KR100524617B1 - 충격인성이 우수한 고탄소공구강대 - Google Patents

Abstract

본 발명은 충격인성이 우수한 고탄소공구강대에 관한 것으로서, 중량%로 C:0.6∼0.9%, Si:0.1∼0.5%, Mn:0.3∼0.8%, S:0.005%이하, P:0.02%이하, Ni:0.5∼1.5%, Cr:0.1∼0.5%, Al:0.02∼0.05%, N:0.005∼0.015%, Ca:0.001∼0.01%를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 조성되는 것을 특징으로 한다.

상기한 조성으로 된 강재를 재가열온도 1250℃ 이하 및 재로시간 250분 이하로 하고 권취온도를 580∼670℃의 조건에서 통상의 열간압연으로 열연강판을 제조하고, 제조된 열연판을 산세한 다음 650℃이상 A1 변태점 이하에서 구상화 소둔 후 60%이하의 압하율로 냉간압하하고, 이어서 냉연판을 600℃ 이상 A1이하에서 연화소둔 후 조질압연을 실시하여 제조된 냉연판을 A3 변태점 이상의 온도에서 세멘타이트를 오스테나이트화 한 후 유냉을 통해 마르텐사이트화 한 다음 템퍼링하는 것으로 이뤄지는 고탄소공구강대로 제조한다.

Description

충격인성이 우수한 고탄소공구강대{High carbon tool steel strip with high impact toughness}

본 발명은 충격인성이 우수한 고탄소공구강대에 관한 것으로서 더욱 상세하게는 콘크리트, 석재 및 목재의 고속 절단용 원형 톱의 소재로 사용되는 고탄소공구강대에 관한 것이다.

최근 들어와서 토목,건축,조경 및 목재 산업의 발달과 더불어 콘크리트,석재 및 목재의 고속 절단용 원형 톱에 대한 수요가 급증하고 있다. 이러한 원형톱의 소재는 일반적으로 탄소공구강인 SK5, 합금공구강인 SKS5가 사용되고 있다. 원형톱에는 톱날을 만들 때 발생되는 노치에 계속된 충격하중이 가해지기 때문에 원형톱에 가장 중요하게 요구되는 재질특성은 충격인성이다. 과거에는 원형톱의 수요도 적고, 절단속도도 느릴 뿐만 아니라 원판과 톱날이 동일한 재질로 사용됨에 따라 사용 시 톱날이 먼저 마모되기 때문에 원형톱의 원판에 대한 인성은 그다지 중요하지 않았다.

그러나 최근에는 톱날의 재질로서 내마모성이 우수한 초경합금 및 다이아몬드칩이 사용됨에 따라 톱날의 사용 수명이 크게 증가되었고, 절단속도도 아주 빨라지고, 생산성 향상에 다른 충격하중도 증가됨에 따라 원형톱 원판의 인성이 원형톱의 수명을 지배하게 되었다. 또한 고속절단시 원형톱날의 파손이 발생하면 인명피해가 발생할 가능성이 높을 뿐만 아니라 작업성 및 생산성을 크게 저하시킬 수 있으므로 원형톱의 원판에 대한 고인성의 요구가 한층 더 높게 되었다. 그리고 특히 고속 절단시 톱 원판의 열간변형이 적어야만이 균일하게 절단을 할 수 있다.

이에 따라 절삭공구강의 충격인성을 향상시키기 위한 종래의 기술로는 JIS G 3311에 규정되어 있는 탄소공구강인 SK5에 단순히 Ni, Cr을 첨가한 합금공구강인 SKS5 가 있으나 합금의 첨가에 따른 제조값이 증가되는 단점이 있다. 이를 해결 하고져 기존 공구강에 Al과 N₂량을 적절히 조절하여 오스테나이트의 결정립을 미세화시켜 인성을 향상시킨 사례(대한민국 특허 제118957호)도 있으나 최근에는 대형 제품을 절단하기 위하여 두께가 두꺼운 원형톱을 사용해야 하는 추세가 대두되면서 상기의 Al과 N₂량을 적절히 조절한 강종으로 이러한 두꺼운 원형톱에 적용시 원판내부까지의 강도가 떨어져 공구의 수명이 단축될 뿐만 아니라 원판전체의 인성이 낮은 문제점이 도출하고 있다. 이런 관점에서 기존 사용중인 공구강에 소량의 합금성분의 첨가로 우수한 충격인성을 갖는 소재가 요망되고 있는 실정이다.

