KR102062180B1 - 몰드용 프리하든 강재, 몰드, 및 몰드 부품 - Google Patents

몰드용 프리하든 강재, 몰드, 및 몰드 부품 Download PDF

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Abstract

0.05≤C≤0.25질량%, 0.01≤Si≤1.00질량%, 0.40≤Mn≤1.80질량%, 0.0002≤S≤0.3000질량%, 0.30≤Cu≤1.80질량%, 2.00≤Ni≤3.90질량%, 0.05≤Cr≤3.20질량%, 0.05≤Mo≤0.80질량% 및 0.30≤Al≤1.50질량%를 포함하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물이고, 폭 350mm 이상과 높이 350mm 이상의 단면 크기와, 34 내지 43 HRC의 경도와, 85㎛ 이하인 구 오스테나이트 입자 크기의 평균값과, 18J/cm2 이상인 충격값의 평균값을 갖는 프리하든 강재를 제공한다.

Description

몰드용 프리하든 강재, 몰드, 및 몰드 부품{PREHARDENED STEEL MATERIAL FOR MOLD, MOLD, AND MOLD COMPONENT}
본 발명은, 프리하든 강재, 몰드 및 몰드 부품에 관한 것으로, 구체적으로는, 플라스틱 사출 성형, 고무 성형, CFRP 성형 등에 사용되는 몰드 및 몰드 부품과, 상기 몰드 및 몰드 부품에 사용되는 프리하든 강재에 관한 것이다.
프리하든 강은, 소정의 경도와 절삭능을 갖도록, 경화 및 템퍼링된 강을 의미한다. 프리하든 강은, 절삭 후 열처리 필요 없이, 몰드 또는 몰드 부품으로 사용될 수 있다. 따라서, 프리하든 강은, 플라스틱 사출 성형, 고무 성형, CFRP 성형 등에 사용되는 몰드 또는 몰드 부품에 넓게 사용된다. 프리하든 강과 그의 제조 방법에 관한 다양한 기술이 제안되어 있다.
예를 들어, 특허문헌 1 및 2에는, 소정의 조성을 갖는 플라스틱 몰드용 Mn-Ni-Al-Cu-Mo 시효 경화(age-hardening)(쾌삭(free-cutting))강에, 덧살올림 용접(build-up welding), 5시간 동안 500℃에서 시효 처리 및 포토 에칭(photo etching)을 실시하는 방법이 개시되어 있다.
특허문헌 1 및 2에는, 덧살올림 용접 후 시효 처리를 실시함으로써, 모재 금속부와 같이, 포토 에칭을 용접 금속부과 용접 열영향부에 균일하게 실시할 수 있다고 개시되어 있다.
특허문헌 3에는, 소정의 조성을 갖는 몰드용 시효 경화강에, 용융, 단조, 용체화(solutionzing) 및 시효 처리를 실시하는 방법이 개시되어 있다.
특허문헌 3에는, 상기 방법이 HRC 40 수준의 경도와, 우수한 인성 및 절삭성(machinability)을 갖는, 몰드용 시효 경화강을 제공할 수 있다고 개시되어 있다.
특허문헌 4에는, 소정의 조성을 갖는 몰드용 강으로 형성되며, 50mm×150mm의 단면 크기를 갖는 단조된 강재에, HRC 34의 목표 경도를 얻기 위해 경화와 템퍼링을 실시하는 방법이 개시되어 있다.
특허문헌 4는, 상기 방법이 우수한 절삭성, 연마성 및 내마모성을 갖는 몰드용 강을 제공할 수 있다고 기술하고 있다.
특허문헌 5에는, 소정의 조성을 갖는 석출 경화강(precipitation hardening steel)을 일반적인 용융 방법으로 준비한 다음, 단조비 약 4S를 얻도록 상기 강을 단조하고, 900℃에서 가열 및 유지하고, 공냉한 다음, 5시간 동안 550℃ 또는 575℃에서 시효 처리를 실시하는 방법이 개시되어 있다.
특허문헌 5는, 상기 방법이 우수한 인성과 내치핑성(chipping resistance)을 갖는 초경공구(cemented carbide tool)용의 석출 경화강을 제공할 수 있다고 기술하고 있다.
특허문헌 6 및 7에는, 소정의 조성을 갖는 플라스틱 성형 몰드용 강을 주조한 다음, 850℃로 가열하고, 용체화하고, 이어서 500℃로 가열하고, 시효 경화 처리를 실시하는 방법이 개시되어 있다.
특허문헌 6 및 7은, 이러한 방법이 우수한 경면 연마성(mirror polishability) 및 절삭성을 갖는 플라스틱 성형 몰드용 강 또는 우수한 경면 연마성, 용접성 및 절삭성을 갖는 플라스틱 성형 몰드용 강을 제공할 수 있다고 기술하고 있다.
특허문헌 8에는, 소정의 조성을 갖는 플라스틱 성형 몰드용 쾌삭강을 일반적인 용융 방법으로 준비하고, 얻어진 강을 단조하고, 열간 가공하고, 용체화를 위해 1,143K로 가열하고, 이어서 773K로 가열하여 시효 경화 처리를 실시하는 방법이 개시되어 있다.
특허문헌 8은, 상기 방법이 우수한 경면 연마성을 갖는 플라스틱 성형 몰드용 쾌삭강을 제공할 수 있다고 기술하고 있다.
특허문헌 9에는, 소정의 조성을 갖는 프리하든 강을 열간 압연하고, 880℃의 오스테나이트 온도 범위로 가열하고, 반냉각(half cooling) 5분, 반냉각 15분, 반냉각 30분 및 반냉각 70분의 냉각 조건 하에서 베이나이트를 생성하는 열처리(베이나이트 경화)를 실시한 다음, 500℃ 내지 550℃의 온도 범위에서 템퍼링하여 경도를 38 내지 40 HRC로 조정하는 방법이 개시되어 있다.
특허문헌 9는, 상기 방법이 우수한 절삭성과 인성을 갖는 프리하든 강을 제공할 수 있다고 기술하고 있다.
특허문헌 10에는 소정의 조성을 갖는 프리하든 강을 열간 압연하고, 880℃의 오스테나이트 온도 범위로 가열하고, 공냉하고(냉각을 허용하고), 500℃ 내지 590℃의 온도 범위에서 템퍼링을 실시하는 방법이 개시되어 있다.
특허문헌 10은, 상기 방법이 우수한 절삭성과 인성을 갖는 프리하든 강을 제공할 수 있다고 기술하고 있다.
특허문헌 11은, 소정의 조성을 갖는 프리하든 강을 열간 압연하고, 880℃의 오스테나이트 온도 범위로 가열 후 유지하고, 경화를 위해 공냉하고(냉각을 허용하고), 500℃ 내지 590℃의 온도 범위에서 템퍼링을 실시하는 방법이 개시되어 있다.
특허문헌 11은, 상기 방법으로 우수한 절삭성과 인성을 갖는 프리하든 강을 제공할 수 있다고 기술하고 있다.
플라스틱 사출 성형 등을 위한 몰드용 프리하든 강에 있어서, 단면 크기의 증가, 입자 미세화(grain refinement) 및 충격값의 증가에 대한 수요가 증가하고 있다. 이하, 예로서 플라스틱 사출 성형을 설명한다.
(1) 단면 크기의 증가:
제품(예를 들어, 차량의 헤드라이트) 크기의 증가에 따라, 몰드용 강 또한 단면 크기가 증가하는 경향이 있다. 종래, 폭 300mm 이하와 높이 300mm 이하의 단면 크기를 갖는 강재를 절삭함으로써, 몰드가 제조된다. 그러나, 최근에는, 폭 350mm 이상과 높이 350mm 이상의 큰 단면 크기를 갖는 강재로부터 몰드가 제조되고 있다.
(2) 입자 미세화:
사출 성형에 있어서, 부드럽게 연마된 몰드 표면이 제품으로 전사된다(transferred). 그러나, 몰드의 입자가 조대하면, 입자 크기의 영향 때문에 연마된 몰드 표면이 불균일해지기 쉽다. 이러한 경우, 불균일이 플라스틱 사출 성형된 제품의 표면으로 전사되어, 제품의 외관을 열화시킨다. 따라서, 몰드용 강재에는 입자 미세화가 요구된다. 입자를 미세화시키기 위해, 몰드용 강재의 제조 공정에서의 소성 가공 조건 또는 열처리 조건의 조정이 실시되고 있다. 구체적으로, 예를 들어, 소성 가공의 온도를 감소시켜 가공률(working ratio)을 증가시키거나, 프리하든의 온도와 시간을 감소시킨다. 또한, 입자 미세화는, 후술하는 충격값의 증가의 관점에서도 중요하다.
(3) 충격값의 증가
사출 성형에 있어서, 몰드는 사용 중 균열하지 않을 필요가 있다. 몰드가 균열하면, 생산 중단에 의해 손실이 발생할 수 있거나, 몰드를 다시 제조함에 따라 비용이 증가할 수 있다. 균열을 피하기 위해, 몰드의 충격값은 높은 것이 바람직하다. 일반적으로, 강재의 경화능(hardenability)이 증가할수록, 강재의 충격값은 증가한다. 따라서, 몰드용 강재의 프리하든에 있어서, 급속 냉각이 채용된다. 또한, 강재의 입자 크기가 감소할수록, 강재의 충격값은 증가한다. 따라서, 전술한 바와 같이, 강재의 제조 공정에 있어서 소성 가공 조건 또는 열처리 조건의 조정이 중요하다.
그러나, 큰 단면 크기(폭 350mm 이상과 높이 350mm 이상)를 갖는 프리하든 강재가, 종래의 방법으로 제조되는 경우, 입자 미세화 및 충격값의 증가가 충분하지 않다.
입자가 충분히 미세화되지 않는 이유는, 강재의 제조 공정에서 가공 시 온도를 감소시키고, 소성 가공에 있어서 가공률을 증가시키는 것이 어렵기 때문이다. 이는, 가공 면적과 내변형성(deformation resistance)이 증가할수록, 가공 면적과 내변형성의 곱에 상응하는 가공력(working force)이 증가하고, 가공 장치의 능력을 초과하기 때문이다.
