KR101185239B1 - 조질탄소강급 고강도 쾌삭형 비조질강 및 그 제조방법 - Google Patents

조질탄소강급 고강도 쾌삭형 비조질강 및 그 제조방법 Download PDF

Info

Publication number
KR101185239B1
KR101185239B1 KR1020090079850A KR20090079850A KR101185239B1 KR 101185239 B1 KR101185239 B1 KR 101185239B1 KR 1020090079850 A KR1020090079850 A KR 1020090079850A KR 20090079850 A KR20090079850 A KR 20090079850A KR 101185239 B1 KR101185239 B1 KR 101185239B1
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
less
steel
strength
value
machinability
Prior art date
Application number
KR1020090079850A
Other languages
English (en)
Other versions
KR20110022313A (ko
Inventor
박철우
홍석우
Original Assignee
현대제철 주식회사
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 현대제철 주식회사 filed Critical 현대제철 주식회사
Priority to KR1020090079850A priority Critical patent/KR101185239B1/ko
Publication of KR20110022313A publication Critical patent/KR20110022313A/ko
Application granted granted Critical
Publication of KR101185239B1 publication Critical patent/KR101185239B1/ko

Links

Images

Classifications

    • 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
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • 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
    • 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
    • C22C38/02—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
    • C22C38/20—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with copper
    • 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
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium 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
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium

Abstract

본 발명은 조질탄소강급 고강도 쾌삭형 비조질강 및 그 제조방법에 관한 것이다. 본 발명은 C: 0.35~0.50wt%, Si: 0.40~0.70wt%, Mn: 1.30~2.00wt%, S: 0.010~0.060wt%, Cu: 0 초과 0.30wt% 이하, Cr: 0.10~0.30wt%, Al: 0 초과 0.050wt% 이하, V: 0 초과 0.10wt% 이하, Zr: 0.020~0.080wt%, N: 0 초과 0.008wt% 이하 및 나머지 Fe과 기타 불가피한 불순물을 포함한다.
본 발명은 조질 열처리를 생략하고도 종래의 조질탄소강과 동등한 강도가 확보되고 더불어 피삭성이 확보되는 비조질강의 제조가 가능하다. 따라서, 절삭 가공성 및 쾌삭성이 요구되는 크랭크샤프트 및 커넥팅로드 등과 같은 자동차 부품에의 적용이 용이한 이점이 있다.
비조질강, 피삭성, 쾌삭성