본 발명은 상기와 같은 문제점을 해결하고자 안출된 것으로, 탄소공구강 소재에 고인성과 고강도 특성을 얻기 위하여 첨가되는 Ni의 함량을 적정 제어하고, 유화물을 구상화시켜 재질의 이방성을 감소시키기 위해 Ca을 적정 제어하며, 인성에 유해한 S의 저감을 통해 우수한 충격인성을 갖는 고탄소공구강대를 제공하는데 본 발명의 목적이 있다.

상기한 목적을 달성하기 위한 본 발명은, 중량%로 C:0.6∼0.9%, Si:0.1∼0.5%, Mn:0.3∼0.8%, S:0.005%이하, P:0.02%이하, Ni:0.5∼1.5%, Cr:0.1∼0.5%, Al:0.02∼0.05%, N:0.005∼0.015%, Ca:0.001∼0.01%를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 조성되고, 압연과 소둔 및 탬퍼링의 강 제조공정을 통해 제조된 것을 특징으로 한다.본 발명자는 고탄소공구강대의 인성에 미치는 강중의 Ni의 작용 및 제조조건, 그리고 충격인성을 향상시키는 Ca의 작용 및 제조조건 및 인성에 유해한 S의 저감을 종합적으로 연구한 결과 Ni, S 및 Ca를 적당량 함유시킨 강을 제조할 수 있음을 알았다.

결과적으로 본 발명에 의한 충격인성이 우수한 고탄소공구강대는, 중량%로 C:0.6∼0.9%, Si:0.1∼0.5%, Mn:0.3∼0.8%, S:0.005%이하, P:0.02%이하, Ni:0.5∼1.5%, Cr:0.1∼0.5%, Al:0.02∼0.05%, N:0.005∼0.015%, Ca:0.001∼0.01%를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 조성을 갖게 된다.상기한 조성으로 이루어진 강재를 재가열온도 1250℃ 이하 및 재로시간 250분 이하로 하고 권취온도를 580∼670℃의 조건에서 통상의 열간압연으로 열연강판을 제조하고, 제조된 열연판을 산세한 다음 650℃이상 A1 변태점 이하에서 구상화 소둔 후 60%이하의 압하율로 냉간압하하고, 이어서 냉연판을 600℃ 이상 A1이하에서 연화소둔 후 조질압연을 실시하여 제조된 냉연판을 A3 변태점 이상의 온도에서 세멘타이트를 오스테나이트화 한 후 유냉을 통해 마르텐사이트화 한 다음 템퍼링하는 공정을 거쳐 고탄소공구강대를 제조하게 된다.

다음은 본 발명에서 사용하는 강의 성분에 대해서 설명한다.

C : C는 강의 경도를 높이는데 가장 중요한 원소이다. 담금질과 템퍼링에 의해서 원형톱에 필요한 경도(HRC:40∼50)를 얻기 위해서 적어도 0.6%이상 함유하는 것이 필요하다. 그러나 C량이 너무 많으면 초석 세멘타이트가 입계에 석출하여 인성이 크게 떨어지며, 담금질시 균열이 생성되기 쉽기 때문에 0.9% 이하로 한다.

Si : Si는 탈산제로서 아주 중요한 원소이다. Si량이 너무 작으면 탈산의 효과가 적으므로 0.1% 이상 함유한다. 그러나 Si량이 너무 많으면 재가열시 표면탈탄이 심하게 되고, 또한 적스케일이 발생하여 산세가 어렵고 표면결함이 발생하기 쉬우므로 0.5%이하로 제한한다.

