KR19990071731A

KR19990071731A - 피삭성이우수한고강도고인성비조질강

Info

Publication number: KR19990071731A
Application number: KR1019980704009A
Authority: KR
Inventors: 가즈쿠니 하세; 다카시 이와모토; 야스히로 오모리; 도시유키 호시노; 도루 하야시; 겐이치 아마노; 도시오 후지타
Original assignee: 에모토 간지; 가와사키 세이테츠 가부시키가이샤
Priority date: 1996-09-27
Filing date: 1997-09-24
Publication date: 1999-09-27
Also published as: US6162389A; CN1078912C; EP0884398B1; CN1209846A; EP0884398A4; WO1998013529A1; DE69724595T2; DE69724595D1; EP0884398A1

Abstract

본 발명은 가공후에 특별한 처리를 실시하지 않고 가공 그대로 사용하게 할 수 있는 고강도, 고인성이고 피삭성이 우수한 비조질강에 관한 것으로서 성분 조성으로 C: 0.05wt% 미만, Si: 0.005∼2.0wt%, Mn: 0.5∼5.0wt%, Ni: 0.1∼10.0wt%, Cu: 1.0초과∼4.0wt%, Al: 0.0002∼1.0wt%, S: 0.005∼0.50wt% 및 N: 0.0010∼0.0200wt%로 하여 고강도, 고인성이고 피삭성이 우수한 비조질강이 얻어지는 것을 특징으로 한다.

Description

피삭성이 우수한 고강도 고인성 비조질강

종래의 고강도, 고인성을 필요로 하는 기계구조부품 또는 자동차 부품으로는 JIS G4105로 규정되는 기계 구조용 합금강:SCM435 또는 SCM440이 사용되고 있다. 통상적인 예로는 ①압연 및 필요에 따라서 열간 또는 냉간 가공에 의한 성형, ② 강도 및 인성을 부여하기 위한 담금질, 템퍼링 등의 조질 처리, ③절삭 가공을 차례로 실시한 것을 부품으로 한다.

상기 기계 구조용 합금강에서 ②의 조질 처리는 요구되는 강도 및 인성을 만족하기 위해 필요한 공정이다.

이 조질 처리, 즉 열처리 공정은 시간 및 비용을 요한다. 따라서, 조질 처리를 생략할 수 있으면 비용은 대폭으로 저감되어 에너지저감도 달성할 수 있기 때문에 여러가지 제안이 이루어지고 있다.

예를들면, C:0.3∼0.5wt%의 중탄소계 Mn 함유강에 0.10wt% 전후의 V를 첨가한 페라이트퍼얼라이트형 비조질강이 제안되어 있다. 열간압연의 냉각 과정에 V탄질화물을 석출하여 페라이트기지를 강화함과 동시에 퍼얼라이트의 강도를 강 전체의 강도 상승에 이용하고자 하는 것이다.

또한, 열간 단조용 강으로는 일본국 특공평 6-63025호 공보 및 일본국 특개평 4-371547호 공보에 C:0.05∼0.3wt% 정도의 저탄소계강에 Mn, Cr 또는 V 등을 첨가한 베이나이트형 및 마르텐사이트형의 비조질강이 개시되어 있다.

그러나, 전자의 페라이트퍼얼라이트형 비조질강으로는 인장 강도와 인성을 양립하는 것이 곤란하다. 왜냐하면 퍼얼라이트중의 세멘타이트로서 존재하는 0.3∼0.5wt%의 C는 강도를 올리지만 인성을 낮추기 때문이다. 또한, 페라이트퍼얼라이트 조직에 V탄질화물을 석출시켜 강도 상승을 도모하고 있기 때문에 안정된 특성이 얻어지는 냉각 속도 범위가 한정된다. 따라서, 압연후 또는 열간 가공후에 냉각 속도를 제어해야되기 때문에 제조공정이 복잡해진다. 또한, 냉간 단조 등의 냉간 가공을 실시하는 것에 의해서 C농도를 증가하지 않고도 강도는 확보할 수 있지만 조질강과 같은 인성은 얻어지지 않는 문제가 있다.

한편, 후자의 일본국 특공평6-63025호 공보에 제안된 베이나이트형 비조질강은 열간단조 그대로는 조질강 보다도 항복 강도가 부족하다. 그때문에, 항복 강도를 상승시키는데 열간 단조후에 200∼600℃의 시효 처리를 실시하고 나서 방냉하는 것이 필수이다. 따라서, 비조질 강의 장점의 하나인 에너지 저감 효과를 달성할 수 없다. 또한, 일본국 특개평 4-371547호 공보에 제안된 고강도 고인성 비조질강의 제조 방법도 템퍼링 처리를 필요로 하는 점에서 에너지 저감 효과를 달성할 수 없다.

또한, 이 종류의 강으로 작은 부품을 제조할 경우는 열간 단조후의 냉각 속도를 빨리 할 수 있기 때문에 충분한 인성을 확보하기 쉽다. 그러나, 큰 부품을 제조할 경우에는 열간 단조후의 냉각 속도를 빠르게 제어하지 않으면 충분한 인성을 안정되게 확보할 수 없다.

