KR100264363B1 - 피삭성, 냉간 단조성 및 담금질·뜨임 후의 피로강도 특성에 뛰어난 기계 구조용 흑연강 및 그 제조방법 - Google Patents

Abstract

본 발명은, 피삭성, 냉간 단조성 및 담금질·뜨임 후의 피로강도성을 동시에 개선한, 자동차 등에 사용되는 기계 부품의 소재로서 유용한 기계 구조용 강 및 그 제조 방법에 관한 것으로,

를 함유하고, 잔부가 Fe과 불가피적 불순물로 이루어지는 성분조성으로 구성되며, 그 C의 실질적으로 전량을 흑연화로서 석출하고, 그리고 그 크기가 20㎛ 이하로 이루어진다.

Description

피삭성, 냉간 단조성 및 담금질·뜨임 후의 피로강도 특성에 뛰어난 기계 구조용 흑연강 및 그 제조방법

본 발명은, 피삭성(被削性), 냉간 단조성 및 담금질·뜨임 후의 피로강도특성을 동시에 개선한, 자동차 등에 사용되는 기계 부품의 소재로서 유용한 기계 구조용 강(鋼) 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

산업기계나 자동차 등의 기계 부품으로 사용되는 강재에는, 절삭성, 냉간단조성 및 담금질·뜨임 후의 기계적 특성으로 내피로강도가 요구된다.

이 중에서 피삭성을 개선하는 수단으로서는, 강중에 Pb, S, Te, Bi, P 등의 쾌삭성(快削性) 원소를 단독 또는 복합 첨가하는 방법이 일반적이다. 특히, Pb은 피삭성을 상당히 개선하는 작용이 있는 것으로부터 많이 사용된다. 그러나 인체에 유해한 원소이기 때문에, 강재의 제조공정에 있어서 대규모의 배기설비를 필요로 할 뿐만 아니라, 강재의 재활용상에서도 큰 문제가 있다. 한편, 강재의 냉간 단조성의 개선을 위하여는, 이들 원소는 유해하다.

이와 같이 쾌삭성과 냉간 단조성은 일반적으로 서로 모순하는 성질이지만, 기계 구조용 강은 이들의 성질을 겸비할 필요가 있다. 이 문제를 해결하기 위하여 흑연강(黑鉛鋼)이 제안되어 있으며, 예를 들면 특개소 51-57621, 특개소 49-103817, 특개평 03-140411, 특개평 03-146618호 공보에 기재된 제안이 있다.

그러나, 발명자들의 검토에 의하면, 이들의 방법에 의하는 것으로는 기계 구조용 강으로서의 특성, 특히 내피로 특성에 있어서 충분하지는 않다.

예를 들면, 특개소 51-57621호 공보 기재의 방법에 의하는 것으로는, 흑연화 촉진 원소로서, Si, Al, Ti 및 희토류 원소만을 사용하고 있기 때문에, 흑연입자의 미세화에는 한도가 있고, 45∼70㎛ 이며, 그로 인하여 담금질·뜨임 처리시에 흑연의 용해가 신속하게 진행하지 않아, 피로 강도에 한도가 있다. 그리고, 특개소 49-103817호 공보 기재의 방법에 의하는 것으로는, Cr의 함유 및 N의 함유량에 대하여 배려되어 있지 않기 때문에, 흑연화 때문에 장시간을 요할 뿐만 아니라 흑연입자 38∼50㎛ 이며, 담금질·뜨임 후의 피로강도에 한계가 있다. 또한, 특개평 03-140411호 공보 기재의 방법에 의하는 것으로는, 흑연화에 매우 현저한 영향을 미치는 열간압연조건 및 흑연화 풀림조건 등에 대하여 충분한 배려가 되어있지 않기 때문에 흑연화 시간이 길 뿐만 아니라, 얻을 수 있는 흑연 입경은 28∼35㎛로 커서, 담금질·뜨임 후의 피로강도가 충분하지 않다. 그리고, 특개평 03-146618호 공보에 의한 방법의 경우도 흑연화를 위한 풀림조건이 부적절하기 때문에, 흑연입자의 크기는 21∼26㎛ 이며, 그로 인하여 담금질·뜨임 후의 피로강도의 향상의 점에서 충분하지 않다.

즉 이들의 기술에 의거할 때는, 흑연입자의 크기가 크기 때문에, 기계 구조용의 부품으로서 담금질·뜨임을 한 상태에서의 피로강도는 고작 430MPa, 내구비 1.2 정도 밖에 얻을 수 없다.

본 발명의 목적은, 종래 기술이 안고 있는 상술한 문제, 특히 흑연강이 안고 있었던 문제를 유리하게 해결하려는 것으로서, 냉간 단조성을 해치는 일없이 종래의 Pb 첨가 쾌삭성 강과 동등 이상의 피삭성을 가지며, 그리고 피로강도 특성에도 뛰어나 기계 구조용 탄소강 및 그 제조 방법을 제안하는 것에 있다.

본 발명에서 채용되는 수단은 대략 다음과 같다.

를 함유하고, 잔부가 Fe과 불가피적 불순물로 이루어지는 성분조성으로 구성되며, 그 C의 전량을 실질적으로 흑연으로서 석출하고, 또 그 크기가 20㎛ 이하로 된 것을 특징으로 하는 피삭성, 냉간 단조성에 뛰어나면서도 담금질·뜨임 처리를 실시한 후의 피로강도 특성에 뛰어난 기계구조용 흑연강, 및 그 제조방법으로서

를 함유하고, 잔부가 Fe과 불가피적 불순물로 이루어지는 성분조성의 강편(鋼片)을, BN 및 AlN의 고용온도 이상의 온도로 가열하여 열간압연을 실시하고, 이어서, 300∼600℃의 온도영역으로 가열하여 그 온도영역에 15분 이상 유지한 후, 또다시, 680∼740℃의 온도영역으로 가열하여 5시간 이상 유지함으로써 실질적으로 C의 전량을 흑연으로서 석출시켜서 이루어지는 것을 특징으로 하는 기계구조용 흑연강의 제조방법에 있다.

그 외의 본 발명의 구체적 상태는 다음에 나타내는 본 발명의 상세한 설명 및 청구범위에 의하여 명확해 진다.