Mn : Mn은 경화능을 향상시키는 원소이면서 고탄소강의 소둔시 흑연의 발생을 저해하는 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는 0.3%이상 함유시켜야 한다. 그러나 Mn량이 너무 많으면 구상화 소둔시 세멘타이트의 구상화가 어려워져 구상화 소둔시간을 길게 해야 하며, 또한 인성도 저하되므로 상한을 0.8%로 설정하였다.

Cr : Cr은 열간압연을 위해 재가열시 표면탈탄을 억제하는 주요한 원소이다. 이에 더하여 Mn과 마찬가지로 경화능을 향상시키고 흑연발생을 저해하는 원소이다. 이를 위해 0.1%이상은 함유되어야 한다. 그러나 Cr량이 너무 많으면 구상화 소둔이 어렵고, 산세성이 열화되며 인성도 감소되므로 0.5%를 상한으로 설정하였다.

Al : Al은 탈산제로서 중요한 원소일뿐만 아니라 열처리시 AlN을 형성하여 결정립 미세화 원소로도 큰 역할을 한다. 이를 위해 Al량은 0.02% 이상 함유하는 것이 좋다. 그러나 Al량이 너무 많으면 소둔시 흑연의 발생이 쉽고, 알루미나계 개재물에 의해 인성이 열화되므로 0.05% 이하로 설정하였다.

N : N은 Al과 함께 AlN으로 석출하여 열처리시 결정립을 미세화시키는 아주 중요한 원소이다. 이를 위해 0.005% 이상 함유되어야 한다. 그러나 N 량이 너무 많으면 인성이 저하되므로 0.015% 이하로 설정하였다.

S : S는 Mn과 함께 MnS를 생성하여 인성감소에 큰 영향을 주는 원소이다. S량은 적을수록 인성에 좋지만 특히 0.005%이상에서는 인성을 크게 열화시키기 때문에 상한을 0.005%로 설정하였다.

P : P는 편석을 조장시켜 인성감소에 큰 영향을 주는 원소이다. P 량은 적을수록 인성에 좋지만 특히 0.02% 이상에서는 인성을 크게 열화시키기 때문에 상한을 0.02%로 설정하였다.

Ni : Ni은 인성 및 경화능을 향상시키는 주요 원소이다. Ni량은 많으면 인성에 좋지만 너무 많으면 연속주조가 어렵고 열간압연시 에지크랙이 발생할 가능성이 높아 고탄소공구강대에서는 2.0%이하로 설정되지만 본 발명에서는 Ca의 첨가로 인한 인성향상의 중첩효과로 인하여1.5%이하로 설정하였다.

Ca : Ca는 유화물을 구상화시켜 재질의 이방성을 감소시키기 위해 첨가되었으며, Ca 첨가효과를 얻기 위해서는 최소 0.001%이상은 함유해야 한다. 그러나 Ca가 너무 많으면 산화물계의 비금속개재물이 증가하여 연성을 저하시키기 때문에 Ca량을 0.01%이하로 한정한다. 한편 Ca가 첨가될 때에도 S량은 적을수록 좋지만 Ca가 존재할 때 S는 MnS보다 CaS로 먼저 석출하기 때문에 S가 재질이방성에 미치는 영향이 감소하게 된다. 따라서 Ca 첨가시에는 S량의 상한을 0.01%로 한정한다..

다음은 본 발명에서 사용하는 제조조건에 대하여 설명한다.

열간압연 공정에서는 표면탈탄 방지와 조직미세화가 중요하다. 표면탈탄은 고탄소강의 표면경도를 감소시켜 내마모성을 저해할 뿐만 아니라 열처리시에 변형을 초래한다. 이를 방지하기 위하여 재가열온도를 낮추고 시간을 줄여야 한다. 열연판 두께의 0.5%이하의 표면탈탄은 최종 열처리재의 경도 및 변형에 큰 영향을 주지 않으므로 이를 위해 재가열온도는 1250℃ 이하, 재로시간 250분 이하로 제한하였다.

