KR101535971B1 - 고강도 자동차 기어용 윤곽고주파 열처리용 강 및 그 제조방법 - Google Patents

고강도 자동차 기어용 윤곽고주파 열처리용 강 및 그 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 표면 강도가 우수하고 열변형량이 저감된 자동차 기어용 윤곽고주파 열처리용 강 및 자동차 기어용 강의 제조방법에 관한 것이다. 본 발명은 C : 0.47~0.53중량%, Si : 0.30~0.50중량%, Mn : 0.60~0.80중량%, P : 0.030중량% 이하(0 미포함), S : 0.020~0.040중량%, Cu : 0.25중량% 이하(0 미포함), Ni : 0.25중량% 이하(0 미포함), Mo : 0.04중량% 이하(0 미포함), Al : 0.025~0.045중량%, V : 0.07~0.13중량%, B : 0.0010~0.0050중량%를 포함하고, 잔부로서 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 자동차 기어용 강을 제공한다.

Description

고강도 자동차 기어용 윤곽고주파 열처리용 강 및 그 제조방법{STEEL FOR AUTOMOTIVE GEAR SET WITH HIGH STRENGTH FOR OUTLINE INDUCTION HARDENING}
본 발명은 표면강도가 우수하고 열변형량이 저감된 자동차 기어용 윤곽고주파 열처리용 강 및 자동차 기어용 강의 제조방법에 관한 것이다.
통상적으로 자동차의 변속기에 사용되는 기어는 그 사용특성상 내마모성과 동시에 내피로강도, 내충격성 등의 물성이 요구된다. 이러한 요구 물성을 만족시키기 위해, 종래에는 침탄열처리(Carburizing treatment)를 통해 기어의 표층부를 경화시켜 기어를 제조하였다.
일반적으로, 침탄열처리에 의한 자동차 변속기 기어의 제조방법은, 원소재를 준비하는 단계; 원소재를 단조하는 단계; 노말라이징 열처리 단계; 선삭/치절 가공단계; 침탄 열처리 단계; 및 가공단계를 포함한다.
한국 공개특허 제2012-0102159호에서는 침탄처리된 기어용 강에 대해 개시하고 있다. 상기 특허에서는 저탄소강에 대하여 저산소 농도 하에서 표층에 침탄층을 형성하는 침탄 공정과, 침탄 공정 후에 고밀도 에너지 가열에 의해 가열하고 소입(quenching)하는 공정을 개시하고 있다.
하지만, 침탄열처리에 의한 방법은 열처리에 장시간 시간이 소요되어 경제성이 낮은 단점이 있다.
본 발명의 목적은 기존의 자동차 부품용으로 사용되는 저탄소계 합금강이나 탄소강을 대체할 수 있는, 고강도와 고인성을 겸비한 새로운 중탄소계 윤곽고주파 열처리용 강을 제공하는 것이다.
상기한 과제는 C : 0.47~0.53중량%, Si : 0.30~0.50중량%, Mn : 0.60~0.80중량%, P : 0.030중량% 이하(0 미포함), S : 0.020~0.040중량%, Cu : 0.25중량% 이하(0 미포함), Ni : 0.25중량% 이하(0 미포함), Mo : 0.04중량% 이하(0 미포함), Al : 0.025~0.045중량%, V : 0.07~0.13중량%, B : 0.0010~0.0050중량%를 포함하고, 잔부로서 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 자동차 기어용 윤곽고주파열처리용 강에 의해 달성된다.
바람직하게는, 상기 강은 윤곽고주파 열처리 후 4.5 내지 6.6 ㎛의 결정입도를 나타낸다.
또한 상기한 과제는, C : 0.47~0.53중량%, Si : 0.30~0.50중량%, Mn : 0.60~0.80중량%, P : 0.030중량% 이하(0 미포함), S : 0.020~0.040중량%, Cu : 0.25중량% 이하(0 미포함), Ni : 0.25중량% 이하(0 미포함), Mo : 0.04중량% 이하(0 미포함), Al : 0.025~0.045중량%, V : 0.07~0.13중량%, B : 0.0010~0.0050중량%, 잔부로서 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어진 소재를 연속주조하고 이어서 압연을 실시하는 단계; 상기 압연된 강을 1200℃∼1250℃의 온도에서 열간단조하는 단계; 및 열간단조된 강을 1 내지 10℃/s의 냉각속도로 800~850℃의 온도영역으로 냉각하는 단계; 및 900℃∼950℃의 온도에서 윤곽고주파 열처리를 행한 후에 100℃∼150℃의 온도에서 소려하는 단계를 포함하고, 상기 냉각 단계에서 800℃ 이상 850℃ 미만에서, 또는 냉각 후에, 또는 냉각 후 Ar1 변태점 이하의 온도에서 제2 가공을 실시하는 것을 특징으로 하는 자동차 기어용 강의 제조방법에 의해 달성된다.
