KR100815748B1

KR100815748B1 - 경화능과 내충격성이 우수한 후물용 고탄소공구강대의제조방법

Info

Publication number: KR100815748B1
Application number: KR1020010078694A
Authority: KR
Inventors: 박근웅; 류재화
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2001-12-12
Filing date: 2001-12-12
Publication date: 2008-03-20
Also published as: KR20030048711A

Abstract

본 발명은 고속절단과 대형구조물의 절단에 사용되는 톱날의 소재로 이용되는 후물용 고탄소공구강대의 제조방법에 관한 것으로, 그 목적은 탄소공구강 소재에 고인성과 고강도 특성을 얻기 위하여 첨가되는 Ni, Ca, S성분 등의 조정을 통해 우수한 내충격성과 경화능을 갖는 고탄소공구강대를 제조방법을 제공하는 것이다.

상기 목적을 달성하기 위한 본 발명은, 중량%로 C: 0.7∼0.9%, Si : 0.2∼0.5%, Mn :0.4∼0.7%, S : 0.005%이하, P : 0.02%이하, Ni : 0.5∼2.0%, Cr : 0.1∼0.5%, Al : 0.02∼0.05%, N : 0.005∼0.015%, Ca: 0.001∼0.01%, 나머지 Fe와 불가피한 불순물로 이루어지는 강재를 1250℃이하에서 250분 이하로 재가열하여 열간압연하고, 580∼670℃에서 권취한 다음, 상기 열연판을 산세하고, 650℃~A1 변태점의 범위에서 구상화소둔한 후 소입-템퍼링하는 것을 포함하여 이루어지는 경화능과 내충격성이 우수한 후물용 고탄소공구강대의 제조방법에 관한 것을 그 기술요지로 한다.

고탄소공구강, 경도, 후물재, Ni, Ca, S, 내충격성

Description

경화능과 내충격성이 우수한 후물용 고탄소공구강대의 제조방법{Method of manufacturing high carbon tool steel strip for thick plate with high hardenability and impact resistance}

본 발명은 고속절단과 대형구조물의 절단에 사용되는 톱날의 소재로 이용되는 후물용 고탄소공구강대의 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 우수한 내충격성과 경화능을 갖는 고탄소공구강대의 제조방법에 관한 것이다.

최근 들어 토목, 건축, 조경 및 목재산업의 발달과 더불어 콘크리트, 석재, 목재의 고속절단과 대형 구조물의 절단에 필요한 톱날에 대한 수요가 급증하고 있다. 특히, 콘크리트나 대형 구조물의 절단에 사용되는 톱날을 구성하는 재료에 요구되는 물성은 높은 경도치와 내충격성이다. 또한, 대형 구조물의 절단을 위해서는 톱날의 두께가 두꺼운 후물용이 적합하고 이런 후물용 재료는 열처리 후의 기계적특성이 우수해야만 한다. 그러나, 이러한 톱날에 사용되는 지금까지의 소재는 일반적으로 탄소공구강인 SK5, 합금공구강인 SKS5가 사용되고 있어 열처리 후 부품전체의 경도와 내구성이 뒤떨어져 내충격성이 약한 문제점이 있다. 이러한 현상은 탄소공 구강인 SK5, 합금공구강인 SKS5의 소재가 경화능이 상대적으로 떨어져 후물용으로는 적합하지 못하기 때문이다.

따라서, 본 발명은 상기와 같은 문제점을 해결하고자 창안된 것으로, 탄소공구강 소재에 고인성과 고강도 특성을 얻기 위하여 첨가되는 Ni, Ca, S성분 등의 조정을 통해 우수한 내충격성과 경화능을 갖는 고탄소공구강대를 제조방법을 제공하는데, 그 목적이 있다.