조직미세화는 구상화 소둔성, 냉간압연성 및 인성을 향상시키기 위하여 중요하다. 즉, 조직이 미세할수록 구상화가 미세하고 조기에 이뤄지며, 이에 따라 냉간압연성이 향상되고 열처리온도 및 시간을 단축할 수 있으므로 열처리조직이 미세하여 인성이 크게 향상된다. 열연강판에서의 조직미세화는 권취온도에 가장 크게 좌우되는데, 권취온도가 높을수록 조직이 조대하게 되어 구상화가 어려워 진다. 그러나 권취온도가 너무 낮으면 항복강도가 너무 높아 권취가 어렵고 권취시 균열발생이 쉽다. 따라서 권취온도는 580∼670℃로 제한하였는데, 670℃이상에서는 조대한 조직이 되고 580℃이하에서는 베이나이트 조직이 되면서 권취성이 악화되고 열연판에서의 에지균열이 발생하기 쉽다.

구상화소둔 공정에 있어 A1변태점 이상에서 구상화하면 구상화 된 세멘타이트의 크기가 조대화한다. 이는 열처리를 위해 가열 시 오스테나이트상으로 탄화물을 고용시키기 위해서는 고온에서 장시간이 필요하므로 결과적으로 인성을 저하시킨다. 그러나 650℃ 이하에서는 구상화 소둔이 어려워 구상화의 장시간이 필요할 뿐만 아니라 구상화율도 떨어진다. 따라서 구상화 소둔온도는 650℃∼A1변태점 이하로 설정하였다.

냉간압하량에 있어서는 압하률이 60%이상에서는 가공경화에 의해 에지균열이 발생되기 쉽다.

연화소둔 공정에 있어 온도가 너무 높으면 세멘타이트가 조대화되고, 온도가 너무 낮으면 냉간압연에 의해 가공경화 된 페라이트가 충분히 재결정되지 못해 소둔후에 경도가 높게 되고 냉간압연성이 저하된다. 따라서 연화소둔 온도를 600℃∼A1 으로 설정하였다.

연화소둔후 조질압연된 냉연판을 원형톱에 필요한 경도 (HRC 40∼47)를 얻기 위하여 A3 변태점 이상의 온도에서 세멘타이트가 충분히 고용되도록 유지한 다음 기름에 담금질하고 템퍼링한다.

다음은 본발명의 실시예에 대하여 설명한다.

표1에는 시험재의 화학성분을 나타내었다. 강종 No.1∼4는 본 발명에서 규정하는 화학성분 범위 내의 강이고, 강종 No.5∼8은 본발명에서 비교를 위해 용해한 비교강이다.

표1의 강을 재가열온도 1240℃, 재로시간 230분의 조건에서 재가열한 후 통상의 열간압연으로 두께 6.0mm로 마무리압연후 650℃로 권취하였다. 권취된 열연판을 산세하고 비산화성 분위기에서 구상화소둔을 행하였다. 구상화소둔은 A1 변태점 이하인 720℃에서 10시간 실시하였다. 구상화된 소재를 압하율 40%로 냉간압연후 700℃에서 7시간 연화소둔후 조질압연을 실시하여 4.0mm 조질압연판을 제조하였다. 조질압연판을 A3 변태점 이상의 온도인 830℃에서 10분 열처리한 후 70℃의 기름에 담금질하였다. 담금질후 소재를 450℃에서 30분동안 템퍼링 하였다.

최종 압연 후 비금속 개재물의 분포에 대한 발명강과 비교강의 데이터를 표2에 나타내었다. Ca가 함유되지 않은 비교강 No.6은 Ca가 함유된 발명강보다 개재물의 분포량이 증가함을 알 수 있고 S함량이 높은 비교강 No.5에서 개재물의 분포량이 또한 많음을 알 수 있다.이는 충격인성을 감소시키는 요인으로 작용한다. 다음은 권취온도가 열연판의 균열발생 및 구상화에 미치는 영향을 표3에 나타내었는데 표에 나타낸 바와 같이 권취온도가 낮을수록 구상화율은 증가하나 에지 균열이 발생하고 반면에 권취온도가 높아지면 균열발생은 억제되나 구상화율은 감소하게 된다.

