 부품.
  16. 제 12 항 내지 제 15 항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 강 부품은 냉간 헤딩된 강 부품이고, 더 구체적으로는 냉간 헤딩 및 오스템퍼링된 강 부품인, 강 부품.
KR1020227001179A 2019-07-16 2020-07-16 강 부품의 제조 방법 및 강 부품 KR20220024526A (ko)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
IBPCT/IB2019/056061 2019-07-16
PCT/IB2019/056061 WO2021009543A1 (en) 2019-07-16 2019-07-16 Method for producing a steel part and steel part
PCT/IB2020/056695 WO2021009705A1 (en) 2019-07-16 2020-07-16 Method for producing a steel part and steel part

Publications (1)

Publication Number Publication Date
KR20220024526A true KR20220024526A (ko) 2022-03-03

Family

ID=67515035

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020227001179A KR20220024526A (ko) 2019-07-16 2020-07-16 강 부품의 제조 방법 및 강 부품

Country Status (12)

Country Link
US (1) US20220259693A1 (ko)
EP (1) EP3999667B1 (ko)
JP (1) JP7422854B2 (ko)
KR (1) KR20220024526A (ko)
CN (1) CN114096693B (ko)
BR (1) BR112022000640A2 (ko)
CA (1) CA3147223A1 (ko)
FI (1) FI3999667T3 (ko)
MX (1) MX2022000631A (ko)
PL (1) PL3999667T3 (ko)
WO (2) WO2021009543A1 (ko)
ZA (1) ZA202200328B (ko)

Families Citing this family (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US9998914B2 (en) 2014-04-16 2018-06-12 Jamf Software, Llc Using a mobile device to restrict focus and perform operations at another mobile device
KR20240007218A (ko) * 2021-06-16 2024-01-16 아르셀러미탈 강 부품을 제조하는 방법 및 강 부품
EP4190934A1 (de) 2021-12-02 2023-06-07 KAMAX Holding GmbH & Co. KG Bauteil aus b-zr-legiertem stahl

Family Cites Families (27)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2000054075A (ja) * 1998-07-31 2000-02-22 Nippon Steel Corp 電気伝導性および耐ころがり疲労損傷性に優れたベイナイト系レール
JP2001011575A (ja) * 1999-06-30 2001-01-16 Nippon Steel Corp 冷間加工性に優れた機械構造用棒鋼・鋼線及びその製造方法
JP3989138B2 (ja) * 1999-07-23 2007-10-10 Ｊｆｅ条鋼株式会社 機械加工性に優れた低歪み型浸炭焼入れ歯車用鋼材およびその鋼材による歯車の製造方法
JP4435954B2 (ja) * 1999-12-24 2010-03-24 新日本製鐵株式会社 冷間鍛造用棒線材とその製造方法
CN100436628C (zh) * 2003-01-17 2008-11-26 杰富意钢铁株式会社 高频淬火用钢材、采用该高频淬火用钢材的高频淬火构件及它们的制造方法
EP1767659A1 (fr) * 2005-09-21 2007-03-28 ARCELOR France Procédé de fabrication d'une pièce en acier de microstructure multi-phasée
FR2914929B1 (fr) 2007-04-12 2010-10-29 Mittal Steel Gandrange Acier a bonne tenue a l'hydrogene pour le formage de pieces mecaniques a tres hautes caracteristiques.
DE102008022399A1 (de) * 2008-05-06 2009-11-19 Thyssenkrupp Steel Ag Verfahren zum Herstellen eines Stahlformteils mit einem überwiegend ferritisch-bainitischen Gefüge
DE102008022401B4 (de) * 2008-05-06 2012-12-06 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Verfahren zum Herstellen eines Stahlformteils mit einem überwiegend bainitischen Gefüge
JP5245997B2 (ja) * 2009-04-06 2013-07-24 新日鐵住金株式会社 靭性に優れた高強度熱間鍛造非調質鋼及びその製造方法
CN101654728A (zh) * 2009-09-25 2010-02-24 清华大学 一种锰系淬火贝氏体钢的制备方法
CZ303949B6 (cs) * 2011-09-30 2013-07-10 Západoceská Univerzita V Plzni Zpusob dosazení TRIP struktury ocelí s vyuzitím deformacního tepla
TWI467028B (zh) * 2011-09-30 2015-01-01 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp High-strength hot-dip galvanized steel sheet with excellent impact resistance and its manufacturing method and high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet and manufacturing method thereof
JP5516680B2 (ja) * 2012-09-24 2014-06-11 Ｊｆｅスチール株式会社 電縫溶接部の耐ｈｉｃ性および低温靭性に優れた電縫鋼管およびその製造方法
US20140283960A1 (en) * 2013-03-22 2014-09-25 Caterpillar Inc. Air-hardenable bainitic steel with enhanced material characteristics
KR20140121229A (ko) * 2013-04-05 2014-10-15 태양금속공업주식회사 인장강도가 우수한 고강도 볼트의 제조방법
US9976206B2 (en) * 2013-08-26 2018-05-22 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Rolled round steel material for steering rack bar, and steering rack bar
FR3022259A1 (fr) * 2014-06-16 2015-12-18 Asco Ind Acier pour pieces mecaniques a hautes caracteristiques traitees superficiellement, et pieces mecaniques en cet acier et leur procede de fabrication
WO2016016676A1 (fr) * 2014-07-30 2016-02-04 ArcelorMittal Investigación y Desarrollo, S.L. Procédé de fabrication de tôles d'acier, pour durcissement sous presse, et pièces obtenues par ce procédé
WO2016079565A1 (en) * 2014-11-18 2016-05-26 Arcelormittal Method for manufacturing a high strength steel product and steel product thereby obtained
JP6160785B2 (ja) * 2014-12-12 2017-07-12 新日鐵住金株式会社 油井管用低合金鋼及び低合金鋼油井管の製造方法
CN104561829B (zh) * 2014-12-30 2017-05-24 中车戚墅堰机车车辆工艺研究所有限公司 一种铁路辙叉用高耐磨钢及其制造方法
CN104831189B (zh) * 2015-04-16 2016-08-24 河北钢铁股份有限公司 Hb600级非调质耐磨钢板及其制造方法
EP3168312B1 (de) * 2015-11-16 2019-04-10 Deutsche Edelstahlwerke Specialty Steel GmbH & Co. KG Edelbaustahl mit bainitischem gefüge, daraus hergestelltes schmiedeteil und verfahren zur herstellung eines schmiedeteils
CN109642295B (zh) * 2016-09-28 2022-04-29 杰富意钢铁株式会社 钢板及其制造方法
CN108396220A (zh) * 2017-02-05 2018-08-14 鞍钢股份有限公司 一种高强高韧性镀锌钢板及其制造方法
JP6849536B2 (ja) * 2017-05-31 2021-03-24 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼板およびその製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
FI3999667T3 (fi) 2024-01-31
CA3147223A1 (en) 2021-01-21
WO2021009543A1 (en) 2021-01-21
EP3999667A1 (en) 2022-05-25
ZA202200328B (en) 2022-07-27
CN114096693A (zh) 2022-02-25
JP2022540899A (ja) 2022-09-20
MX2022000631A (es) 2022-03-11
EP3999667B1 (en) 2023-12-20
WO2021009705A1 (en) 2021-01-21
US20220259693A1 (en) 2022-08-18
CN114096693B (zh) 2023-05-16
BR112022000640A2 (pt) 2022-03-03
JP7422854B2 (ja) 2024-01-26
PL3999667T3 (pl) 2024-04-02