상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 고탄소공구강대의 제조방법은, 중량%로 C: 0.7∼0.9%, Si : 0.2∼0.5%, Mn :0.4∼0.7%, S : 0.005%이하, P : 0.02%이하, Ni : 0.5∼2.0%, Cr : 0.1∼0.5%, Al : 0.02∼0.05%, N : 0.005∼0.015%, Ca: 0.001∼0.01%, 나머지 Fe와 불가피한 불순물로 이루어지는 강재를 1250℃ 이하 에서 250분 이하로 재가열하여 열간압연하고, 580∼670℃에서 권취한 다음, 상기 열연판을 산세하고, 650℃~A1 변태점에서 구상화소둔한 후 소입-템퍼링하는 것을 포함하여 구성된다.

이하, 본 발명을 상세히 설명한다.

본 발명에서는 후물 고탄소공구강대의 내충격성과 경화능을 향상시키기 위한 연구 과정에서, 인성에 미치는 Ni의 작용, 충격인성을 향상시키는 Ca의 작용, 인성에 유해한 S의 작용에 주목한 결과, 이들 Ni, S, Ca 성분을 적정하게 설계하면서 그 제조조건을 제어하면 특성개선이 가능하다는 사실을 확인하고 본 발명을 제안하게 이른 것이다. 다음은 본 발명에서 사용하는 강의 성분과 그 제조조건에 대해서 설명한다.

·C: 0.7~0.9%

C는 강의 경도를 높이는데 가장 중요한 원소이다. 소입과 템퍼링에 의해서 원형톱에 필요한 경도(HRC:40∼50)를 얻기 위해서 적어도 0.7%이상 함유하는 것이 필요하다. 그러나 C량이 너무 많으면 초석 세멘타이트가 입계에 석출하여 인성이 크게 떨어지며, 소입시 균열이 생성되기 쉽기 때문에 0.9% 미만으로 하는 것이 좋다.

·Si : 0.2~0.5%

Si는 탈산제로서 아주 중요한 원소이다. Si량이 너무 작으면 탈산의 효과가 적으므로 0.2% 이상 함유한다. 그러나 Si량이 너무 많으면 재가열시 표면탈탄이 심하게 되고, 또한 적스케일이 발생하여 산세가 어렵고 표면결함이 발생하기 쉬우므로 0.5%이만으로 제한하는 것이 바람직하다.

·Mn : 0.4~0.7%

Mn은 경화능을 향상시키는 원소이면서 고탄소강의 소둔시 흑연의 발생을 저해하는 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는 0.4%이상 함유시켜야 한다. 그러나 Mn량이 너무 많으면 구상화 소둔시 세멘타이트의 구상화가 어려워져 구상화 소둔시간을 길게 해야 하며, 또한 인성도 저하되므로 상한을 0.7%로 설정하는 것이 바람직하다.

·Cr : 0.1~0.5%

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 설정하는 것이 바람직하다.

·Al : 0.02~0.05%

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% 미만으로 설정하는 것이 바람직하다.

·N : 0.005~0.015%

N은 Al과 함께 AlN으로 석출하여 열처리시 결정립을 미세화시키는 아주 중요한 원소이다. 이를 위해 0.005% 이상 함유되어야 한다. 그러나 N 량이 너무 많으면 인성 이 저하되므로 0.015% 미만으로 첨가하는 것이 바람직하다.

·S : 0.005%이하

S는 Mn과 함께 MnS를 생성하여 인성감소에 큰 영향을 주는 원소이다. S량은 적을수록 인성에 좋지만 특히 0.005%보다 많으면 인성을 크게 열화시킨다.

·P : 0.02%이하

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 설정하는 것이 바람직하다.

·Ni : 0.5~2.0%

Ni은 인성 및 경화능을 향상시키는 주요 원소이다. 이를 위해 0.5%이상 첨가한다. Ni량은 많으면 인성에 좋지만 너무 많으면 연속주조가 어렵고 열간압연시 에지크랙이 발생할 가능성이 높아 고탄소공구강대에서는 통상 2.0%이하로 설정하고 있으며, 본 발명에서도 2.0%이하로 한다.

