KR20240007218A - 강 부품을 제조하는 방법 및 강 부품 - Google Patents

Abstract

중량으로: 0.05% ≤ C ≤ 0.15%, 0.01% ≤ Si ≤ 1%, 1.2% ≤ Mn ≤ 2%, 0.1% ≤ Cr ≤ 2%, 0.001 ≤ Al ≤ 0.1%, 0.003% ≤ N ≤ 0.01%, 0 ≤ S ≤ 0.015%, 0 ≤ P ≤ 0.015%, 0% ≤ Ni ≤ 1%, 0% ≤ B ≤ 0.01%, 0% ≤ Mo ≤ 1%, 0% ≤ Ti ≤ 0.04 %, 0% ≤ Nb ≤ 0.1%, 0 ≤ V ≤ 0.5%, 철 및 불가피한 불순물로 이루어진 잔부를 포함하는 강 부품을 제조하는 방법으로서, 상기 강의 Ac1 온도보다 엄격하게 낮은 어닐링 온도에서 상기 반제품을 어닐링하는 단계, 상기 반제품을 실온으로 냉각시키는 단계, 상기 반제품을 냉간 성형 제품으로 냉간 성형하는 단계, 상기 냉간 성형 제품에 다음을 포함하는 열처리를 행하는 단계를 포함하고, 상기 열처리는 상기 냉간 성형 제품을 상기 강의 완전 오스테나이트화 온도 Ac3 이상의 열처리 온도로 가열하는 단계, 및 실온으로 켄칭하는 단계, 선택적으로 상기 제품을 15 분 내지 2 시간의 시간 동안 180℃ 내지 400℃ 의 유지 온도에서 재가열하는 단계를 포함한다.

Description

강 부품을 제조하는 방법 및 강 부품

본 발명은 자동차 산업에서 차량의 새시 또는 휠 허브 구성부품들에 흔히 사용되는 나사, 볼트 등과 같은 조립 부품들을 냉간 성형을 통해, 특히 냉간 헤딩 (cold heading) 을 통해 제조하는 방법에 관한 것이다.

알려진 바와 같이, 자동차 산업은 차량 중량을 감소시키는 것을 지속적으로 목표로 하고 있으며, 이는 안전 조립체를 수정함으로써 수행될 수 있다. 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.

WO 2016/158470 은 시효처리 전 가공성이 우수하고, 시효처리 후 피로 특성, 인성 및 낮은 주기 피로 특성이 우수한 시효 경화강, 즉 미리 정해진 양의 C, Si, Mn, S, Cr, Al, V, Nb, Ca, 및 REM 을 포함하고, P, Ti, 및 N 의 함량을 미리 정해진 양 이하로 제한하며, 잔부 Fe 와 불순물을 포함하고, 베이나이트 조직의 면적비가 70% 이상인 시효 경화강이다. 그러나 WO 2016/158470 의 강은 수소 취성이 없다.

WO 2011/124851 은 높은 특성을 가진 기계적 강 부품이고, 그 조성은, 중량 백분율로, 0.05% ≤ C ≤ 0.25%; 1.2% ≤ Mn ≤ 2%; 1% ≤ Cr ≤ 2.5% 을 포함하고; C, Mn 및 Cr 의 함량은, (830-270C %-90 Mn %-70Cr %) ≤ 560 이도록 되고; 0 < Si ≤ 1.55; 0 < Ni ≤ 1%; 0 < Mo ≤ 0.5%; 0 < Cu ≤ 1%; 0 < V ≤ 0.3%; 0 < Al ≤ 0.1%; 0 < B ≤ 0.005%; 0 < Ti ≤ 0.03%; 0 < Nb ≤ 0.06%; 0 < S ≤0.1%; 0 < Ca ≤ 0.006%; 0 < Te ≤ 0.03%; 0 < Se ≤ 0.05%; 0 < Bi ≤ 0.05%; 0 < Pb ≤ 0.1%; 강 부품의 나머지는 철 및 처리로 인한 불순물이며, 강의 조직은 베이나이트이며, 총 20% 이하의 마르텐사이트 및/또는 초석정 페라이트 및/또는 펄라이트를 함유한다. 그러나, WO 2011/124851 의 강은 수소 취성 뿐만 아니라 58% 이상의 감소 면적을 나타내지 않는다.