발명자들은, 피삭성 및 냉간 단조성에 미치는 흑연입자의 크기의 영향에 대하여 검토하였다. 그 결과, 흑연입자를 미세화하면, 피삭성 및 냉간 단조성을 동시에 향상 시킬 수 있는 것을 알아내었다.

이로써 상기의 두 특성이 향상하는 기구(機構)에 대하여는, 명확하지는 않지만 거의 다음과 같은 이유에 의한 것으로 생각되여진다.

우선 피삭성에 관하여는, 강중에 흑연이 존재하면 절삭시의 선단영역에 있어서 큰 변형이 작용하기 때문에, 흑연과 모상계면(母相界面)으로부터 작은 보이드(voids)가 발생하고, 이것이 연결되어 절삭 부스러기를 생성시키지만, 동일 C량의 경우에는, 흑연의 체적율은 일정하기 때문에 흑연이 미세할수록, 보이드의 연결이 용이하게 진행하며, 피삭성이 향상한다.

한편, 냉간 단조성에 대하여는, 흑연 입경이 미세해지면, 흑연-모상계면에 보이드가 발생하는 한계변형량이 증대함으로써, 냉간 단조성을 향상시키는 것으로 생각되어 진다.

그리고, 피로강도 특성에 미치는 흑연의 영향에 대하여는, 다음과 같은 결론을 얻는데 이르렀다. 즉, 피로강도는 일반적으로, 강재의 경도(硬度)와 동시에 향상되지만, 다른 한편으로, 강재중에 함유되는 비금속 개재물(介在物)의 크기에도 영향받는 것이 알려져 있다. 우선 전자에 대하여는, 기계 부품으로서 필요로 하는 피로강도를 확보하기 위하여, 2차가공에 있어서 담금질·뜨임 처리가 행해지지만, 이 경우, 흑연입자의 용해 거동은 흑연의 크기에 강하게 의존한다. 즉, 흑연입자가 조대하면 단시간의 가열에서는 흑연이 충분히 고용(固溶)되지 않고, 담금질·뜨임 후의 경도가 저하하기 때문에 피로강도가 저하한다. 그리고 흑연은 비금속 개재물의 한 종류이기 때문에, 흑연이 조대해서 미용해의 흑연이 존재한 경우는, 이 부분이 피로파괴의 기점으로 작용하여, 전체의 경도로부터 예측되는 것 보다도 더욱 피로강도를 저하시킨다. 이 경향은, 고강도의 경우일수록 현저하다.

이상의 것으로부터, 흑연강의 담금질·뜨임 후의 피로강도를 높이기 위하여는, 흑연의 미세화가 이중의 의미로 유효하다. 본 발명자들에 의한 검토에서는, 이 피로강도에 영향을 미치는 임계적인 흑연의 크기는 약 20㎛ 이며, 이것 보다도 큰 경우에는, 흑연의 용해는 단시간으로는 진행하지 않아 피로강도를 저하시킨다.

이상 설명한 바와 같이, 기계 구조용 강의 피삭성, 냉간 단조성 및 담금질·뜨임 후의 피로강도 특성을 향상시키기 위하여는, 흑연입자의 크기를 보다 미세하게하는 것이 유리한 것을 알았다.

그리고, 본 발명의 흑연강은 기계 가공후, 담금질·뜨임 처리를 하여 자동차용의 기계구조 부재로서 사용되지만, 그 때에는 피로강도 460MPa 이상, 내구비 1.44이상으로 되는 것이 바람직하다.

발명자들은, 이와 같은 요청을 구체적으로 실현하기 위한 제조방법에 대하여, 더욱 검토를 더하였다. 아래에, 그 검토결과에 대하여 서술한다.

우선, 본 발명에 있어서, 강의 성분조성에 대하여 설명한다.

C : 0.1∼1.5wt％,

C는, 흑연상을 형성하기 위한 필수성분이다. 0.1wt％ 미만에서는 피삭성을 확보하는 데에 필요한 흑연상을 확보하는 것이 곤란해 지므로, 0.1wt％ 이상의 첨가를 필요로 하지만, 1.5wt％를 초과하여 첨가하면 열간압연시의 변형저항이 상승함과 동시에, 변형능력이 저하하고, 열간압연재의 균열, 손상의 발생이 증대하므로, 0.1∼1.5wt％의 범위로 한정하였다.

Si : 0.5∼2.0wt％

Si는, 용제시(溶製時)의 탈산제로서 필요하며, 그리고 강중의 철탄화물(시멘타이트) 중에 고용되지 않으며, 이 시멘타이트를 불안정하게 하여 흑연화를 촉진시키는 원소로서도 유효하며, 그리고, 강도증가성분이기도한 것으로부터 적극적으로 첨가한다. 그 함유량이 0.5wt％ 미만에서는 이들의 효과가 부족하며, 흑연화에 시간이 걸린다. 한편, 이 Si를 2.0wt％를 초과하여 첨가하여도 흑연화 촉진의 효과가 포화에 달할 뿐만 아니라, 액상(液相)이 발생하는 온도영역이 저하하며, 열간압연시의 적성 온도영역이 좁아지기 때문에, 0.5∼2.0wt％의 범위로 한정하였다.

Mn : 0.1∼2.0wt％

Mn은, 강의 탈산에 유효할 뿐만 아니라, 담금질성을 높여서 강의 강도를 확보하는 데에 유용한 원소이기 때문에 적극적으로 첨가하지만, 한편으로 시멘타이트 중에 고용하여 흑연화를 저해한다. 0.1wt％ 미만의 첨가에서는, 탈산의 효과가 없으며, 그리고 강도의 향상에 대한 기여도도 적으므로, 적어도 0.1wt％ 이상의 첨가가 필요하다. 그러나, 2.0wt％를 초과하여 첨가하면 흑연화를 저해하므로, 0.1∼2.0wt％의 범위로 한정하였다.

B : 0.0003∼0.0150wt％

B는, 강중의 N과 결합하여 BN을 형성하며, 이것이 흑연의 핵형성의 부위로서 작용함으로써 흑연화를 촉진시킴과 동시에 흑연입자를 미세화하는 작용이 있다. 그리고, 강의 담금질성을 높여서 담금질 후의 강도를 확보하는 데에도 유용한 원소이므로, 본 발명에 있어서는 중요한 성분이다.0.0003wt% 미만의 첨가에서는, 흑연화 및 담금질성 향상에의 효과가 적어, 0.0003wt％ 이상의 첨가를 필수로 하지만, 0.0150wt％를 초과하여 첨가하면 B가 시멘타이트 중에 용해하여 시멘타이트를 안정화 시킴으로써, 반대로 흑연화를 저해하는 것이 되므로, 0.0003∼0.0150wt％의 범위로 한정하였다.