충격값이 충분하게 증가되지 않는 두 가지 이유가 있다. 첫째, 전술한 바와 같이, 입자를 미세화하기 어렵다. 둘째, 프리하든에 있어서, 특히, 강재의 중심부에서의 냉각 속도가 낮다(질량 효과(mass effect)).
전술한 이유 때문에, 큰 단면 크기(폭 350mm 이상과 높이 350mm 이상)를 갖는, 플라스틱 사출 성형 등의 몰드에 사용되는 프리하든 강재에 있어서, 종래 기술에서는 입자 미세화와 충격값의 증가를 동시에 만족하기 어려웠다.
일본공개특허공보 소55-28384 일본공개특허공보 소55-28385 일본공개특허공보 평02-182860 일본공개특허공보 평03-122252 일본공개특허공보 평06-279922 일본공개특허공보 평11-335775 일본공개특허공보 2001-152278 일본공개특허공보 2002-309341 일본공개특허공보 2007-262569 일본공개특허공보 2008-038219 일본공개특허공보 2008-127643
본 발명의 목적은 큰 단면 크기(폭 350mm 이상과 높이 350mm 이상)를 갖고, 작은 입자 크기와 높은 충격값을 갖는 프리하든 강재를 제공하는 것이다.
또한, 본 발명의 또 다른 목적은 이러한 프리하든 강재로 형성된 몰드 및 몰드 부품을 제공하는 것이다.
상기 목적을 달성하기 위해, 본 발명에 따른 프리하든 강재는 이하의 구성을 갖는다.
(1) 프리하든 강재는:
0.05≤C≤0.25질량%,
0.01≤Si≤1.00질량%,
0.40≤Mn≤1.80질량%,
0.0002≤S≤0.3000질량%,
0.30≤Cu≤1.80질량%,
2.00≤Ni≤3.90질량%,
0.05≤Cr≤3.20질량%,
0.05≤Mo≤0.80질량%, 및
0.30≤Al≤1.50질량%,
를 포함하고,
잔부는 Fe 및 불가피적 불순물이다.
(2) 프리하든 강재는:
350mm 이상의 폭과 350mm 이상의 높이의 단면 크기와,
34 내지 43 HRC의 경도와,
85㎛ 이하인 구(prior) 오스테나이트 입자 크기의 평균값, 및
18J/cm2 이상인 충격값의 평균값
을 갖는다.
본 발명에 따른 몰드는, 본 발명에 따른 프리하든 강재를 포함하고, 수직 방향, 수평 방향 및 높이 방향의 세 방향 중 적어도 두 방향으로의 최댓값이 350mm 이상인 크기를 갖는다.
또한, 본 발명에 따른 몰드 부품은, 본 발명에 따른 프리하든 강재를 포함하고, 수직 방향, 수평 방향 및 높이 방향의 세 방향 중 적어도 두 방향으로의 최댓값이 350mm 이상인 크기를 갖는다.
일반적으로, 프리하든 강재가 경화 및 템퍼링되는 경우, 강재의 단면적이 증가할수록, 중심부에서의 냉각 속도는 감소한다. 따라서, 중심부의 입자 크기가 증가하고, 충격값이 감소한다. 상기 문제를 해결하기 위해, 냉각 속도의 증가를 고려할 가치가 있다. 그러나, 강재의 단면적이 소정의 크기를 증가하는 경우, 냉각 속도의 증가에 제한이 있다.
한편, 소정의 조성과 큰 단면 크기를 갖는 프리하든 강재가 복수 회의 경화 처리를 겪는 경우, 냉각 속도에 제한이 있는 경우에도, 중심부의 입자 크기가 감소될 수 있다. 또한, 본 발명에 따른 프리하든 강재는 특정 냉각 속도에서 최댓값에 도달하는 충격값을 갖는다. 따라서, 큰 단면적을 갖는 강재에 있어서도, 강재는 단면의 전체 면적에 있어서 세립 미세 조직(fine grain microstructure)과, 단면의 전체 면적에 있어서 향상된 경도 및 충격값을 갖는다.
도 1(a), 도 1(b) 및 도 1(c)는, 본 발명에 따른 프리하든 강재의, 경화 전 미세 조직(도 1(a)), 1회째 경화 후 미세 조직(도 1(b)), 그리고 3회째 경화 후 미세 조직(도 1(c))을 나타내는 이미지다.
도 2는 경화의 횟수와 오스테나이트 입자 크기의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 3은 오스테나이트 입자 크기가 25㎛인 경우의 냉각 속도와 충격값의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 4는 오스테나이트 입자 크기가 85㎛인 경우의 냉각 속도와 충격값의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 5는 오스테나이트 입자 크기가 150㎛인 경우의 냉각 속도와 충격값의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 6은 H(mm)의 높이, 1,320mm의 폭 W, 그리고 L(1,320mm 이상)의 길이를 갖는 블록형 강재가 경화되었을 때, 550℃에서 250℃까지의 중심부에서의 평균 냉각 속도(중심부에서의 냉각 속도)를 나타내는 그래프이다.
도 7(a) 및 7(b)는 템퍼링된 5Cr 다이강(die steel)의 마르텐사이트 미세 조직을 나타내는 이미지로서, 도 7(a)는 경화 및 템퍼링을 1회 실시한 후의 미세 조직을 나타내고; 도 7(b)는 재경화(rehardening)를 실시한 후의 미세 조직을 나타낸다.
이하, 본 발명의 실시 형태를 상세하게 설명한다.
1. 프리하든 강재
본 발명에 따른 프리하든 강재는 이하의 구성을 갖는다.
(1) 프리하든 강재는:
0.05≤C≤0.25질량%,
0.01≤Si≤1.00질량%,
0.40≤Mn≤1.80질량%,
0.0002≤S≤0.3000질량%,
0.30≤Cu≤1.80질량%,
2.00≤Ni≤3.90질량%,
0.05≤Cr≤3.20질량%,
0.05≤Mo≤0.80질량%, 및
0.30≤Al≤1.50질량%,
를 포함하고,
잔부는 Fe 및 불가피적 불순물이다.
(2) 프리하든 강재는:
350mm 이상의 폭과 350mm 이상의 높이의 단면 크기와,
34 내지 43 HRC의 경도와,
85㎛ 이하인 구 오스테나이트 입자 크기의 평균값 및
18J/cm2 이상인 충격값의 평균값
을 갖는다.
1.1. 조성
1.1.1. 주 구성 원소
본 발명에 따른 프리하든 강재는 이하의 원소를 포함하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물이다. 원소의 종류 및 그 조성 범위와, 조성 범위의 제한의 이유는 이하와 같다.
(1) 0.05≤C≤0.25질량%:
C 함유량이 낮은 경우, Cu, Ni, Al 및/또는 Mo의 함유량도 낮으면, 34 HRC 이상의 경도를 안정적으로 얻기 어렵다. 따라서, C 함유량은 0.05질량% 이상일 필요가 있다. C 함유량은, 바람직하게는 0.06질량% 이상이고, 보다 바람직하게는 0.07질량% 이상이다.
반면, C 함유량이 지나치게 높은 경우, 강재는 지나치게 경질이 되고 절삭성이 열화한다. 또한, C 함유량이 지나치게 높은 경우, 용접성이 열화한다. 따라서, C 함유량은 0.25질량% 이하일 필요가 있다. C 함유량은, 바람직하게는 0.23질량% 이하이고, 보다 바람직하게는 0.21질량% 이하이다.
(2) 0.01≤Si≤1.00질량%:
Si 함유량이 낮은 경우, 절삭성, 특히, 엔드밀(end mill) 절삭성이 크게 열화한다. 따라서, Si 함유량은 0.01질량% 이상일 필요가 있다. Si 함유량은, 바람직하게는, 0.02질량% 이상이고, 보다 바람직하게는 0.03질량% 이상이다.
반면, Si 함유량이 지나치게 높은 경우, 열전도성이 현저하게 열화한다. 사출 성형에서의 생산성을 향상시키기 위해서는, 몰드로 사출되는 플라스틱의 응고 시간을 감소시킬 필요가 있다. 이를 위해, 높은 열전도성을 갖는 몰드 재료가 필요하다. 따라서, Si 함유량은 1.00질량% 이하일 필요가 있다. Si 함유량은, 바람직하게는 0.90질량% 이하이고, 보다 바람직하게는 0.80질량% 이하이다.
(3) 0.40≤Mn≤1.80질량%:
Mn 함유량이 낮은 경우, 경화능이 불충분하고, 경화 중에 초석 페라이트(proeutectoid ferrite)가 석출되기 쉽다. 초석 페라이트는 연질이기 때문에, 경면 연마 중에 연마 불균일을 초래한다. 또한, 몰드는, 기점(origin)으로서의 연질 초석 페라이트로부터, 사용 중에 균열하기 쉽다. 따라서, Mn 함유량은 0.40질량% 이상일 필요가 있다. Mn 함유량은 바람직하게는 1.20질량% 이상이고, 보다 바람직하게는 1.37질량% 이상이다.
반면, Mn 함유량이 지나치게 높은 경우, 열전도성이 현저하게 열화한다. 따라서, Mn 함유량은 1.80질량% 이하일 필요가 있다. Mn 함유량은 바람직하게는 1.75질량% 이하이고, 보다 바람직하게는 1.70질량% 이하이다.
(4) 0.0002≤S≤0.3000질량%:
S 함유량이 낮은 경우, MnS의 형성 때문에 절삭성을 향상시키는 효과가 열악하다. 본 발명에서는, Mn 함유량이 높기 때문에, 낮은 S 함유량의 경우에도, MnS가 형성되어 절삭성이 향상된다. 상기 효과를 얻기 위해, S 함유량은 0.0002질량% 이상일 필요가 있다. S 함유량은, 바람직하게는 0.0003질량% 이상이고, 보다 바람직하게는 0.0004질량% 이상이다.
반면, S 함유량이 지나치게 높은 경우, 절삭성을 향상시키는 효과가 대체로 포화할 뿐만 아니라, MnS의 초과량이 형성되어, 충격값, 경면 연마성 및 용접성이 열화한다. 따라서, S 함유량은 0.3000질량% 이하일 필요가 있다. S 함유량은, 바람직하게는 0.2250질량% 이하이고, 보다 바람직하게는 0.1000질량% 이하이다.