그러나, 부품의 수소 취성에 대한 저항성을 더욱 향상시키는 것이 바람직하다.

따라서, 본 발명의 목적은, 모터 차량의 조립 부품으로 사용될 수 있고 수소 취성에 대한 저항성을 개선하면서 동시에 하기를 가지는 강 부품을 제공하는 것이다:

- 1100 MPa 이상, 바람직하게는 1150 MPa 초과, 또는 심지어 1180 MPa 초과의 극한 인장 강도,

- 880 MPa 이상, 바람직하게는 900 MPa 초과의 항복 강도,

- 12% 이상, 바람직하게는 13% 이상의 총 연신율,

- 0.09 미만, 바람직하게는 0.08 이하의 수소 취성 지수,

- 58% 초과, 바람직하게는 60% 초과, 더욱 바람직하게는 62% 이상의 면적 감소.

바람직한 실시형태에서, 강 부품은 360 Hv 내지 405 Hv 의 경도를 나타낸다.

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 중량으로 다음을 포함하는 조성을 갖는다:

0.05% ≤ C ≤ 0.15%

0.01% ≤ Si ≤ 1%

1.2% ≤ Mn ≤ 2%

0.1% ≤ Cr ≤ 2%

0.001 ≤ Al ≤ 0.1%

0.003% ≤ N ≤ 0.01%

0 ≤ S ≤ 0.015%

0 ≤ P ≤ 0.015%

선택적으로

0% ≤ Ni ≤ 1%

0% ≤ Mo ≤ 1.0%

0% ≤ Nb ≤ 0.1%

0% ≤ Ti ≤ 0.04 %

0 ≤ V ≤ 0.5%

0% ≤ B ≤ 0.01%

나머지는 철 및 불가피한 불순물로 이루어진다.

탄소는 본 발명의 강 중에 0.05% 내지 0.15% 로 존재한다. 탄소는 고용 강화에 의해 강에 강도를 부여하고, 탄소는 감마유도성 (gammagenous) 이므로 페라이트 형성을 지연시킨다. 탄소는 시멘타이트가 없는 라스-유형 베이나이트의 형성에 영향을 미치는 원소이다. 1100 MPa 의 인장 강도에 도달하려면 최소 0.05% 의 탄소가 필요하지만, 탄소가 0.15% 초과로 존재하면, 탄소는 시멘타이트의 형성으로 인해 최종 제품의 연성뿐만 아니라 피삭성 (machinability) 을 저하시킨다. 탄소 함량은 고강도 및 고연성을 동시에 얻기 위해 0.08% 내지 0.14%, 보다 바람직하게는 0.09% 내지 0.14% 인 것이 유리하다.

규소는 본 발명의 강 중에 0.01% 내지 1% 로 존재한다. 규소는 고용 강화를 통해 본 발명의 강에 강도를 부여한다. 특히, 상기한 함량에서, 규소는 고용 경화를 통해 베이나이트 미세조직을 경화시키는 효과를 갖는다. 규소가 석출물 핵 주위에 Si-부화 (Si-enriched) 층을 형성함으로써 탄화물의 석출 및 확산제어 성장을 방해하므로, 규소는 시멘타이트 핵 형성을 감소시킨다. 따라서, 시멘타이트 없는 라스-유형 베이나이트가 생성된다. 또한 규소는 탈산제로서도 작용한다. 본 발명의 강에 강도를 부여하기 위해서는 최소 0.01% 의 규소가 필요하다. 1% 초과의 양은, 오스테나이트에서 탄소의 활성을 증가시켜 초석 페라이트 (pro-eutectoid ferrite) 로의 변태를 촉진시켜 강도를 저하시킬 수 있으며, 또한 연속 냉각 하에서 베이나이트의 형성에 대하여 지연을 초래하여 냉각 종료 시에 잔류 오스테나이트가 너무 많아진다. 규소의 바람직한 한계는 0.01% 내지 0.9% 이고, 보다 바람직하게는 0.01% 내지 0.5% 이다.