또한, 일본국 특개평 8-144019호 및 일본국 특개평 9-111336호 각 공보에는 냉각속도가 늦은 경우에도 인성을 확보할 수 있는 저C-Cu-B 첨가강이 개시되어 있다. 그러나, 기계 구조 부품에서는 상기한 바와 같이 압연이나 단조 등의 각종 가공 및 조질 처리후에 또 절삭 가공이 실시되는 경우가 많다. 따라서, 공업적으로 유용한 재료로 하는데는 고강도 및 고인성일 뿐만 아니라 피삭성도 우수한 것이 중요하다. 하지만, 저C-Cu-B 첨가강은 비조질이고 고인성을 달성하는 것을 주 목적으로 하기 때문에 기계 구조 부품으로서 실용상 필요하게 될 정도의 피삭성을 고려한 것은 아니다.

또한, 일본국 특개소 60-92450호 공보에는 Cu의 석출 강화에 의해 강도 향상을 도모한 강이 개시되어 있다. 이 강은 질화용 강에 0.5∼2wt%의 Cu를 첨가하고, 질화 처리시에 Cu를 석출시키는 것에 의해 고강도화를 도모하고자 하는 것이다. 그러나, 이것도 피삭성은 고려되어 있지 않다. 또한, 탄소량이 0.05∼0.3wt%이기 때문에 냉각 속도가 늦은 대직경 재료나 대형부품에 적용한 경우에 질량 효과에 의해 인장 강도가 크게 저하하는 것도 문제가 된다.

따라서, 본 발명은 열간 또는 냉간 가공 그대로 사용하게 할 수 있고, 대형부품에 대해서도 고강도, 고인성이고, 또 피삭성이 우수한 비조질 강을 제공하고자 하는 것이다.

본 발명은 열간 압연된 후, 필요에 따라서 열간 또는 냉간 가공을 실시하고나서 최종적으로 절삭 가공을 실시하여 사용되는 기계 구조용 강에 가장 적합하고, 열간 압연후 절삭 가공에 앞서 조질 처리하는 일 없이 고강도, 고인성이며 또 피삭성이 우수한 특성을 나타내는 비조질강에 관한 것이다.

도 1은 공구 수명에 미치는 Cu량의 영향을 나타내는 그래프,

도 2는 절삭된 부스러기 처리성에 미치는 Cu량 및 S량의 영향을 나타내는 그래프,

도 3은 인장 강도에 미치는 압연 후의 냉각 속도의 영향을 나타내는 그래프 및

도 4는 강도 상승에 미치는 Cu량의 영향을 나타내는 그래프이다.

본 발명자들은 열간 압연 또는 열간 가공후의 냉각 속도 제어나 시효 처리 등을 실시하지 않고 대형 부품에 대해서도 충분한 인장 강도, 항복 강도 및 인성을 확보하고, 또 우수한 피삭성을 갖는 비조질강의 조성을 연구하여 본 발명을 완성하는데 이르렀다. 즉, 이하에 나타내는 수단과 효과를 발견했다.

①극저탄소화에 의한 인성 향상

②Cu의 석출 및 Ni의 고용 강화에 의한 강의 강도 상승

③Mn 및 필요에 따라서 Nb 또는 B 등의 첨가에 의한 고강도·고인성의 확보

④Cu와 S의 병용에 의한 피삭성 향상·피로 강도 확보

특히 ②와 ④에 나타내는 바와 같이 Cu 첨가가 종래에는 상반되는 특성으로 되어 있던 고강도 및 고피삭성을 양립시키는 효과가 있다는 것은 새로운 발견이다.

본 발명은 C:0.05wt% 미만, Si:0.005∼2.0wt%, Mn:0.5∼5.0wt%, Ni:0.1∼10.0wt%, Cu:1.0초과∼4.0wt%, Al:0.0002∼1.0wt%, S:0.005∼0.50wt% 및 N:0.0010∼0.0200wt%을 포함한 성분 조성이 되는 것을 특징으로 하는 비조질강이다. 또한, 다음에 나타내는 그룹 Ⅰ,Ⅱ,Ⅲ 및 Ⅳ의 원소의 1종류 또는 2종류 이상 및 그 조합을 포함하는 것도 가능하다.

Ⅰ. W: 0.5wt% 이하, V:0.5wt% 이하 및 Ti:0.1wt% 이하

Ⅱ. Cr: 3.0wt% 이하, Mo:1.0wt% 이하, Nb: 0.15wt% 이하 및 B:0.03wt% 이하

Ⅲ. Zr: 0.1wt%이하, Mg: 0.02wt% 이하, Hf: 0.1wt% 이하 및 REM :0.02wt% 이하

Ⅳ. P: 0.10wt% 이하, Pb: 0.30wt% 이하, Co:0.10wt% 이하, Ca:0.02wt% 이하, Te:0.05wt% 이하, Se:0.10wt% 이하, Sb:0.05wt% 이하 및 Bi:0.30wt% 이하

다음으로, 본 발명의 각 화학성분의 한정이유에 대해서 설명한다.

C: 0.05wt% 미만

C는 함유량이 0.05wt% 이상이 되면 열간압연 또는 열간 가공후의 냉각 속도에 따라서는 퍼얼라이트상이 석출되어 인성을 손상시키는 경우가 있기 때문에 0.05wt% 미만, 바람직하게는 0.03wt% 이하로 제한할 필요가 있다.

Si:0.005∼2.0wt%

Si는 탈산 및 고용 강화를 확보하기 위해 적어도 0.005wt%를 필요로 하는 한편 과잉으로 함유하면 인성을 저하시키기 때문에 상한은 2.0wt%로 했다.

