KR101413902B1 - 기소강 및 그의 제조 방법 - Google Patents

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나리아키 오카모토
무츠히사 나가하마
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가부시키가이샤 고베 세이코쇼
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Abstract

양호한 냉간 단조성을 가짐과 함께, 기소(肌燒) 처리 후의 충격 특성이 우수한 기소강은, C, Si, Mn, S, Cr, Al, Ti, Nb, B, N을 함유하고, 잔부는 철 및 불가피적 불순물이며, Ti 및/또는 Nb을 함유하는 석출물 중 20㎛2 이상의 석출물은 개수 밀도가 1.0개/mm2 이하이며, Ti 및/또는 Nb을 함유하는 석출물 중 5㎛2 초과 20㎛2 미만이며 Mn 및 S을 함유하는 석출물은 개수 밀도가 0.7개/mm2 초과 3.0개/mm2 이하이며, 페라이트 분율이 77면적% 초과이다.

Description

기소강 및 그의 제조 방법{CASE HARDENED STEEL AND METHOD FOR PRODUCING SAME}
본 발명은 자동차 등의 수송 기기나, 건설 기계, 그 밖의 산업 기계 등에서, 기소(肌燒) 처리하여 사용되는 기계 부품의 소재가 되는 기소강(肌燒鋼) 및 그의 제조 방법에 관한 것이며, 특히 톱니 바퀴(축 부착 톱니 바퀴 등), 샤프트류, 축받이, CVT용 풀리(pulley)용으로 기소 처리했을 때에, 우수한 충격 특성을 나타냄과 함께, 우수한 냉간 단조성을 나타내는 기소강과, 그의 제조 방법에 관한 것이다.
자동차, 건설 기계, 그 밖의 각종 산업 기계용으로서 사용되는 기계 부품 중, 특히 고강도가 요구되는 부품에는, 종래부터 침탄, 침탄 질화, 질화 등의 표면 경화 열 처리(기소 처리)가 행해지고 있다. 이들의 용도에는 보통, SCr, SCM, SNCM 등의 JIS 규격으로 정해진 기소강이 사용되어, 절삭, 단조 등의 기계 가공에 의해 원하는 부품 형상으로 성형한 후, 상기한 것과 같은 표면 경화 열 처리를 실시하고, 그 후 연마 등의 마무리 공정을 경유하여 부품으로 제조된다.
최근, 상기와 같은 기계 부품에는, 제조 원가의 저감, 발주 시간의 단축, 제조 시의 CO2 배출량 삭감 등이 요망되고 있고, 부품 성형 방법은 종래의 절삭이나 열간 단조로부터, 냉간 단조로 변경되고 있고, 양호한 냉간 단조성이 요구된다. 또한, JIS 규격으로 정해진 기소강에서는, 냉간 단조 후의 표면 경화 열 처리에 의해서 결정립 조대화가 생기기 때문에, 결정립의 조대화를 억제하는 것도 중요하다. 결정립 조대화의 문제를 개선하기 위해서, 종래부터 Al, Nb, Ti 등의 원소를 첨가함으로써, AlN, Nb(CN), TiC 등의 석출물을 미세하게 분산시키고, 이 미세 석출물에 의해서 결정 입계의 이동을 정지시키는 기술이 사용되고 있다(예컨대, 특허문헌 1 내지 8).
특허문헌 1 내지 8은 어느 것이든, 소정의 입경이나 조성을 갖는, Nb 및/또는 Ti을 함유하는 석출물(탄화물, 탄질화물 등)의 개수를 소정 범위로 제어함으로써, 결정립의 조대화가 방지될 수 있는 취지를 개시하고 있어, 결정립 조대화 방지 효과는 어느 정도 얻어지지만, 냉간 단조성이 충분하지는 않았다.
일본 특허공개 제2007-217761호 공보 일본 특허공개 제2006-307271호 공보 일본 특허공개 제2006-307270호 공보 일본 특허공개 제2007-321211호 공보 일본 특허공개 제2004-183064호 공보 일본 특허공개 평11-335777호 공보 일본 특허공개 제2006-161142호 공보 일본 특허공개 제2007-162128호 공보
본 발명은 상기와 같은 사정에 비추어 이루어진 것이고, 그 목적은, 종래와 같은 정도의 결정립 조대화 방지 특성을 확보한 데다가, 양호한 냉간 단조성을 가짐과 함께, 상기 기계 부품에 보통 요구되는 기소 처리 후의 충격 특성이 우수한 기소강을 제공하는 것, 및 상기 기소강을 제조하기 위한 유용한 방법을 제공하는 것에 있다.