(5) 0.30≤Cu≤1.80질량%
Cu 함유량이 낮은 경우, 템퍼링 중 석출하는 ε-Cu의 양이 적다. 따라서, C, Ni, Al 및/또는 Mo의 함유량도 낮으면, 34 HRC 이상의 경도를 안정적으로 얻기 어렵다. 또한, Cu 함유량이 낮은 경우, 경화능을 향상시키는 효과가 열악하다. 따라서, Cu 함유량은 0.30질량% 이상일 필요가 있다. Cu 함유량은, 바람직하게는 0.40질량% 이상이고, 보다 바람직하게는 0.80질량% 이상이다.
반면, Cu 함유량이 지나치게 높은 경우, 템퍼링 중 석출하는 ε-Cu의 양이 지나치게 많아, 충격값의 감소를 야기한다. 또한, 지나치게 높은 Cu 함유량은 열전도성의 열화와 비용의 현저한 증가를 야기한다. 따라서, Cu 함유량은 1.80질량% 이하일 필요가 있다. Cu 함유량은, 바람직하게는 1.65질량% 이하이고, 보다 바람직하게는 1.30질량% 이하이다.
(6) 2.00≤Ni≤3.90질량%:
Ni 함유량이 낮은 경우, 템퍼링 중 석출하는 Ni 및 Al의 금속간(intermetallic) 화합물의 양이 적다. 따라서, C, Cu, Al 및/또는 Mo의 함유량도 낮으면, 34 HRC 이상의 경도를 안정적으로 얻기 어렵다. 또한, 고 Cu강의 열간 가공 중 균열을 피하는 효과가 열악하다. 따라서, Ni 함유량은 2.00질량% 이상일 필요가 있다. Ni 함유량은 바람직하게는 2.60질량% 이상이고, 보다 바람직하게는 2.90질량% 이상이다.
반면, Ni 함유량이 지나치게 높은 경우, 템퍼링 중 석출하는 Ni 및 Al의 금속간 화합물의 양이 지나치게 많아, 충격값의 감소를 야기한다. 또한, 지나치게 높은 Ni 함유량은 비용의 현저한 증가를 야기한다. 따라서, Ni 함유량은 3.90질량% 이하일 필요가 있다. Ni 함유량은, 바람직하게는 3.80질량% 이하이고, 보다 바람직하게는 3.70질량% 이하이다.
(7) 0.05≤Cr≤3.20질량%:
Cr 함유량이 낮은 경우, 내식성이 현저하게 열화한다. 또한, Cu-Cr의 존재에 의해 구비된 내후성(weather resistance)도 불충분하다. 본 발명의 강재는, 높은 내식성이 요구되는 용도에 사용되는 것을 의도하지는 않으나, 몰드의 제조 공정 중 또는 사용 중에 녹의 형성이 억제되는 정도의 내식성을 가질 필요가 있다. 따라서, Cr 함유량은 0.05질량% 이상일 필요가 있다. Cr 함유량은, 바람직하게는 0.08질량% 이상이고, 보다 바람직하게는 0.24질량% 이상이다.
반면, Cr 함유량이 지나치게 높은 경우, 절삭성이 열화한다. 또한, 지나치게 높은 Cr 함유량은 열전도성의 현저한 열화를 야기한다. 따라서, Cr 함유량은 3.20질량% 이하일 필요가 있다. Cr 함유량은 바람직하게는 2.85질량% 이하이고, 보다 바람직하게는 0.60질량% 이하이다.
(8) 0.05≤Mo≤0.80질량%:
Mo 함유량이 낮은 경우, 템퍼링 중 석출하는 탄화물의 양이 적다. 따라서, C, Cu, Ni 및/또는 Al의 함유량도 낮으면, 34 HRC 이상의 경도를 안정적으로 얻기 어렵다. 또한, Mo 함유량이 낮은 경우, 경화 중 초석 페라이트가 석출되기 쉽다. 따라서, Mo 함유량은 0.05질량% 이상일 필요가 있다. Mo 함유량은 바람직하게는 0.07질량% 이상이고, 보다 바람직하게는 0.10질량% 이상이다.
반면, Mo 함유량이 지나치게 높은 경우, 템퍼링 경도가 지나치게 높고, 절삭성이 열화한다. 따라서, Mo 함유량은 0.80질량% 이하일 필요가 있다. Mo 함유량은 바람직하게는 0.70질량% 이하이고, 보다 바람직하게는 0.50질량% 이하이다.
(9) 0.30≤Al≤1.50질량%:
Al 함유량이 낮은 경우, 템퍼링 중 석출하는 Al 및 Ni의 금속간 화합물의 양이 적다. 따라서, C, Cu, Ni 및/또는 Mo의 함유량도 낮으면, 34 HRC 이상의 경도를 안정적으로 얻기 어렵다. 또한, Al 함유량이 낮은 경우, 질화 중 경도의 증가가 작다. 따라서, Al 함유량은 0.30질량% 이상일 필요가 있다. Al 함유량은 바람직하게는 0.60질량% 이상이고, 보다 바람직하게는 0.80질량% 이상이다.
반면, Al 함유량이 지나치게 높은 경우, 템퍼링 중 석출하는 Al 및 Ni의 금속간 화합물의 양이 지나치게 많아, 충격값이 감소한다. 또한, Al 함유량이 지나치게 높은 경우, 열전도성의 열화가 현저하고, 열간 가공 중 크랙의 발생이 분명해진다. 또한, 지나치게 높은 Al 함유량은 비용 증가의 문제를 야기한다. 따라서, Al 함유량은 1.50질량% 이하일 필요가 있다. Al 함유량은 바람직하게는 1.40질량% 이하이고, 보다 바람직하게는 1.30질량% 이하이다.
(10) 불가피적 불순물
불가피적 불순물로서, 본 발명에 따른 프리하든 강재는:
P≤0.05질량%,
N≤0.015질량%,
O≤0.01질량%,
W≤0.30질량%,
Co≤0.30질량%,
V≤0.12질량%,
Nb≤0.05질량%,
Ta≤0.05질량%,
Ti≤0.12질량%,
Zr≤0.12질량%,
B≤0.0001질량%,
Ca≤0.0005질량%,
Se≤0.03질량%,
Te≤0.005질량%,
Bi≤0.01질량%,
Pb≤0.03질량%,
Mg≤0.02질량%, 또는
REM≤0.10질량%
를 포함할 수 있다.
1.1.2. 부 구성 원소
전술한 주 구성 원소에 더하여, 본 발명에 따른 프리하든 강재는 이하의 원소로부터 선택된 하나의 원소 또는 2 이상의 원소를 추가로 포함할 수 있다. 첨가 원소의 종류 및 그 조성 범위와, 조성 범위를 제한하는 이유는 이하와 같다.
(11) 0.30＜W≤1.00질량%:
(12) 0.30＜Co≤2.00질량%:
본 발명에 따른 프리하든 강재는 상대적으로 낮은 C 함유량을 갖기 때문에, 34 HRC의 경도를 확보하기 어려운 경우가 있다. 이러한 경우, 강도를 확보하기 위해 W 또는 Co가 선택적으로 첨가될 수 있다. 상기 효과를 얻기 위해, W 함유량과 Co 함유량의 각각은 바람직하게는 상기한 범위 내이다. W 및 Co 중 어느 하나 또는 둘 다 첨가될 수 있다.
(13) 0.0001＜B≤0.0050질량%:
경화능을 향상시키기 위한 대책으로서, B의 첨가도 효과적이다. B는 절삭성의 향상에도 효과적이다. 절삭성의 향상은 BN을 형성함으로써 달성될 수 있다. BN은 흑연과 비슷한 특성을 가지며, 내절삭성을 감소시키고, 동시에 칩 절단성(chip breakability)을 향상시킨다. N은 본 발명의 불순물 수준(N≤0.015질량%)으로 충분하다. B 및 BN이 강 중에 존재하는 경우, 경화능과 절삭성이 동시에 향상된다. 이러한 효과를 얻기 위해, B 함유량은 바람직하게는 상기한 범위 내이다.
(14) 0.0005＜Ca≤0.2000질량%:
(15) 0.03＜Se≤0.50질량%:
(16) 0.005＜Te≤0.100질량%:
(17) 0.01＜Bi≤0.50질량%:
(18) 0.03＜Pb≤0.50질량%:
절삭성을 향상시키기 위해, Ca, Se, Te, Bi 및/또는 Pb의 선택적인 첨가도 효과적이다. 이들 원소로부터 형성된 쾌삭 화합물은 MnS보다 미세하고 MnS보다 덜 신장한다. 따라서, 상기 쾌삭 화합물은 충격값에 대한 악영향의 정도가 MnS보다 더 작다. 이러한 효과를 얻기 위해, 상기 원소의 함유량 각각은, 바람직하게는 상기 범위 내이다. 상기 원소들로부터 선택된 하나의 원소 또는 2 이상의 원소가 첨가될 수 있다.
1.2. 단면 크기
본 발명에 따른 프리하든 강재는 350mm 이상의 폭과 350mm 이상의 높이의 단면 크기를 갖는다.
여기서, 「폭」과 「높이」는, 강재가 열간 소성 가공을 겪을 때, 강재의 길이가 최종적으로 신장하는 방향(소위, 「섬유 방향」)에 수직인 단면의 치수를 나타낸다. 상기 치수 중 어떤 것이 폭이고, 상기 치수 중 어떤 것이 높이인지와 관련하여, 더 작은 값이 높이로 정의된다. 강재가, 섬유 방향이 겉모습으로부터 명확하지 않은, 매우 큰 원재료 또는 매우 긴 원재료로부터 잘라지는 경우에도, 섬유 방향은 미세 조직에 의해 결정될 수 있다. 구체적으로, 편석의 방향, 개재물의 분포, 개재물의 신장 방향 등을 측정함으로써, 섬유 방향이 결정될 수 있다.