본 발명의 기어용 강은 기존 강에 비해 C 함량을 높이고, 윤곽고주파 열처리를 통해 표면강도를 높이고, V, Al을 첨가하여 석출물 및/또는 탄질화물을 형성하여, 윤곽고주파 열처리 후 열변형량을 저감시킴으로써, 고강도의 자동차용 부품을 제조할 수 있게 되었다.
도 1은 본 발명에 따른 강을 이용한 링 기어 및 피니언 기어 제품의 사진이다.
도 2는 발명강(a)과 비교강(b)의 오스테나이트 결정입도를 나타낸 것이다.
상기와 같은 목적은 C : 0.47~0.53중량%, Si : 0.30~0.50중량%, Mn : 0.60~0.80중량%, P : 0.030중량% 이하(0 미포함), S : 0.020~0.040중량%, Cu : 0.25중량% 이하(0 미포함), Ni : 0.25중량% 이하(0 미포함), Mo : 0.04중량% 이하(0 미포함), Al : 0.025~0.045중량%, V : 0.07~0.13중량%, B : 0.0010~0.0050중량%, 잔부로서 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강과 상기 강의 윤곽고주파 열처리에 의해 달성된다.
C : 0.47중량% ~ 0.53중량%
C는 특수강에서 강도, 경도를 결정하는 주 원소 중 하나로 강도를 확보하기 위하여 0.47중량% 이상 함유시킬 필요가 있다. 또한 고주파 열처리 표면경도를 700HV 이상 확보하기 위하여 0.47중량% 이상 첨가되어야 한다. 그러나 0.53중량%를 넘으면 단조 가공성, 피삭성이 저하된다. 따라서, 이러한 특성을 고려하여 C함량 범위를 0.47~0.53중량%로 설정한다.
Si : 0.30중량% ~ 0.50중량%
Si는 기지에 고용되어 입계강화를 통해 피로강도를 증가시키는 원소이다. Si 함량을 0.30중량% 보다 낮게 하면 피로강도가 부족하게 되고, 0.50중량% 보다 높게 하면 페라이트 생성을 촉진하고 취하시키기도 하며 단조성을 저하시킨다. 따라서 Si의 함량을 0.30~0.50중량%로 설정한다.
Mn : 0.60중량% ~ 0.80중량%
Mn은 펄라이트(Pearlite)를 미세하게 하고 페라이트(Ferrite)를 고용강화시킴으로써 항복강도를 향상시킨다. 또한 강의 담금질성과 강도를 향상시키며, 고온에서는 소성을 증가시켜 주조성을 좋게 한다. 특히 유해 성분인 S와 결합하여 MnS를 형성함으로써 적열 취성을 방지하고 절삭 가공성을 향상시킨다. 따라서 Mn의 함량을 0.60~0.80중량%로 설정한다.
P : 0.030중량% 이하 (0 미포함)
P는 첨가시 오스테나이트 결정입계에 우선 석출하여 충격시험시 충격인성을 저하시키므로 P의 함량을 0.030중량% 이하로 설정한다.
S : 0.020중량% ~ 0.040중량%
S는 Mn과 결합하여 MnS를 형성함으로써 절삭 가공성을 향상시킨다. 그 함량을 0.020중량% 보다 낮게 하면 절삭성이 부족하게 되고, 0.0.040중량% 보다 높게 하면 Fe와 결합하여 해로운 FeS를 형성한다. 따라서 S의 함량을 0.020~0.040중량%로 설정한다.
Cu : 0.25중량% 이하 (0 미포함)
Cu는 Cu 석출물에 의해 강도를 향상시키는 원소이지만, 인위적으로 첨가시 열간압연 후 제품의 표면에 석출하여 표면 품질을 저하시킬 수 있다. 따라서, Cu의 함량을 0.25중량% 이하로 설정한다.
Ni : 0.25중량% 이하 (0 미포함)
Ni은 고가의 원소로 첨가 함량을 적절히 조정할 필요성이 있다. 0.25중량% 를 초과하여 첨가시 제조비를 상승시키므로, Ni의 함량을 0.25중량% 이하로 설정한다.
Mo : 0.04중량% 이하 (0 미포함)
Mo은 고가의 원소로 첨가 함량을 적절히 조정할 필요성이 있다. 0.04중량% 를 초과하여 첨가시 경도를 상승시켜 가공성을 저하시키므로 Mo의 함량을 0.04중량% 이하로 설정한다.