·Ca : 0.001~0.01%

Ca는 유화물을 구상화시켜 재질의 이방성을 감소시키기 위해 첨가되며, 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.

다음은 본 발명에서 사용하는 제조조건에 대하여 설명한다.

·열간압연 공정

열간압연공정에서는 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 제한한다. 상기와 같이 재가열하고 통상의 방법으로 열간압연한다.

·권취공정

조직미세화는 구상화 소둔성 및 인성을 향상시키기 위하여 중요하다. 즉, 조직이 미세할수록 구상화가 미세하고 조기에 이뤄지며, 이에 따라 열처리온도 및 시간을 단축할 수 있으므로 열처리조직이 미세하여 인성이 크게 향상된다. 열연강판에서의 조직미세화는 권취온도에 가장 크게 좌우되는데, 권취온도가 높을수록 조직이 조대 하게 되어 구상화가 어려워 진다. 그러나 권취온도가 너무 낮으면 항복강도가 너무 높아 권취가 어렵고 권취시 균열발생이 쉽다. 따라서 권취온도는 580∼670℃로 제한하는 것이 바람직하다. 권취온도가 670℃ 보다 높은 경우에는 조대한 조직이 되고 580℃미만에서는 베이나이트 조직이 되면서 권취하기가 어려워지고 열연판에서의 에지균열이 발생하기 쉽다.

·구상화 소둔

구상화소둔 공정에 있어 A1변태점 이상에서 구상화하면 구상화 된 세멘타이트의 크기가 조대화한다. 따라서, 열처리공정에서 조대화된 탄화물을 오스테나이트상으로 고용시키기 위해서 고온에서 장시간이 필요하게 되어 결과적으로 인성이 저하된다. 또한, 650℃ 이하에서는 구상화 소둔이 어려워 구상화의 장시간이 필요할 뿐만 아니라 구상화율도 떨어진다. 따라서 구상화 소둔온도는 650℃∼A1변태점 이하로 설정하는 것이 바람직하다.

·소입-템퍼링 열처리공정

구상화소둔 판을 칼날 및 톱날에 필요한 경도 (HRC 40∼47)를 얻기 위하여 A3 변태점 이상의 온도에서 세멘타이트가 충분히 고용되도록 유지한 다음 기름에 소입하여 마르텐사이트화 한 다음에 템퍼링처리 한다.

이하, 본 발명을 실시예를 통하여 보다 구체적으로 설명한다.

[실시예]

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

표 1의 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. 구상화소둔판을 A3 변태점 이상의 온도인 830℃에서 10분 열처리한 후 70℃의 기름에 소입하였다. 소입후 소재를 450℃에서 30분동안 템퍼링 하였다. 권취온도에 따른 열연판의 균열발생 및 구상화에 미치는 영향을 표2에 나타내었다.

강종	권취온도(℃)	균열발생 유무	구상화율(%)
1	550	유	92
	650	무	81
	700	무	63
구상화 소둔조건 : 720℃ ×10시간

표 2에 나타낸 바와 같이 권취온도가 낮을수록 구상화율은 증가하나 에지 균열이 발생하고 반면에 권취온도가 높아지면 균열발생은 억제되나 구상화율은 감소하게 된다.

다음은 강종 및 구상화 조건에 따른 구상화율을 표3에 나타내었다.

강종	구상화율(%)		비 고
강종	구상화조건 (720℃ ×10시간)	구상화조건 (600℃ ×20시간)	비 고
1	75	50	발명강
2	75	50
4	70	45
7	70	45	비교강
8	75	50	비교강

표 3에 나타난 바와 같이 Ni의 함유한 발명강과 Ni이 함유되지 않은 비교강7에서 구상화율은 큰 차이가 없음을 알 수 있다. 구상화조건에서 구상화온도가 낮은 경우에는 구상화율이 떨어진다. 구상화율이 낮으면 열처리성이 떨어지게 된다.