Al : 0.005∼0.1wt％

Al은, 탈산을 돕는 한편, 강중의 N과 반응하여 AlN을 형성하고, 이것의 흑연의 핵형성 부위로서 작용함으로써, 흑연화를 촉진하기 때문에 적극적으로 첨가하지만, 0.005wt％미만의 첨가에서는, 그 작용이 작아, 적어도 0.005wt％ 이상의 첨가물을 필요로 한다. 한편, 0.1wt％를 초과하여 첨가하면 주조공정에 있어서 Al계 산화물이 다수 생성된다. 이 산화물은, 단독으로도 피로파괴의 기점으로 될 뿐만 아니라, 이 산화물을 핵으로 하여 현저하게 조대한 흑연입자가 형성된다. 그리고, Al계 산화물은 경질(硬質)이기 때문에, 절삭시에 공구를 마모시킴으로써 피삭성을 저하시킨다. 이와 같은 이유로, Al의 첨가량으로서는 0.005∼0.1wt％의 범위로 한정하였다.

O : 0.0030wt％ 이하

O는, 산화물계 비금속 개재물을 형성하고, 냉간 단조성, 피삭성 및 피로강도를 동시에 저하시키므로 가능한 한 줄여야 하지만, 상한은 0.0030wt％까지 허용된다.

P : 0.020wt％ 이하

P는, 흑연화를 저해함과 동시에, 페라이트층을 취화시킴으로써 냉간단조성을 열화시키는 원소이다. 그리고, 담금질·뜨임시에 입계에 편석(偏析)하여 입계 강도를 저하시킴으로써, 피로균열의 파급에 대한 저항을 저하시켜, 피로강도를 저하시킨다. 따라서, 가능한 한 줄여야하지만, 상한은 0.020wt％까지 허용된다.

S : 0.035wt％ 이하

S는, 강중에서 MnS을 형성하고, 이것이 냉간 단조시의 균열 발생의 기점으로 되어 냉간 단조성을 열화(劣化) 시킨다. 그리고, MnS은 그 자신이 피로파괴의 기점으로 됨과 동시에, 흑연의 결정화(結晶化)의 핵으로서 작용함으로써 조대한 흑연을 형성하며, 이것이 피로강도를 저하시키는 작용이 있기 때문에 가능한 한 줄여야하지만, 상한은 0.035wt％ 까지 허용된다.

N : 0.0015∼0.0150wt％

N은, B와 화합하여 BN을 형성하고, 이 BN이 흑연결정화의 핵으로 됨으로써, 현저하게 흑연입자를 세립화시킴과 동시에 흑연화를 촉진시키기 때문에, 본 발명에 있어서는 필수원소이다.

0.0015wt％ 미만의 첨가에서는 BN이 충분히 형성되지 않고, 한편, 0.0150wt％를 초과하여 첨가하면 연속 주조시에 주편의 균열을 촉진시키기 때문에, 0.0015∼0.0150wt％의 범위로 한정하였다.

본 발명에 있어서는, 필요에 따라서 또한 상기의 주요성분에 더하여 하기 : REM, Zr, Ti, V, Nb, Ni, Cu, Co 및 Mo 중에서 선택한 1종 또는 2종 이상의 성분을 함유시킴으로써, 상기의 각 주요성분이 갖는 작용효과를 조성하는 것에 맞추어, 다른 여러 가지 특성의 부여, 개선을 꾀하는 것은 유효하다. 아래에, 이들 첨가성분에 대한 조성한정의 이유를 서술한다.

REM : 0.0005∼0.2wt％

REM에서, 특히 La, Ce는, S와 결합하여, (La, Ce) S을 형성하며, 이것이 흑연화의 핵으로 되어 흑연화를 촉진시킴과 동시에 흑연입자를 미세화 한다. 그러나, 그 양이 0.0005wt％ 미만에서는 첨가효과가 부족하며, 한편, 0.2wt％를 초과하여 첨가하여도 효과가 포화하기 때문에, 0.0005∼0.2wt％의 범위로 한정하였다.

Zr : 0.005∼0.2wt％ / Ti : 0.005∼0.05wt％

Zr 및 Ti는, 둘 다 탄·질화물을 형성하고, 이들이 흑연의 결정화의 핵으로서 작용함으로써, 흑연입자를 미세화하기 때문에, 흑연입자를 더욱 미세화 할 필요가 있는 경우에 사용할 때에 매우 적절하다. 그리고 탄·질화물을 형성함으로써, 담금질시에 B를 담금질성에 유효하게 작용시키는 것이 가능하다. 이와 같은 작용효과를 발휘시키기 위하여는, Zr, Ti 둘 다 0.005wt％ 이상의 첨가가 필요하다. 한편, Zr, Ti를 각각 0.2wt％ 및 0.05wt％를 초과하여 첨가하면, BN을 형성하기 위한 N이 부족하며, 그 결과, 흑연입자가 조대화됨과 동시에 흑연화 시간이 매우 길게되기 때문에, 각각 0.005∼0.05wt％ 및 0.005∼0.2wt％의 범위로 한정하였다.

V : 0.05∼0.5wt％ / Nb : 0.005∼0.05wt％

V, Nb는 둘 다 탄화물 형성원소이지만, 시멘타이트 중에는 거의 고용되지 않기 때문에, 흑연화를 그다지 저해하지 않는다. 그리고, 탄·질화물을 형성하여 이 석출 강화작용에 의해 강도를 상승시킨다. 둘 다 담금질성을 향상시키는 원소이기 때문에 피로강도를 향상시킬 필요가 있는 경우에 사용하면 가장 적절하다.의 경우에는, 0.05wt％ 미만의 첨가에서는 이들의 효과는 작으며, 한편, 0.5wt％를 초과하여 첨가하여도 효과가 포화하기 때문에, 0.05∼0.5wt％의 범위 내의 첨가로 하였다. 또 한편, Nb의 경우에는 0.005wt％ 미만의 첨가에서는, 상술의 효과가 작으며, 0.05wt％를 초과하여 첨가하여도 효과가 포화하기 때문에 0.005∼0.05wt％의 범위내의 첨가로 하였다.