Al : 0.025중량% ~ 0.045중량%
Al은 강력한 탈산제로서 작용하는 것과 동시에 N와 결합하여 결정립을 미세화시킨다. 하지만, 0.025중량% 미만에서는 탈산이나 결정립 미세화 작용이 작아지기 때문에 바람직하지 않고, 과잉으로 첨가하게 되면 오히려 Al2O3와 같은 비금속 개재물의 증가로 오히려 해로운 영향을 미칠 수 있다. 따라서 Al의 적정 함량 범위를 0.025~0.045중량%로 한정한다.
V : 0.07중량% ~ 0.13중량%
V은 미세 탄질화물 형성에 의한 결정립을 미세화시켜 강도 및 인성을 향상시킨다. 첨가량이 0.07중량% 미만이면 강도증가 효과가 적고, 0.13중량% 보다 많이 첨가하면 강도는 증가하나 인성이 저하될 뿐만 아니라 제조원가 상승에 의한 경제적인 효과가 없기 때문에 바람직하지 않다. 따라서 V 함량을 0.07중량% ~ 0.13중량%로 한정한다.
B : 0.0010중량% ~ 0.0050중량%
B는 베이나이트 조직의 형성을 촉진하기 위해 사용되는 원소로, Pickering 등에 의하면 B를 첨가할 때 TTT(Time-temperature transformation diagram)에서 초석 페라이트 석출이 현저히 지연되어, 초석 페라이트의 C곡선을 오른쪽으로 이동시킨다고 보고한 바 있다. 이것은 강에 첨가된 B가 원자상태로서 오스테나이트 결정입계에 편석되어 결정입계 자유에너지를 낮춤으로서 초석 페라이트의 형성을 억제하기 때문인 것으로 알려져 왔다. 그러나 B는 질소 및 산소와 친화도가 커서 용해작업시 산화물 및 질화물을 형성하며, 이러한 조성의 강을 열처리할 경우 M23(CB)6, Fe2B 등의 보로카바이드(Borocarbide)가 형성되어 초석페라이트 형성억제에 기여하지 못한다. 따라서, 본 발명에서는 B의 함량은 0.0010~0.0050중량%로 설정한다.
본 발명의 강은 아래의 단계를 통해 최종 제품으로 완성된다.
상기한 조성을 갖는 강을 준비하는 단계, 상기 강을 연속 주조하여 단조하는 단계, 조질(QT)열처리를 실시하는 단계, 선삭/치절 가공단계, 윤곽 고주파 열처리 단계, 및 가공단계를 거쳐 제조된다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하면 다음과 같다.
표 1은 본 발명의 조성을 갖는 발명강과 비교강의 화학성분을 나타낸다.
이하, 제조공정을 구체적으로 설명한다.
우선 100 톤(Ton)의 전기로에서 표 1의 조성을 용해시킨 다음, 정련 및 진공탈가스 공정을 거쳐 연속주조한다. 연속주조 공정후 1200℃∼1250℃에서 1차 가열한 후 압연하고, 이후 1200℃∼1250℃에서 재가열 2차 압연을 한다. 2차 압연공정을 통해 최종 Φ60,100mm의 환봉을 제조하였다.
a) 이 환봉강을 1200℃∼1250℃에서 열간단조를 실시한다.
b) 열간단조 후에 1 내지 10℃/s, 바람직하게는 1℃/s의 냉각속도로 800~850℃의 온도영역으로 냉각한다.
c) 냉각 중 800℃이상 850℃ 미만에서, 또는 냉각후에, 또는 냉각후 Ar1 변태점이하의 온도에서, 제 2 가공을 실시한다. 여기서 제 2 가공을 행하게 되면, 베이나이트 조직이나 마르텐사이트 조직을 미세화시킬 수 있어, 차후에 고주파 열처리의 가열시 오스테나이트 입자를 더욱 미세화시킬 수 있다. 상기 제 2 가공은 압연, 단조, 전조(rolling) 등이 포함될 수 있다.
d) 열간단조 및 냉각 후 선삭공정을 통해 1차 가공을 실시하고, 이후 치절가공을 통해 2차 가공을 마무리하여 최종 제품 형태를 제조한다.
e) 이 소재를 100℃/s 이상의 가열속도로 윤곽고주파 열처리 온도인 900℃∼950℃ 까지 가열하여 고주파 열처리를 행한다. 고주파 열처리시의 가열 온도를 900℃ 미만으로 하면, 오스테나이트 입자의 생성이 불충분하게 되어, 경화층이 형성되지 않게 되고, 그 가열온도가 950℃를 초과하면 오스테나이트 입자의 성정이 촉진될 뿐만 아니라 오스테나이트 입경의 편차가 커지게 되어, 피로강도의 저하를 초래한다.
f) 가열로에서 150 ℃로 90분의 소려(템퍼링) 열처리를 행하였다.