Mn: 0.5∼5.0wt%

Mn은 담금질성을 향상하여 강도를 확보하기 위해 0.5wt% 이상은 필요하며, 한편 5.0wt%을 초과하면 절삭성을 악화시키기 때문에 0.5∼5.0wt%의 범위로 한정한다.

Ni:0.1∼10.0wt%

Ni는 강도 및 인성을 향상하는데 유효한 성분이며, 또 Cu를 함유할 경우에 압연시의 열간 세제를 방지하는데 유효하지만 고가인데다가 과잉으로 함유시키면 그 효과가 포화하기 때문에 0.1∼10.0wt%의 범위로 한정한다.

Cu: 1.0초과∼4.0wt%

Cu는 석출강화 및 S와의 복합 첨가에 의해 피삭성의 향상을 의도하여 첨가하는데 그 효과를 발휘시키는데는 1.0wt%을 초과하는 함유가 필요하며, 바람직하게는 1.5wt% 이상의 첨가가 필요하다. 한편, 4.0wt%를 초과하면 인성이 급격하게 저하하기 때문에 1.0초과∼4.0wt%의 범위로 한다.

S: 0.005∼0.50wt%

S는 특히 Cu와의 복합 첨가에 의해 절삭성을 향상시키는 성분이며, 그 효과를 발휘시키는데는 0.005wt% 이상, 바람직하게는 0.010wt%을 초과하는 첨가가 필요하다. 그러나, 과잉으로 첨가하면 청정성 및 인성의 저하를 초래하기 때문에 상한을 0.50wt%로 한다.

여기서, Cu 및 S가 피삭성에 미치는 영향을 조사한 실험 결과에 대해서 자세하게 설명한다.

즉, 표 1에 나타내는 여러가지 성분의 강 불름(bloom)을 연속 주조에 의해 복수 제조하고, 각 불름을 열간 압연에 의해 100mmψ의 봉강으로 한 후, 800∼400℃의 온도 범위를 0.001∼80℃/s의 냉각 속도로 냉각했다.

이와같이 하여 얻어진 봉강중, 0.1℃/s로 냉각한 봉강의 피삭성에 대해 평가한 결과를 도 1에 나타낸다. 또한, 피삭성은 초경공구를 이용하는 외부둘레 선삭에서 선삭 속도 200m/min, 절입 2mm 및 이송량 0.25mm/rev의 조건으로 무윤활 시험을 실시하여 공구의 측면 마모량이 0.2mm이 되기까지의 누적 선삭 시간을 공구 수명으로 하였다. 또, 통상 자주 사용되는 기계 구조용 강:JIS G4105의 SCM435QT에 의한 공구 수명은 500s 정도이다.

또한, 이 외부둘레 선삭 시험으로 형성되는 절삭된 부스러기의 형상을 관찰하여 평가한 결과를 도 2에 나타낸다. 또한, 도 2에 있어서, 길이가 5mm 이하로 미세하게 분단된 양호한 절삭된 부스러기가 발생하는 경우를 ◎, 미세한 것중에 길이가 5mm를 초과하고 20mm 이하의 절삭된 부스러기가 혼재하는 경우를 ○, 길이가 5mm을 초과하고 20mm 이하의 절삭된 부스러기중에 길이 20mm을 초과하는 절삭된 부스러기가 혼재하는 경우를 △, 거의 20mm을 초과한 긴 절삭된 부스러기층이 발생하여 작업성을 저해하는 경우를 ×로 나타냈다.

도 1 및 도 2에서 통상 재료의 거의 2배인 1000s이상의 공구 수명을 갖고, 또 양호한 절삭된 부스러기 처리성을 얻는데는 Cu〉1.0wt%, S≥0.005wt%로 하는 것이 필요한 것을 알 수 있다. 또한, 바람직한 범위는 Cu≥1.5wt%, S〉0.010wt%이고 더욱 우수한 피삭성이 얻어진다.

다음으로, 압연후의 냉각 속도와 인장 강도(TS)와의 관계를 도 3에 나타낸다. 즉, Cu를 2.0wt% 포함할 경우에는 압연 후의 냉각 속도가 약 5℃/s이하이고, Ts≥900MPa가 된다. 이것은 냉각 과정에서 Cu가 미세하게 석출되어 Cu가 강도 상승에 유효하게 작용했기 때문이다. 여기서, 일반적인 봉강의 제조방법에 있어서 압연후의 냉각속도는 1℃/s 이하이다. 따라서, 본 발명에 따른 강을 적용하는 것에 의해서 압연후의 냉각속도를 관리하지 않고 고강도화를 달성할 수 있는 것을 알 수 있다.

또한, 냉각속도 0.1℃/s의 경우의 강도 상승에 미치는 Cu 첨가량의 영향을 도 4에 나타낸다. 도 4에서 Cu첨가량이 1.0%를 초과하면 ΔTS(Cu 무첨가의 경우와의 Ts차)가 급격하게 커지는 것을 알 수 있다. 또, Cu≥1.5wt%로 하면 더욱 큰 강도 상승 효과가 얻어진다.