Ni, Cu, Co : 각 0.1∼3.0wt％

이들 원소는, 어느 것도 흑연화를 촉진하는 공통의 작용을 갖는 원소이다. 그리고, 모두 담금질성을 향상시키는 작용도 갖고 있기 때문에, 흑연화를 저해하지 않고 담금질성을 향상시킬 수가 있다. 이 첨가량으로서는, 0.1wt％ 미만에서는, 그 첨가 효과가 적으며, 한편, 3.0wt％를 초과하여 첨가하여도 그 효과는 포화하기 때문에, 0.1∼3.0wt％의 범위로 한정하였다.

Mo : 0.1∼1.0wt％

Mo는, 담금질성을 높임과 동시에 Mn, Cr 등에 비교하면 시멘타이트에의 분배가 작다는 특징이 있다. 이 때문에, 흑연화를 저해하는 일 없이 강재의 담금질성을 높일 수가 있다. 그리고, Mo를 첨가한 강재는, 뜨임 연화(軟化) 저항이 크기 때문에 같은 뜨임온도로 경도를 향상시킬 수 있으며, 그러므로 피로강도를 향상시킨다. 그리고, 담금질성이 높기 때문에 열간압연인 채의 상태에 있어서는, 미세한 흑연을 형성하는 베이나이트조직으로 하는 것이 용이하며, 그 결과, 담금질시의 흑연의 용해를 단시간에 완료시킬 수가 있다. 그래서, 피로강도 특성을 한층 향상시킬 필요가 있을 때에 사용하지만, 0.05wt％ 미만의 첨가에서는 그 첨가효과가 작으며, 한편 1.0wt％를 초과하여 첨가하면 흑연화를 저해하며, 냉간 단조성 및 피삭성을 저하시키기 때문에, 0.1∼1.0wt％의 범위 내로 한정하였다. 그리고, 흑연입자를 미세화하기 위하여는, 강중에 흑연결정화의 핵형성 부위로 되는 석출물을 다수 생성시키는 것이 필요하다. 이와 같은 석출물로서 BN, AlN, TiN, ZrN, Mb(C,N), V(C,N), (La, Ce)S 등이 효과적이다. 그 중에서도, BN은 흑연의 결정화를 위한 부위로서 가장 유효하게 작용하며, AlN도 또한 흑연결정화의 핵으로서 유효하게 작용을 한다. 그리고, 이 BN과 AlN을 복합화 한 경우에는, 한층 더 그 작용효과가 높아진다.

그러나, Al 및 B 첨가강의 흑연 미세화에의 작용을 충분히 발휘시키기에는, 단지 Al 및 B를 상술한 성분범위 내에서 첨가하는 것만으로는 불충분하다. 또한 어떤 특정의 열연조건 및 풀림조건을 조합하여, BN과 AlN이 동시에 공존할 수 있도록 하지 않으면 안된다.

즉, 첫째로, 열간압연시의 가열시에 BN 및 AlN을 완전히 고용시켜 두는 것이 중요하다. 그것은, 강중의 석출물이 완전히 고용되지 않는 온도영역에서는, 이들이 조대화하여 그 수가 감소하며, 그 결과, 흑연화 후의 흑연 입경이 조대해지면서 또 그 개수도 현저하게 감소하기 때문이다. 이에 대하여, BN 및 AlN을 완전 고용할 수 있는 온도영역까지 승온시킨 후에 열간압연을 행하면, 열간압연 후의 냉각과정 및 흑연화 풀림시의 승온과정에 있어서 BN과 AlN이 미세하게 석출하며, 그 결과, 흑연 입경을 미세하게 할 수가 있다.

그러나, 흑연 미세화를 위해서는, 열간압연 개시전의 가열공정에 있어서, BN, AlN을 완전 고용시키는 것만으로는 불충분하며, 풀림조건, 특히 풀림시의 가열속도의 제어도 필요하다.

즉, 열간압연 전의 가열단계에서 BN 및 AlN을 완전히 고용시키면, 이들은 열간압연 후의 냉각과정에 있어서 매우 신속하게 석출할 것이다. 그러나, 본래 Al의 확산 속도는 늦기 때문에, AlN은 냉각과정에서는 거의 석출되지 않고, 고용 Al로서 존재한다. 이 상태로부터 흑연화 풀림을 시작하면 고용 Al(s)은 고용 N(s)로 결합하여 Al(s) + N(s) → AlN의 반응이 발생한다. 그러나, 이것과 동시에 Al(s)는, 이미 형성되어 있었던 BN과 반응하여, Al(s) + BN → AlN + B의 반응도 발생한다. 저온영역에는 전자의 반응이 지배적이며, 한편, 후자의 반응은 비교적 고온에서 반응이 진행한다.

따라서 열연판을 즉시 고온으로 풀림하며, 후자의 반응에 의하여 발생한 B가 시멘타이트 중에 고용하여, 시멘타이트를 안정화시키기 때문에 흑연화의 진행을 현저하게 늦어지게 한다. 그리고, 흑연결정화의 핵으로서 보다 유효하게 작용하는 BN이 감소하기 때문에, 흑연의 개수가 감소하고, 입경이 조대화 한다.

따라서, 이와 같은 반응의 진행을 억제하여 Al(s) + N(s) → AlN의 반응을 진행시킬 필요가 있다. 이 때문에 본 발명에 있어서는, 상기 반응의 우선적 진행을 꾀하기 위하여, 저온영역에서의 체류시간을 길게 하는 것이 유효하며, 그를 위하여는 가열속도를 어느 한도 이하로 제어하든지, 또는 저온영역에서의 유지가 채용된다.

이하, 열간압연 조건 및 흑연화를 위한 풀림조건에 대하여 상세히 서술한다.

본 발명에 있어서, 열간압연시의 강재 가열온도를 BN 및 AlN의 고용온도 이상으로 한다.

이것은 열간압연시의 가열온도가 이 온도에 달하지 않으면 흑연 결정화의 핵으로 되는 BN이 강중에 완전히 고용되지 않고서 조대화하여, 열간압연후의 흑연화 풀림시에 조대한 흑연입자를 생성한다. 그 결과, 상술한 바와 같이 피삭성, 냉간 단조성 및 피로강도를 저하시키게 된다.