(단위:중량%)
구분 C Si Mn P S Cu Ni Cr Mo Al V B(ppm)
발명강 0.50 0.40 0.70 0.015 0.030 0.10 0.07 - 0.02 0.035 0.12 20
비교강 0.20 0.25 0.85 0.020 0.020 0.15 0.07 1.00 0.25 0.025 - -
도 1은 발명강으로 제조한 링 기어 및 피니언 기어의 사진이다.
표 2는 윤곽고주파 열처리 후 발명강과 기존 침탄강인 비교강의 열변형량을 비교한 것이다.
비교강은 기존 침탄처리된 강으로 100 톤(Ton)의 전기로에서 표 1의 조성을 용해시킨 다음, 정련 및 진공탈가스 공정을 거쳐 연속주조한다. 연속주조 공정후 1200℃∼1250℃에서 1차 가열한 후 압연하고, 이후 1200℃∼1250℃에서 재가열 2차 압연을 하여 이루어진다. 2차 압연공정을 통해 최종 Φ60,100mm의 환봉을 제조하였다. 이 환봉강을 1200℃∼1250℃에서 열간단조를 실시한다. 열간단조후 선삭, 치절공정으로 최종 제품형태를 완성 후 920℃에서 가스침탄을 실시하여 최종제품을 완성한다.
구분 링기어 변형량(mm) 피니언 기어 변형량(mm)
치편심 배면 Runout 흔들림 비틀림 직각도 치편심
발명강 비교강 발명강 비교강 발명강 비교강 발명강 비교강 발명강 비교강 발명강 비교강
5개 평균값 0.04 0.024 0.038 0.01 0.04 0.022 0.048 0.024 0.004 0.004 0.05 0.031
저감율 40% 74% 45% 50% 5% 38%
발명강은 본 발명에 따른 윤곽고주파 열처리를 실시한 후에, 비교강은 침탄열처리를 행한 후에 기어의 열변형량을 측정하였다. 링기어에서는 발명강은 치편심, 배면 Runout, 흔들림, 비틀림 측정에서 열변형이 40~74% 적게 나왔다. 피니언 기어에서는 발명강이 직각도, 치편심 변형량에서 열변형이 5~38% 적게 나오는 결과를 얻었다. 기어의 열변형은 표준형 다이얼 게이지를 응용하여 치편심, 배면 runout,흔들림, 비틀림, 직각도를 측정한다.
표 2는 발명강과 비교강의 열처리후 결정입도를 비교한 것으로 발명강은 윤곽고주파 열처리후 4.5~6.6㎛, 비교강은 침탄열처리후 15~25㎛의 결정입도를 나타내고 있다.

Claims (2)

  1. C : 0.47~0.53중량%, Si : 0.30~0.50중량%, Mn : 0.60~0.80중량%, P : 0.030중량% 이하(0 미포함), S : 0.020~0.040중량%, Cu : 0.25중량% 이하(0 미포함), Ni : 0.25중량% 이하(0 미포함), Mo : 0.04중량% 이하(0 미포함), Al : 0.025~0.045중량%, V : 0.07~0.13중량%, B : 0.0010~0.0050중량%를 포함하고, 잔부로서 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 자동차 기어용 강.
  2. C : 0.47~0.53중량%, Si : 0.30~0.50중량%, Mn : 0.60~0.80중량%, P : 0.030중량% 이하(0 미포함), S : 0.020~0.040중량%, Cu : 0.25중량% 이하(0 미포함), Ni : 0.25중량% 이하(0 미포함), Mo : 0.04중량% 이하(0 미포함), Al : 0.025~0.045중량%, V : 0.07~0.13중량%, B : 0.0010~0.0050중량%를 포함하고, 잔부로서 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어진 소재를 연속주조하고 이어서 압연을 실시하는 단계;
    상기 압연된 강을 1200℃∼1250℃의 온도에서 열간단조하는 단계; 및
    열간단조된 강을 1 내지 10℃/s의 냉각속도로 800~850℃의 온도영역으로 냉각하는 단계; 및 900℃∼950℃의 온도에서 윤곽고주파 열처리를 행한 후에 100℃∼150℃의 온도에서 소려하는 단계를 포함하고,
    상기 냉각 단계에서 800℃ 이상 850℃ 미만에서, 또는 냉각 후에, 또는 냉각 후 Ar1 변태점 이하의 온도에서 제2 가공을 실시하는 것을 특징으로 하는 윤곽고주파 처리된 자동차 기어용 강의 제조방법.
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