본 발명에 따른 프리하든 강재는 큰 단면 크기를 가질 뿐만 아니라, 후술하는 경도, 구 오스테나이트 입자 크기 및 충격값에 관한 조건을, 단면의 전체 영역에 걸쳐 만족한다. 프리하든 강재는, 후술하는 바와 같이, 소정의 조성 범위를 갖는 강재를 반복적으로 복수 회 경화함으로써 얻어질 수 있다. 따라서, 본 발명에 따른 프리하든 강재는 종래의 강재보다 단면 크기에 있어서 제한이 적다. 본 발명의 단면 크기는 주로, 1회의 용융 및 주조에 의해 얻어진 용강의 양에 의해 제한된다. 그러나, 필요 이상으로 단면 크기를 증가시키는 것은 실용적인 이점이 없다.
후술하는 방법은 3,000mm 이하, 2,800mm 이하 또는 2,600mm 이하의 폭을 갖는 강재를 생산할 수 있다.
후술하는 방법은 1,500mm 이하, 1,400mm 이하 또는 1,300mm 이하의 높이를 갖는 강재를 생산할 수 있다.
본 발명에 따른 프리하든 강재의 섬유 방향으로의 길이는 용강의 양과 단면 크기에 기초하여 결정된다. 후술하는 방법은, 200mm 이상, 1,000mm 이상 또는 2,000mm 이상의 섬유 방향으로의 길이를 갖는 강재를 생산할 수 있다. 섬유 방향으로의 최대 길이는 18,000mm 이하일 수 있다.
1.3. 경도
본 발명에 따른 프리하든 강재는 34 내지 43 HRC의 경도를 갖는다. 이 값은 강재의 단면의 전체 영역에 걸쳐 만족한다. 경도는 바람직하게는 34 내지 42 HRC이고, 보다 바람직하게는 35 내지 42 HRC이다. 경도는, 연삭되거나 연마된 강재의 표면에 대해, 상온(16℃ 내지 30℃ 근처)에서 로크웰(Rockwell) 경도 시험기를 이용하여 측정할 수 있다. 본 발명에서는 5 또는 6개의 측정된 점에서의 값의 평균값을 경도로 채용한다.
1.4. 구 오스테나이트 입자 크기
본 발명에 따른 프리하든 강재는 85㎛ 이하의 구 오스테나이트 입자 크기의 평균값을 갖는다. 「평균값」은 강재의 단면의 전체 영역(또는 단면의 대표 부분)에서 측정된 구 오스테나이트 입자 크기값들의 평균값을 나타낸다.
본 발명에 따른 프리하든 강재는 소정의 조건 하에서 경화를 복수 회 실시함으로써 제조될 수 있다. 따라서, 구 오스테나이트 입자 크기의 평균값은, 같은 단면 크기를 갖는 종래의 강재의 구 오스테나이트 입자 크기의 평균값보다 작다. 제조 조건을 최적화함으로써, 구 오스테나이트 입자 크기의 평균값은 80㎛ 이하, 75㎛ 이하 또는 70㎛ 이하를 달성할 수 있다.
구 오스테나이트 입자 크기는, 경화 후 미세 조직(마르텐사이트 또는 베이나이트)에 기초하여 결정된 「경화 중」의 오스테나이트 입자 크기를 나타낸다. 구 오스테나이트 입자는, 경화된 강재를 산으로 에칭(etching)시켜 미세 조직을 노출시키고, 이를 50 내지 200배의 배율에서 광학 현미경으로 관찰했을 때의 색 차이 및 선명한 선형 입계에 의해 확인될 수 있다. 색 차이 또는 입자의 입계가 선명하지 않은 경우, 결정 배향(crystal orientation)을 분석함으로써 입자가 확인될 수 있다. 이 경우, 인접한 입자의 배향 간의 차이가 15°이상인 구 오스테나이트 입계가, 입계로서 정의된다.
구 오스테나이트 입자 크기는, 전술한 방법에 의해 구 오스테나이트 입계가 명확해진, 경화된 미세 조직의 넓은 범위를 관찰함으로써 계산된다. 계산에 있어서, 관찰 시야에서의 입자의 숫자 n(10 이상)과 입자의 면적의 합 S는 이미지 처리에 의해 얻어지며, 1개의 구 오스테나이트 입자의 평균 면적 A(=S/n)가 그로부터 얻어지고, 면적 A를 갖는 진원(true circle)의 직경이, 구 오스테나이트 입자 크기의 평균값으로 설정된다.
구 오스테나이트 입자 크기의 평균값을 계산하기 위해, 입자 크기수(grain size number) G도 사용될 수 있다. 소정의 관찰 면적에 존재하는 구 오스테나이트 입자의 숫자가 G로부터 계산된다.
1.5. 충격값
본 발명에 따른 프리하든 강재는 18J/cm2 이상인 충격값의 평균값을 갖는다. 「충격값」은 U 노치 충격 시험에서의 흡수 에너지를, 시험편의 단면 크기로 나눠 얻어진 값을 나타낸다. 「평균값」은 강재의 단면의 전체 면적(또는 단면의 대표 부분)에서 측정된 충격값의 값들의 평균값을 나타낸다. 본 발명에 있어서, 충격값은, 16℃에서 30℃까지 범위의 상온에서 충격에 의해 시험편이 파괴될 때, 흡수 에너지[J]를 단면 크기: 0.8cm2의 U 노치 시험편(시험편 길이: 55mm, 시험편 폭: 10mm, 시험편 높이: 10mm, 노치 아래 높이: 8mm, 노치 하부 반경: 1mm)으로 나눠 얻어졌다. 10개의 시험편의 평균값은 「충격값의 평균값」으로 정의된다.
본 발명에 따른 프리하든 강재는 소정의 조건 하에서 경화를 복수 회 실시함으로써 제조될 수 있다. 따라서, 충격값의 평균값은, 같은 단면 크기를 갖는 종래의 강재보다 작다. 제조 조건을 최적화함으로써, 충격값의 평균값은, 19J/cm2 이상 20J/cm2 이상, 또는 21J/cm2 이상을 얻을 수 있다.
2. 몰드
본 발명에 따른 몰드는 본 발명에 따른 프리하든 강재로 형성되고, 수직 방향, 수평 방향 및 높이 방향의 세 방향 중 적어도 두 방향으로의 최댓값이 350mm 이상인 크기를 갖는다.
본 발명에 따른 프리하든 강재는, 큰 단면 크기에도 불구하고 상대적으로 높은 경도와 충격값을 갖는다. 따라서, 본 발명에 따른 프리하든 강재는 대형 몰드용 원재료에 특히 적합하다.
3. 몰드 부품
본 발명에 따른 몰드 부품은 본 발명에 따른 프리하든 강재로 형성되고, 수직 방향, 수평 방향 및 높이 방향의 세 방향 중 적어도 두 방향으로의 최댓값이 350mm 이상인 크기를 갖는다.
본 발명에 따른 프리하든 강재는, 큰 단면 크기에도 불구하고 상대적으로 높은 경도와 충격값을 갖는다. 따라서, 본 발명에 따른 프리하든 강재는 대형 몰드 부품의 원재료로서 특히 적합하다.
대형 몰드 부품의 예는 스프루 코어(sprue core), 인서트(insert) 그리고 메인 몰드를 포함한다.
4. 프리하든 강의 제조 방법
본 발명에 따른 프리하든 강재는:
(a) 소정의 조성 범위를 얻도록 혼합한 원재료를 용융 및 주조하여 잉곳을 준비;
(b) 얻은 잉곳을 균질화(homogenization);
(c) 균질화한 잉곳에 소성 가공을 실시;
(d) 상기 소성 가공을 겪은 강재에 대해 복수 회의 경화를 실시; 및
(e) 경화된 강재를 템퍼링
하는 것을 포함하는 방법을 통해 제조할 수 있다.
얻어진 프리하든 강은, 절삭 후 다양한 용도에 사용될 수 있다.
4.1. 용융 및 주조 단계
먼저, 소정의 조성 범위를 갖도록 혼합한 원재료를 용융 및 주조하여(용융 및 주조 단계) 잉곳을 준비한다. 용융 방법과 그 조건, 주조 방법과 그 조건은 특별히 제한되지 않는다. 목적에 따라 최적의 방법과 조건을 선택할 수 있다.
4.2. 균질화 단계
다음, 얻은 잉곳을 균질화한다(균질화 단계). 균질화는 용융 및 주조 중 발생하는 편석을 제거하기 위한 목적으로 실시한다. 균질화 조건은, 상기 목적을 달성할 수 있는 한, 특별히 제한되지 않는다. 강재의 조성 및 단면 크기에 따라 다르지만, 최적의 균질화 조건은 일반적으로 1,100℃에서 1,350℃, 4시간에서 100시간이다.
4.3. 소성 가공 단계
다음, 균질화한 잉곳에 소성 가공을 실시한다. 소성 가공은 소망하는 형태를 얻고, 주조 조직을 미세화하기 위한 목적으로 실시된다. 소성 가공의 방법과 조건은, 상기 목적을 달성할 수 있는 한, 특별히 제한되지 않는다.
4.4. 경화 단계
다음, 소성 가공을 겪은 강재를 복수 회 경화한다(반복 경화 단계). 경화를 반복적으로 실시함으로써, 큰 단면 크기를 갖는 강재의 경우에도, 구 오스테나이트 입자 크기의 평균값이 소정의 값 이하가 되도록 조정할 수 있다.
4.4.1. 경화 온도
경화 온도가 지나치게 낮은 경우, 페라이트 상이 충분히 사라지지 않아, 경화가 불충분하다. 따라서, 경화 온도는 바람직하게는 Ac3 점(페라이트 상이 사라지는 온도)-30℃ 이상이다. 경화 온도는 바람직하게는 Ac3 점-25℃이고, 보다 바람직하게는 Ac3 점-20℃ 이상이다.
반면, 경화 온도가 지나치게 높은 경우, 경화 온도에서 가열 중에 오스테나이트 입자가 조대해진다. 따라서, 경화 온도는 바람직하게는 Ac3 점+60℃ 이하이다. 경화 온도는, 보다 바람직하게는 Ac3 점+57℃ 이하이고, 더욱 바람직하게는 Ac3 점+55℃ 이하이다.