이것에 대하여, 열간압연 전의 가열시에 BN 및 AlN을 완전히 고용시키면, 이것들은 열간압연 후의 냉각과정, 또는 흑연화 풀림의 가열시에 미세하게 석출하며, 이것들이 흑연 결정화의 핵이 됨으로써 흑연입자가 미세화하게 석출하며, 이것들이 흑연 결정화의 핵이 됨으로써 흑연입자가 미세화하여, 피로강도, 피삭성 및 냉간 단조성을 향상시킨다.

상술한 바와 같이, BN 및 AlN의 완전고용을 달성하기 위한 가열온도는, 하기의 용해도적(溶解度績)의 계산에 의해 산출할 수가 있다. 즉,

log [Al] · [N] = -7400/T + 1.95

log [B] · [N] = -13970/T + 5.24

여기에서 [Al], [N], [B]는 Al, N 및 B의 첨가량, T는 절대온도이다.

그리고, 열간압연시의 마무리 압연온도 및 그 후의 냉각조건에 대하여는, 본 발명에 있어서는 특별히 규정하지 않지만, 마무리 압연온도는, V의 재결정온도 이상인 것이 바람직하다. 이것은, 흑연 결정화의 핵으로 되는 BN은입계로 형성되지만, 재결정에 의한입자가 세립화된 경우에는 BN의 분포 보다 미세 균일화하기 때문이다.

그리고, 냉각속도에 관하여는, 이 속도가 매우 늦은 경우에는, 석출된 BN이 조대화 함으로써 흑연이 조대화하여 피삭성, 냉간 단조성 및 피로특성을 저하시키기 때문에 0.01℃/s를 밑돌지 않는 냉각속도인 것이 바람직하다.

다음은, 본 발명에 있어서 가장 중요한 역할을 맡는 풀림조건에 대하여 서술한다.

우선, 이 풀림에 접하여, 가열할 때는, 그 승온속도를 240℃/h 이하로 하는 것이 바람직하다. 그것은, 이 속도를 초과하는 승온은, Al+BN → AlN+B의 반응이 발생한 결과, 흑연화의 핵으로서 가장 효과가 큰 BN이 감소하고, 흑연입자가 조대화하기 때문에, 피삭성, 냉간 단조성 및 피로강도 특성이 동시에 열화하기 때문이다.

그리고, 본 발명에서의 강의 열처리방법의 제1수단은, 승온도중에 유지공정에 들어가 2단계에 걸쳐 풀림처리를 행하는 방법이다.

이 풀림방법에서의 제1단계는, 300∼600℃의 온도영역으로 가열하여 15분이상 유지하는 처리이다. 이 처리에서는, Al+BN → AlN+B 보다도 Al+N → AlN의 반응이 우선적으로 발생하기 때문에, 흑연결정화의 핵으로서 작용하는 BN을 감소시키는 일 없이, 동일하게 흑연화의 핵으로서 작용하는 AlN을 형성 할 수 있다. 여기에서, 하한을 300℃로 한 것은, 이것 보다 낮은 온도에서는 Al+N → AlN의 반응속도가 늦으므로 실용적이지 않기 때문이다. 한편, 상한을 600℃로 한 것은, 그 온도를 상회하는 온도에서는, Al+BN → AlN+B의 반응이 우선적으로 되는 것에 의한다.

그리고, 300∼600℃의 온도영역에서의 유지시간을 15분 이상으로 한 것은, 이 시간에 만족하지 않은 유지에서는, Al+N → AlN의 반응이 충분히 행해지지 않고, 그 후의 유지에 의해 Al+BN → AlN+B의 반응이 발생하기 쉽기 때문이다.

이 방법에서의 2단계는, 전단계의 승온유지에 이어서, 또한 680∼740℃의 온도영역으로 가열승온 한 후 5시간 이상 유지하는 처리이다. 이 처리에 있어서, 680℃ 미만의 온도에서는, 흑연화의 반응이 늦기 때문에, 흑연화를 완료하기 위하여 필요한 시간이 매우 길어지며, 한편, 740℃를 넘는 온도에서는 강중에상이 다량으로 발생하여 흑연화가 진행하지 않게 된다. 그리고, 유지시간을 5시간 이상으로 한 것은, 이 시간에 미치지 않으면 피삭성, 냉간 단조성을 만족시키기에 충분한 흑연화가 진행되지 않기 때문이다.

본 발명에서의 열처리의 다른 수단은, 처음에 800∼950℃의 온도영역으로 가열한 후 공냉하는 불림 처리를 실시하고, 그 후 680∼740℃의 온도영역으로 가열하여 5시간 이상 유지하는 풀림을 행하는 방법이다.

상기의 불림 처리를 행하는 이유는 다음과 같다. 즉, 냉간압연인 채의 상태에서는, 첨가된 Al은 거의 강중에 고용되어 있어, AlN은 거의 존재하지 않는다. 이 상태로부터 비교적 저온의영역으로 승온하면, 고용 Al의 일부가 AlN으로서 미세하게 석출한다. 또한, 비교적 저온이기 때문에 AlN의 성장속도는 매우 느리며, 석출된 AlN은 미세한 채로 유지된다. 그리고, 이와 같은 미세한 AlN의 존재에 의하여,입자도 가열 유지중에는 미세하게 유지된다.

한편, BN은, 열간압연인 채의 상태에서 미세하게 석출해 있다.영역에의 승온에 의하여, 그 일부는상 중에 고용하지만, 미고용인 채 BN으로서 존재하는 것도 있다. 그러나, 유지온도가 비교적 저온이기 때문에, 유지중에도 미고용의 BN은 성장이 늦으며, 미세한 채로 유지된다. 그리고, 고용 B는 유지 후의 냉각과정에 있어서 재석출하지만, BN은입계로 석출하는 성질을 갖고 있고, 전술한 바와 같이 미세 AlN의 움직임에 의해입자가 미세하게 유지되어 있으며, 재석출 때에 미세하며 균일하게 분산하는 것이 가능하게 된다. 그 결과, BN은, 열간압연시에 미세석출한 것과 불림시에 고용·재석출한 것으로 이루어져, 그 개수는 현저하게 증가한다.

상기의 이유에 의하여, 미세하게 존재하는 AlN 및 BN을 각각 흑연화핵으로서 이용하는 것에 의하여, 보다 미세한 흑연을 형성하는 것이 가능해진다.