상기 과제를 달성한 본 발명의 기소강은, C: 0.05 내지 0.3%(질량%의 의미. 이하, 화학 조성에 대하여 동일함), Si: 0.01 내지 0.6%, Mn: 0.20 내지 1.0%, S: 0.001 내지 0.025%, Cr: 1 내지 2.5%, Al: 0.01 내지 0.10%, Ti: 0.01 내지 0.10%, Nb: 0.01 내지 0.10%, B: 0.0005 내지 0.005%, N: 0.002 내지 0.02%를 만족시키고, 잔부는 철 및 불가피적 불순물이며, Ti 및/또는 Nb을 함유하는 석출물 중 20㎛2 이상의 석출물은 개수 밀도가 1.0개/mm2 이하이며, Ti 및/또는 Nb을 함유하는 석출물 중 5㎛2 초과 20㎛2 미만이며 Mn 및 S을 함유하는 석출물은 개수 밀도가 0.7개/mm2 초과 3.0개/mm2 이하이며, 페라이트 분율이 77면적% 초과인 것을 특징으로 하는 것이다.
본 발명의 기소강은, 필요에 따라 (a) Mo: 2% 이하(0%를 포함하지 않음)나, (b) Cu: 0.1% 이하(0%를 포함하지 않음) 및/또는 Ni: 0.3% 이하(0%를 포함하지 않음)를 함유하는 것도 바람직하고, 함유시키는 원소의 종류에 따라 기소강의 특성이 더욱 개선된다.
본 발명은, 상기 기소강을 제조하는 방법도 포함하고, 본 발명의 제조 방법은 상기의 어느 화학 조성의 강을, 1500℃로부터 800℃까지의 냉각 속도를 2.5℃/분 이상으로 하여 주조하고, 가열 온도 1100 내지 1200℃에서 분괴 압연하고, 압연 온도 970 내지 1150℃에서 1회째의 열간 압연을 한 후, Ac3점 내지 950℃까지 냉각하고, 추가로 압연 온도 Ac3점 내지 950℃에서 2회째의 열간 압연을 하는 것을 특징으로 한다.
본 발명에 의하면, 강의 화학 조성을 소정 범위로 조정함과 함께, Ti 및/또는 Nb을 함유하는 석출물이며 Mn 및 S을 함유하는 복합 석출물의 형태(크기) 및 개수를 소정 범위로 조제하고 있기 때문에, 종래와 같은 정도의 결정립 조대화 방지 특성을 확보한 데다가, 양호한 냉간 단조성을 실현할 수 있음과 함께, 표면 경화 열 처리 후에 우수한 충격 특성을 실현할 수 있다. 따라서, 본 발명의 기소강은 각종 기계 부품의 소재로서 유용하다. 또한, 본 발명의 기소강을 사용하면, 절삭에 의한 부품 성형을 냉간 단조로 치환할 수 있어, 부품 성형의 발주 시간 단축 및 비용 절감을 달성할 수 있다.
도 1은 후기하는 실시예에서의, 냉간 단조성 측정의 시험편의 형상을 나타내는 개략도이다.
도 2는 후기하는 실시예에서의, 구상화(球狀化) 처리의 열 처리 조건을 나타내는 그래프이다.
도 3은 후기하는 실시예에서의, 충격 특성의 측정에 이용한 샤르피 충격 시험편의 형상을 나타내는 개략도이다.
도 4는 후기하는 실시예에서의, 침탄 처리 조건을 나타내는 그래프이다.
본 발명자들은 기소강의 냉간 단조성을 향상시키고, 또한 표면 경화 열 처리 후의 충격 특성을 확보하도록, 특히 강의 화학 성분 및 석출물의 존재 형태(크기, 개수 등)에 착안하여 검토를 거듭하였다. 그 결과, C, Si, Mn, S, Cr, Al, Ti, Nb, B, N의 각 성분의 함유량을 적절히 제어함과 함께, Ti 및/또는 Nb을 함유하는 석출물이며 Mn 및 S을 함유하는 복합 석출물(이하, 「(Ti, Nb)계 복합 석출물」로 칭함)의 형태(크기) 및 개수 밀도를 소정 범위로 조정하면, 종래와 같은 정도의 결정립 조대화 방지 특성을 확보한 데다가, 종래보다도 우수한 냉간 단조성을 실현할 수 있고, 추가로 표면 경화 열 처리 후의 충격 특성도 확보할 수 있다는 것을 발견해내고, 본 발명을 완성하였다.
이하, 본 발명의 기소강의 화학 성분에 대하여 설명한다.
C: 0.05 내지 0.3%
C는 부품으로서 필요한 심부(芯部) 경도를 확보하는 데에 중요한 원소이며, 0.05% 미만에서는, 경도 부족에 의해 부품으로서의 정적 강도가 부족하다. 한편, C량이 과잉이 되면 경도가 과도하게 높아져, 단조성이나 피삭성(被削性)이 저하된다. 그래서, C량은 0.05% 이상 0.3% 이하로 정했다. C량은, 바람직하게는 0.10% 이상이며, 보다 바람직하게는 0.15% 이상이다. 또한, C량은, 바람직하게는 0.27% 이하이며, 보다 바람직하게는 0.25% 이하이다.
Si: 0.01 내지 0.6%
Si는 강재의 연화 저항성을 향상시키는 원소이며, 기소 후의 부품의 표면 경도의 저하를 억제하는 효과가 있다. 따라서, Si량은 0.01% 이상으로 할 필요가 있다. 보다 바람직하게는 0.03% 이상이며, 더욱 바람직하게는 0.05% 이상이다. 그러나, Si를 과도하게 첨가하면, 소재의 변형 저항이 증가하여 단조성이나 절삭성이 저하되기 때문에, Si량은 0.6% 이하로 한다. 보다 바람직하게는 0.55% 이하이며, 더욱 바람직하게는 0.5% 이하이다.