Description

조질탄소강급 고강도 쾌삭형 비조질강 및 그 제조방법{High strength free-cutting microalloyed steel having equality quality of quenching and tempered carbon steel, and method for producing the same}
본 발명은 조질탄소강급 고강도 쾌삭형 비조질강 및 그 제조방법에 관한 것으로, 더욱 상세하게는 조질 열처리를 실시하지 않고도 조질탄소강과 동등 수준의 기계적 성질을 갖는 조질탄소강급 고강도 쾌삭형 비조질강 및 그 제조방법에 관한 것이다.
자동차의 크랭크샤프트 및 커넥팅로드 등은 부품의 특성상 고강도와 인성 등 일정 수준의 기계적 성질이 요구된다.
따라서 이러한 부품들은 탄소강을 열간 가공 후 다시 조질 열처리를 실시하여 요구되는 물성을 확보한다.
조질 열처리는 강을 850℃ 내외로 가열한 후 급냉하여 재질을 경화시키는 소입(Quenching) 열처리와 이를 다시 600℃ 내외의 온도로 가열하고 냉각시켜 경화된 강에 인성을 부여하는 소려(Tempering) 열처리로 구분된다.
하지만 최근에는 조질 열처리가 비용 및 생산성면에서 자동차의 가격 경쟁 력을 저해한다는 이유로 완성차 메이커를 중심으로 조질 열처리를 생략할 수 있는 비조질강이 개발되고 있다.
그러나 종래 비조질강은 고가의 합금철 투입에 따라 어느 정도의 강도확보는 가능하나 조질 열처리 생략에 따른 원가절감 효과를 기대하기 어렵다.
그리고, 단순히 고강도를 위한 합금설계는 피삭성, 절삭성 및 인성을 확보할 수 없는 경우가 있다.
즉, 고강도화에 따른 가공성 저해를 방지하기 위해 S, Pb, Bi 등의 피삭성 향상 원소를 첨가할 수는 있으나, 이러한 피삭성 향상 원소들은 고온에서의 연성을 저하시키므로 가공성과 피삭성을 동시에 향상시키기 어려운 문제점이 존재한다.
또한, 피삭성 향상 원소인 S는 강 중의 Mn과 결합하여 응고시 MnS형태의 비금속 개재물을 형성하는데, 이 비금속 개재물이 압연 및 단조시 길게 연신되어 피로강도를 저하시키게 된다.
따라서, 본 발명의 목적은 상기한 바와 같은 문제점을 해결하기 위한 것으로, 탄소강에서 시행중인 조질 열처리 생략이 가능하며, 강도면에서 조질 탄소강(85K급)과 동등한 강도와 충격인성 및 피삭성을 갖는 조질탄소강급 고강도 쾌삭형 비조질강 및 그 제조방법을 제공하는 것이다.
상기한 목적을 달성하기 위한 본 발명의 특징에 따르면, 본 발명은 C: 0.35~0.50wt%, Si: 0.40~0.70wt%, Mn: 1.30~2.00wt%, S: 0.010~0.060wt%, Cu: 0초과 0.30wt% 이하, Cr: 0.10~0.30wt%, Al: 0 초과 0.050wt% 이하, V: 0 초과 0.10wt% 이하, Zr: 0.020~0.080wt%, N: 0 초과 0.008wt% 이하 및 나머지 Fe과 기타 불가피한 불순물을 포함한다.
안정한 탄,유화물 형성을 위해 상기 Zr, V, S의 함량 관계를 나타낸 하기 식(1)에 의한 fn1의 값이 0보다 크고 0.18보다 작으며, 하기 식(2)에 의한 fn2의 값이 0.02보다 크고 0.2보다 작다.
[식(1):fn1=Zr(wt%)+1.8V(wt%)-6.5N(wt%),
식(2):fn2=Zr(wt%)+1.8V(wt%)-2.8S(wt%)]
비금속 개재물의 완전 구형화를 위해
상기 Zr, S의 함량 관계를 나타낸 하기 식(3)에 대한 fn3의 값이 2보다 크고 10보다 작다.
[식(3):fn3=Zr(wt%)/S(wt%)]
상기 Zr은 강의 응고시 Mns개재물내 Mn과 치환하여 ZrS를 형성한다.
C: 0.35~0.50wt%, Si: 0.40~0.70wt%, Mn: 1.30~2.00wt%, S: 0.010~0.060wt%, Cu: 0 초과 0.30wt% 이하, Cr: 0.10~0.30wt%, Al: 0 초과 0.050wt% 이하, V: 0 초과 0.10wt% 이하, Zr: 0.020~0.080wt%, N: 0 초과 0.008wt% 이하 및 나머지 Fe과 기타 불가피한 불순물을 포함하는 용강을 주조, 응고한 강재를 재가열하고 열간압연한 후, 1150~1250℃의 온도범위로 가열하여 열간단조하고 공냉한다.
안정한 탄,유화물 형성을 위해 상기 Zr, V, S의 함량 관계를 나타낸 하기 식(1)에 의한 fn1의 값이 0보다 0크고 0.18보다 작으며, 하기 식(2)에 의한 fn2의 값이 0.02보다 크고 0.2보다 작다.