그리고, 이 처리의 하한의 온도를 800℃로 한정한 것은, 이 미만의 온도에서는, 완전하게화할 수 없으며, 이 때문에 재석출하는 BN의 분포가 매우 불균일하게 되고, 최종적인 흑연화 조성에서의 흑연입자의 분포에 조밀(粗密)을 발생하기 때문이다. 그리고, 상한온도를 950℃로 한 것은, 이 이상의 온도에서는 석출한 AlN 및 미고용의 BN의 성장이 매우 빠르게 됨과 동시에입자도 조대해지기 때문에, 미세한 AlN 및 BN이 얻어지지 않고, 목적으로 하는 미세한 흑연입자를 얻을 수 없게 되기 때문이다.

다음에, 본 발명에서의 열처리 방법의 제3의 수단은, 처음에, 불림처리를 실시하고 나서, 다음에 300∼600℃-15분 이상의 유지 및 800∼950℃-5시간 이상의 유지로 하는 2단계에 걸쳐 풀림 처리를 겹쳐서하는 방법이다. 이 처리에서는 각각의 열처리의 상승적(相乘的)인 효과를 얻을 수 있다.

이하, 실시예에 따라서 본 발명을 설명한다.

표 1에 나타내는 성분조성의 강을, 전로-연속주조의 공정에 의해 용제하고, 450×500mm의 대강편(blooms)으로 한다. 표 1에 있어서, 강 A∼N은 성분조성이 본 발명법에 적합한 강이며, 강 O∼R은, B, P, Al 및 Si가 본 발명법의 강소재의 범위 외의 비교재이다. 그리고, 강 S∼U는 각각, 종래로부터 기계 구조용으로서 사용되고 있는 JIS 규격의 S 30 C 상당 강, S 45 C 강의 쾌삭성 향상원소인, S Ca 및 Pb를 첨가한 쾌삭강, 및 Cr-Mo 강인 SCM 435의 예이다. 그리고, S 30 C의 강(S)은, 냉간 단조성에 뛰어나기 때문에 냉간 단조강으로서, 그리고, S 45 C+S-Ca-Pb 쾌삭강(T)은, 피삭성에 뛰어나기 때문에 높은 피삭성이 요구되는 용도에, 또한, SCM 435의 강(U)은, 담금질성에 뛰어나, 담금질·뜨임 후의 기계적 성질 및 회전굽힘 피로강도에 뛰어나기 때문에, 높은 피로 강도가 요구되는 기계부품으로서 사용되어 지는 것이다.

이들의 용제된 대강편을 분괴압연에 의해 150mm 각의 소강편(billets)으로 한 후, 선봉압연에 의해 52mmø의 봉강으로 압연하고, 또한, 풀림로(爐)에서 흑연화 풀림 처리를 행하였다.

그리고, 열간압연 때에는, 강의 성분조성으로부터 계산된 BN 및 AlN의 고용온도를 산출하여, 이것을 기준으로 압연온도를 설정하였다. 그리고, 흑연화 풀림(불림)은, 강중의 C가 거의 완전하게 흑연화 할 때까지 실시하였다.

열간압연시의 가열온도, 불림조건 및 풀림조건에 대하여, 표 2∼5에 정리하여 나타낸다. 단, 100시간 이상 풀림하여도 흑연화가 충분히 진행하지 않았던 재료에 대하여는 흑연화 처리를 중지하였다. 표 3∼5중의 유지시간란의 ＊＊의 기호는, 흑연화 처리를 중단한 것을 나타내고 있다.

다음에 표 6∼9는, 상기의 강 A∼U에 대하여, 표 2∼5에 나타내는 조건의 처리를 한 것에 대하여, 흑연입경, 불림인 채의 경도, 냉간 단조성, 피삭성, 담금질·뜨임 후의 기계적 성질 및 담금질·뜨임 후의 회전굽힘 피로강도의 측정결과를 나타낸 것이다.

그리고, 흑연입경은, 풀림 후의 재료에서 광학 현미경용 견본을 작성하고, 화상분석장치에 의해 1000∼2000개 이상의 흑연입자의 직경을 측정하여, 그 평균 지름을 사용하였다. 불림인 채의 경도는 빅커스경도계를 사용하여 측정하였다.

냉간 단조성은, 풀림 후의 소재 보다 15mmø×22.5mml의 원주상 시험편을 제작하여, 300t 프레스를 사용하여 압축시험을 행하여, 시험시의 하중에 의해 변형저항을 산출하였다. 여기에서는, 압축률(높이 감소율)을 60％로 취한 때의 변형저항으로서 나타내었다. 그리고, 시험편 측면의 균열발생의 유무를 확인하고, 시험한 시험편의 반수에 균열이 발생하는 압축률을 한정 압축률서 변형태의 지표로 하였다.

피삭성 시험은, 고속도공구강 SKH 4를 사용하여, 절삭속도 80m/min 무윤활의 조건에 의해 외주선삭을 행하여 공구가 절삭 불능이 될 때까지의 시간을 공구 수명으로 평가했다.

담금질·뜨임 후의 특성은, 소재에서 15mmø×85mml의 시험을 제작하여, 900℃×30min 가열 후, 수용성 담금질액 중의 담금질, 그 후 500℃×1h 유지 후의 수냉의 담금질 처리를 하고, 또한 8mmø의 인장시험편을 제작하여, 인장시험에 의해 측정을 하였다.

회전굽힘 피로시험은, 상기와 같은 담금질·뜨임 처리를 행한 후, 8mmø의 시험편을 제작하여 오노(小野)식 회전굽힘 피로시험기를 사용하여, 상온에서 3600rpm의 속도로 실시하였다.

이들의 결과를 표 6∼표 9에 정리하여 나타내었다.

그리고, 종래 강은, 흑연화 할 수 없었기 때문에, 일반의 가공공정에 입각하여 실시하고, 강 S(S30C 상당강) 및 강 U(SCM435 상당강)에 대하여는, 745℃×15h 유지 후 서냉의 구상화 불림처리를 행한 후에, 각 항목의 시험을 상기와 같은 방법으로 실시하였다. 그리고, S45C-S-Ca-Pb 강에 대하여는, 피삭성만의 압연인 채로 그 외의 시험은 745℃×15h 유지 후 서냉한 구상화 불림처리후 실시하였다. 표 9중의 No.73의 경도는 압연 채의 경도를 나타내었다.