Mn: 0.20 내지 1.0%
Mn은 탈산제로서 작용하고, 산화물계 개재물을 저감하여 강재의 내부 품질을 높이는 작용을 함과 함께, 침탄 담금질 등의 기소 시의 담금질성을 현저히 높이는 작용을 갖고 있다. 또한, MnS을 형성하고, Nb 및/또는 Ti을 함유하는 탄화물, 질화물, 탄질화물(이하, 「탄화물 등」으로 칭함)로 복합 석출시키는 것에 의해, Nb 및/또는 Ti을 함유하는 조대한 탄화물 등에 의한 냉간 단조성의 열화를 억제할 수 있다. 또한, Mn량이 적으면, 적열(赤熱) 취성이 생겨 제조성이 저하된다. 그래서, Mn량은 0.20% 이상으로 정했다. Mn량은, 바람직하게는 0.30% 이상이며, 보다 바람직하게는 0.35% 이상이다. 한편, Mn량이 과잉이 되면, 냉간 단조 시의 변형 저항의 증대나, 줄무늬 형상의 편석이 현저해지고 재질의 편차가 커지는 등의 악영향이 생긴다. 그래서, Mn량은 1.0% 이하로 정했다. Mn량은, 바람직하게는 0.85% 이하이며, 보다 바람직하게는 0.80% 이하이다.
S: 0.001 내지 0.025%
S은 Mn이나 Ti 등과 결합하여, MnS이나 TiS 등을 형성하고, Mn과 Ti을 함유하는 복합 석출물을 형성하기 위해서 필요한 원소이다. 한편, S량이 과잉이 되면 충격 특성에 악영향을 미치게 한다. 그래서, S량은 0.001 내지 0.025%로 정했다. S량은 바람직하게는 0.005% 이상이며, 보다 바람직하게는 0.010% 이상이다. 또한, S량은 바람직하게는 0.022% 이하이며, 보다 바람직하게는 0.020% 이하이다.
Cr: 1 내지 2.5%
Cr은 침탄 등의 기소 시에 유효 경화층을 얻기 위해서 필요한 원소이다. 한편, Cr량이 과잉이 되면, 과잉 침탄을 야기하여, 기소 후의 부품의 접동(摺動) 특성에 악영향을 미치게 하는 것이 된다. 그래서, Cr 함유량은 1 내지 2.5%로 정했다. Cr량은, 바람직하게는 1.2% 이상이며, 보다 바람직하게는 1.3% 이상이다. 또한, Cr량은, 바람직하게는 2.2% 이하이며, 보다 바람직하게는 2.0% 이하(더욱 바람직하게는 1.9% 이하)이다.
Al: 0.01 내지 0.10%
Al은 N와 결합하여 AlN를 생성하고, 열 처리 시의 강재의 결정립 성장을 억제하는 데 유효한 원소이다. 또한, 후술하는 Ti 및 Nb과 복합 첨가함으로써, AlN이 Ti이나 Nb을 함유하는 석출물과 복합 석출하여, 단독 석출 시보다도 안정된 결정립 조대화 방지 효과를 발휘하게 된다. 한편, Al량이 과잉이 되면, 고용 Al량이 증대하여, 냉간 단조 시의 변형 저항의 증대를 초래한다. 그래서, Al량은 0.01 내지 0.10%로 정했다. Al량은, 바람직하게는 0.02% 이상이며, 보다 바람직하게는 0.03% 이상이다. 또한, Al량은, 바람직하게는 0.09% 이하이며, 보다 바람직하게는 0.08% 이하이다.
Ti: 0.01 내지 0.10%
Ti은 강 중에서 미세한 Ti의 탄화물 등(Ti(C, N))을 생성하여, 기소 시의 결정립 조대화를 억제하는 효과를 갖는다. 한편, Ti량이 과잉이 되면, 강재의 제조 비용의 상승이나 조대한 Ti계 개재물의 생성에 의한 냉간 단조성 및 충격 특성(샤르피 흡수 에너지로 표시되는 충격 강도 등)의 저하를 초래한다. 그래서, Ti량은 0.01 내지 0.10%로 정했다. Ti량은, 바람직하게는 0.02% 이상이며, 보다 바람직하게는 0.03% 이상이다. 또한, Ti량은, 바람직하게는 0.09% 이하이며, 보다 바람직하게는 0.08% 이하이다.
Nb: 0.01 내지 0.10%
Nb은 강 중에서 미세한 Nb의 탄화물 등(Nb(C, N))을 생성하여, 기소 시의 결정립 조대화를 억제하는 효과를 갖는다. 한편, Nb량이 과잉이 되면, 강재의 제조 비용의 상승이나, 조대한 Nb계 개재물의 생성에 의한 냉간 단조성 및 충격 특성(충격 강도 등)의 저하를 초래한다. 그래서, Nb량은 0.01 내지 0.10%로 정했다. Nb량은, 바람직하게는 0.02% 이상이며, 보다 바람직하게는 0.03% 이상이다. 또한, Nb량은, 바람직하게는 0.09% 이하이며, 보다 바람직하게는 0.08% 이하이다.