4.4.2. 냉각 속도
본 발명에 따른 프리하든 강재의 충격값은 경화 중 냉각 속도와 구 오스테나이트 입자 크기에 의존한다. 종래의 강재와 달리, 본 발명에 따른 프리하든 강의 충격값은 특정 냉각 속도에서 최댓값에 도달한다. 또한, 구 오스테나이트 입자 크기가 감소할수록, 충격값은 증가한다. 따라서, 지나치게 높은 냉각 속도의 경우와 지나치게 낮은 냉각 속도의 경우 각각은, 외주부 또는 중심부에서의 충격값의 감소를 야기한다. 최적 냉각 속도는 강재의 조성, 단면 크기, 구 오스테나이트 입자 크기 등에 따라 달라진다. 따라서, 최적 냉각 속도는 상기 조건에 따라 바람직하게 선택된다.
경화 중 냉매로서, 예를 들어, 120℃ 이하의 오일, 95℃ 이하의 물, 고압 불활성 가스 및 공기가 권장된다. 또한, 대류에 의해 냉매를 강제로 순환시키는 것이 권장된다. 가능한 한 표면과 내부의 냉각 속도를 비슷하게 하기 위해, 냉각 공정 중 온도를 일정하게 유지하거나(등온 유지), 냉각 공정 중 냉매의 종류 또는 대류 강도를 복수 회 변화시킬 수 있다.
4.4.3. 경화 횟수
본 발명에 따른 프리하든 강을 Ac3 점 근처에서 반복적으로 경화했다. 이때, 미세 조직의 변화를 자세히 조사했다. 결과적으로, 경화를 위한 가열 중, 이하의 현상이 발생하는 것을 발견했다.
(a) 미세 오스테나이트 입자가, 초기 미세 조직으로서 베이나이트 또는 마르텐사이트로부터 생성된다;
(b) 미세 입자가 생성되는 부분은, 가열 전 베이나이트 또는 마르텐사이트의 구 오스테나이트 입계이다; 그리고
(c) 미세 입자는, 미세 조직의 전체 표면이 미세 입자로 대체되도록 구 오스테나이트 입자의 내부로 그 영역을 확장한다.
이러한 현상은 소성 가공에 의해 오스테나이트 미세 조직이 재결정화되는 거동과 매우 비슷하다.
초기 미세 조직으로서 베이나이트 또는 마르텐사이트의 구 오스테나이트 입자가 지나치게 조대한 경우, 미세 입자에 의한 구 오스테나이트 입자의 대체는 1회의 경화로는 충분히 실시되지 않는다. 따라서, 경화 온도에서 강재를 유지하는 시간에서의 오스테나이트 미세 조직에는 조대 입자가 잔존하여, 현저하게 혼합된 입자 조직을 형성한다.
한편, 초기 미세 조직으로서 베이나이트 또는 마르텐사이트의 구 오스테나이트 입자가 매우 조대한 경우에도, Ac3 점 근처에서의 경화를 복수 회 반복함으로써, 미세 입자에 의한 미세화가 반복된다. 결과적으로, 대체되지 않고 잔존하는 조대 입자의 양이 점차 감소하여, 최종적으로 미세 조직의 전체 표면이 미세 입자로 대체된다.
상기 효과를 얻기 위해, 경화 횟수는 바람직하게는 2회 이상이다. 경화 횟수는, 보다 바람직하게는 3회 이상이고, 더욱 바람직하게는 4회 이상이다.
반면, 경화 횟수를 필요 이상으로 증가시키는 것은 실질적인 이점이 없고, 또한 비용이 증가한다. 따라서, 경화 횟수는 바람직하게는 7회 이하이다. 경화 횟수는, 보다 바람직하게는 6회 이하이고, 더욱 바람직하게는 5회 이하이다.
4.5. 템퍼링 단계
다음, 경화된 강재를 템퍼링한다(템퍼링 단계). 템퍼링 조건은 특별히 제한되지 않으며, 목적에 따라 최적의 조건을 선택할 수 있다. 최적 템퍼링 조건은, 강재의 조성과 단면 크기에 의존하지만, 일반적으로 500℃에서 600℃, 0.5시간에서 12시간으로 할 수 있다. 템퍼링에 의해 유지되는 오스테나이트의 분해를 통해 만들어지는 마르텐사이트 또는 베이나이트를 템퍼링하여 경도를 조정하기 위해, 템퍼링을 복수 회 반복할 수 있다. 본 발명의 성분계에서, 템퍼링은 「시효 처리」라고도 한다.
5. 효과
일반적으로, 프리하든 강재를 경화하고 템퍼링하는 경우, 강재의 단면적이 증가할수록, 중심부에서의 냉각 속도는 감소한다. 따라서, 중심부에서의 입자 크기가 증가하고, 충격값이 감소한다. 상기 문제를 해결하기 위해, 냉각 속도의 증가도 고려할 가치가 있다. 그러나, 강재의 단면적이 소정의 크기를 초과하는 경우, 냉각 속도의 증가에는 제한이 있다.
반면, 소정의 조성과 큰 단면 크기를 갖는 프리하든 강재에 복수 회의 경화를 실시할 때, 냉각 속도에 제한이 있는 경우에도, 중심부의 입자 크기가 감소될 수 있다. 또한, 본 발명에 따른 프리하든 강재는 특정 냉각 속도에서 최댓값에 도달하는 충격값을 갖는다. 따라서, 큰 단면적을 갖는 강재에서도, 강재는 단면의 전체 영역에서 세립 미세 조직과, 단면의 전체 영역에서 향상된 경도 및 충격값을 갖는다.
실시예
(실시예 1: 경화 횟수에 대한 구 오스테나이트 입자 크기의 의존성)
1. 샘플의 준비
0.14C-0.45Si-1.5Mn-0.0090S-0.91Cu-3.13Ni-0.25Cr-0.25Mo-1.10Al으로 표현되는 화학적 조성을 갖는 프리하든 강재(이하, 「강 A」라고 한다)를 용융하고 주조하여 잉곳을 준비했다. 다음, 얻은 잉곳을 24시간 동안 1,280℃에서 균질화하고, 이어서 소성 가공하여, 폭: 1,050mm와 높이: 700mm의 단면 크기를 갖는 강재를 얻었다. 경화 전 구 오스테나이트 입자 크기는 열간 소성 가공에서의 패스 스캐쥴(pass schedule)과 온도 관리에 의해 제어했다.
다음, 얻어진 강재를 1회에서 6회 반복적으로 경화했다. 경화 중 가열 조건은 872℃와 30분이었다. 냉매로서, 25℃ 내지 45℃의 물을 사용했다.
2. 실험 방법
경화 전후의 미세 조직에서의 변화를 현미경으로 관찰했다. 또한, 미세 조직의 이미지로부터 구 오스테나이트 입자 크기를 측정했다. 입자 크기를 결정하는 방법은 이하와 같다.
경화 전후 미세 조직을 산으로 에칭하고, 경화 전후 미세 조직 간의 차이를 현미경으로 관찰했다. 또한, 변형 전 오스테나이트 미세 조직의 입자 크기(구 오스테나이트 입자 크기)를 마르텐사이트 또는 베이나이트의 미세 조직으로부터 측정했다. 구 오스테나이트 입계는 부식되어 선으로 관찰되었다. 입계가 명확하지 않은 경우에는, 간헐적인 선으로 나타나는 구 오스테나이트 입계뿐만 아니라, 마르텐사이트 또는 베이나이트의 블록 경계(block boundary)를 고려하여, 입계를 포괄적으로 결정했다. 또한, 입계는, 전자 후방 산란 회절 패턴(electron backscatter diffraction pattern; EBSD) 방법으로 결정 배향을 분석함으로써 결정될 수도 있다. 이러한 경우, 인접한 입자의 배향 간의 차이가 15°이상인 구 오스테나이트 입계를 「입계」로서 정의했다.
3. 결과
3.1. 미세 조직
도 1(a), 도 1(b) 및 도 1(c)는, 본 발명에 따른 프리하든 강재의 경화 전 미세 조직(도 1(a)), 1회째 경화 후 미세 조직(도 1(b)) 및 3회째 경화 후 미세 조직(도 1(c))을 나타내는 이미지이다. 경화 전 강 A에서는, 도 1(a)에 나타낸 바와 같이, 미세 조직은 주로 마르텐사이트로 형성되었고, 구 오스테나이트 입자 크기의 평균값은 195㎛였다.
1회째 경화 후 강 A에서는, 도 1(b)에 나타낸 바와 같이, 입자 크기는 충분히 감소되지 않았고, 미세 입자에 의해 대체되지 않고 잔존하는 조대 입자가, 시야의 좌측 아래 영역에서 관찰되었다. 이러한 경우, 생성된 미세 입자의 숫자가 불충분하다. 따라서, 872℃에서의 유지 시간을 연장하는 경우에도, 경화 횟수가 1회인 이상, 표면은 미세 입자로 완전히 대체될 수 없다.
반면, 3회째 경화 후 강 A에서는, 도 1(c)에 나타낸 바와 같이, 전체 표면이 약 25㎛의 평균 입자 크기를 갖는 미세 입자로 대체되었다.
3.2. 구 오스테나이트 입자 크기
도 2는 경화 횟수와 오스테나이트 입자 크기의 관계를 나타낸다. 도 2에서, dγ 0는 경화 전 초기 구 오스테나이트 입자 크기를 나타낸다. 도 2로부터 이하를 알 수 있다. (a) dγ0가 10㎛였던 경우, 구 오스테나이트 입자 크기는 경화를 반복함으로써 증가되었다. 이는 경화 중 가열에 의해 입자가 성장했기 때문인 것으로 추측된다. (b) dγ0가 40㎛ 이상이었던 경우, 경화 횟수가 증가할수록, 구 오스테나이트 입자 크기 dγ의 감소 속도가 증가했다. 특히, dγ0가 100㎛ 보다 큰 경우, dγ의 감소 속도가 컸다. (c) dγ 0와 무관하게, 경화를 3회 실시함으로써, 구 오스테나이트 입자 크기는 대체로 경화 온도에 의해 결정된 값(약 25㎛)으로 수렴했다.