다음은 6mm 두께의 구상화소둔 판의 소입후의 심부경도치를 표4에 나타내었다.

강 종	경 도(Hv)
1	830
2	832
3	825
4	831
7	650

표 4에 나타난 바와 같이, Ni이 함유된 본발명강에 비해 Ni이 전혀 함유되지 않은 비교강7은 소입후의 심부경도가 급격히 감소하게 나타나 경화능과 내충격성을 감소시키는 요인으로 작용한다.

다음은 열처리 후 항복 및 인장강도치를 표 5에 나타내었다.

강 종	항복강도 (kg/mm²)	인장강도 (kg/mm²)
1	155	175
2	153	172
3	156	176
4	154	175
5	153	173
6	153	172
7	132	151

표 5에 나타난 바와 같이 Ni이 함유된 발명강에 비해 Ni이 전혀 함유되지 않은 비교강7은 소입후의 심부경도가 급격히 감소하게 나타나 항복 및 인장강도치가 감소한다.

다음은 템퍼링후의 경도 및 충격치를 표6에 나타내었다.

강 종	템퍼링후 경도 (HRC)	템퍼링 후 충격치* (×10⁵J/m²) (압연방향)	비 고
1	45.0	12.2	발명강
2	44.3	12.4
3	44.5	12.1
4	45.1	12.5
5	44.3	4.3	비교강
6	44.2	4.1
7	44.3	3.4
8	44.1	5.2
SK5	43.0	0.8	종래강**
SKS5	44.0	1.5	종래강**
목 표	42∼47	-	-
* : 시험온도 ⇒ 0℃ ** : 吉井 : 住友金屬, Vol.42, No.5 (1990) p.71

표 6에 나타난 바와 같이, 템퍼링후의 경도는 탄소함량에 의해 좌우되므로 발명강과 비교강의 탄소함량 변화가 크지 않아 경도치의 변화는 미소범위로 나타남을 알 수 있다. 그러나 템퍼링 후의 충격치를 보면 Ni이 함유되어 있는 발명강1∼4에서 충격치가 높게 나타나며 비교강5는 S 함량이 높아 충격치가 낮게 나타난다. 그리고 비교강8은 발명강에 비하여 Al 함량이 적어서 오스테나이트 결정립이 상대적으로 조대하여 충격치가 낮게 나타남을 알 수 있다. 이러한 결과로부터 발명강이 비교강과 SK5 및 SKS5에 비해 50% 이상 충격치가 향상되었음을 알 수 있다. 이는 본발명에 따르면 내충격성과 경화능이 우수한 후물용 고탄소공구강대를 제조할 수 있음을 나타낸다.

상술한 바와 같이, 본 발명에서는 인성과 강도를 향상시키는 원소인 Ni과 인성을 향상시키는 원소인 Ca 량을 적정 제어하고 인성에 유해한 S의 저감을 통해 충격인 성이 우수한 고탄소공구강대를 제조할 수 있어 콘크리트나 대형 구조물 절단용 톱날의 내구성 향상으로 인한 오랜 수명과 수요증대에 크게 기여할 것으로 판단된다.

Claims

중량%로 C: 0.7∼0.9%, Si : 0.2∼0.5%, Mn :0.4∼0.7%, S : 0.005%이하, P : 0.02%이하, Ni : 0.5∼2.0%, Cr : 0.1∼0.5%, Al : 0.02∼0.05%, N : 0.005∼0.015%, Ca: 0.001∼0.01%, 나머지 Fe와 불가피한 불순물로 이루어지는 강재를 1250℃이하 에서 250분 이하로 재가열하여 열간압연하고, 580∼670℃에서 권취한 다음, 상기 열연판을 산세하고, 650℃~A1 변태점의 범위에서 구상화소둔한 후 소입-템퍼링하는 것을 포함하여 이루어지는 경화능과 내충격성이 우수한 후물용 고탄소공구강대의 제조방법.