KR20020014803A - 재질 이방성이 작고 강도, 인성 및 피삭성이 우수한비조질 강 및 그의 제조 방법 - Google Patents

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Abstract

본 발명은 기계 구조용 합금강으로서, 열간 가공후에 각별한 냉각 속도 제어나 시효 처리가 불필요하고, 거의 가공되지 않은 부위에서도 충분히 인장 강도, 항복 강도 및 인성을 상승시킬 수 있으며, 또한 재질 이방성 및 피삭성의 면에서도 우수한 비조질 강을 제공한다. 또한, 본 발명은 0.05 질량% 초과 0.10 질량% 미만의 C, 1.0 질량% 이하의 Si, 2.2 질량% 초과 5.0 질량%의 Mn, 0.020 질량% 미만의 S, 1.0 질량% 초과 3.0 질량%의 Cu, 3.0 질량% 이하의 Ni, 0.01 내지 2.0 질량%의 Cr, 0.1 질량% 이하의 Al, 0.01 내지 0.10 질량%의 Ti, 0.0003 내지 0.03 질량%의 B, 0.0010 내지 0.0200 질량%의 N 및 0.0060 질량% 이하의 O를 포함하고, 나머지는 Fe 및 불가피적 불순물이며, 강 조직이 10% 이상의 블록 조직 면적률을 갖는 베이나이트인, 비조질 강이다.

Description

재질 이방성이 작고 강도, 인성 및 피삭성이 우수한 비조질 강 및 그의 제조 방법{NON-REFINED STEEL BEING REDUCED IN ANISOTROPY OF MATERIAL AND EXCELLENT IN STRENGTH, TOUGHNESS AND MACHINABILITY}
대부분의 자동차나 산업 기계의 구조 부품에는 고강도 및 고인성이 필요하게 된다. 종래부터 이들 부품의 제조에 있어서는 기계 구조용 합금강인 SCM435(JIS) 또는 SCV440(JIS) 등이 이용되었다. 또한, 강도 및 인성을 부여하기 위해서는 열간 가공에 의해 성형한 후, 담금질-단련 등의 조질 처리가 실시되고 있었다.
그러나, 상기와 같은 조질 처리는 시간을 요할 뿐만 아니라 비용이 비싸다. 따라서, 이와 같은 조질 처리를 생략할 수 있다면, 대폭의 비용 절감이 달성되며 에너지 절약 면에서도 매우 유리하다.
그래서, 조질 처리를 생략할 수 있는 비조질 강이 종래부터 여러 가지 제안되고 있다.
예컨대, Mn을 함유하고, C 함량이 0.3 내지 0.5 질량%인 중탄소강에 V를 0.10 질량% 정도 첨가한, 페라이트-펄라이트형의 비조질 강이 제안되고 있다. 이 강에서는 열간 압연후의 냉각 과정에서 VC 또는 VN을 페라이트 중에 석출시켜 페라이트의 강도를 상승시키고, 또한 고강도의 펄라이트도 출현시킴으로써 강 전체의 강도 상승을 도모하는 것이다.
그러나, 페라이트-펄라이트형 비조질 강은 펄라이트 중의 세멘타이트로서 존재하는 0.3 내지 0.5 질량%의 C를 강도 상승에 이용한다. 그 때문에, 인장 강도와 인성을 양립시키는 것은 어려웠다. 또한, 안정된 품질을 얻기 위해서는, 부품 성형후의 냉각 속도를 매우 좁은 범위로 제어할 필요가 있으며 취급이 번잡해진다.
또한, 일본 특허 공개 제 94-63025 호 및 일본 특허 공개 제 92-371547 호에는, C 함량이 0.05 내지 0.3 질량%인 저탄소강에 Mn, Cr 또는 V 등을 첨가한 베이나이트형 또는 마르텐사이트형의 열간 단조 비조질 강이 개시되어 있다.
이들 베이나이트형 비조질 강 및 마르텐사이트형 비조질 강은 인성을 보충하기 위해 제안된 것이다. 이들 강은 작은 부품에 대해서는 충분한 인성을 확보할 수 있지만, 큰 부품에 대해서는 냉각 속도가 느리면 인성이 불충분해진다. 즉, 열간 가공후의 냉각 속도를 높게 제어할 필요가 있으며 취급이 번잡해진다.