도 1(a), 1(b), 1(c) 및 2의 평가에 사용된 강 A의 Ac3 점(가열 속도: 100 내지 200℃/시간)은 성분과 가열 속도에 따라 달라질 수 있지만, 보통 825℃ 내지 880℃의 범위 내이다. 즉, 도 1(a), 1(b), 1(c) 및 2의 실험에서 채용된 872℃의 경화 온도는 Ac3 점의 바로 근처에 있다. 강 A에서는, 870℃＜경화 온도≤940℃가 권장된다. Ac3 점은 화학 성분에 의해 영향을 받는다. 예를 들어, Cr 함유량이 증가하면, Ac3 점도 증가한다. 상기 온도 범위에서의 경화 횟수는 2회에서 6회가 권장된다. 상기 성분계에서, Ac3 점은 Af 점이라고도 하나, 포인트는 Ac3 점(Af 점)이, 페라이트 상(마르텐사이트 또는 베이나이트)이 사라질 때의 온도인 점이다.
(실시예 2: 냉각 속도에 대한 충격값의 의존성)
1. 시험 방법
실시예 1에서 준비한, 경화 전의 강 A로부터 U 노치 시험편(폭: 10mm, 높이: 10mm, 노치 아래 높이: 8mm, 노치 하부 반경: 1mm)을 준비했다. 얻은 시험편을, 경화 중 오스테나이트 입자 크기 dγ가 25㎛, 85㎛ 또는 150㎛이 되도록, 다양한 조건 하에서 경화했다. 초기 입자 크기 dγ 0와 경화 조건을 제어하여, 경화 중 오스테나이트 입자 크기 dγ을 조정했다. 시험편의 냉각 속도(550℃에서 250℃까지)는 1 내지 100℃/분의 범위에서 조정했다. 냉각 속도를 제어하는 온도 범위의 하한을 250℃로 한 이유는, 강 A의 마르텐사이트 변태의 종료 온도가 250℃ 내지 300℃의 범위 내에 있기 때문이다.
경화 후, 경도가 38 HRC가 되도록 시험편을 템퍼링하고, 충격값을 측정했다.
2. 결과
도 3, 4 및 5는, 오스테나이트 입자 크기가 25㎛, 85㎛ 또는 150㎛인 경우에서의 냉각 속도와 충격값의 관계를 나타낸다. 도 3, 4 및 5에서, 수평축에 평행한 파선은 18J/cm2의 충격값을 나타낸다.
일반적으로, 냉각 속도가 증가할수록, 강의 충격값이 증가한다. 그러나, 도 3, 4 및 5에 나타낸 바와 같이, 강 A의 충격값은 특정 냉각 속도 범위에서 높았다(최대). 냉각 속도가 지나치게 높은 경우, 충격값이 감소했다. 또한, 상기 현상은 Ni-Al-Cu강과, 낮은 Cu 함유량의 Ni-Al강과, 낮은 Ni 함유량 및 낮은 Al 함유량의 Cu 강에서도 발생하는 것을 확인했다. 또한, 이들 강 중에서도, Mn 함유량이 높고 Cr 함유량이 낮은 경우에 상기 현상이 특히 두드러진 것을 확인했다.
3. 강재의 단면의 전체 부분에서 충격값을 증가시키기 위한 대책
본 발명에서 발견되는, 특정 성분계에서 나타나는 매우 특유한 상기 현상을 이용함으로써, 강 A의 단면의 전체 부분에서의 충격값을 증가시킬 수 있다. 이하, 상기 방법을 구체적으로 설명한다.
플라스틱 사출 성형용 몰드는, 충격값이 18J/cm2보다 낮은 경우, 균열하기 쉽다. 따라서, 몰드용 강재의 프리하든에 있어서, 템퍼링 후 충격값을 「강재의 단면의 전체 부분에서 18J/cm2 이상」으로 증가시키는 대책을 마련할 필요가 있다. 상기 충격값을 확보하기 위해, 경화 중 오스테나이트 입자 크기와, 냉각 속도를 포함하는 두 요인을 고려해야 한다.
도 6은 H(mm)의 높이, 1,320mm의 폭 W, 그리고 L(1,320mm 이상)의 길이를 갖는 블록형 강재가 경화되었을 때, 550℃에서 250℃까지의 중심부에서의 평균 냉각 속도(중심부에서의 냉각 속도)를 나타낸다. 40℃의 저온의 오일을 사용하는 급속 냉각에 의해 경화를 실시하더라도, 강재의 높이(두께)가 350mm 이상인 경우, 강재의 중심부에서 냉각 속도는 7℃/분 이하로 감소된다. 수냉의 경우, 냉각 속도는 더욱 증가될 수 있으나, 큰 단면 크기를 갖는 강재의 중심부에서의 냉각 속도를 10℃/분 이상으로 증가시키는 것은 여전히 어렵다. 한편, 강재의 표면부(표면 중심부 또는 모서리부)에서의 냉각 속도는 보통 50℃/분 이상이다. 이와 같이, 강재의 단면에서, 냉각 속도에 현저하게 큰 차이가 있다.
다음, 상기 부분들 간의 냉각 속도의 차이와 냉각 속도의 절댓값을 파악한 후, 경화 중 입자 미세화와 결합하여 「강재의 단면의 전체 부분에서의 충격값을 증가시키는 방법」을 상세히 설명한다.
강재가 폭 350mm 이상과 높이 350mm 이상의 큰 단면 크기를 갖고, 경화를 위한 냉매가 강제 공기(forced air), 고온 오일 또는 저압 불활성 가스인 경우, 도 6에 나타낸 바와 같이, 냉각 속도는 특히 강재의 중심부의 주위에서 7℃/분 이하로 감소한다. 이때, 경화 중 강재의 중심부에서의 오스테나이트 입자 크기가 150㎛ 이상 정도로 큰 경우, 18J/cm2 이상의 충격값을 만족할 수 없다.
반면, 본 발명에서는, 도 1(a) 내지 5에서 나타낸 바와 같이, 경화를 위한 이하의 대책이 채용된다: (a) 오스테나이트 입자 크기(평균값)는 반복 경화에 의해 85㎛ 이하로 감소된다; (b) 중심부에서의 냉각 속도(550℃에서 250℃)는 5℃/분 이상으로 조정한다; 그리고 (c) 표면부에서의 냉각 속도는 90℃/분 이하로 조정한다. 결과적으로, 단면의 전체 부분에서, 18J/cm2 이상의 충격값을 안정적으로 얻을 수 있다.
여기서, 냉각 속도는, 적어도 최종 경화에서 5 내지 90℃/분의 범위 내로 유지할 필요가 있다. 예를 들어, 경화를 총 3회 실시하는 경우, 1회째 경화 및 2회째 경화에서의 냉각 속도는 전술한 범위의 밖일 수 있으나, 바람직하게는 전술한 범위 내이다.
종래에는, 냉각 속도가 증가할수록 충격값이 증가한다는 이해를 바탕으로, 강재를 가능한 한 높은 속도로 경화한다. 그러나, 강 A의 성분계(화학적 조성)에서는, 냉각 속도가 높은 표면부에서의 충격값이, 급속 냉각에 의해 감소되는 것이 확인되었다. 이러한 경향은 입자가 조대한 경우에 나타난다.
입자가 매우 미세한 경우, 중심부에서의 냉각 속도가 1℃/분인 경우에도 18J/cm2 이상의 충격값을 얻을 수 있고, 강재 내부에서의 냉각 속도를 감소시키는데 많은 주의를 기울일 필요가 없다. 또한, 입자가 매우 미세한 경우, 표면부에서의 냉각 속도가 90℃/분인 경우에도 18J/cm2 이상의 충격값을 얻을 수 있고, 표면부에서의 급속 냉각에 많은 주의를 기울일 필요가 없다. 이러한 관점에서, 입자를 미세화하는 것이 중요하다.
반대로, 경화 중 오스테나이트 입자가 매우 조대한 경우, 입자 크기가 본 발명의 범위를 벗어나는 도 5로부터 쉽게 추정할 수 있는 것처럼, 중심부에서 7℃/분 이하이고, 표면부에서 50℃/분 이상인 경우에도, 18J/cm2 이상의 충격값을 안정적으로 얻을 수 없다. 즉, 이러한 경우, 도 6과 관련하여 설명한 것처럼, 큰 단면 크기를 갖는 강재의 중심부 및 표면부에서의 이러한 냉각 속도 범위 내의 어떠한 냉각 속도에서도, 18J/cm2 이상의 충격값을 안정적으로 얻을 수 없다.
냉각 중 오스테나이트 입자가 미세한 경우, 1℃/분의 냉각 속도에서도 18J/cm2 이상의 충격값을 얻을 수 있다. 그러나, 냉각 속도는 바람직하게는 2℃/분 이상이다. 그 이유는, 미세 조직을 에천트(etchant)로 노출하고 100 내지 400배의 배율에서 광학 현미경으로 관찰했을 때, 검게 나타나는 산발적인 미세 조직이 분명해진다는 것이다. 고배율에서 SEM으로 관찰 시, 검게 나타나는 영역에 다량의 탄화물이 존재하고, 상기 탄화물은 광학 현미경으로 관찰 시 검게 나타난다는 것을 알 수 있었다. 이러한 미세 조직에서의 불균일은 몰드의 경면 연마나 화학적 에칭(소위, 엠보스 가공 등) 중에 문제를 야기할 수 있다. 따라서, 미세 조직에서의 불균일을 피하는 것이 좋다.
(비교예 1: 5Cr 다이강의 반복 경화)
1. 시험 방법
5Cr 다이 강재를 반복적으로 경화했다. 강재의 단면 크기는 410mm의 높이와 820mm의 폭을 가졌다. 1회째 처리에서, 강재를 3시간 동안 1,030℃에서 유지하고, 경화를 위해 80℃의 오일에 침지한 다음, 강재를 580℃와 610℃에서 두 번 템퍼링했다. 다음, 2회째 처리에서, 강재를 3시간 동안 1,030℃에서 유지한 다음, 경화를 위해 80℃의 오일에 침지했다. 이러한 방식으로 반복 경화를 실시했다.