[식(1):fn1=Zr(wt%)+1.8V(wt%)-6.5N(wt%),
식(2):fn2=Zr(wt%)+1.8V(wt%)-2.8S(wt%)]
비금속 개재물의 완전 구형화를 위해 상기 Zr, S의 함량 관계를 나타낸 하기 식(3)에 대한 fn3의 값이 2보다 크고 10보다 작다.
[식(3):fn3=Zr(wt%)/S(wt%)]
본 발명은 안정된 탄화물과 유화물을 형성하는 합금설계 및 유화물계 개재물의 형상 및 길이를 짧게 하는 합금설계를 통해 절삭 가공성이 향상된 쾌삭형 비조질강의 제조가 가능하다.
이러한 비조질강은 80kgf의 강도 확보가 가능하면서도 단조성, 드릴성이 우수해 양산 라인에서의 드릴 수명을 연장할 수 있다.
따라서, 드릴 수명 연장에 따른 비용절감 및 드릴 교체 시간의 감소로 생산성 향상의 효과를 기대할 수 있다.
또한, 본 발명은 유화물계 개재물의 형상이 구형이고 미세분산되게 하므로 절삭 가공시 고주파 크랙의 발생이 감소되고 기계적 성질도 향상된 효과를 기대할 수 있다.
또한, 이러한 비조질강은 부품의 열처리 비용 절감, 공정 간략화에 따른 납기 단축, 생산성 향상 등의 효과를 기대할 수 있다.
이하, 본 발명에 의한 조질탄소강급 고강도 쾌삭형 비조질강 및 그 제조방법 의 바람직한 실시예를 상세하게 설명한다.
본 발명은 C: 0.35~0.50wt%, Si: 0.40~0.70wt%, Mn: 1.30~2.00wt%, S: 0.010~0.060wt%, Cu: 0초과 0.30wt% 이하, Cr: 0.10~0.30wt%, Al: 0초과 0.050wt% 이하, V: 0초과 0.10wt% 이하, Zr: 0.020~0.080wt%, N: 0 초과 0.008wt% 이하 및 나머지 Fe과 기타 불가피한 불순물로 조성된다.
불순물은 P: 0초과 0.030wt%이하, Ni: 0 초과 0.30wt% 이하, Mo: 0초과 0.10wt% 이하, O: 0 초과 0.003wt% 이하를 포함할 수 있다.
본 발명은 C, Si, Mn, Cr의 정확한 조성범위와 더불어 조직미세화와 탄유화물 형성에 효과적인 Zr 및 피삭성 향상 원소인 S를 첨가하여 조질 열처리가 필요없는 비조질강을 제조하는 것이다.
상기 비조질강은 MnS의 비금속 개재물의 연신 억제와 형상 변화로 피삭성을 향상시킨다. 피삭성은 절단, 절삭하여 목적에 맞는 형상으로 다듬질하기가 용이한 성질을 의미한다. 절삭, 피삭, 쾌삭 등 유사한 의미로 사용되며, 특히, 강도를 저하시키지 않고 절삭하기 쉽도록 한 강을 쾌삭형 강이라 한다.
이를 위한 합금원소의 기능과 함유량은 다음과 같다.
C: 0.35~0.50wt%
C는 강의 강도와 경도를 결정하는 주요 원소이다. C는 함량이 높을수록 강도가 증가하나 인성은 저하한다. 또한 냉간가공도의 증가에 따라 인장강도와 항복점은 증가하고 연신율은 감소하게 된다. 따라서 상한치를 0.50wt%로 한정한다.
또한, C는 Zr과 결합하여 탄유화물을 형성, 피삭성을 높인다. 따라서 이러한 특징을 고려하여 하한치를 0.35wt%로 한정한다.
Si: 0.40~0.70wt%
Si은 페라이트 기지 강화 및 제강시 유효한 탄산제로 사용된다. Si은 0.40wt% 미만이면 강의 탈산 효과가 불충분하고, 0.70wt%를 초과하면 페라이트 변태를 촉진시켜 인성을 저하시키므로 적정 함량의 첨가가 중요하다. 따라서 Si의 함량은 인성의 적정 비율을 감안하여 0.40~0.70wt% 범위로 설정한다.
Mn: 1.30~2.00wt%
Mn은 강의 소입성과 강도를 향상시키고, 고온에서 소성을 증가시켜 주조성을 좋게한다. 특히, Mn은 유해성분인 S와 결합하여 MnS를 형성함으로서 적열취성을 방지하고 절삭가공성을 향상시킨다.
그러나 과잉으로 첨가하면 오히려 인성을 저하시키므로 Mn의 함유량은 1.30~2.00wt% 범위로 설정한다.
S: 0.010~0.060wt%
S은 MnS를 형성하여 강의 피삭성을 개선하는 원소이나 함유량이 과다하면 열간 가공성을 저하시키고 찢어짐을 유발하며, 거대 개재물을 형성하여 표면처리시 결함의 원인이 된다.
여기서, S은 불가피한 불순물이 아닌 강의 피삭성 향상을 위해 첨가되며, 결 함 등을 고려하여 그 함량을 0.010~0.060wt% 범위로 설정한다.
Cr: 0.10~0.30wt%