또한, 종래 강에서는 냉각 속도가 늦어질수록 조직이 연화하여 인장 강도가 저하하는 경향에 있기 때문에 봉강 표층부와 내부와의 사이에서 강도차가 생겨 문제였다. 이 경향은 특히 대직경의 경우에 현저하기 때문에 큰 직경의 봉강에서는 냉각 속도를 관리할 필요가 있었다. 이 점, 도 3에 나타낸 바와 같이 본 발명에 따라서 Cu를 첨가한 강은 냉각 속도에 거의 의존하지 않는다. 그때문에 봉강의 직경 차이에 의한 강도차, 그리고 방냉시에 생기는 표층과 내부와의 냉각 속도차에 기인한 직경 방향의 인장 강도의 문제점의 발생을 모두 회피할 수 있다.

Al: 0.0002∼1.0wt%

Al은 탈산제로서 작용하는 것외에 N과 함께 AlN을 형성하여 조직을 미세화하는 작용을 갖는다. 이때문에 0.0002wt% 이상의 함유가 필요하지만 1.0wt%를 초과하면 알루미나계 개재물이 증가하여 인성을 손상시키기 때문에 0.0002∼1.0wt%의 범위로 한다.

N:0.0010∼0.0200%

N은 Al와 함께 AlN을 형성하여 석출하고, 결정 입자 성장을 억제하는 피닝사이트로서 조직을 미세화하여 인성을 향상시키는 작용이 있다. 즉, 0.0010wt% 미만에서는 AlN의 석출에 의한 효과가 충분히 얻어지지 않고, 한편 0.0200%를 초과하면 효과가 포화하는 것에 더해 고용 N이 오히려 강재의 인성을 저하시키게 되기 때문에 0.0010∼0.0200%의 범위로 한다.

또한, 본 발명에 있어서는 상기 기본 성분에 이하에 나타내는 화학성분을 첨가하는 것에 의해서 강도 향상 또는 제품으로 마무리할 때의 절삭 가공에 있어서의 절삭성의 향상을 달성할 수 있다.

우선, 강도 향상을 도모하기 위해 W:0.5wt% 이하, V:0.5wt% 이하 및 Ti:0.1wt% 이하의 1종류 또는 2종류 이상을 첨가하는 것이 유리하다.

W:0.5wt% 이하

W는 고용에 의한 강화에 더해 C와 반응하여 WC를 석출하여 강도의 상승에 유효하게 작용하는데 0.5wt%를 초과하여 첨가하면 급격한 인성 저하를 초래하기 때문에 0.5wt% 이하로 한다.

V: 0.5wt% 이하

V는 V(C, N)를 석출 강화에 이용함과 동시에 오스테나이트 영역에서 석출한 V(C, N)을 페라이트 생성핵으로서 이용하는 것에 의해서 조직의 미세화 및 인성의 향상을 가능하게 한다. 그러나, 0.5wt%를 초과하면 효과가 포화할 뿐만 아니라 연속주조 균열 등의 문제도 초래되기 때문에 0.5wt% 이하의 범위로 한다.

Ti: 0.1wt% 이하,

Ti는 석출 강화에 더해 C 또는 N을 고정하여 인성을 향상하고, 또 탈산제로서 기능한다. 한편, 과잉으로 첨가하면 조대한 TiN을 석출하여 오히려 인성을 저하하게 되기 때문에 0.1wt%를 상한으로 한다.

다음으로, 담금질성을 향상하여 강도를 상승시키기 위해 Cr:3.0wt% 이하, Mo:1.0wt% 이하, Nb: 0.15wt% 이하 및 B:0.03wt% 이하의 1종류 또는 2종류 이상을 첨가하는 것이 유리하다.

Cr: 3.0wt% 이하

Cr은 강도 상승에 유효하지만 과잉으로 첨가하면 인성을 저하하기 때문에 3.0wt% 이하로 한다.

Mo: 1.0wt% 이하

Mo은 상온 및 고온에서의 강도를 상승하는데 유효하지만 고가이기 때문에 1.0wt% 이하의 범위로 첨가한다.

Nb: 0.15wt% 이하

Nb는 담금질성 향상, 석출 강화 및 인성 향상을 위해 유효한 성분이지만 0.15wt%를 초과하면 열간 압연성을 저해하기 때문에 0.15wt% 이하로 한다.

B: 0.03wt% 이하

B는 담금질성을 향상하는 성분이지만 0.03wt%를 초과해 함유해도 그 효과는 포화하기 때문에 0.03wt% 이하로 한다.

또한, 탈산 성분으로서 작용함과 동시에 결정 입자를 미세화하여 인성을 향상하기 위해 Zr: 0.1wt% 이하, Mg:0.02wt% 이하, Hf:0.1wt% 이하 및 REM:0.02wt% 이하의 1종류 또는 2종류 이상을 첨가하는 것이 유리하다.

Zr: 0.1wt% 이하

Zr은 탈산제임과 동시에 결정 입자를 미세화하여 강도, 인성을 향상하는데 유효하지만 0.1wt%를 초과하면 그 효과가 포화하기 때문에 0.1wt%로 한다.

Mg: 0.02wt% 이하

Mg은 탈산제임과 동시에 결정 입자를 미세화하여 강도, 인성을 향상하는데 유효하지만 0.02wt%를 초과하면 그 효과가 포화하기 때문에 0.02wt% 이하로 한다.

Hf: 0.1wt% 이하

Hf는 결정 입자를 미세화하여 강도, 인성을 향상하는데 유효하지만 0.1wt%를 초과하면 그 효과가 포화하기 때문에 0.1wt% 이하로 한다.