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다음은 강종 및 구상화 조건에 따른 구상화율을 표4에 나타내었다. Ni과 Ca의 함유에 대한 발명강과 비교강의 구상화율은 큰 차이가 없음을 알 수 있다. 구상화조건에서 구상화온도가 낮은 경우에는 구상화율이 떨어진다. 구상화율이 낮으면 냉간압연시 균열발생 가능성이 높고, 열처리성이 떨어지게 된다.

냉간압연성에 대해서는 표5에 나타내었는데, 냉간압하량이 증가하면 가공경화에 의해 에지 균열이 발생한다. 다음은 4mm 두께의 조질압연판의 담금질후의 심부경도치를 표6에 나타내었다. Ni이 함유된 본발명강에 비해 Ni이 전혀 함유되지 않은 비교강 No.7은 담금질후의 심부경도가 급격히 감소하게 나타나 인성을 떨어 뜨리는 요인으로 작용한다.

다음은 열처리 후의 결정립 크기와 템퍼링후의 경도 및 충격치를 표7에 나타내었다. 먼저 세멘타이트가 충분히 오스테나이트로 용해될 수 있는 열처리 조건에서 오스테나이트의 결정립 크기를 보면 Al과 N₂가 함유되어 있는 발명강은 결정립 크기가 미세한 반면, Al량이 거의 없는 비교강 No.8에서는 결정립이 조대하다. 이와 같이 Al과 N이 함유되어 있는 강에서 결정립 크기가 작은 이유는 AlN의 석출에 의해 결정립 성장을 억제하기 때문이다.

템퍼링된 마르텐사이트의 인성은 오스테나이트의 결정립의 크기에 지배되므로 오스테나이트 결정립크기가 크게 되면 인성은 저하된다. 템퍼링후의 경도는 탄소함량에 의해 좌우되므로 발명강과 비교강의 탄소함량 변화가 크지 않아 경도치의 변화는 미소범위로 나타남을 알 수 있다. 그러나 템퍼링후의 충격치를 보면 Ni과 Ca이 함유되어 있는 발명강 No.1∼4에서 충격치가 높게 나타나며 비교강 No.5는 S 함량이 높아 충격치가 낮게 나타나고 No.6은 Ca 가 전혀 첨가되지 않아 충격성이 낮다. 그리고 No.8은 발명강에 비하여 Al 함량이 적어서 오스테나이트 결정립이 상대적으로 조대하여 충격치가 낮게 나타남을 알 수 있다.

이러한 결과로부터 본 발명강이 비교강과 SK5 및 SKS5에 비해 50% 이상 충격치가 향상되었음을 알 수 있다. 이는 본발명에서 개발한 방법에 의해 충격인성이 우수한 고탄소공구강대를 제조할 수 있음을 나타낸다.

상기와 같은 구성을 통하여 본 발명은, 인성과 강도를 향상시키는 원소인 Ni과 인성을 향상시키는 원소인 Ca 량을 적정 제어하고 인성에 유해한 S의 저감을 통해 충격인성이 우수한 고탄소공구강대를 제공하여, 원형톱의 내구성 향상으로 인한 제품 수명연장 및 수요증대에 크게 기여할 수 있다.

Claims (1)

1. 중량%로 C:0.6∼0.9%, Si:0.1∼0.5%, Mn:0.3∼0.8%, S:0.005%이하, P:0.02%이하, Ni:0.5∼1.5%, Cr:0.1∼0.5%, Al:0.02∼0.05%, N:0.005∼0.015%, Ca:0.001∼0.01%를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 조성되고, 압연과 소둔 및 탬퍼링의 강 제조공정을 통해 제조된 것을 특징으로 하는 고탄소공구강대.