Cr은 Mn과 더불어 강의 강도를 높이며 펄라이트 콜로니를 세분화하고 연성을 향상시킨다. 그러나 과다하게 첨가되면 강의 인성이 저하되고 동시에 가공성과 피삭성을 떨어뜨린다. 따라서 적정함량 범위를 0.10~0.30wt%로 설정한다.
Zr: 0.020~0.080wt%
Zr은 강 중의 S와 결합하여 탄유화물을 형성한다. 보다 상세하게는 Zr은 강의 응고시 MnS 비금속 개재물내 Mn과 치환하여 ZrS를 형성함으로써 비금속 개재물의 연신을 억제한다. 이러한 탄유화물은 Zr과 S의 결합력이 Mn과 S의 결합력보다 높아 발생하는 것으로 강의 피삭성을 향상시킨다.
또한 Zr은 강력한 질화물 형성원소로 질소와의 결합력이 매우 크고, 고온 결정립 미세화 영향이 탁월하여 강도향상에 기여한다. 그러나 조대하게 석출된 ZrN은 피로크랙의 발생 기점이 되기도 하며, 과도하게 첨가된 Zr은 침상형 Zr탄유화물 석출을 유발하여 해를 끼치게 된다. 따라서, Zr의 함량을 0.020~0.080wt% 범위로 설정한다.
P: 0 초과 0.030wt%이하
P은 불순물 원소로 함유될 수 있다. P은 편석성 원소로서 Fe3P라는 화합물을 형성하여 강의 인성을 저하시키고, 충격 저항을 저하시키므로 함량을 0.030wt% 이하로 제한한다.
Cu: 0 초과 0.30wt% 이하
Cu는 불순물 원소로 0.02wt% 이상에서는 강도 상승의 효과가 있지만 과다 첨가되면 인성의 현저한 저하와 열간 가공성의 열화를 초래하므로 0.30wt% 이하로 제한한다.
Ni: 0 초과 0.30wt% 이하
Ni은 불순물 원소로 함유될 수 있다. Ni은 강의 경화능을 증대시키고 인성을 향상시키는 효과를 가진다. 하지만 Ni은 과다 첨가되면 부품의 제조원가를 높여 생산 비용증가를 초래하는 원소이므로 0.30wt% 이하로 제한한다.
Mo: 0 초과 0.10wt% 이하
Mo은 불순물 원소로 함유될 수 있다. Mo은 강도와 인성의 향상 효과가 크다. 그러나 과다 첨가되면 노말라이징(Normalizing)과 같은 열처리시 강의 경도를 현저히 상승시켜 부품 가공성을 떨어뜨리고, 고가의 원소로 제조원가를 높인다. 따라서 Mo은 함유량을 0.10wt% 이하로 제한한다.
Al: 0 초과 0.050wt% 이하
Al은 강력한 탈산제로 강 중의 N과 결합하여 결정입자를 미세화한다. 하지만 Al의 과도한 첨가는 오히려 Al2O3와 같은 비금속개재물의 양을 증가시켜 주편 품질저하 및 주편터짐의 문제를 유발하므로 0.050wt% 이하로 제한한다.
V: 0 초과 0.10wt%이하
V은 비조질 처리에 따른 항복비(YS/TS)의 하락을 개선하기 위해 첨가된다. V은 탄,질화물 형성원소로 질소와 결합하여 강 중에 VN을 석출하여 강도를 향상시키고 고온 결정립 미세화에 기여한다. 또한 일부는 강 중의 C 및 S과 결합하여 탄유화물을 형성하여 강의 절삭성에 기여하기도 한다.
하지만 V은 고가의 합금원소로서 제조비용의 상승을 초래하고, N을 의도적으로 제어하는 본 발명의 목적과는 차이가 있으므로 그 함유량을 0 초과 0.10wt%이하로 설정한다.
O: 0 초과 0.003wt% 이하
0는 불순물 원소로 함유될 수 있다. 0는 Fe에 고용되지 않고 주로 강 중의 산화성 원소와 결합하여 비금속개재물을 형성한다. 따라서 강의 기계적 성질 및 피로특성을 저해하므로 그 함량을 0 초과 0.003wt% 이하로 제한한다.
N: 0 초과 0.008wt% 이하
N는 Zr, Al 및 V과 결합하여 질화물을 형성하여 오스테나이트 결정립을 미세화하므로 강의 인성을 향상시킨다. 그러나 다량의 질소는 유화물의 피삭성 향상 효과를 저해하고, 조대화된 질화물은 강의 인성을 저해한다. 따라서 마모특성 및 피삭성 향상을 위해서는 Zr의 탄,유화물 형성이 요구되므로 최대한 저감함이 좋으나 탄,유화물 형성을 위해 N의 적정함량 범위를 0.008wt% 이하로 제한한다.
상술한 합금원소 중 Zr, V, N, S은 Zr, V, N, S의 함량 관계를 나타낸 하기 식(1)에 의한 fn1의 값은 0보다 크고 0.18보다 작으며, 하기 식(2)에 의한 fn2의 값은 0.02보다 크고 0.2보다 작도록 한다.
식(1)은 fn1=Zr(wt%)+1.8V(wt%)-6.5N(wt%)로 표현되고, 식(2)는 fn2=Zr(wt%)+1.8V(wt%)-2.8S(wt%)로 표현된다.
상기 식(1)과 식(2)는 안정한 탄,유화물을 형성하기 위한 조건이다. 즉, Zr과 V는 강 중의 C 또는 S와 결합하여 탄유화물을 형성한다. 탄유화물은 강의 피삭성 향상에 기여한다.