REM: 0.02wt% 이하

REM은 결정 입자를 미세화하여 강도, 인성을 향상하는데 유효하지만 0.02wt%를 초과하면 그 효과가 포화하기 때문에 0.02wt% 이하로 한다.

그리고, 절삭성의 향상성을 더욱 도모하기 위하여 P: 0.10wt% 이하, Pb: 0.30wt% 이하, Co: 0.10wt% 이하, Ca:0.02wt% 이하, Te: 0.05wt% 이하, Se:0.10wt% 이하, Sb: 0.05wt% 이하 및 Bi: 0.30wt% 이하의 1종류 또는 2종류 이상을 함유할 수 있다.

P: 0.10wt% 이하

P는 절삭성의 향상을 목적으로 하여 첨가하는 것이 가능하지만 인성 또는 내피로성에 악영향을 미치기 때문에 0.10wt% 이하로 제한할 필요가 있다.

Pb : 0.30wt% 이하

Pb는 융점이 낮아 절삭시의 강재의 발열에 의해 용융하면 액체 윤활 작용을 발휘하여 피삭성을 향상시키는 원소이지만 0.30wt%를 초과하면 그 효과는 포화하는데다가 내피로성이 저하하기 때문에 0.30wt% 이하로 한다.

Co: 0.10wt% 이하, Ca: 0.02wt% 이하, Te: 0.05wt% 이하, Sb: 0.05wt% 이하, Bi: 0.3wt% 이하

Co, Ca, Te, Sb 및 Bi는 Pb와 마찬가지로 피삭성을 향상시키는 성분이며, 과잉으로 첨가해도 그 효과는 포화하는데다가 내피로성의 저하를 초래하기 때문에 각각 Co: 0.10wt% 이하, Ca: 0.02wt% 이하, Te: 0.05wt%이하, Sb: 0.05wt% 이하 및 Bi:0.3wt% 이하로 한다.

Se: 0.10wt% 이하

Se는 Mn과 결합하여 MnSe를 형성하고, 이것이 칩브레이커로서 작용하는 것에 의해 피삭성을 개선한다. 그러나, 0.10wt%를 초과하는 첨가는 내피로성의 악영향을 초래하기 때문에 0.10wt% 이하로 한다.

또한, 이상의 첨가성분은 0.001wt%의 미량 첨가라도 그 효과를 발휘한다.

본 발명의 비조질강은 상기한 기본 조성에 성분 조정을 하는 것에 의해서 압연후 또는 열간 가공후의 냉각 속도가 작은 경우에도 피삭성이 우수한 고강도 또 고인성의 특성이 얻어진다. 따라서, 압연조건 또는 열간 가공후의 냉각 조건을 엄밀하게 제어할 필요가 없고 기계 구조용 통상의 압연조건 및 부품의 통상의 제조조건에 따라서 제조하면 좋다.

예를들면 상기한 기본 조성에 성분 조정한 열간 압연 봉강을 1200℃로 가열한 후, 1000∼1200℃의 온도 영역에서의 열간 압연 또는 열간 단조에 의해 소정의 형상을 얻은 후, 방냉 또는 서냉에 의해 목적으로 하는 특성을 얻을 수 있다.

다음으로, 열간압연 또는 열간 단조후에는 특별한 처리를 필요로 하지 않지만 열간 압연 또는 열간 단조후에 실온까지 냉각한 후 300℃이상 800℃ 미만의 온도 영역에서 30s 이상의 재가열 처리를 실시하는 것에 의해 강도 상승을 도모하는 것도 가능하다.

또한, 상기한 기본 조성에 성분 조정한 강을 열간 압연후에 실온까지 냉각한 후, 냉간 가공 용도로서 사용하는 것도 가능하다. 여기서, 냉간가공이라는 것은 냉간압연, 냉간신선 및 냉간 단조중 어느것이라도 좋고 특별히 한정되지 않는다.

또한, 높은 인성이 요구되는 경우에는 냉간 가공후에 300℃이상 800℃ 미만의 온도 영역에서 30s 이상 유지해도 좋다.

또한, 자동차 부품의 분야에서 통상 실시되는 열처리(침탄 담금질 처리, 침탄질화처리, 질화처리 및 연질화처리 등)를 실시하여 절삭하는 용도에 대해서도 강도, 인성, 피로강도가 우수하기 때문에 전동 부품, 섭동 부품 및 스프링강으로도 각각 적용 가능하다.

(실시예1)

하기 표 2∼표 5에 나타내는 여러가지 화학성분을 갖는 강 불룸을 연속 주조에 의해 복수 제조했다. 계속해서 각 불름을 열간 압연에 의해 40mmψ, 200mmψ 및 400mmψ의 봉강으로 하고, 그 후 800∼400℃의 온도 영역에서의 냉각 속도를 0.1℃/s 또는 0.5℃/s로 냉각했다. 또한, 800∼400℃의 온도 영역에서의 냉각속도가 0.002∼0.01℃/s가 되는 서냉도 실시했다. 또한, 40mmψ로 압연한 봉강의 일부는 압연후에 800∼400℃의 온도 영역에서 5℃/s의 가속 냉각을 실시하였다. 또한, 이 봉강의 일부에 관해서는 550℃로 40min 유지하는 열처리를 실시했다.