망간은 본 발명의 강 중에 1.2% 내지 2% 로 첨가된다. 망간은 강에 경화능 (hardenability) 을 제공한다. 이는, 임의의 이전 변태 없이 연속 냉각시 베이나이트 변태를 얻을 수 있는 임계 냉각 속도를 낮출 수 있으며, 망간은 강의 베이나이트 시작 온도를 낮추게 되어, 베이나이트 조직을 미세화시켜 라스 베이나이트를 형성하여 부품의 기계적 물성을 증가시킨다. 원하는 베이나이트 미세조직을 얻기 위해서는 최소 1.2 중량% 의 함량이 필요하다. 그러나, 2% 초과에서, 망간은 잔류 오스테나이트가 MA 섬 또는 프레시 마르텐사이트로 변태될 수 있고 이들 상이 특성에 해로우므로 본 발명의 강에 부정적인 영향을 미친다. 또한 망간은 MnS 와 같은 황화물을 형성한다. 이러한 황화물은 형상과 분포가 잘 제어되면 피삭성을 증가시킬 수 있다. 그렇지 않으면, 연신율에 매우 해로운 영향을 미칠 수 있다. 망간의 바람직한 한계는 1.3% 내지 1.9 % 이고, 보다 바람직한 한계는 1.4% 내지 1.9% 이다.

크롬은 본 발명의 강 중에 0.1% 내지 2% 로 존재한다. 크롬은, 베이나이트 조직, 특히 라스 베이나이트를 생성하고 본 발명의 강에 연신율 및 연성을 부여하기 위해 필수불가결한 원소이다. 크롬의 첨가는 Bs 내지 실온 범위의 온도 범위 동안 균질하고 더 미세한 베이나이트 미세조직을 촉진시킨다. 0.1% 의 크롬의 최소 함량은, 목표로 하는 베이나이트 미세조직을 생성하기 위해 필요하고, 크롬은 또한 템퍼링 처리 동안 연화를 늦추어서, 탈기 (degassing) 를 선호하는 더 높은 유지 온도를 허용하지만, 또한 수소를 포획하는 탄화물의 형성을 허용한다. 하지만, 2% 이상의 크롬 함량의 존재는, 강의 경도를 과도하게 증가시킴으로써, 냉간 성형, 특히 냉간 헤딩에 의해 성형하는 것을 어렵게 한다. 0.2% 내지 1.6%, 보다 바람직하게는 0.3% 내지 1.4% 의 크롬을 갖는 것이 유리하다.

강 알루미늄의 함량은 0.001% 내지 0.1 wt% 이다. 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 0.09 wt% 포함될 수 있다.

본 발명에 따른 강에서, 질소 함량은 0% 내지 0.01 wt% 포함된다. 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 용융 동안 강이 탈인 및 탈황되는 것을 보장하기 위한 조치가 취해져야 한다.

강은 선택적으로 0.01 내지 1 wt% 의 니켈을 함유할 수 있다. 이 원소는 강의 강도를 증가시키고 취성 파괴에 대한 강의 저항성에 유익한 영향을 준다. 또한 공지된 방식으로 강의 내식성을 향상시킨다.

붕소는 선택적인 원소이고, 0.0003 내지 0.01 wt% 의 함량으로 합금 내에 존재할 수 있다. 구 오스테나이트 결정립계에서의 편석에 의해, 붕소는 매우 낮은 함량에서도 결정립계를 강화하고, 수소 유도 지연 파괴에 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.