상기 식(1)의 fn1의 값이 0보다 작은 경우 탄, 유화물이 형성이 미비하여 피삭성 향상 효과를 기대할 수 없다. 이는 Zr, V 함량에 비해 N의 함량이 과도하기 때문이다. 그리고, fn1의 값이 0.18 보다 큰 경우 침상형 Zr탄유화물 석출로 피삭성이 오히려 저하될 수 있다.
그리고, 상기 식(2)의 fn2값이 0.02보다 작은 경우 탄, 유화물이 형성되지 않아 열간 가공성이 나빠지고 찢어짐이 유발될 수 있으며, 0.2보다 큰 경우 오히려 침상형 Zr탄유화물이 석출되어 피삭성이 저하될 수 있다. fn2값이 0.02보다 작은 경우 탄, 유화물이 형성되지 않음은 전술한 바와 같이, Zr, V 함량에 비해 S함량이 과도하기 때문이다.
또한, 상기 합금원소 중 Zr, S는 Zr, S의 함량 관계를 나타낸 식(3)에 의한 fn3의 값은 2보다 크고 10보다 작도록 한다.
식(3)은 fn3=Zr(wt%)/S(wt%)로 표현된다. 상기 식(3)은 비금속 개재물의 완전 구형화를 위한 조건이다.
상기 식(3)의 fn의 값이 2보다 작거나 10보다 큰 경우에는 비금속 개재물의 완전 구형화가 어렵다. 그리고 비금속 개재물의 완전 구형화가 되지 않으면 강의 피로강도를 떨어뜨리고, 결함 발생의 원인을 제공하게 된다.
상술한 성분계를 갖는 비조질강은 제강공정을 통해 용강을 얻은 다음 주조하고, 내부응력 제거 및 기계적 성질 표준화를 위해 재가열 후 열간 압연하고 공냉하여 제조한다. 이 후, 열간압연재는 1150~1250℃로 가열하여 크랭크샤프트 및 커넥팅로드 형상 등으로 열간 단조하고 공냉하여 최종 부품으로 제작된다.
열간 단조 온도는 1150℃보다 낮으면 가공이 어렵고, 1250℃보다 높으면 가공성의 열화가 발생할 수 있다.
참고로, 재가열 온도는 통상의 재가열 온도인 1150~1250℃의 온도에서 실시 한다. 열간 압연 마무리 온도는 요구되는 조직 특성에 따라 700~1000℃범위에서 실시 가능하다.
이하에서는, 상술한 조질탄소강급 고강도 쾌삭형 비조질강 및 그 제조방법을 발명예와 다른 비교예를 대비하여 설명하기로 한다.
표 1은 본 발명의 발명예와 다른 비교예의 성분비를 나타낸 것이다.
발명예와 비교예는 표 1의 합금설계에 따라 진공유도용해로에서 용해/응고한 후 1250℃로 재가열하여 균질화 처리하고 파일럿(Pilot)압연기에서 φ32의 공시재로 압연하였다. 여기서, 진공유도용해로는 40kg을 사용하였다.
그리고, 압연된 공시재를 다시 1inch(25.4mm)의 크기로 선삭한 후 실제 양산시와 유사한 조건을 적용하기 위해 가열온도 1200℃에서 40분 가열하고 공냉하는 HTN(High Temperature Normalizing)를 실시하였다. 이후, HTN을 실시한 공시재를 인장시험편(KS4호)로 가공하여 시험하고, 드릴성 평가를 행하였다.
드릴성 평가는 직경 φ9의 초경(DPPA01090)드릴을 사용하여 회전속도 약 3,000RPM으로 깊이 30mm의 천공 홀수를 측정하였다.
(잔부 Fe, 단위:wt%)
구분 C Si Mn S Cu Cr Al V Zr N fn1 fn2 fn3
비교예1 0.39 0.52 1.52 0.031 0.21 0.20 0.025 0.002 0.002 0.0078 -0.04 -0.08 0.06
비교예2 0.42 0.50 1.50 0.042 0.16 0.19 0.036 0.004 0.002 0.0069 -0.04 -0.11 0.06
비교예3 0.43 0.53 1.52 0.035 0.18 0.20 0.040 0.002 0.003 0.0059 -0.03 -0.09 0.08
비교예4 0.41 0.53 1.56 0.038 0.23 0.19 0.028 0.002 0.003 0.0065 -0.04 -0.10 0.08
비교예5 0.41 0.52 1.50 0.030 0.18 0.20 0.033 0.001 0.003 0.0057 -0.03 -0.08 0.10
비교예6 0.40 0.51 1.53 0.050 0.13 0.19 0.039 0.003 0.003 0.0066 -0.04 -0.13 0.05
발명예1 0.42 0.50 1.56 0.012 0.15 0.18 0.043 0.020 0.025 0.0065 0.02 0.03 2.08
발명예2 0.39 0.52 1.52 0.015 0.14 0.19 0.033 0.032 0.031 0.0060 0.05 0.05 2.07