또한, 표 5에 있어서의 종래형의 비조질강인 강 54 및 강 55에 대해서는 발명강과 마찬가지로 압연후에 0.5℃/min, 0.1℃/min 및 0.002℃/min의 속도로 냉각하고, JIS 조질강인 강 56∼58은 압연후에 880℃에서 1시간 가열을 실시하고 나서 60℃의 기름속에서 담금질하고 계속해서 580℃에서 1시간의 템퍼링을 실시하였다.

이와같이 얻어진 봉강의 기계적 성질에 대해서 조사한 결과를 표 6 및 표 7에 나타낸다.

여기서, 인장 시험은 봉강 표층으로부터 직경의 1/4 위치에서 채취한 인장 시험편(JIS 4호)을 이용하여 항복강도(YS), 인장강도(TS), 연신(E1) 및 수축율(RA)을 구했다. 충격시험은 봉강 표층으로부터 직경의 1/4 위치에서 채취한 충격 시험편(JIS 3호)을 채취하여 시험 온도 20℃에서의 충격값(uE₂₀)을 구했다. 피로한도비는 회전굴곡시험부(JIS 1호 평활 시험부)를 이용하여 회전수 400rpm으로 했을 때의 피로 강도와 인장강도와의 비로 나타냈다. 또한, 피삭성은 도 1에 나타낸 실험과 같은 조건으로 평가하고, 절삭한 부스러기 처리성은 도 2에 나타낸 실험과 같은 조건으로 평가했다. 결과를 표 6 및 표 7에 나타낸다.

상기 표 6 및 표 7에 나타내는 바와 같이 본 발명에 따른 강은 압연 크기 및 열간 압연후의 냉각 속도에 상관없이 TS≥827MPa인 고강도가 얻어졌다. 또한, 고강도라도 E1≥19% 및 RA≥60%로 연성도 충분히 높은 값을 확보할 수 있었다. uE₂₀도 121J/㎠ 이상으로 매우 양호한 인성을 확보할 수 있었다.

또한, 피삭성은 종래형의 비조질강인 강 54 및 강 55 보다도 우수한 결과를 나타냈다. 특히 비교예 57과 비교예 58과의 비교로 알 수 있는 바와 같이 종래형 조질강에서는 쾌삭 성분을 첨가하는 것에 의해 피로 한도비가 저하하는 것에 대해 발명강에서는 미세한 Cu를 석출시키고 있기 때문에 쾌삭 성분의 첨가에 의해서 피로 한도비가 저하하지 않고 높은 피로 한도비가 얻어졌다.

다음으로, 비교예인 강 42는 C량이 본 발명의 상한을 초과했기 때문에 인성이 저하했다. 마찬가지로 강 43은 Si량이 본 발명의 하한 보다 낮기 때문에 O량이 많아져 피로 한도비가 낮아졌다. 강 44는 Si량이 본 발명의 상한 보다 높기 때문에 인성이 낮아졌다. 강 45는 Mn량이 본 발명의 하한 보다 낮고 강도가 부족했다. 강 46은 Mn량이 본 발명의 상한 보다 높기 때문에 인성이 낮아졌다. 강 47은 Ni량이 본 발명의 하한 보다 낮고 압연중에 열간취성이 생겼다. 강 48은 Cu량이 본 발명의 하한 보다 낮아 강도가 부족하고, 외부둘레 선삭시의 절삭된 부스러기 처리성이 불량이다. 강 49은 Cu량이 본 발명의 상한 보다 높고 인성이 낮아졌다. 강 50은 S량이 본 발명의 하한 보다 낮고 피삭성 및 절삭 처리성이 나쁘다. 강 51은 Al량이 본 발명의 하한 보다 낮고, 탈산 부족으로 피로 한도비가 낮다. 강 52는 Al량이 본 발명의 상한 보다 높고 인성이 낮다. 강 53은 N량이 본 발명의 상한 보다 높고 인성이 낮다.

또한, 종래형의 비조질강인 강 55의 강도, 연성 및 인성은 냉각 속도 의존성이 크다. 즉, 페라이트퍼얼라이트 조직인 강 55는 냉각 속도가 빠른 경우에도 TS는 745MPa로 낮고 냉각속도가 늦어지면 더욱 낮아진다. 또한, 인성은 냉각속도가 빠른 경우라도 38J/㎠ 정도이며, 냉각속도가 늦은 경우는 28J/㎠정도에 머무른다.

이 점 비교강 54는 강도와 인성의 조화가 어느 냉각 속도라도 비교강 55에 비해 양호하지만 종래의 조질강 56, 57 및 발명강에 비하면 각 특성 모두 낮은 레벨에 있다. 즉, 종래형의 비조질강인 강 54 및 강 55은 비교적 냉각속도가 빠른 작은 부품에 적용할 수 있는 가능성은 있지만 냉각속도가 늦은 큰 부품에는 적합하지 않음을 알 수 있다. 이에 대해, 발명강의 기계적 성질 또는 인성은 냉각 속도 의존성이 매우 작다. 따라서, 부품 형상이 변화한 경우, 예를들면 대단면 형상이 된 경우에도 종래형의 조질강 보다도 우수한 특성이 얻어진다. 즉 충분한 강도, 연성 및 인성이 얻어지는데다가 더욱 양호한 피삭성과 절삭된 부스러기 처리성을 균등하게 부여할 수 있는 것이다.