몰리브덴은 선택적인 원소이며, 0.003 내지 1 wt% 로 포함된다. 몰리브덴은 인과 강하게 상호작용하고, 구 오스테나이트 결정립계에서 인의 편석을 제한함으로써 인의 손상 효과를 제한한다. 또한, 뚜렷한 탄화물 형성 거동을 나타낸다. 주어진 기계적 성질에 대해, 템퍼링 온도를 더 높게 유지하도록 허용하며, 결과적으로 이는 수소 포획이 될 탄화물의 발달을 돕는다. 그러므로, 지연 파괴에 대한 저항성을 증가시키는 원소이다.

티타늄은 선택적인 원소이고, 0.01 내지 0.04 wt% 의 함량으로 합금 내에 존재한다. 재료의 경도를 증가시키기 위해 티타늄이 액체 강에 첨가된다. 여기서, 상기한 범위 내에서, 여러 방식으로 지연 파괴 저항성을 증가시킨다. 오스테나이트 결정립 미세화에 기여하고 수소를 포획하는 석출물을 형성한다. 마지막으로, 티타늄의 경화 효과는 템퍼링 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.

본 발명의 강은 0.01 내지 0.1 wt% 로 포함되는 함량으로 니오븀을 선택적으로 함유할 수 있다. 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. 결정립의 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.

또한 선택적으로, 강은 0.5 중량% 이하의 함량으로 바나듐을 포함할 수 있다. 바나듐은 존재하는 때, 그 경화 효과 덕분에, 더 높은 온도에서 템퍼링 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% 함량에서 포함될 수 있다.

조성의 잔부는 철 및 불가피한 불순물, 특히 정교화 (elaboration) 로 인한 불가피한 불순물이다.

더 구체적으로, 강 부품의 조성은 전술한 원소들로 이루어진다.

본 발명에 따른 강 부품은 더 구체적으로는 냉간 성형 강 부품, 그리고 더 구체적으로는 냉간 헤딩 강 부품이다.

강 부품은, 표면 분율 또는 면적% 로, 적어도 80% 의 베이나이트, 및 1% 내지 25% 의 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트의 누적 존재를 포함하는 미세조직을 갖는다.

베이나이트는 매트릭스 위상으로서 본 발명에 따른 강에 존재하며, 그러한 강에 강도를 부여한다. 베이나이트는 강 중에 적어도 80%, 바람직하게는 80% 내지 95%, 더욱 바람직하게는 85% 내지 95% 의 면적 분율로 존재한다. 베이나이트는 켄칭 동안 형성된다. 이러한 베이나이트는 시멘타이트 없는 라스-유형 베이나이트 및 더 적은 베이나이트를 포함할 수 있다. 시멘타이트 없는 라스-유형 베이나이트는, 선반 형태의 베이나이트로 구성되고, 이들 선반 사이에, 표면적 단위당 0.1 마이크로미터 보다 큰 라스간 탄화물의 수 N 가 50000/㎟ 이하가 되도록 탄화물을 포함한다. 이러한 시멘타이트 없는 라스-유형 베이나이트 조직은 본 발명의 강에 수소에 대한 우수한 저항성을 부여한다. 더 적은 베이나이트는 선반 형태의 베이나이트로 구성되며, 선반 내부에 침전된 미세한 철 탄화물 스틱을 포함한다. 더 적은 베이나이트 조직은 본 발명의 강에 연신율 및 인장 강도를 제공한다. 더 적은 베이나이트 및 시멘타이트 없는 라스-유형 베이나이트 둘 다의 라스 조직은 미세조직의 베이나이트 영역들에 존재할 수 있는 수소의 그러한 개선된 분포를 편석하는 경향이 있는 수소의 더 양호한 분포를 허용하고, 이에 따라서 수소에 대한 저항성을 증가시킨다.

잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트는 본 발명에 따른 강에서 면적 분율로 1% 내지 25% 로 누적하여 존재한다. 마르텐사이트는 어닐링 동안 형성된 불안정한 오스테나이트로부터 소킹 이후에 냉각 동안 형성된다. 마르텐사이트는 주 오스테나이트 결정립으로부터 발생된 각각의 결정립 내부에서 일 방향으로 길게 형성된 미세한 라스들로 구성되는데, 여기서는 50 내지 200 nm 의 기다란 미세 탄화철 스틱들이 <111> 방향을 따라 라스들 사이에서 석출된다. 마르텐사이트는 본 발명의 강에 연성과 강도를 부여한다. 그러나, 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트 누적 존재가 25% 초과인 경우, 마르텐사이트는 잔류 오스테나이트와 동일한 양의 탄소 함량을 가지므로 프레시 마르텐사이트는 부서지기 쉽고 단단하기 때문에, 초과 강도를 부여하지만 본 발명의 강에 대해 허용가능한 한계를 초과하여 연신율을 감소시킨다. 본 발명의 강에 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트의 누적 존재에 대한 바람직한 한계는 4% 내지 22%, 보다 바람직하게는 4% 내지 20% 이다.

본 발명에 따른 강 부품들은, 유리하게는 새시, 휠 허브 적용들을 위한 부품들로서 사용될 수 있다. 특히, 이러한 강 부품은 그러한 적용을 위한 볼트 및 나사, 그리고 예컨대 새시 볼트, 베어링 볼트에 대한 허브, 허브 볼트에 대한 림으로서 사용될 수 있다.

강 부품의 직경은 예를 들어 22 mm 이하, 보다 특히 20 mm 이하, 보다 더 특히 16 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 단계;

- 실온으로 켄칭하는 단계;

- 그 후, 선택적으로,

- 제품을 15 분 내지 2 시간의 시간 동안 100℃ 내지 400℃ 의 유지 온도에서 유지하는 단계.

제공 단계 동안에 제공되는 반제품은 중량으로 다음의 조성을 갖는다:

0.05% ≤ C ≤ 0.15%

0.01% ≤ Si ≤ 1%

1.2% ≤ Mn ≤ 2%

0.1% ≤ Cr ≤ 2%

0.001 ≤ Al ≤ 0.1%

0.003% ≤ N ≤ 0.01%

0 ≤ S ≤ 0.015%

0 ≤ P ≤ 0.015%

선택적으로

0% ≤ Cu ≤ 1%

0% ≤ Ni ≤ 1%

0% ≤ Mo ≤ 1.0%

0% ≤ Nb ≤ 0.1%

0% ≤ Ti ≤ 0.04 %

0 ≤ V ≤ 0.5%

0% ≤ B ≤ 0.01%

나머지는 철 및 불가피한 불순물로 이루어진다.

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 720℃ 와 동일한 어닐링 온도에서 수행되고, 어닐링 온도에서의 유지 시간은 5 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 3 단계로 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 3 단계 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.

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 소우핑 (soaping) 을 포함한다.

냉간 성형 후, 냉간 성형된 강 부품은 다음을 포함하는 열처리를 받는다:

- 냉간 성형 제품을 강의 완전 오스테나이트화 온도 Ac3 이상의 열처리 온도로 가열하는 단계;

- 실온으로 켄칭하는 단계;

- 그 후, 선택적으로, 제품을 15 분 내지 2 시간의 시간 동안 100℃ 내지 400℃ 의 유지 온도에서 유지하는 단계.

이러한 선택적인 열처리는 템퍼링 열처리이다.

일 실시예에 따르면, 유지 단계 동안, 제품은 노 중에 유지 온도에서 유지된다. 다른 실시예에 따르면, 제품은 용융염 욕에 담금으로써 유지 온도에서 유지될 수 있다.

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 오스테나이트화 단계 동안 결정립 성장을 회피하기 위해 결정립계를 고정할 수 있는 석출물을 형성하는 강 중의 마이크로 합금 원소의 존재로부터 기인한다. 이러한 오스테나이트 결정립 크기는 본 발명에 따른 냉간 성형 및 켄칭되고 템퍼링된 강 부품의 구 오스테나이트 결정립 크기이다.

열처리 온도는 예를 들어 강의 완전 오스테나이트화 온도 Ac3 보다 적어도 50℃ 만큼 더 높다.