또한, 종래의 베이나이트형 비조질 강에서는 열간 단조시에 가공되지 않은 부분에서는 결정 입자의 미세화가 수행되지 않는다. 그 결과, 가공되지 않은 부위에서는 가공된 부위에 비해 인성이 저하하는 문제가 있었다. 또한, 항복비가 낮다는 문제도 있었다.
본 발명은 이상의 문제를 효과적으로 해결하는 것이다. 즉, 열간 가공후에 특별히 냉각 속도 제어나 시효 처리를 수행하지 않고 강도를 확보할 수 있고, 가공이 거의 되지 않은 부분에 대해서도 충분히 인장 강도, 항복 강도 및 인성을 상승시킬 수 있으며, 또한 재질 이방성 및 피삭성에 대해서도 우수한 비조질 강 및 그의 제조 방법을 제안하는 것을 목적으로 한다.
발명의 요약
본 발명자들은 상술한 목적을 달성하기 위해 예의 연구를 거듭하였다. 그 결과, 이하에 상술하는 바와 같은 지견을 얻었다.
(1) 베이나이트 조직 중에 블록 조직을 적극적으로 생성시키면, 조대한 오스테나이트 입자로부터의 변태 조직에서도 인성의 향상을 도모할 수 있다. 도 1에 본 발명의 오스테나이트 조직을 모식적으로 도시한다. 1이 구 오스테나이트 입자계이고, 2가 블록 조직이다. 블록 조직은 거의 동일한 결정학적 방위 관계에 있는 미세한 라스(lath)형 조직이다. 도 1로부터 알 수 있는 바와 같이, 구 오스테나이트 입자계로 둘러싸인 베이나이트는 블록 조직에 의해 외관상 세분화되어 인성 향상에 기여한다.
(2) 베이나이트 조직 중에서의 블록 조직의 생성 촉진에는, Mn, Cu, Cr 및 B의 첨가, 그 중에서도 특히 Mn 및 Cu의 첨가가 극히 유효하다. 이들 첨가에 의해 가공이 충분히 실시되지 않은 부위에 있어서도 높은 인성을 얻을 수 있다.
(3) Cu를 강 중에 석출시킴으로써 강의 항복 강도를 상승시킬 수 있다. 또한, Cu 첨가에 의해, 냉각 속도가 느린 경우에도 현저한 강도 상승이 가능해질 뿐만 아니라, 적정량의 S와 병용함으로써 피삭성도 향상된다. 즉, 고강도와 고피삭성을 양립시킬 수 있다.
(4) 종래에는 피삭성을 향상시키기 위해서는 S를 첨가하고 있었다. 과잉의 S에 의한 MnS는 압연시에 연신되어 봉 형태로 강 중에 존재한다. 이와 같은 MnS는 재질 이방성의 원인이 되어, 피삭성의 향상과 재질 이방성의 감소를 양립시키는 것을 어렵게 하였다. 그러나, Cu 첨가에 의한 병용 작용으로 피삭성을 향상시키기 위해 필요한 S 함량이 확보되므로 과잉의 S 첨가가 불필요하게 되어, 봉 형상의 MnS의 생성을 억제할 수 있다. 즉, 피삭성의 향상과 재질 이방성의 감소를 양립시킬 수 있다.
(5) Mn, Ni, Cr, B 등의 첨가에 의해 담금질성이 향상되고, 열간 압연후에 조질 처리를 수행하지 않아도 고강도 및 고인성을 얻을 수 있다.