B: 0.0005 내지 0.005%
B는 미량으로 강재의 담금질성을 대폭 향상시키는 효과가 있는 것에 더하여, 결정 입계를 강화하여 충격 강도를 높이는 효과가 있다. 한편, B량이 과잉이 되어도 상기 효과는 포화됨과 함께, B 질화물이 생성하기 쉽게 되어, 냉간 및 열간 가공성이 악화된다. 그래서, B량은 0.0005 내지 0.005%로 정했다. B량은, 바람직하게는 0.0007% 이상이며, 보다 바람직하게는 0.0010% 이상이다. 또한, B량은, 바람직하게는 0.004% 이하이며, 보다 바람직하게는 0.0035% 이하이다.
N: 0.002 내지 0.02%
N는 Ti이나 Nb과 질화물, 또는 탄질화물을 생성시키기 위해서 필요한 원소이지만, N량이 과잉이 되면 Ti계 질화물이 조대화되기 쉬워지고, 그 결과 충격 강도의 저하나, 변형 저항의 증대에 의한 냉간 단조성의 저하를 초래한다. 그래서, N량은 0.002 내지 0.02%로 정했다. N량은, 바람직하게는 0.003% 이상이며, 보다 바람직하게는 0.005% 이상이다. 또한 N량은, 바람직하게는 0.018% 이하이며, 보다 바람직하게는 0.015% 이하이다.
본 발명의 기소강의 기본 성분은, 상기한 대로이며, 잔부는 실질적으로 철이다. 단, 원재료, 자재, 제조 설비 등의 상황에 따라서 들어가는 불가피적 불순물이 강 중에 포함되는 것은 당연히 허용된다. 추가로 본 발명에서는, 본 발명의 작용 효과를 저해하지 않는 범위에서, 이하의 임의 원소를 함유하고 있어도 좋고, 함유시키는 원소의 종류에 따라 기소강의 특성을 더욱 향상시키는 것이 가능해진다.
Mo: 2% 이하(0%를 포함하지 않음)
Mo은 침탄 담금질 등의 기소 시의 담금질성을 현저히 향상시키는 효과를 갖는 것 외에, 충격 강도의 향상에 유효한 원소이다. 그래서, Mo량은 0.01% 이상으로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.05% 이상이다. 한편, Mo량이 과잉이 되면, 강재의 경도가 높아지기 때문에 피삭성이 불량으로 된다. 그래서, Mo량은 2% 이하로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 1.5% 이하, 더욱 바람직하게는 1.0% 이하(특히, 0.8% 이하)이다.
Cu: 0.1% 이하(0%를 포함하지 않음) 및/또는 Ni: 0.3% 이하(0%를 포함하지 않음)
Cu 및 Ni은 어느 것이든 Fe보다 산화되기 어려운 원소이기 때문에, 강재의 내식성을 향상시키는 원소이다. 또한 Ni은 강재의 내충격성을 향상시키는 효과도 갖는다. 그래서, Cu량 및 Ni량은 어느 것이든 0.01% 이상으로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.05% 이상이다. 한편, Cu량이 과잉이 되면 강재의 열간 연성이 저하되고, Ni량이 과잉이 되면 강재의 비용의 상승을 초래한다. 그래서, Cu량은 0.1% 이하로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.08% 이하, 더욱 바람직하게는 0.05% 이하이다. Ni량은 0.3% 이하로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.2% 이하, 더욱 바람직하게는 0.1% 이하이다. Cu 및 Ni은 단독으로 첨가하여도 좋고, 병용하여도 좋지만, Cu를 첨가하는 경우는, Ni도 첨가하는 것이 바람직하다.
본 발명은, 종래와 동등한 결정립 조대화 방지 특성을 얻음과 함께, 종래보다도 높은 냉간 단조성을 얻고, 추가로 표면 경화 열 처리 후에 우수한 충격 특성을 얻는 것을 목적으로 하는 것이다. 본 발명자들의 검토에 의하면, 우수한 충격 특성을 얻기 위해서는, 결정립의 조대화를 억제할 필요가 있다고 생각된다. 결정립의 조대화의 억제에는, Ti, Nb의 탄화물 등을 미세하게 분산시킬 필요가 있지만, Ti, Nb의 탄화물 등은 모두가 미세하게 되는 것은 아니고, 조대한 탄화물 등도 석출한다. 이러한 조대한 탄화물 등은, 매트릭스보다도 단단하고 냉간 단조성에 악영향을 미치게 하기 때문에 바람직하지 못하다. 그래서, 본 발명자들이 검토한 결과, 조대한 탄화물 등이어도, MnS와, Ti의 탄화물 등 및/또는 Nb의 탄화물 등의 복합 석출물((Ti, Nb)계 복합 석출물)로 하면, 매트릭스보다도 부드러운 MnS의 작용으로, 냉간 단조성의 악화를 억제할 수 있다는 것이 밝혀졌다.