발명예3 0.38 0.53 1.54 0.033 0.12 0.20 0.024 0.025 0.069 0.0049 0.08 0.02 2.09
발명예4 0.40 0.52 1.50 0.032 0.19 0.19 0.026 0.022 0.078 0.0072 0.07 0.03 2.44
표 2는 표 1의 합금설계에 의해 제조된 비조질강의 기계적 성질을 측정한 결과를 나타낸 것이다.
구분
 기계적 성질(kgf,%) Hole수 경도(HB)
TS YS YS/TS EL RA
비교예1 86.8 50.3 57.9 13.8 24.5 28 260
비교예2 88.9 50.7 57.0 14.7 29.7 40 260
비교예3 89.7 54.7 61.0 14.3 28.6 30 265
비교예4 88.7 54.1 61.0 14.0 27.9 31 262
비교예5 91.2 53.8 59.0 15.0 29.0 35 268
비교예6 87.6 52.6 60.0 12.7 22.0 41 254
발명예1 89.8 54.8 61.0 17.6 40.3 35 265
발명예2 89.9 55.8 62.1 16.5 36.3 40 265
발명예3 88.6 52.3 59.0 18.1 30.8 64 260
발명예4 89.4 53.9 60.3 18.1 43.0 65 268
[TS:인장강도, YS:항복강도, YS/TS:항복비, EL:연신율, RA:단면감축률(단조성), Hole수:드릴성 평가 ]
참고로, 표 1의 합금설계는 비교예와 발명예가 유사한 강도를 나타내도록 설계하였다.
표 1과 표 2를 살펴보면, 비교예와 발명예는 인장강도(TS) 및 경도(HB)가 유사한 수준을 나타내고 있다.
그리고, Zr, V, N, S의 함량 관계를 나타낸 식 0<fn1<0.18, 0.02<fn2<0.2를 만족하고, 추가적으로 2<fn3<10의 조건을 만족하는 발명예의 경우 비교예에 비해 동등 이상의 단면감축률(단조성)을 나타내고 있다. 이는 아래의 표 3 및 도 1에 도시된 바와 같이, 강의 절삭성에 영향을 미치는 유화물계 개재물의 연신성 저하 및 미세 분산 분포에 따른 것으로 보인다.
단면감축률은 열간 단조시 강재가 터지지 않고 성형이 매끄럽게 되는 성질을 나타내는 지수로 본 발명의 경우 30% 이상이 기준이다.
그리고, 발명예 1, 발명예 2의 경우에는 피삭성 향상 원소인 S의 함량이 비교예나 다른 발명예에 비해 절반 이하의 수준을 보임에도 불구하고 비교강과 동등 수준의 드릴성을 나타내고 있다. 이는 Zr첨가에 따른 ZrC의 미세분산 분포에 따른 것으로 보인다.
표 3은 표 1의 합금설계에 의해 제조된 비조질강의 비금속 개재물의 길이를 측정한 결과를 나타낸 것이다.
구분
 개재물의 길이(㎛)
0초과
~20이하		 20초과
~40이하		 40초과
~60이하		 60초과
~80이하		 80초과
~100이하		 100초과
~120이하		 120초과
~140이하		 140초과 평균
비교예1 54 88 34 15 7 5 5 7 77.0
비교예2 10 62 34 11 5 2 1 18 59.0
비교예3 38 46 24 9 10 8 10 25 79.0
비교예4 50 81 40 20 5 1 0 35 60.8
발명예1 359 15 9 1 0 0 0 0 16.6
발명예2 296 36 11 3 1 0 0 1 19.6
발명예3 600 0 1 1 0 0 0 0 15.2
발명예4 575 9 0 2 0 0 0 0 15.6
표 3을 살펴보면, 발명예의 경우 비교예에 비해 개재물의 평균 길이가 짧음을 알 수 있다. 그리고, 도 1에 도시된 바와 같이, 개재물도 MnS 개재물이 아닌 유화물계 개재물임을 알 수 있다.
상술한 실험 결과를 통해 강의 강도를 저하시키지 않고도 개재물의 성분과 개재물의 길이를 짧게 하는 합금설계를 통해 절삭 가공성이 향상된 조질탄소강급 고강도 쾌삭형 비조질강을 제조할 수 있음을 알 수 있다.
이러한 비조질강은 부품의 열처리 비용 절감, 공정 간략화에 따른 납기 단축, 생산성 향상 등의 효과를 기대할 수 있다.
이와 같은 본 발명의 기본적인 기술적 사상의 범주 내에서, 당업계의 통상의 지식을 가진 자에게 있어서는 다른 많은 변형이 가능함은 물론이고, 본 발명의 권리범위는 첨부한 특허청구 범위에 기초하여 해석되어야 할 것이다.
도 1은 표 1의 Zr첨가에 따른 유화물계 개재물의 평균 길이를 보인 그래프.