표 2∼ 표 5에 나타내는 바와 같이, 강 종류마다 약간 다른 것으로, 본 발명법에 따라서, BN 및 AlN 고용온도 이상으로 가열한 경우 및 풀림조건을 만족하는 경우는, 단시간에 흑연화가 종료했다.

그러나, NO.11과 같이 도중에 유지공정을 넣은 경우라도 유지온도가 본 발명의 범위를 벗어나서 낮은 경우에는, 흑연화에 필요로 하는 시간은 본 발명의 범위내의 경우 보다도 길었었다.

열간 압연시의 상기의 가열온도가 본 발명의 범위 외에 있는 경우(예를 들면 No. 19)에서는, 가열온도만이 본 발명의 범위 내에서 풀림조건이 본 발명의 범위 외에 있는 경우(No.18)에 비교하면 풀림시는 짧으나, 본 발명 내에 있는 경우(No.17)에 비교하면 풀림시간은 길었었다.

성분조성이 본 발명 적합예의 범위 외에 있는 경우에는, B가 본 발명의 범위 외에 있는 강 O 경우에는, 강 C에 비교하여 흑연화 처리시간은 약 4배 이상이나 길게 걸리고 있다. 그리고, P가 본 발명의 범위외인 강 P의 경우에도, 강 C에 비교하여 풀림시간은 약 2배 이상이나 길게 걸리고 있다. 그리고, Al이 본 발명의 범위 외인 강 Q에 대하여는, 압연온도 및 풀림조건이, 흑연화에 필요로 하는 시간에의 영향은 작다. 그리고, Si가 본 발명의 범위 외인 강 R는, 본 발명의 열간 압연온도 및 풀림조건을 채용하여도 흑연은 생기지 않았다.

표 6∼표 9중의 흑연화 조직의 란에 나타내는 바와 같이, 흑연입경(크기)은 본 발명 적합예의 경우는, 어느 쪽도 17㎛ 미만인 것에 대하여, 본 발명의 범위 외인 경우에는, 흑연입경은 최대 약 35㎛까지로 현저하게 조대해져 있다. 그리고, 경도 및 냉간단조시의 변형 저항에는, 흑연입경의 영향은 인정할 수 없지만, 한계 압축율 및 피삭성(공구수명)은 흑연입경이 조대하면 저하하고 있다. 그리고, 성분조성이 본 발명의 범위 외이며 흑연입자가 조대한 경우에는, 담금질·뜨임 후의 기계적 성질은 어느 쪽도 저하해 있다. 이것은, 흑연의 용해가 늦어 담금질성이 저하하는 결과, YS 및 TS를 저하시켜, 한편으로 EL 및 RA를 저하시키게 된다.

본 발명법과 종래예를 비교하면, 냉간 단조시의 변형저항 및 한계압축율은 S30C 강 보다도 뛰어나다. 그리고, 피삭성에 대하여도 S45C-Pb-Ca-S 쾌삭강 보다도 뛰어나다. 그리고, 피로강도도 SCM 435에 비교하여 본 발명법 쪽이 뛰어나다. 열간압연조건 및 풀림조건이 본 발명을 만족하지 않고, 성분조성만이 본 발명을 만족하는 경우도, 일부의 조건에서는 냉간 단조성 및 피삭성에 대하여, 종래강과 동등 이상의 특성을 얻을 수 있기 때문에 이들의 특성만이 필요한 경우에는, 열간압연 및 풀림조건은 본 발명의 범위 내에 있을 필요는 없다.

한편, 피로강도는, 본 발명의 발명을 적용한 경우에는, 경도의 약 1.5∼1.7배의 피로강도를 얻고 있으며, 경도와 상관관계를 인정하지만, 본 발명의 범위 외 및 S45C-Pb-Ca-S 강의 경우에는, 경도에 맞추어 피로강도가 상승하지 않고 있다. 이것은, 본 발명의 범위 외의 경우에는 흑연입자가 크기 때문에 미고용의 흑연이, S45C-Pb-Ca-S 쾌삭강의 경우에는 피삭성을 향상시키는 조대한 비금속 개재물이 각각 존재하고, 그것이 피로파괴의 기점으로서 작용하는 것으로 기인하고 있다.

본 발명에서는 Ca는 첨가하지 않지만, 피로강도가 요구되지 않는 경우에는, Ca의 첨가는 흑연화의 촉진 및 피삭성의 개선에 대하여 유효하다.

이상 설명한 것과 같이 본 발명에 의하면, 흑연화를 단시간에 실현할 수 있음과 동시에, 얻을 수 있는 흑연입자도 미세화 할 수 있다. 따라서, Pb를 사용할 필요도 없이 종래의 Pb 쾌삭강과 같은 정도 이상의 피삭성을 갖으며, 그리고 냉간단조성 및 담금질·뜨임 후의 기계적 성질 및 피로강도에도 뛰어나 강재를 제공하는 것이 가능해 지며, 기계부품의 제조에 이바지함이 크다.

[표 1]

[표 2]

[표 3]

[표 4]

[표 5]

[표 6]

[표 7]

[표 8]

[표 9]

Claims (22)

1. 를 함유하고, 잔부가 Fe과 불가피적 불순물로 이루어지는 성분조성으로 구성되며, 그 C의 실질적으로 전량을 흑연으로서 석출하고, 그리고 그 크기가 20㎛ 이하로 이루어지며, 그리고 피삭성, 냉간 단조성에 뛰어난 것을 특징으로 하는 담금질·뜨임 상태로 사용하는 기계 구조용 흑연강.
2. 를 포함하고, 그리고,