보다 구체적으로, 가열 단계 동안, 강 부품은 5 분 내지 120 분의 시간 동안 열처리 온도에서 유지된다.

바람직하게는 유지 단계 동안의 유지 온도는 200 내지 380℃ 이다.

유지 단계의 종료 시에, 냉간 성형된 그리고 더 구체적으로 냉간 헤딩된, 그리고 켄칭된 강 부품이 수득된다.

이렇게 수득된 강 부품은 강 부품에 대해 전술한 미세조직을 갖는다.

실험

실험실 시험은 본 발명에 따른 화학 조성물 I1 내지 I6 을 갖는 주물에서 수행하였다. R1 내지 R4 는 본 발명에 따르지 않는 참조 강 조성물이다.

표 1: 주물의 화학 조성

상기 표 1 에서, 조성물을 중량% 로 표시하고, 밑줄 친 값은 발명에 따르는 것이 아니다.

상기 조성 전부에서, 조성의 잔부는 철 및 불가피한 불순물로 이루어진다.

표 2 - 프로세스 파라미터들

본 발명 강 및 참조 강을 1150℃ 로 재가열한 후 800℃ 이상의 마무리 온도에서 16 mm 의 직경을 가진 와이어 형태로 열간 압연하였다. 그 후, 본 발명 강 뿐만 아니라 참조 강 둘 다를 위한 모든 와이어 로드 (반제품) 는, 와이어 로드를 720℃ 의 온도에서 5 시간의 유지 시간으로 유지하는 것을 포함하는 어닐링을 받은 후 냉각되었다. 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 3 단계로 수행되었다. 이 냉각 속도들은 어닐링로 내의 가열 조건을 조절함으로써 획득되었으며, 가열은 당업자에게 공지된 방식으로 필요에 따라 감소되거나 꺼졌다. 본 발명의 강 (I1 내지 I6) 및 참조 강 (R1 내지 R3) 모두에 대한 Ac1 및 Ac3 은 팽창계측 연구에 의해 계산된다.

이후, 상기 냉간 성형된 강 부품은 표 2 에 따른 가열 및 켄칭 열처리를 받는다.

표 2 에서 밑줄 친 값들은 본 발명에 따르지 않는다.

표 3: 기계적 특성들

인장 시험은 와이어 로드에 대해 직접 수행되었다. 인장 시험은 표준 NF EN ISO 6892-1 에 따라, 즉 8 mm/min 의 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, 수득된 제품의 미세조직은 이 제품들의 단면에 기초하여 분석되었다. 보다 구체적으로, 단면에 존재하는 조직들은 광학 현미경 (LOM) 및 주사 전자 현미경 (SEM) 에 의해 특성화되었다. LOM 및 SEM 관찰은 Nital 함유 용액을 사용한 에칭 후에 수행되었다.

이 분석들의 결과가 아래의 표 4 에 요약되어 있다.

표 3 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 나타내고,

RA (%) 는 압연 방향에 대하여 종방향으로 인장 시험에 의해 측정된 단면 감소율을 나타내고,

El (%) 는 압연 방향에 대하여 종방향으로 인장 시험에 의해 측정된 총 연신율을 나타내며,

HV30 은 경도 측정의 결과를 나타낸다.

밑줄 친 값들은 본 발명에 따르지 않는다.

표 4 : 수소 취성 결과들

각각의 실험 I1 내지 I6 뿐만 아니라 R1 내지 R3 에 대해, 미충전된 샘플 및 NF A-05-304 표준에 따라 수소로 충전된 샘플 상에서 10^-5 s^-1 의 변형률을 받은 매끄러운 시험 샘플 상에서 수행된 느린 변형률 인장 시험의 결과들을 비교함으로써 대응하는 샘플들의 수소 저항성을 결정하였다.