(실시예 2)

표 2∼표 5에 나타낸 복수 종류의 화학 조성을 갖는 강 불름을 각각 연속 주조에 의해 제조했다. 계속해서 각 불름을 1150℃로 가열한 후, 열간압연에 의해 200mmψ의 봉강으로 한 후, 1200℃로 가열하고나서 열간단조로 30mmψ로 성형하고, 그 후 800∼500℃의 온도 영역을 0.05∼5℃/s의 냉각속도로 냉각했다. 이들의 봉강의 일부는 550℃에서 40min 유지하는 열처리를 실시했다. 또한, 강 56 및 강 57에 대해서는 압연후에 900℃로 1시간 가열을 실시하고나서 60℃의 기름속에서 담금질하고, 계속해서 570℃에서 1시간 템퍼링 처리를 실시하였다.

이와같이 하여 얻어진 봉강의 기계적 성질에 대해서 조사한 결과를 표 8에 나타낸다. 여기서, 인장 시험 및 충격 시험은 실시예 1과 같은 조건으로 실시하였다. 피삭성은 드릴 절삭 시험으로 드릴이 파손하기까지의 총 구멍 깊이로 평가했다. 그 절삭 조건은 5mmψ의 하이스드릴을 이용하여 회전수 2000rpm, 이송량 0.15mm/rev, 구멍 깊이 15mm/개의 조건으로 실시하였다. 절삭한 부스러기 처리성은 도 2에 나타낸 실험과 같은 방법으로 평가했다.

상기 표 8에 나타내는 바와 같이 본 발명에 따른 강은 열간 단조후의 냉각속도에 상관없이 TS≥832 Pa인 고강도가 얻어졌다. 또 고강도라도 El≥21% 및 RA≥62%로 연성도 충분히 높은 값을 확보할 수 있고, 인성도 122 J/㎠ 이상으로 매우 양호하다. 또한, 드릴 피삭성도 종래형의 비조질강인 강 54 및 강 55 보다도 매우 양호했다.

한편, 종래형의 비조질강인 강 55의 강도, 연성 및 인성은 상기한 열간 압연후의 특성과 마찬가지로 냉각 속도 의존성이 크다. 즉, 페라이트퍼얼라이트 조직인 비교강 55은 냉각 속도가 빠른 경우라도 TS는 766MPa로 낮고, 냉각속도가 늦어지면 더욱 낮아진다. 또한, 인성은 냉각 속도가 빠른 경우라도 40J /㎠정도이며, 냉각속도가 늦은 경우에는 30J /㎠ 정도에 머무른다.

이 점, 비교강 54는 강도와 인성의 조화가 어느 냉각 속도라도 비교강 55에 비해 양호하지만 종래형의 조질강인 강 56, 강 57 및 발명강에 비하면 각 특성 모두 낮은 레벨에 있다. 즉, 비교강 55 및 비교강 54는 비교적 냉각 속도가 빠른 작은 부품에 적용할 수 있는 가능성은 있지만 냉각속도가 늦은 큰 부품에는 부적절함을 알 수 있다. 이에 대해, 발명강의 기계적 성질 또는 인성은 냉각 속도 의존성이 매우 작고, 부품 형상이 변화한 경우, 예를들면 대단면 형상이 된 경우에도 충분한 강도, 연성 및 인성을 균등하게 부여할 수 있는 것이다.

(실시예 3)

표 2∼표 5에 나타낸 복수 종류의 화학 조성을 가진 강 불름을 각각 연속 주조에 의해 제조했다. 계속해서 각 불름을 1200℃로 가열한 후 열간압연에 의해 60mmψ의 봉강으로 한 후, 냉간 단조 장치를 이용한 전방 압출에 의해 30∼50mmψ의 봉강으로 성형했다. 여기서, 봉강의 내부 균열을 조사했다. 또한, 이 봉강의 일부에 관해서는 550℃에서 40min 유지하는 열처리를 실시하였다.

이와같이 하여 얻어진 봉강으로부터 인장 시험편(JIS4호) 및 충격 시험편(JIS3호)을 채취하여 각각 기계적 성질에 대해서 조사한 결과를 표 9 및 표 10에 나타낸다. 또한, 피삭성은 드릴 절삭 시험으로 드릴이 파손하기 까지의 총 구멍 깊이로 평가했다. 이 절삭조건은 4mmψ의 하이스드릴을 이용하여 회전수 1500rpm, 이송량 0.10mm/rev, 구멍 깊이 12mm/개의 조건으로 실시하였다. 절삭한 부스러기 처리성은 도 2에 나타낸 실험과 같은 방법으로 평가했다.

또한, 종래형의 조질강인 강 57에 대해서는 냉간 단조후에 865℃에서 1시간 가열을 실시하고나서 60℃의 기름속에서 담금질하고, 계속해서 600℃에서 1시간 템퍼링처리를 실시한 후, 기계적 성질에 대해서 마찬가지로 평가했다. 이 평가결과에 대해서도 표 10에 나타낸다. 또한, 표 9 및 표 10에 있어서, 강 1∼강 40은 본 발명에 따른 강이며, 표 10에 있어서의 강 57은 JIS에 규정된 기계 구조용 합금강이다.

상기 표 9 및 표 10에 나타내는 바와 같이 본 발명 강에서는 비교예의 강 57에서 발생한 냉간 단조에 의한 균열은 보이지 않고, 또 피삭성 및 절삭한 부스러기 처리성도 양호했다. 이때문에 본 발명 강은 냉간 단조용으로도 사용할 수 있는 것을 알 수 있다.