구체적으로는, Ti 및/또는 Nb을 함유하는 석출물 중 5㎛2 초과 20㎛2 미만이며 Mn 및 S을 함유하는 석출물의 개수 밀도를 0.7개/mm2 초과 3.0개/mm2 이하로 한다. 본 발명에서, 5㎛2 초과 20㎛2 미만의 크기의 (Ti, Nb)계 복합 석출물을 대상으로 한 것은, 이 크기의 복합 석출물에 포함되는 Ti 및/또는 Nb의 탄화물 등은 결정립 조대화 방지 특성 및 냉간 단조성의 양 특성에 미치는 영향이 크기 때문이다. 즉, 5㎛2 이하의 석출물은 냉간 단조성에 미치는 영향이 적은 한편, 20㎛2 이상의 크기의 석출물은 원래 냉간 단조성에 미치는 악영향이 매우 크다. 따라서, 5㎛2 초과 20㎛2 미만의 크기의 석출물에 의해서 냉간 단조성을 향상시키는 것에 의해, 결정립 조대화 방지 효과를 유지한 채로, 냉간 단조성을 향상시킬 수 있다. Ti 및/또는 Nb을 함유하는 석출물 자체는 경질이지만, 연질인 MnS을 복합 석출시켜 (Ti, Nb)계 복합 석출물로 하는 것에 의해 석출물 1개로서의 변형능을 향상시킬 수 있음과 함께, Ti 및/또는 Nb의 탄화물 등의 작용에 의해서 기소 시의 결정립 조대화 방지 특성을 확보할 수 있다. 냉간 단조성 및 결정립 조대화 방지 특성의 향상 효과를 충분히 발휘시키기 위해서, Ti 및/또는 Nb을 함유하는 석출물 중 5㎛2 초과 20㎛2 미만이며 Mn 및 S을 함유하는 석출물의 개수 밀도는 0.7개/mm2 초과로 한다. 개수 밀도는 바람직하게는 1.0개/mm2 이상이며, 보다 바람직하게는 1.1개/mm2 이상이며, 더욱 바람직하게는 1.2개/mm2 이상이다. 한편, 이러한 석출물이어도, 과잉으로 석출하면 기소 후의 강도가 불충분해진다. 그래서, 개수 밀도는 3.0개/mm2 이하로 한다. 개수 밀도는, 바람직하게는 2.5개/mm2 이하이며, 보다 바람직하게는 2.0개/mm2 이하이다. 또한, Ti 및/또는 Nb을 함유하는 석출물 중 5㎛2 초과 20㎛2 미만이며 Mn 및 S을 함유하지 않는 것의 개수 밀도는, 대강 1.0 내지 10.0개/mm2 정도이다.
또한, Ti 및/또는 Nb을 함유하는 석출물 중 20㎛2 이상의 크기의 석출물(석출물의 크기의 상한은 보통 30㎛2 정도)은, 냉간 단조성에 대한 악영향이 크기 때문에, 그 수를 가능한 한 적게 하는 것이 필요하다. 따라서, Ti 및/또는 Nb을 함유하는 석출물 중 20㎛2 이상의 석출물은 개수 밀도를 1.0개/mm2 이하로 한다. Ti 및/또는 Nb을 함유하는 석출물 중 20㎛2 이상의 석출물의 개수 밀도는, 바람직하게는 0.9개/mm2 이하이며, 보다 바람직하게는 0.8개/mm2 이하이다. 한편, 본 발명의 성분계 및 후술하는 제조 방법을 이용하는 한, Ti 및/또는 Nb을 함유하는 석출물 중 20㎛2 이상의 석출물은 보통 Mn 및 S을 포함하지 않지만, 이들을 포함하는 경우도 악영향은 없고 본 발명의 범위 내이다. 20㎛2 이상의 크기의 석출물의 개수는 강에 첨가하는 Ti 및/또는 Nb의 양을 조정하거나, 후술하는 제조 방법에 있어서, 분괴 압연 전의 가열 온도, 가열 시간, 또 열간 압연의 가공 온도 등을 조정하거나 함으로써 제어할 수 있다.
한편, 종래 기술에서는, Ti 및/또는 Nb을 함유하는 석출물이며 5㎛2 이하(단, 후기하는 실시예에서 기재된 대로 2㎛2 이상)의 것의 개수 밀도는, (i) Mn 및 S을 함유하는 복합 석출물이 0.0 내지 0.5개/mm2 정도이며, (ii) Mn도 S도 함유하지 않는 석출물이 0.1 내지 1.5개/mm2 정도이다.
본 발명의 기소강은, 페라이트 분율이 77면적% 초과이다. 페라이트 분율이 낮으면, 냉간 단조성을 손상하기 때문이다. 페라이트 분율은, 바람직하게는 80면적% 이상이며, 보다 바람직하게는 82면적% 이상이며, 더욱 바람직하게는 83면적% 이상이다. 또한, 페라이트 조직 이외의 잔부 조직은, 예컨대 펄라이트, 베이나이트, 마르텐사이트 등이다.