보다 구체적으로, 본 발명자들은 충전 및 미충전된 샘플들에 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 I_Ra 는 다음 식을 사용하여 계산된다:

I_Ra = 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 지수는 이 등급이 수소 취성에 매우 민감하다는 것을 의미한다. 0.09 보다 낮은 취성 지수 I_Ra 는 바람직한 적용의 관점에서 만족스러운 것으로 간주되었고, 0.08 이하의 취성 지수 I_Ra 는 바람직한 적용에서 유리하다.

본 발명자들은 각각의 경우에 파괴 표면 모드를 추가로 관찰하였다.

이 시험의 결과가 표 4 에 요약되어 있다.

상기 표 4 로부터 알 수 있는 바와 같이, 본 발명 강에 대한 연성은 수소에 의해 크게 영향을 받지 않는다.

조성물 I1 내지 I6 을 갖는 강은 켄칭 후 참조 등급 R1 내지 R4 보다 더 높은 수소 저항성을 나타낸다.

표 5 에 도시된 바와 같이 80% 이상의 베이나이트 함량을 갖는 샘플들 (I1 내지 I6 ) 과 표 5 에 도시된 바와 같이 R1 내지 R4 인 마르텐사이트 미세조직을 갖는 샘플의 비교는 베이나이트 조직이 마르텐사이트 조직보다 수소 취성에 덜 민감하다는 것을 보여준다.

마지막으로, 본 발명에 따른 샘플 (I1 내지 I6) 이 비교 샘들들 (R1 내지 R4) 보다 동일한 충전 조건 하에서 수소를 덜 흡수한다는 것을 관찰할 수 있다.

따라서, 이들 실험은 본 발명에 따른 강 부품이 상기한 바와 같은 적용에 특히 잘 적합하고, 선행 기술의 강 부품에 비해 개선된 수소 취성에 대한 저항성과 관련된 매우 양호한 기계적 특성 및 특히 양호한 인장 강도를 가짐을 보여준다.

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 (1100 MPa 이상) 를 갖는 최종 부품이 수득된다는 이점이 있다.

표 5: 미세조직

강의 미세조직은 2% 나이탈 에칭 후 광 광학 현미경 (LOM) 주사 전자 현미경 (SEM) 을 사용하여 특성화하였다. 잔류 오스테나이트의 분율을 결정하기 위해 정량적 X-선 분석이 수행되었다.

밑줄 친 값들은 본 발명에 따르지 않는다.

Claims (16)