본 발명은 상기 지견에 입각한 것이다. 즉, 0.05 질량% 초과 0.10 질량% 미만의 C, 1.0 질량% 이하의 Si, 2.2 질량% 초과 5.0 질량%의 Mn, 0.020 질량% 미만의 S, 1.0 질량% 초과 3.0 질량%의 Cu, 3.0 질량% 이하의 Ni, 0.01 내지 2.0 질량%의 Cr, 0.1 질량% 이하의 Al, 0.01 내지 0.10 질량%의 Ti, 0.0003 내지 0.03 질량%의 B, 0.0010 내지 0.0200 질량%의 N 및 0.0060 질량% 이하의 O를 포함하고, 나머지는 Fe 및 불가피적 불순물이며, 강 조직이 10% 이상의 블록 조직 면적률을 갖는 베이나이트인, 재질 이방성이 작고 강도, 인성 및 피삭성이 우수한 비조질 강이다.또한, 동일 성분의 강을 1000 내지 1250℃로 가열한 후, 850℃ 이상의 온도에서 전체 단면적 감소율 30% 이상의 열간 가공을 수행하고, 600 내지 300℃의 온도 범위에서 0.001 내지 1℃/s의 냉각 속도로 냉각하는, 재질 이방성이 작고 강도, 인성 및 피삭성이 우수한 비조질 강의 제조 방법이다. 또한, 각종의 재질 향상을 위해, Mo, Nb, V, W, Zr, Mg, Hf, REM, P, Pb, Co, Ca, Te, Se, Sb 및 Bi 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상의 미량 원소를 함유시키는 것도 가능하다.
본 발명은, 특히 기계 구조용 강으로서 유용한, 재질 이방성이 작고 강도, 인성 및 피삭성이 우수한 비조질 강 및 그의 제조 방법에 관한 것이다. 비조질 강이란 열간 가공 상태로 사용에 제공하는 것을 특징으로 하는 강이다.
도 1은 베이나이트 중의 블록 조직의 생성 상태를 도시한 도면이고,
도 2는 피삭성에 미치는 강 중의 Cu 및 S의 영향을 도시한 그래프이고,
도 3은 압연후의 충격값 이방성에 미치는 강 중의 Cu 및 S의 영향을 도시한 그래프이고,
도 4는 강 중의 Cu 함량을 파라미터로 하여 인장 강도에 미치는 압연후의 냉각 속도의 영향을 도시한 그래프이고,
도 5는 강도 상승에 미치는 강 중의 Cu 함량의 영향을 도시한 그래프이다.
이하, 본 발명을 유래하기에 이른 실험 결과에 대해 설명한다.
도 1에 도시하는 각종 성분 범위의 복수의 강 블룸을 연속 주조에 의해 제조하였다. 상기 강 블룸을 110℃로 가열한 후, 열간 압연에 의해 100㎜φ의 봉강으로 하였다. 열간 압연후, 상기 봉강은 600 내지 300℃의 온도 범위에서 0.5℃/s 또는 10℃/s의 냉각 속도로 냉각하였다. 얻어진 봉강에 대해 각종 재질 시험을 수행하였다.
C Si Mn S Cu Ni
0.07 내지0.10 0.2 내지 0.3 2.9 내지 3.1 0.001 내지0.10 0.5 내지3.0 1.30 내지1.40
Cr Al Ti B N O
0.5 내지0.6 0.025 내지0.050 0.015 내지0.025 0.0010 내지0.0035 0.0035 내지0.0050 0.001 내지0.004
도 2에 피삭성에 미치는 강 중의 Cu 및 S의 영향에 대해 조사한 결과를 도시한다. 도 2에서 실선은 Cu를 1.1 질량% 함유하는 강에서의 결과를 나타내고, 파선은 Cu를 포함하지 않는 강에서의 결과를 나타낸다. 또한, 시험 강은 열간 압연후의 600 내지 300℃의 온도 범위는 0.5℃/s의 냉각 속도로 냉각한 것이다. 피삭성은 측면 마모량이 0.10㎜가 되는 전체 시삭 시간인 공구 수명에 의해 평가하였다. 공구 마모량이 감소되면 공구 수명이 연장되어 피삭성이 우수하다고 평가할 수 있다. 또한, 절삭 조건은 초경 공구를 이용하여 절삭 속도 300m/min, 송출량 0.20㎜/rev, 결각 1㎜의 조건으로 수행하였다. 비교로서, 종래 강의 JIS G4105의 SCM435QT 제품의 외주 시삭에서의 공구 수명을 점선으로 나타내었다.