본 발명의 기소강을 제조함에 있어서는, 용제, 주조, 균열 처리, 분괴 압연, 열간 압연이라는 일련의 공정 중에서, 특히 주조 시의 냉각 속도를 빠르게 하여, 분괴 압연 전의 균열 처리 온도를 지나치게 높아지지 않도록 하고, 열간 압연은 2단계로 하여 각각의 온도 범위를 적절히 제어하는 것이 중요하다. 각 공정의 상세한 조건은 이하와 같다.
주조에서는, 냉각 시에 정출하는 MnS을 미세하게 분산시키는 것이 중요하고, 구체적으로는 주조 시의 1500℃로부터 800℃까지의 냉각 속도를 2.5℃/분 이상으로 한다. 냉각 속도를 2.5℃/분 이상으로 하기 위해서는, 예컨대 연속 주조 시의 냉각대(帶)에서 내뿜는 미스트량을 보통보다도 증량하면 좋다. 상기 냉각 속도는, 2.8℃/분 이상이 바람직하고, 보다 바람직하게는 3.0℃/분 이상이다.
분괴 압연 전의 가열(균열(均熱))에서는, 상기 주조 시의 냉각 때에 미세하게 분산시킨 MnS을 고용시키지 않도록 하는 것이 중요하고, 가열(균열) 온도를 1100 내지 1200℃로 한다. 가열 온도는 1180℃ 이하로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 1170℃ 이하이다. 또한, 분괴 압연 후는, 5℃/초 이하로 실온까지 냉각하는 것이 바람직하고, 3℃/초 이하로 냉각하는 것이 보다 바람직하다. 가열 시간은, 특별히 한정되지 않지만, 예컨대 균열 온도에서 0 내지 100분 정도이다.
열간 압연에서는, 온도 범위를 변경하여 2단계로 압연하는 것이 중요하며, 1회째에서는 주조 시에 미세 분산시킨 MnS에 Ti 및/또는 Nb의 탄화물 등을 복합 석출시키고, 2회째에서는 페라이트 분율을 확보한다. 구체적으로는, 1회째의 가공 온도를 970 내지 1150℃로 하여 열간 압연을 한 후, Ac3점 내지 950℃까지 냉각하고, 2회째는 가공 온도를 Ac3점 내지 950℃로 하여 열간 압연을 한다. 1회째의 가공 온도는 1000 내지 1130℃가 바람직하고, 보다 바람직하게는 1020 내지 1100℃이다. 또한, 2회째의 가공 온도는 800 내지 930℃가 바람직하다. 1회째의 가공 온도로부터 2회째의 가공 온도로의 냉각 속도는 특별히 한정되지 않지만, 예컨대 10℃/초 정도이다. 2회째의 압연 후의 냉각 속도는, 베이나이트나 마르텐사이트가 생성하지 않도록 5℃/초 이하로 하는 것이 바람직하다.
실시예
이하, 실시예를 들어 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다. 본 발명은 이하의 실시예에 의해 제한을 받는 것이 아니라, 상기, 후기한 취지에 적합할 수 있는 범위에서 적당히 변경을 가하여 실시하는 것도 물론 가능하고, 그들은 어느 것이든 본 발명의 기술적 범위에 포함된다.
표 1 내지 3에 나타내는 화학 성분의 강을, 보통의 용제법에 따라서 용제하고, 주조 후, 균열한 후에 열간 단조(상기한 분괴 압연을 모의)를 행하여 실온까지 냉각했다(냉각 속도는 5℃/초). 그 후, 재가열하여 1회째의 단조(상기한 1회째의 열간 압연을 모의)를 행하고, 2회째의 단조 온도(상기한 2회째의 열간 압연을 모의)까지 냉각한 후, 2회째의 단조를 행하여 실온까지 냉각하고(냉각 속도는 5℃/초), 직경 30mm의 봉강을 수득했다. 주조 시의 냉각 속도(℃/분), 균열 온도(℃), 균열 시간(분), 1회째 및 2회째의 단조 온도(℃)는 표 1 내지 3에 나타낸다.
Figure 112013026391010-pct00001
Figure 112013026391010-pct00002
Figure 112013026577599-pct00011
수득된 봉강을 이하의 방법에 의해서 측정했다.
(1) 석출물의 측정
수득된 봉강의 D/4 위치(D는 봉강의 직경)의 종단면(축심과 평행한 면)을 연마하고, 임의의 10mm×10mm의 범위에서 자동 EPMA에 의해 측정을 행했다. 2㎛2 이상의 개재물에 대하여, Ti 함유량이 5질량% 이상인 경우를 「Ti을 함유한다」라고 판단하고, Nb 함유량이 5질량% 이상인 경우를 「Nb을 함유한다」라고 판단했다. 또한, Mn 및 S에 대해서도, 함유량이 5질량% 이상인 경우를, 각각 「Mn을 함유한다」, 「S을 함유한다」라고 판단했다. 상세한 측정 조건은 이하와 같다.