1. 강 부품을 제조하는 방법으로서,
   - 중량으로, 다음을 포함하는 강으로 제조된 반제품을 제공하는 단계,
   0.05% ≤ C ≤ 0.15%
   0.01% ≤ Si ≤ 1%
   1.2% ≤ Mn ≤ 2%
   0.1% ≤ Cr ≤ 2%
   0.001 ≤ Al ≤ 0.1%
   0.003% ≤ N ≤ 0.01%
   0 ≤ S ≤ 0.015%
   0 ≤ P ≤ 0.015%
   선택적으로
   0% ≤ Ni ≤ 1%
   0% ≤ B ≤ 0.01%
   0% ≤ Mo ≤ 1%
   0% ≤ Ti ≤ 0.04 %
   0% ≤ Nb ≤ 0.1%
   0 ≤ V ≤ 0.5%
   철 및 불가피한 불순물로 이루어진 잔부,
   - 상기 강의 Ac1 온도보다 엄격하게 낮은 어닐링 온도에서 상기 반제품을 어닐링하는 단계,
   - 상기 반제품을 실온으로 냉각시키는 단계,
   - 상기 반제품을 냉간 성형 제품으로 냉간 성형하는 단계,
   - 상기 냉간 성형 제품에 열처리를 행하는 단계
   를 포함하고,
   상기 열처리는,
   - 상기 냉간 성형 제품을 상기 강의 완전 오스테나이트화 온도 Ac3 이상의 열처리 온도로 가열하는 단계, 및
   - 실온으로 켄칭하는 단계,
   - 선택적으로, 상기 냉간 성형 제품을 15 분 내지 2 시간의 시간 동안 180℃ 내지 400℃ 의 유지 온도에서 재가열하는 단계
   를 포함하는, 강 부품을 제조하는 방법.
2. 제 1 항에 있어서,
   상기 열처리의 가열하는 단계 동안, 상기 냉간 성형 제품은 상기 강의 상기 완전 오스테나이트화 온도 Ac3 보다 적어도 50℃ 높은 열처리 온도로 가열되는, 강 부품을 제조하는 방법.
3. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
   상기 어닐링 온도는 Ac1 - 20℃ 이상인, 강 부품을 제조하는 방법.
4. 제 1 항 내지 제 3 항 중 어느 한 항에 있어서,
   상기 반제품은 5 mm 내지 25 mm 직경을 가진 와이어인, 강 부품을 제조하는 방법.
5. 제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 있어서,
   상기 냉간 성형하는 단계 이전에, 상기 반제품의 표면의 세정 및 그 표면에서의 윤활 코팅의 형성을 포함하는 상기 반제품의 표면의 준비를 더 포함하는, 강 부품을 제조하는 방법.
6. 제 5 항에 있어서,
   상기 반제품의 표면에서의 윤활 코팅의 형성 단계가 인산염 처리 및 소우핑 (soaping) 실시를 포함하는, 강 부품을 제조하는 방법.
7. 제 1 항 내지 제 6 항 중 어느 한 항에 있어서,
   상기 강의 탄소 함량이 0.08 내지 0.14 wt% 인, 강 부품을 제조하는 방법.
8. 제 1 항 내지 제 7 항 중 어느 한 항에 있어서,
   상기 강의 망간 함량이 1.3 내지 1.9 wt% 인, 강 부품을 제조하는 방법.
9. 제 1 항 내지 제 8 항 중 어느 한 항에 있어서,
   상기 강의 크롬 함량이 0.2 내지 1.6 wt% 인, 강 부품을 제조하는 방법.
10. 제 1 항 내지 제 9 항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 냉간 성형하는 단계가 냉간 헤딩 단계인, 강 부품을 제조하는 방법.
11. 제 1 항 내지 제 10 항 중 어느 한 항에 있어서,
    유지 단계 동안, 상기 냉간 성형 제품은 용융염 욕 중에 담금으로써 상기 유지 온도에서 유지되는, 강 부품을 제조하는 방법.
12. 합금으로 제조된 강 부품으로서, 중량으로,
    0.05% ≤ C ≤ 0.15%
    0.01% ≤ Si ≤ 1%
    1.2% ≤ Mn ≤ 2%
    0.1% ≤ Cr ≤ 2%
    0.001 ≤ Al ≤ 0.1%
    0.003% ≤ N ≤ 0.01%
    0 ≤ S ≤ 0.015%
    0 ≤ P ≤ 0.015%
    선택적으로
    0% ≤ Ni ≤ 1%
    0% ≤ B ≤ 0.01%
    0% ≤ Mo ≤ 1%
    0% ≤ Ti ≤ 0.04 %
    0% ≤ Nb ≤ 0.1%
    0 ≤ V ≤ 0.5%
    철 및 불가피한 불순물들로 이루어진 잔부
    를 포함하고,
    상기 강 부품은, 적어도 80 면적% 의 베이나이트 및 1 면적% 내지 25 면적% 의 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트의 누적 존재를 포함하는 미세조직을 가지며,
    상기 강 부품은 1100 MPa 이상의 인장 강도를 갖는, 강 부품.
13. 제 12 항에 있어서,
    상기 강의 마르텐사이트는 50 내지 200 nm 의 기다란 스틱들을 가진 스틱 형태의 철 탄화물을 갖는, 강 부품.
14. 제 12 항 또는 제 13 항에 있어서,
    상기 강 부품은 360 HV 내지 405 HV 의 경도를 갖는, 강 부품.
15. 제 12 항 내지 제 14 항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 강 부품은 0.09 미만의 수소 취성 지수를 갖는, 강 부품.
16. 제 12 항 내지 제 15 항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 강 부품은 58% 초과의 면적 감소를 갖는, 강 부품.