2. 결과
강 A는, 경화 중 오스테나이트 입자가 반복 경화에 의해 미세화될 수 있음을 나타낸다. 이는 강 A의 성분계의 특유의 현상이다. 일반적으로, 경화 전 몰드용 강재의 미세 조직이 본 발명과 같이 마르텐사이트 또는 베이나이트로 형성되는 경우, 경화 중 미세 입자를 얻지 않고, 조대 입자가 생성된다. 이러한 경우의 예가 5Cr 다이강이다. 도 7(a)는 템퍼링한 5Cr 다이 강재의 마르텐사이트 미세 조직(경화 및 템퍼링을 한 번 처리한 미세 조직)을 나타낸다. 도 7(b)는 도 7(a)에 나타낸 5Cr 다이 강재를 재경화한 후의 미세 조직을 나타낸다.
도 7(a)는 마르텐사이트 미세 조직을 나타내고, 도 7(a)로부터, 경화 중 구 오스테나이트 입자 크기는 25㎛에서 30㎛ 정도로 미세한 것을 알 수 있다. 도 7(b)는 도 7(a)의 5Cr 다이 강재를 재경화한 후의 미세 조직을 나타내고, 구 오스테나이트 입자 크기는 100㎛에서 300㎛ 정도로 매우 조대해진다.
이렇게, 일반적 또는 종래 인식되는 몰드용 강의 특성은, 소위 「재경화(마르텐사이트 또는 베이나이트를 다시 경화)」를 실시할 때, 입자 크기가 증가한다(조대해진다)는 것이다.
반면, 도 1(a), 1(b), 1(c) 및 2에 나타낸 바와 같이, 본 발명에 따른 성분계는, 「초기 미세 조직으로서 마르텐사이트가 경화된다」는 사실과 무관하게, 경화에 의해 입자 크기가 감소되는, 매우 특유한 특성을 갖는다.
소위 SC 또는 SCR과 같은 구조용 강에서는, 경화 전 미세 조직을 제어하여 페라이트-펄라이트 미세 조직으로 할 수 있고, 조대 페라이트-펄라이트 미세 조직의 입자 크기를, 경화를 1회 실시함으로써 감소시킬 수 있다. 그러나, 이러한 경화는, 오스테나이트의 핵 생성 사이트의 관점에서, 마르텐사이트 또는 베이나이트가 초기 미세 조직인 경화와 근본적으로 다르다.
(실시예 3 및 비교예 2)
1. 샘플의 준비
표 1에 나타낸 화학적 조성을 갖는 각 강을 용융하여 10톤의 잉곳으로 주조했다. 잉곳을 1,240℃에서 침지하고, 열간 소성 가공하고, 410mm의 높이와 820mm의 폭을 갖는 직사각형 단면을 갖도록 단조한 다음, 약 100℃로 냉각했다. 표 1에서, 강 A1 내지 A17은, 본 발명의 범위 내인 조성을 갖는 강재(실시예 3)를 나타낸다. 강 B1 내지 B5는 본 발명의 범위를 벗어나는 조성을 갖는 강재(비교예 2)를 나타낸다.
직사각형 강재가 마르텐사이트 또는 베이나이트 미세 조직을 갖도록 경화되고, 직사각형 강재를 방치할 때, 자연 균열(season cracking)이 발생할 수 있다. 자연 균열을 피하기 위해, 열간 소성 가공의 완료 후 즉시, 템퍼링을 위해 직사각형 강재를 8시간 동안 580℃에서 가열한 다음, 상온으로 냉각했다.
경화 중 미세 조직의 변화를 근본적으로 조사하기 위해, 직사각형 강재로부터 작은 블록을 준비했다. 구체적으로, 두께 50mm를 갖는 판(410mm×820mm×50mm)을 직사각형 강재로부터 잘라내고, 15mm×15mm×20mm의 크기를 갖는 블록을, 상기 판으로부터 절삭에 의해 준비했다.
이 블록을, 열간 소성 가공을 시뮬레이션하기 위해 3시간 동안 1,160℃에서 가열하여 조대 오스테나이트 입자를 얻은 다음, 상온으로 냉각하였다. 얻은 마르텐사이트 미세 조직을 관찰했을 때, 3시간 동안 1,160℃에서 가열 후의 구 오스테나이트 입자 크기의 평균값은 223㎛였다는 것을 알아냈다. 이 상태를 초기 상태로 하여, 반복 경화에 의한 미세 조직의 변화를 조사했다.
Figure 112018038753177-pat00001
2. 검증
2.1. 검증 1: Ac3 점 근처에서의 반복 경화
2.1.1. 실험 방법
22종류의 블록에 대해, 표 2에 나타낸 온도에서 반복 경화를 4회 실시했다. 표 2에서 Ac3 점은, 직경 4mm×두께 10mm의 크기를 갖는 시험편을 블록으로부터 준비하여, 시간당 200℃의 속도로 가열한 경우에 측정한 Ac3 변태점을 나타낸다. 상기 Ac3 점에 기초하여, 블록을 4차례 반복 경화했을 때의 경화 온도를 (Ac3 점-18℃)≤경화 온도≤(Ac3 점+52℃)로 설정했다. 합금 원소를 오스테나이트로 충분히 용체화하기 위해, 경화 온도에서의 유지 시간을 5시간으로 설정했다.
2.1.2. 결과
표 2는 경화 횟수가 1 내지 4회일 때의 구 오스테나이트 입자 크기의 평균값(㎛)을 나타낸다. 표 2로부터 이하를 확인할 수 있다. (1) 강 B1 내지 B5는 입자 크기가 반복 경화에 의해 줄어들지 않는, 즉, 입자 크기가 소위 「마르텐사이트(또는 베이나이트)의 재경화」에 의해 줄어들지 않는 몰드용 강재로서의 일반적인 특성을 나타냈다. (2) 강 A1 내지 A17에서는, 반복 경화에 의해 입자 미세화가 촉진되었고, 입자 크기는 적어도 3회째의 경화 후, 85㎛ 이하였다. 4회째 경화와 3회째 경화 간 입자 크기의 차이는 작았다. 본 경우에서처럼, 초기 입자 크기가 223㎛인 경우, 3회의 반복 경화면 충분한 것으로 판단된다. (3) 반면, 초기 입자 크기가 더욱 큰 경우, 예를 들어, 매우 큰 단면 크기 또는 표면측 데드 메탈 존(dead metal zone;열간 소성 공구와의 기하학적 요인으로 인해, 온도 감소로 인해, 또는 높은 마찰 계수로 인해, 억제되고 쉽게 변형되지 않아, 재결정에 의해 입자 크기를 감소시키기 어려운 부분)을 갖는 직사각형 강의 중심부는, 4회 이상의 반복 경화가 필요한 것으로 여겨진다. (4) 반대로, 초기 입자 크기가 그렇게 크지 않은 경우, 2회의 반복 경화로 충분할 수 있다. 실제로, 강 A15 및 강 A17을 제외한 강에서, 2회째 경화 후 입자 크기는 85㎛ 이하로 감소했다. 그러나, 일부 강에서는 입자 미세화가 충분하다고 할 수 없다.
Figure 112018038753177-pat00002
2.2. 검증 2: Ac3-30℃ 미만에서의 반복 경화
2.2.1. 시험 방법
Ac3 점 근처에서의 반복 경화에 의한 입자 미세화가 확인된 강 A1 내지 A17과 관련하여, 경화 온도＜(Ac3-30℃)에서의 반복 경화를 검증했다. 블록을 반복적으로 4회 경화한 경화 온도를 (Ac3 점-60℃)≤경화 온도≤(Ac3 점-42℃)로 설정했다. 상기 경화 온도에서의 유지 시간은, 표 2의 실험에 따라 5시간으로 설정했다(검증 1).
2.2.2. 결과
표 3은 경화 횟수가 1 내지 4회일 때의 구 오스테나이트 입자 크기의 평균값(㎛)을 나타낸다. 표 3으로부터 이하를 확인할 수 있다. (1) 강 A1 내지 A17 모두, 구 오스테나이트 입자 크기가 85㎛ 이하로 감소될 수 없다. 성분이 같았고 경화 온도가 표 2(검증 1)의 대응하는 실시예의 온도보다 낮았음에도 불구하고, 초기의 큰 입자 크기로부터의 입자 크기의 변화는 작았다. 여기서, 표 3에 평균 입자 크기를 나타내지만, 실제로는, 현저하게 혼합된 입자 조직이 만들어졌다. 미세 입자 부분에서는, 20㎛ 정도의 입자 크기를 갖는 입자가 존재했다. 그러나, 대부분의 부분은 초기의 큰 입자 크기와 비슷한 입자 크기를 갖는 큰 입자에 의해 점유된다. 경화 횟수가 감소할수록, 조대 입자의 비율은 증가한다. (2) 이번 검증에서는, 오스테나이트화가 불충분한 단계에서 경화를 실시했다. 따라서, 소위 「메모리 효과(memory effect)」와 같은 현상이 발생할 수 있다. 어느 경우에도, Ac3 점보다 현저하게 낮은 온도에서의 반복 경화에서, 85㎛ 이하의 입자 크기를 갖는 세립 미세 조직은, 본 발명의 화학적 조성 범위에 있더라도 얻을 수 없었다.
Figure 112018038753177-pat00003
2.3. 검증 3: Ac3 점+60℃ 초과에서의 반복 경화
2.3.1. 시험 방법
Ac3 점 근처에서의 반복 경화에 의한 입자 미세화를 확인한 강 A1 내지 A17과 관련하여, (Ac3 점+60℃)＜경화 온도에서의 반복 경화를 검증했다. 블록을 반복적으로 4회 경화한 경화 온도를 (Ac3 점+63℃)≤경화 온도≤(Ac3 점+90℃)로 설정했다. 상기 경화 온도에서의 유지 시간은, 표 2의 실험(검증 1)에 따라 5시간으로 설정했다.