EPMA 분석 장치: JXA-8100형 전자 마이크로프로브 애널라이저(닛폰전기주식회사제)
분석 장치(EDS): SystemSix(써모 피셔 사이언티픽사제)
가속 전압: 15kV
조작 전류: 4nA
관찰 배율: 200배
(2) 냉간 단조성의 측정
수득된 봉강으로부터 도 1에 나타낸 바와 같이, φ20mm×30mm의 시험편을 잘라내고, 상기 시험편에 도 2에 나타내는 구상화 처리, 즉, 740℃로 가열하여 상기 온도에서 4시간 유지하고, 650℃까지 5℃/시간의 냉각 속도로 냉각하고, 650℃로부터 실온까지는 노냉(爐冷)하는 열 처리를 실시했다. 구상화 처리한 시험편에 대하여, 압하(壓下)율 50%에서 단면 구속 압축 시험을 행하여, 변형 저항값(N/mm2)을 측정했다.
(3) 충격 특성의 측정
수득된 봉강으로부터 도 3에 나타내는 형상의 시험편을 채취하고, 상기 시험편을 도 4에 나타내는 침탄 조건(침탄기 조건은, 온도: 950℃, 시간: 100분, 카본 포텐셜: 0.8%, 침탄 가스: 프로페인. 확산기 조건은, 온도: 850℃, 시간: 60분, 카본 포텐셜: 0.8%, 침탄 가스: 프로페인. 담금질 조건은, 80℃까지 기름 냉각.)에서 가스 침탄하고, 그 후 160℃에서 180분간 뜨임한 후, 공냉했다. 상기 뜨임 후의 시험편에 대하여, JIS Z2242에 따라서 상온에서 샤르피 충격 시험을 행하여, 샤르피 충격값(J/cm2)을 측정했다.
(4) 조직의 관찰
봉강의 D/4 위치(D는 봉강의 직경)의 종단면(축심과 평행한 면)이 노출되는 상태로 지지 기재 내에 매설하고, 연마 후, 나이탈 액에 약 5초간 침지하여 부식시킨 후, 광학 현미경에 의해서 700㎛×900㎛의 범위를 관찰 및 촬영하여, 조직의 동정(同定) 및 면적율의 측정을 행했다.
(5) 결정 입도의 측정
상기 봉강으로부터, φ20mm×30mm의 원주(圓柱) 시험편을 채취하고, 상기 원주 시험편을 실온에서 높이 방향으로 압축하고(압축율: 85%, 높이: 3mm), 그 후 상기 (3)과 같은 조건(도 4에 기재된 조건)에서 침탄 및 뜨임을 행하여, 결정 입도를 측정했다. 결정 입도의 측정은, 침탄 및 뜨임 처리를 한 시험편 단면의, 상당 변형 1.2가 되는 개소의 침탄층을 검경 위치로 하여 에칭을 행한 후, 광학 현미경으로 관찰하여(배율: 200배), JIS G0551에 따라서 구 오스테나이트 입자의 입도 번호를 구했다.
결과를 표 4 내지 6에 나타낸다. 한편, 표 4 내지 6에는, Ti 및/또는 Nb을 포함하는 석출물 중, 본 발명에서 규정하는 것 이외의 개수도 합쳐서 나타내었다.
Figure 112013026391010-pct00004
Figure 112013026391010-pct00005
Figure 112013026391010-pct00006
No.1 내지 49는, 성분 조성 및 제조 방법이 적절히 제어되어 있기 때문에, 5㎛2 초과 20㎛2 미만의 크기의 (Ti, Nb)계 복합 석출물 및 20㎛2 이상의 (Ti, Nb)계 석출물이 본 발명의 요건을 만족시키고 있고, 또한 페라이트 분율도 77면적% 초과이기 때문에, 양호한 냉간 단조성과 충격 특성을 실현하고 있다. 한편, 표 4 내지 6에 나타낸 대로, No.1 내지 49에서의 20㎛2 이상의 (Ti, Nb)계 석출물은, 어느 것이든 Mn 및 S을 함유하고 있지 않았다.
한편, No.50 내지 61은, 성분 조성 및 제조 방법의 적어도 어느 것인가가 본 발명의 요건을 만족시키고 있지 않았기 때문에, 냉간 단조성 및 충격 특성의 적어도 어느 것인가가 불충분했다.
No.50은, Mn 및 Al량이 많고, 또한 열간 압연에 상당하는 단조를 2회째의 조건만으로밖에 행하지 않았기 때문에, 5㎛2 초과 20㎛2 미만의 (Ti, Nb)계 복합 석출물과 페라이트 분율이 부족하여, 냉간 단조성이 불충분해졌다.
No.51은, 1회째의 단조를 행하지 않고, 또한 2회째의 단조 온도가 높았기 때문에, 5㎛2 초과 20㎛2 미만의 (Ti, Nb)계 복합 석출물과 페라이트 분율이 부족하고, 또한 20㎛2 이상의 (Ti, Nb)계 석출물이 과잉이 되어, 냉간 단조성이 불충분해졌다.
No.52는, 분괴 압연에 상당하는 단조 전의 균열 온도가 높고, 또한 열간 압연에 상당하는 단조의 1회째를 행하지 않았기 때문에, 5㎛2 초과 20㎛2 미만의 (Ti, Nb)계 복합 석출물과 페라이트 분율이 부족하여, 냉간 단조성이 불충분해졌다.