또한, 본 발명 강에서는 냉간 단조후에 열처리를 실시하는 것에 의해 TS를 현저하게 저하시키지 않고 충격 특성을 개선할 수 있기 때문에 인성이 중복되는 용도로는 냉간 가공후에 열처리를 실시하는 것이 바람직하다.

이상 설명한 바와 같이, 본 발명에 의하면 압연후 또는 가공후의 조질 처리를 원칙으로서 필요로 하지 않고 또 압연 또는 열간 가공후에 냉각속도의 제어도 실시하지 않고 열간 또는 냉간 가공재 자체에 있어서 TS≥827MPa의 고강도와_uE₂₀≥101 J/㎠의 고인성을 양호한 피삭성과 함께 얻는 것이 가능하다. 따라서, 본 발명의 비조질강은 종래의 비조질강 보다 대형 부품에 적용되는 경우에도 우수한 강도와 인성 조화를 갖기 때문에 고강도, 또 고인성을 필요로 하는 자동차용 중요 보안 부품, 샤프트류, 스프링류 부품, 전동 부품 및 섭동 부품 등 각종 기계 부품에 넓게 활용할 수 있다.

Claims

C:0.05wt% 미만, Si:0.005∼2.0wt%,

Mn:0.5∼5.0wt%, Ni:0.1∼10.0wt%,

Cu:1.0초과∼4.0wt%, Al: 0.0002∼1.0wt%,

S: 0.005∼0.50wt% 및 N:0.0010∼0.0200wt%

를 함유하는 성분 조성이 되는 것을 특징으로 하는 비조질강.
제 1 항에 있어서,

W: 0.5wt% 이하, V:0.5wt% 이하 및

Ti:0.1wt% 이하의 1종류 또는 2종류 이상을 함유하는 조성이 되는 것을 특징으로 하는 비조질강.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,

Cr:3.0wt% 이하, Mo:1.0wt% 이하,

Nb: 0.15wt% 이하 및 B:0.03wt% 이하의 1종류 또는 2종류 이상을 함유하는 조성이 되는 을 특징으로 하는 비조질강.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,

Zr: 0.1wt% 이하, Mg:0.02wt% 이하,

Hf: 0.1wt% 이하 및 REM:0.02wt% 이하의 1종류 또는 2종류 이상을 함유하는 조성이 되는 것을 특징으로 하는 비조질강.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,

Cr:3.0wt% 이하, Mo: 1.0wt%이하,

Nb: 0.15wt% 이하 및 B: 0.03wt% 이하의 1종류 또는 2종류 이상 및

Zr: 0.1wt% 이하, Mg: 0.02wt% 이하,

Hf: 0.1wt% 이하 및 REM:0.02wt% 이하의 1종류 또는 2종류 이상을 함유하는 조성이 되는 것을 특징으로 하는 비조질강.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,

P:0.10wt% 이하, Pb: 0.30wt% 이하,

Co: 0.10wt% 이하, Ca: 0.02wt% 이하,

Te: 0.05wt% 이하, Se: 0.10wt% 이하,

Sb: 0.05wt% 이하 및 Bi: 0.30wt% 이하

의 1종류 또는 2종류 이상을 함유하는 조성이 되는 것을 특징으로 하는 비조질강.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,

Cr: 3.0wt% 이하, Mo: 1.0wt% 이하,

Nb: 0.15wt% 이하 및 B: 0.03wt% 이하의 1종류 또는 2종류 이상을 함유하고, 또

P: 0.10wt% 이하, Pb: 0.30wt% 이하,

Co: 0.10wt% 이하, Ca: 0.02wt% 이하,

Te:0.05wt% 이하, Se: 0.10wt% 이하,

Sb: 0.05wt% 이하 및 Bi: 0.30wt% 이하의 1종류 또는 2종류 이상을 함유하는 조성이 되는 것을 특징으로 하는 비조질강.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,

Zr: 0.1wt% 이하, Mg: 0.02wt% 이하,

Hf: 0.1wt% 이하 및 REM: 0.02wt% 이하의 1종류 또는 2종류 이상을 함유하고, 또

P: 0.10wt% 이하, Pb:0.30wt% 이하,

Co: 0.10wt% 이하, Ca: 0.02wt% 이하,

Te: 0.05wt% 이하, Se: 0.10wt% 이하,

Sb: 0.05wt% 이하 및 Bi: 0.30wt% 이하의 1종류 또는 2종류 이상을 함유하는 조성이 되는 것을 특징으로 하는 비조질강.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,

Cr: 3.0wt% 이하, Mo: 1.0wt%이하,

Nb: 0.15wt% 이하 및 B: 0.03wt% 이하의 1종류 또는 2종류 이상을 함유하고, 또

Zr: 0.1wt% 이하, Mg:0.02wt% 이하,

Hf: 0.1wt% 이하 및 REM:0.02wt% 이하의 1종류 또는 2종류 이상을 함유하고, 또

P: 0.10wt% 이하, Pb: 0.30wt% 이하,

Co: 0.10wt% 이하, Ca:0.02wt% 이하,

Te: 0.05wt% 이하, Se: 0.10wt% 이하,

Sb: 0.05wt% 이하 및 Bi:0.30wt% 이하의 1종류 또는 2종류 이상을 함유하는 조성이 되는 것을 특징으로 하는 비조질강.