2.3.2. 결과
표 4는 경화 횟수가 1 내지 4회일 때의 구 오스테나이트 입자 크기의 평균값[㎛]을 나타낸다. 표 4로부터 이하를 확인할 수 있다. (1) 강 A1 내지 A17 모두, 구 오스테나이트 입자 크기는 85㎛ 이하로 감소될 수 없다. 표 3의 실험(검증 2)과 달리, 초기의 큰 입자 크기는 감소했으나, 높은 온도 때문에 확산에 의한 입계의 움직임(예를 들어, 입자 성장)을 억제하기 어렵다. Ac3 점보다 현저하게 높은 온도에서의 반복 경화에서는, 본 발명의 화학적 조성 범위 내인 경우에도, 85㎛ 이하의 입자 크기를 갖는 세립 미세 조직을 얻을 수 없었다. (2) 경화 횟수를 더 증가시키는 방법도 고려할 수 있다. 그러나, 3회째 경화 후의 입자 크기와 4회째 경화 후의 입자 크기 간에는 작은 차이만 있었다. 따라서, 경화 횟수가 5회 이상이더라도, 상기 온도 범위 내에서는 85㎛ 이하의 입자 크기를 갖는 입자를 안정적으로 얻기 어려울 수 있음이 판명되었다.
Figure 112018038753177-pat00004
2.4. 검증 4: 반복 경화에 의한 충격값 증가 효과
2.4.1. 실험 방법
Ac3 점 근처에서 경화를 3회 반복한 경우, 큰 단면 크기를 갖는 강재의 전체 부분에서, 높은 충격값을 얻을 수 있는지 여부를 확인했다. 원재료는 높이 410mm와 폭 820mm의 크기를 갖는 직사각형 재료였고, 2.1 내지 2.3(검증 1 내지 3)에서 사용된 블록을 준비하기 위해 시트(410mm×820mm×50mm)를 자른 후 남은 것들로 만들었다.
상기 원재료로부터, 1,400mm의 길이를 갖는 두 샘플을 잘랐다. 상기 원재료에서, 구 오스테나이트 입자 크기는, 표면부 주위에서는 약 70㎛, 중심부 근처에서는 약 220㎛였다. 따라서, 단면에서의 입자 크기에 차이가 있었다. 그 이유는 열간 소성 가공 중의 온도나, 변형 이력이 상이하기 때문이다.
경화를 위한 냉각으로서, 처음 2회의 경화에서 강제 공기 냉각(중심부에서의 온도가 200℃에 달할 때까지)을 채용했다. 마지막 3회째의 경화에서, 수냉 또는 유냉을 채용했다. 3회째 경화를 위한 방법과 관련하여, 경화 중 중심부와 표면부에서의 온도의 전이를 수치 해석으로 추정했고, 냉각 속도를 고려하여 공정을 설계했다.
「경화 방법 A」는 강제 대류가 생성된 40℃의 물에 강재를 침지하는 공정이다. 방법 A에서는, 강재의 중심부에서의 온도가 200℃ 이하에 도달할 때까지 강재를 물로 냉각했다. 방법 A에서, 냉각 속도(550℃에서 250℃)는, 표면부의 모서리에서는 약 150℃/분, 중심부에서는 약 7℃/분이었다.
「경화 방법 B」는 강제 대류가 생성된 80℃의 오일에 강재를 침지하는 공정이다. 방법 B에서는, 강재를 오일로부터 복수 회 끌어올려 표면을 재가열한 다음, 다시 오일에 침지했다. 중심부가 200℃ 이하로 냉각될 때까지 이 작업을 반복했다. 방법 B에서, 냉각 속도(550℃에서 250℃)는, 표면부의 모서리 부분에서는 약 70℃/분이었고, 중심부에서는 약 4℃/분이었다.
3회째 경화 후, 강재를 520℃ 내지 560℃에서 템퍼링하여 약 40 HRC의 경도를 갖게 했다. 다음, 표면부의 각 모서리, 원재료의 중심 주위 및 그들 사이의 중간부로부터 10개의 충격 시험편(전술한 U 노치 시험편)을 잘라냈다. 상온에서 충격값을 측정하고, 10개의 시험편에서의 평균값을 계산했다.
2.4.2. 결과
표 5는 상기 각 부위의 충격값(10개의 시험편의 평균값)을 나타낸다. 참고로, 표 5는 3회째 경화에서의 구 오스테나이트 입자 크기도 나타낸다. 표 5로부터 이하를 알 수 있다. (1) 충격값은 경화 방법과 부위에 따라 달라지나, 강 A1 내지 A17 모두에서 평균값은 18J/cm2 이상이었다. 그런데, 다소 큰 입자 크기를 갖는 강 A15와 강 A17에 있어서, 경화 방법 A의 경우, 모서리의 주위에서는, 평균값이 18J/cm2였지만, 10개의 시험편 중 한 개 또는 두 개는 18J/cm2 미만이었다. 따라서, 강 A15와 강 A17은 안정성의 관점에서 완벽하지 않았다. 이는, 본 발명의 성분계(화학적 조성)의 특성의 발현 결과로서, 냉각 속도가 지나치게 높은 경우, 충격값이 역으로 감소했다. (2) 강 A15와 강 A17에서도, 단면에서의 냉각 속도의 차이를 좁은 범위로 제한하는 경화 방법 B에서, 충격값은 매우 안정적이었다. 그 이유는 다음과 같다. 일반적인 몰드용 강에서는, 냉각 속도의 감소에 의해 충격값이 감소된다. 그러나, 본 발명에 따른 성분계에서는, 냉각 속도가 10 내지 20℃/분 이상의 범위 내인 경우, 충격값은 냉각 속도의 감소에 의해 증가한다. (3) 다른 강에서는, 충격값은 21J/cm2 이상으로, 매우 안정적이었다.
Figure 112018038753177-pat00005
전술한 바와 같이, Ac3 점 근처에서 경화를 반복함으로써, 단면에서의 입자 크기 분포를 균질화할 수 있고, 높은 충격값을 안정적으로 얻을 수 있음을 발견했다. 또한, 냉각 속도를 동시에 제어하면, 입자가 다소 조대한 경우에도, 높은 충격값을 효과적으로 얻을 수 있다.
이상, 본 발명의 실시 형태를 설명했다. 그러나, 본 발명은 상기 실시 형태에 한정되지 않고, 본 발명의 범위를 벗어나지 않는 범위 내에서 다양한 변경 및 수정이 가능하다.
본 출원은 2017년 4월 19일에 출원된 일본특허출원 제2017-083121호 및 2018년 1월 18일자로 출원된 일본특허출원 제2018-006778호에 기초하며, 그 내용은 본원에 참고로 포함된다.
본 발명에 따른 프리하든 강재는 플라스틱 또는 수지 사출 성형, 고무 몰딩 또는 성형, CFPR 몰딩 또는 성형 또는 처리 등에 사용되는 몰드 또는 몰드 부품용으로 사용될 수 있다.
또한, 본 발명에 따른 프리하든 강재와 표면 처리(예를 들어, 숏 피닝(shot peening), 침탄질화(carbo-nitriding), 질화, PVD, CVD, 도금)을 병용하는 것도 효과적이다.
또한, 본 발명에 따른 프리하든 강재는 적층 가공(예를 들어, 3D 프린팅)용 분말 또는 시트에도 적용 가능하다. 선재(wire rod) 형상으로 성형된 후, 본 발명에 따른 프리하든 강재는 몰드 또는 몰드 부품의 보수 용접(welding repair)용으로도 사용될 수 있다.

Claims (6)

  1. 몰드용 프리하든 강재로서,
    0.05≤C≤0.25질량%,
    0.01≤Si≤1.00질량%,
    0.40≤Mn≤1.80질량%,
    0.0002≤S≤0.3000질량%,
    0.30≤Cu≤1.80질량%,
    2.00≤Ni≤3.90질량%,
    0.05≤Cr≤3.20질량%,
    0.05≤Mo≤0.80질량%, 및
    0.30≤Al≤1.50질량%, 그리고
    선택적으로,
    W≤1.00질량%,
    Co≤2.00질량%,
    B≤0.0050질량%,
    Ca≤0.2000질량%,
    Se≤0.50질량%,
    Te≤0.100질량%,
    Bi≤0.50질량%,
    Pb≤0.50질량%,
    를 1종 또는 2종 이상 포함하고,
    잔부는 Fe 및 불가피적 불순물이며,
    상기 프리하든 강재는:
    폭 350mm 이상과 높이 350mm 이상의 단면 크기와,
    34 내지 43 HRC의 경도와,
    85㎛ 이하인 구 오스테나이트 입자 크기의 평균값과,
    18J/cm2 이상인 충격값의 평균값을 갖고, 여기서 충격값은, 16℃에서 30℃까지 범위의 상온에서 충격에 의해 시험편이 파괴될 때, 흡수 에너지[J]를 단면 크기: 0.8cm2의 U 노치 시험편(시험편 길이: 55mm, 시험편 폭: 10mm, 시험편 높이: 10mm, 노치 아래 높이: 8mm, 노치 하부 반경: 1mm)으로 나눠 얻어지고, 10개의 시험편의 평균값이 충격값의 평균값으로 정의되는 몰드용 프리하든 강재.
  2. 제1항에 있어서,
    0.30＜W≤1.00질량%, 및
    0.30＜Co≤2.00질량%
    로 이루어지는 군으로부터 선택된 적어도 하나의 원소를 포함하는 몰드용 프리하든 강재.
  3. 제1항에 있어서,
    0.0001＜B≤0.0050질량%
    를 포함하는 몰드용 프리하든 강재.
  4. 제1항에 있어서,
    0.0005＜Ca≤0.2000질량%,
    0.03＜Se≤0.50질량%
    0.005＜Te≤0.100질량%,
    0.01＜Bi≤0.50질량%, 및
    0.03＜Pb≤0.50질량%
    로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 하나의 원소를 포함하는 몰드용 프리하든 강재.
  5. 제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 기재된 몰드용 프리하든 강재를 포함하고, 수직 방향, 수평 방향 및 높이 방향의 세 방향 중 적어도 두 방향으로의 최댓값이 350mm 이상인 크기를 갖는 몰드.
  6. 제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 기재된 몰드용 프리하든 강재를 포함하고, 수직 방향, 수평 방향 및 높이 방향의 세 방향 중 적어도 두 방향으로의 최댓값이 350mm 이상인 크기를 갖는 몰드 부품.
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