Similar Documents

Publication Publication Date Title
RU2439189C1 (ru) Горячештампованная нетермообработанная сталь мартенситного класса и горячештампованная нетермообработанная стальная деталь
EP2684972B1 (en) Steel sheets for hot stamping, method for manufacturing the same, and use for manufacturing high-strength hot-stamped parts
US9845519B2 (en) Boron-added high strength steel for bolt and high strength bolt having excellent delayed fracture resistance
CA3063982C (en) Method for producing a steel part and corresponding steel part
EP1602742A1 (en) High-strength steel for large-scaled forging, and crankshaft
CN113166828B (zh) 经冷轧和热处理的钢板及其制造方法
JP7422854B2 (ja) 鋼部品の製造方法及び鋼部品
CA2861997A1 (en) Steel wire for bolt, bolt, and manufacturing processes therefor
RU2763027C1 (ru) Кованая деталь из бейнитной стали и способ ее изготовления
JP4581966B2 (ja) 高周波焼入れ用鋼材
WO2021089851A1 (en) Medium manganese steel product and method of manufacturing the same
US9194018B2 (en) Microalloyed steel with good resistance to hydrogen for the cold-forming of machine parts having high properties
KR101301617B1 (ko) 고강도 고인성 소재 및 이를 이용한 타워 플랜지 제조방법
KR20230004794A (ko) 냉간압연되고 어닐링된 강 시트 또는 열간 프레싱되고 어닐링된 강 부품
RU2788982C1 (ru) Стальная деталь и способ ее получения
RU2810466C1 (ru) Холоднокатаный, отожжённый стальной лист или горячепрессованная, отожжённая стальная деталь
JPH11270531A (ja) 遅れ破壊特性の優れた高強度ボルトおよびその製造方法
EP4355920A1 (en) Method for producing a steel part and steel part
KR20230004795A (ko) 냉간압연, 어닐링 및 파티셔닝된 강 시트 및 그 제조 방법
KR20220162180A (ko) 냉연 어닐링 강판 및 그 제조 방법
KR20230004796A (ko) 열간압연 및 열처리된 강 시트 및 그 제조 방법
EP3330400A1 (en) Steel for springs of high resistance and hardenability

Legal Events

Date Code Title Description
A201 Request for examination
E902 Notification of reason for refusal
E701 Decision to grant or registration of patent right