Claims (7)

  1. C: 0.35~0.50wt%, Si: 0.40~0.70wt%, Mn: 1.30~2.00wt%, S: 0.010~0.060wt%, Cu: 0초과 0.30wt% 이하, Cr: 0.10~0.30wt%, Al: 0 초과 0.050wt% 이하, V: 0 초과 0.10wt% 이하, Zr: 0.020~0.080wt%, N: 0 초과 0.008wt% 이하 및
    나머지 Fe과 기타 불가피한 불순물을 포함하며,
    안정한 탄,유화물 형성하여 피삭성을 확보하도록,
    상기 Zr, V, S의 함량 관계를 나타낸 하기 식(1)에 의한 fn1의 값이 0보다 크고 0.18보다 작으며, 하기 식(2)에 의한 fn2의 값이 0.02보다 크고 0.2보다 작은 것을 특징으로 하는 조질탄소강급 고강도 쾌삭형 비조질강.
    [식(1):fn1=Zr(wt%)+1.8V(wt%)-6.5N(wt%),
    식(2):fn2=Zr(wt%)+1.8V(wt%)-2.8S(wt%)]
  2. 삭제
  3. 청구항 1에 있어서,
    비금속 개재물의 완전 구형화를 위해
    상기 Zr, S의 함량 관계를 나타낸 하기 식(3)에 대한 fn3의 값이 2보다 크고 10보다 작은 것을 특징으로 하는 조질탄소강급 고강도 쾌삭형 비조질강.
    [식(3):fn3=Zr(wt%)/S(wt%)]
  4. 청구항 3에 있어서,
    상기 Zr은 강의 응고시 Mns개재물내 Mn과 치환하여 ZrS를 형성하는 것을 특징으로 하는 조질탄소강급 고강도 쾌삭형 비조질강.
  5. C: 0.35~0.50wt%, Si: 0.40~0.70wt%, Mn: 1.30~2.00wt%, S: 0.010~0.060wt%, Cu: 0 초과 0.30wt% 이하, Cr: 0.10~0.30wt%, Al: 0 초과 0.050wt% 이하, V: 0 초과 0.10wt% 이하, Zr: 0.020~0.080wt%, N: 0 초과 0.008wt% 이하 및
    나머지 Fe과 기타 불가피한 불순물을 포함하는 용강을 주조, 응고한 강재를
    재가열하고 열간압연한 후,
    1150~1250℃의 온도범위로 가열하여 열간단조하고 공냉하며,
    안정한 탄,유화물 형성하여 피삭성을 확보하도록,
    상기 Zr, V, S의 함량 관계를 나타낸 하기 식(1)에 의한 fn1의 값이 0보다 0크고 0.18보다 작으며, 하기 식(2)에 의한 fn2의 값이 0.02보다 크고 0.2보다 작은 것을 특징으로 하는 조질탄소강급 고강도 쾌삭형 비조질강의 제조방법.
    [식(1):fn1=Zr(wt%)+1.8V(wt%)-6.5N(wt%),
    식(2):fn2=Zr(wt%)+1.8V(wt%)-2.8S(wt%)]
  6. 삭제
  7. 청구항 5에 있어서,
    비금속 개재물의 완전 구형화를 위해
    상기 Zr, S의 함량 관계를 나타낸 하기 식(3)에 대한 fn3의 값이 2보다 크고 10보다 작은 것을 특징으로 하는 조질탄소강급 고강도 쾌삭형 비조질강의 제조방법.
    [식(3):fn3=Zr(wt%)/S(wt%)]
KR1020090079850A 2009-08-27 2009-08-27 조질탄소강급 고강도 쾌삭형 비조질강 및 그 제조방법 KR101185239B1 (ko)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020090079850A KR101185239B1 (ko) 2009-08-27 2009-08-27 조질탄소강급 고강도 쾌삭형 비조질강 및 그 제조방법