No.53은, Ti량이 많고, 또한 열간 압연에 상당하는 단조의 1회째를 행하지 않았기 때문에, 5㎛2 초과 20㎛2 미만의 (Ti, Nb)계 복합 석출물과 페라이트 분율이 부족하고, 또한 20㎛2 이상의 (Ti, Nb)계 석출물이 과잉이 되어, 냉간 단조성이 불충분해졌다.
No.54는, Cr량이 많고, 또한 열간 압연에 상당하는 단조의 1회째를 행하지 않았기 때문에, 5㎛2 초과 20㎛2 미만의 (Ti, Nb)계 복합 석출물이 부족하여, 냉간 단조성이 불충분해졌다. No.55는, Nb량이 많고, 또한 열간 압연에 상당하는 단조의 1회째를 행하지 않았기 때문에, 5㎛2 초과 20㎛2 미만의 (Ti, Nb)계 복합 석출물과 페라이트 분율이 부족하여, 냉간 단조성과 충격 특성이 불충분했다.
No.56은, 열간 압연에 상당하는 단조의 1회째를 행하지 않았기 때문에, 5㎛2 초과 20㎛2 미만의 (Ti, Nb)계 복합 석출물과 페라이트 분율이 부족하여, 냉간 단조성이 불충분해졌다.
No.57은, 열간 압연에 상당하는 단조의 1회째를 행하지 않았기 때문에, 페라이트 분율이 부족하여, 충격 특성이 불충분해졌다.
No.58은, 주조 시의 냉각 속도가 느리고, 분괴 압연에 상당하는 단조 전의 균열 온도가 높고, 또한 열간 압연에 상당하는 단조의 1회째를 행하지 않았기 때문에, 5㎛2 초과 20㎛2 미만의 (Ti, Nb)계 복합 석출물이 부족하여, 냉간 단조성과 충격 특성이 불충분했다.
No.59는, 분괴 압연에 상당하는 단조 전의 균열 온도가 높았기 때문에, 5㎛2 초과 20㎛2 미만의 (Ti, Nb)계 복합 석출물이 부족하고, 또한 20㎛2 이상의 (Ti, Nb)계 석출물이 과잉이 되어 냉간 단조성이 불충분해졌다.
No.60, 61은, 분괴 압연에 상당하는 단조 전의 균열 온도가 높고, 또한 열간 압연에 상당하는 단조의 1회째를 행하지 않았기 때문에, 어느 것이든 5㎛2 초과 20㎛2 미만의 (Ti, Nb)계 복합 석출물이 부족하고, No.61은 또한 20㎛2 이상의 (Ti, Nb)계 석출물이 과잉이 되었기 때문에, 어느 것이든 냉간 단조성이 불충분해졌다.

Claims (5)

  1. C: 0.05 내지 0.3%(질량%의 의미. 이하, 화학 성분 조성에 대하여 동일함),
    Si: 0.01 내지 0.6%,
    Mn: 0.20 내지 1.0%,
    S: 0.001 내지 0.025%,
    Cr: 1 내지 2.5%,
    Al: 0.01 내지 0.10%,
    Ti: 0.01 내지 0.10%,
    Nb: 0.01 내지 0.10%,
    B: 0.0005 내지 0.005%,
    N: 0.002 내지 0.02%를 만족시키고, 잔부는 철 및 불가피적 불순물이며,
    Ti 및 Nb 중 적어도 한쪽을 함유하는 석출물 중 20㎛2 이상의 석출물은 개수 밀도가 1.0개/mm2 이하이며,
    Ti 및 Nb 중 적어도 한쪽을 함유하는 석출물 중 5㎛2 초과 20㎛2 미만이며 Mn 및 S을 함유하는 석출물은 개수 밀도가 0.7개/mm2 초과 3.0개/mm2 이하이며,
    페라이트 분율이 77면적% 초과인 것을 특징으로 하는 기소강(肌燒鋼).
  2. 제 1 항에 있어서,
    추가로 Mo: 2% 이하(0%를 포함하지 않음)를 포함하는 기소강.
  3. 제 1 항에 있어서,
    추가로 Cu: 0.1% 이하(0%를 포함하지 않음) 및 Ni: 0.3% 이하(0%를 포함하지 않음) 중 적어도 한쪽을 포함하는 기소강.
  4. 제 2 항에 있어서,
    추가로 Cu: 0.1% 이하(0%를 포함하지 않음) 및 Ni: 0.3% 이하(0%를 포함하지 않음) 중 적어도 한쪽을 포함하는 기소강.
  5. 제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 기재된 화학 성분 조성의 강을,
    1500℃로부터 800℃까지의 냉각 속도를 2.5℃/분 이상으로 하여 주조하고,
    가열 온도 1100 내지 1200℃로 분괴 압연하고,
    압연 온도 970 내지 1150℃에서 1회째의 열간 압연을 한 후, Ac3점 내지 950℃까지 냉각하고, 추가로 압연 온도 Ac3점 내지 950℃에서 2회째의 열간 압연을 하는 것을 특징으로 하는 기소강의 제조 방법.
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