   의 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 함유하며, 잔부가 Fe과 불가피적 불순물로 이루어지며, 그 C의 실질적으로 전량을 흑연으로서 석출하고, 그리고 그 크기가 20㎛ 이하로 이루어지며, 그리고 피삭성, 냉간 단조성에 뛰어난 것을 특징으로 하는 담금질·뜨임 상태로 사용하는 기계 구조용 흑연강.
3. 제1항의 흑연강을 담금질·뜨임하여 제조되는 피로강도 특성에 뛰어난 기계 구조용 흑연강.
4. 제2항의 흑연강을 담금질·뜨임하여 제조되는 피로강도 특성에 뛰어나 기계 구조용 흑연강.
5. 를 함유하고, 잔부가 Fe과 불가피적 불순물로 이루어지는 성분조성의 강편을, BN 및 AlN의 고용온도 이상의 온도로 가열하여 열간압연을 실시하고, 이어서, 300∼600℃의 온도영역으로 가열하여 그 온도영역에 15분 이상 유지한 후, 또다시, 680∼740℃의 온도영역으로 가열하여 5시간 이상 유지하는 것을 특징으로 하는 피삭성, 냉간 단조성에 뛰어난 담금질·뜨임 상태로 사용하는 기계 구조용 흑연강의 제조방법.
6. 를 함유하고, 잔부가 Fe과 불가피적 불순물로 이루어지는 성분조성의 강편을, BN 및 AlN의 고용온도 이상의 온도로 가열하여 열간압연을 실시하고, 이어서, 800∼950℃의 온도영역으로 가열한 후 공냉하는 불림처리를 행하고, 그 후, 680∼740℃의 온도영역으로 가열하여 5시간 이상 유지하는 것을 특징으로 하는 피삭성, 냉간 단조성에 뛰어난 담금질·뜨임 상태로 사용하는 기계 구조용 흑연강의 제조방법.
7. 를 포함하고, 그리고,

   의 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 함유하며, 잔부가 Fe과 불가피적 불순물로 이루어지는 성분조성의 간편을, BN 및 AlN의 고용온도 이상의 온도로 가열하여 열간압연을 실시하고, 이어서, 300∼600℃의 온도영역으로 가열하여 그 온도영역에 15분 이상 유지한 후, 또다시, 680∼740℃의 온도영역으로 가열하여 5시간 이상 유지하는 것을 특징으로 하는 피삭성, 냉간 단조성에 뛰어난 담금질·뜨임 상태로 사용하는 기계 구조용 흑연강의 제조방법.
8. 를 포함하고, 그리고,

   의 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 함유하며, 잔부가 Fe과 불가피적 불순물로 이루어지는 성분조성의 강편을, BN 및 AlN의 고용온도 이상의 온도로 가열하여 열간압연을 실시하고, 이어서, 800∼950℃의 온도영역으로 가열한 후 공냉하는 불림 처리를 행하고, 그 후, 680∼740℃의 온도영역으로 가열하여 5시간 이상 유지하는 것을 특징으로 하는 피삭성, 냉간 단조성에 뛰어난 담금질·뜨임 상태로 사용하는 기계 구조용 흑연강의 제조방법.
9. 를 함유하고, 잔부가 Fe과 불가피적 불순물로 이루어지는 성분조성의 강편을, BN 및 AlN의 고용온도 이상의 온도로 가열하여 열간압연을 실시하고, 이어서, 800∼950℃의 온도영역으로 가열한 후 공냉하는 불림 처리를 행하고, 그 후, 300∼600℃의 온도영역으로 가열하여 그 온도 영역으로 15분 이상 유지한 후, 또다시 그 후, 680∼740℃의 온도영역으로 가열하여 5시간 이상 유지하는 것을 특징으로 하는 피삭성, 냉간 단조성에 뛰어난 담금질·뜨임 상태로 사용하는 기계 구조용 흑연강의 제조방법.
10. 를 포함하고, 그리고,

    의 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 함유하고, 잔부가 Fe과 불가피적 불순물로 이루어지는 성분조성의 강편을, BN 및 AlN의 고용온도 이상의 온도로 가열하여 열간압연을 실시하고, 이어서, 800∼950℃의 온도영역으로 가열한 후 공냉하는 불림처리를 행하고, 그 후, 300∼600℃의 온도영역으로 가열하여 그 온도 영역으로 15분 이상 유지한 후, 또다시 그 후, 680∼740℃의 온도영역으로 가열하여 5시간 이상 유지하는 것을 특징으로 하는 피삭성, 냉간 단조성에 뛰어난 담금질·뜨임 상태로 사용하는 기계 구조용 흑연강의 제조방법.
11. 제5항에 있어서, 추가로 담금질·뜨임을 실시하여 이루어지는 피로강도가 높으며 그리고 내구비(피로강도/경도)가 높은 기계구조용 흑연강의 제조방법.
12. 제6항에 있어서, 추가로 담금질·뜨임을 실시하여 이루어지는 피로강도가 높으며 그리고 내구비(피로강도/경도)가 높은 기계구조용 흑연강의 제조방법.
13. 제7항에 있어서, 추가로 담금질·뜨임을 실시하여 이루어지는 피로강도가 높으며 그리고 내구비(피로강도/경도)가 높은 기계구조용 흑연강의 제조방법.
14. 제8항에 있어서, 추가로 담금질·뜨임을 실시하여 이루어지는 피로강도가 높으며 그리고 내구비(피로강도/경도)가 높은 기계구조용 흑연강의 제조방법.
15. 제9항에 있어서, 추가로 담금질·뜨임을 실시하여 이루어지는 피로강도가 높으며 그리고 내구비(피로강도/경도)가 높은 기계구조용 흑연강의 제조방법.
16. 제10항에 있어서, 추가로 담금질·뜨임을 실시하여 이루어지는 피로강도가 높으며 그리고 내구비(피로강도/경도)가 높은 기계구조용 흑연강의 제조방법.
17. 제11항에 있어서, 담금질·뜨임 후의 피로강도가 460MPa 이상이며, 그리고 내구비가 1.44 이상인 기계구조용 흑연강의 제조방법.
18. 제12항에 있어서, 담금질·뜨임 후의 피로강도가 460MPa 이상이며, 그리고 내구비가 1.44 이상인 기계구조용 흑연강의 제조방법.
19. 제13항에 있어서, 담금질·뜨임 후의 피로강도가 460MPa 이상이며, 그리고 내구비가 1.44 이상인 기계구조용 흑연강의 제조방법.
20. 제14항에 있어서, 담금질·뜨임 후의 피로강도가 460MPa 이상이며, 그리고 내구비가 1.44 이상인 기계구조용 흑연강의 제조방법.
21. 제15항에 있어서, 담금질·뜨임 후의 피로강도가 460MPa 이상이며, 그리고 내구비가 1.44 이상인 기계구조용 흑연강의 제조방법.
22. 제16항에 있어서, 담금질·뜨임 후의 피로강도가 460MPa 이상이며, 그리고 내구비가 1.44 이상인 기계구조용 흑연강의 제조방법.