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020090079850A KR101185239B1 (ko) 2009-08-27 2009-08-27 조질탄소강급 고강도 쾌삭형 비조질강 및 그 제조방법

Publications (2)

Publication Number Publication Date
KR20110022313A KR20110022313A (ko) 2011-03-07
KR101185239B1 true KR101185239B1 (ko) 2012-09-21

Family

ID=43930749

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020090079850A KR101185239B1 (ko) 2009-08-27 2009-08-27 조질탄소강급 고강도 쾌삭형 비조질강 및 그 제조방법

Country Status (1)

Country Link
KR (1) KR101185239B1 (ko)

Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2000328193A (ja) 1999-05-21 2000-11-28 Kobe Steel Ltd 耐摩耗性に優れた熱間鍛造用非調質鋼

Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2000328193A (ja) 1999-05-21 2000-11-28 Kobe Steel Ltd 耐摩耗性に優れた熱間鍛造用非調質鋼

Also Published As

Publication number Publication date
KR20110022313A (ko) 2011-03-07

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP5079788B2 (ja) マルテンサイト型熱間鍛造用非調質鋼及び熱間鍛造非調質鋼部品
KR101520208B1 (ko) 기소강 및 그의 제조 방법, 및 기소강을 이용한 기계 구조 부품
JP3954772B2 (ja) 結晶粒粗大化防止特性に優れた高温浸炭部品用素形材とその製造方法
US7806992B2 (en) Hot forged product with excellent fatigue strength, method for making the same, and machine structural part made from the same
WO2011004913A1 (ja) 高強度ばね用鋼線
JP5076683B2 (ja) 高靭性高速度工具鋼
US20120018063A1 (en) Case-hardened steel superiorin cold workability, machinability, and fatigue characteristics after carburized quenching and method of production of same
KR101965520B1 (ko) 냉간 단조 부품용 압연 봉강 또는 압연 선재
KR20120049405A (ko) 파단 분리성 및 피삭성이 우수한 열간 단조용 비조질강과 열간 압연 강재 및 열간 단조 비조질강 부품
US5476556A (en) Method of manufacturing steel for machine structural use exhibiting excellent free cutting characteristic, cold forging characteristic and post-hardening/tempering fatigue resistance
WO2018047955A1 (ja) 肌焼鋼およびその製造方法ならびに歯車部品の製造方法
JP5871085B2 (ja) 冷間鍛造性および結晶粒粗大化抑制能に優れた肌焼鋼
JP5080708B2 (ja) 非調質鋼鍛造加工品及びその製法、並びにそれを用いた内燃機関用コンロッド部品
WO2018061101A1 (ja) 鋼
JP2017066460A (ja) 時効硬化性鋼
EP3272896B1 (en) Age-hardenable steel, and method for manufacturing components using age-hardenable steel
JP3774697B2 (ja) 高強度高周波焼き入れ用鋼材及びその製造方法
KR101458348B1 (ko) 열간 단조용 비조질강 및 열간 단조 비조질품 및 그 제조 방법
KR101185239B1 (ko) 조질탄소강급 고강도 쾌삭형 비조질강 및 그 제조방법
KR101446136B1 (ko) 냉간단조성이 우수한 강재의 제조방법
KR101140911B1 (ko) 조질합금강급 Ｖ-Ｆｒｅｅ비조질강의 제조방법
KR101184987B1 (ko) 고주파 열처리 후 초세립을 갖는 기계구조용 부품강 및 그 제조방법
KR101225330B1 (ko) 피로강도가 우수한 크랭크샤프트용 고강도 쾌삭형 신 비조질강 및 그 제조 방법
KR101149249B1 (ko) 조질탄소강급 Ｖ-Ｆｒｅｅ비조질강의 제조방법
JP3416868B2 (ja) 被削性に優れた高強度・低延性非調質鋼材

Legal Events

Date Code Title Description
A201 Request for examination
E902 Notification of reason for refusal
AMND Amendment
E601 Decision to refuse application
AMND Amendment
X701 Decision to grant (after re-examination)
GRNT Written decision to grant
FPAY Annual fee payment

Payment date: 20150824

Year of fee payment: 4

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20170907

Year of fee payment: 6

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20180816

Year of fee payment: 7

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20190904

Year of fee payment: 8