도 2에 도시하는 바와 같이, Cu　첨가에 의해 공구 수명이 상승하고, 특히 S를 0.002 내지 0.02 질량% 포함하는 경우에 현저하다. 또한, 종래 강철에 대해 공구 수명이 약 2배를 초과하기 위해서는, Cu를 첨가하고 있는 경우, S를 0.002질량% 이상 함유시킬 수 있다.
이와 같이, Cu와 S의 복합 첨가에 의해 공구 수명이 대폭으로 증가하는 이유는 측면 마모면에서 관찰된 Cu 황화물에 의한 벨라크(belag) 효과 때문인 것으로 추정된다.
또한, 열간 압연후의 600 내지 300℃의 온도 범위를 10℃/s로 냉각한 경우는, 0.5℃/s로 냉각한 경우에 얻을 수 있었던 바와 같은 피삭성 향상 효과를 얻을 수 없었다. 또한, 냉각 속도와 공구 수명의 관계를 조사한 바, Cu와 S의 복합 첨가에 의해 공구 수명이 대폭으로 증가하는 효과가 현저한 것은 냉각 속도가 1℃/s 이하인 경우이었다.
이어서, 도 3에 압연후의 충격값 이방성에 미치는 강 중의 Cu 및 S의 영향에 대해 조사한 결과를 도시한다. 도 3에서 실선은 Cu를 1.1 질량% 포함하는 강에서의 결과를 나타내고, 파선은 Cu를 포함하지 않는 강에서의 결과를 나타낸다. 또한, 시험 강은 열간 압연후의 600 내지 300℃의 온도 범위는 0.5℃/s의 냉각 속도로 냉각한 것이다. L 방향 및 C 방향으로부터 JIS3호 충격 시험편을 절취하고, U 노치를 넣고, 20℃에서의 샤르피 충격 및 에너지를 각각 측정하여 비율을 산출하였다.
도 3에 도시하는 바와 같이, Cu 첨가에 의해 L 방향과 C 방향의 충격값의 비율은 1에 근접하고, 특히 S를 0.002 내지 0.02 질량% 포함하는 경우에 현저하다. L 방향과 C 방향의 충격값의 비율을 90% 이상으로 하기 위해서는 S를 0.020 질량% 미만으로 제어할 필요가 있다. 또한, 특히 L 방향과 C 방향의 충격값의 비율을90% 이상으로 하기 위해서는 S를 0.014 질량% 이하로 한정할 필요가 있음을 알 수 있다.
재질 이방성은 충격값의 이방성에서 가장 현저하게 나타난다고 알려져 있다. 따라서, 이 결과로부터, L 방향과 C 방향의 재질 이방성을 감소시키기 위해서는, S를 0.020 질량% 미만, 바람직하게는 0.014 질량% 이하로 한정할 필요가 있다.
이어서, 도 4에 인장 강도에 미치는 열간 압연후의 600 내지 300℃의 온도 범위의 냉각 속도의 영향에 대해 조사한 결과를 도시한다. 도 4에서 실선은 Cu를 1.5 질량% 포함하는 강에서의 결과를 나타내고, 파선은 Cu를 0.8 질량% 포함하는 강에서의 결과를 나타낸다. S 함량은 0.013 질량%이었다. 인장 강도는 절취한 JIS4호 인장 시험편을 인장 시험에 제공하여 측정하였다.
도 4에 도시한 바와 같이, Cu를 1.5 질량% 포함하는 강에서는 열간 압연후의 600 내지 300℃의 온도 범위의 냉각 속도가 1℃/s 이하인 경우에는, Cu를 0.8 질량% 함유하는 강에 비해 TS가 상승하고, 1000㎫ 정도의 높은 인장 강도를 얻을 수 있었다. 그 이유는 열간 압연후의 냉각 과정에서 Cu가 미세하게 석출되어 강도 상승에 효과적으로 작용하였기 때문인 것으로 여겨진다.
일반적인 열간 가공에 있어서는 가공후의 냉각 속도가 1℃/s 이하이다. 즉 Cu를 첨가한 강에서는 압연후의 냉각 속도를 각별히 관리할 필요없이, 비조질로 고강도화를 달성할 수 있음을 알 수 있다.
또한, Cu 무첨가 강에서는 대직경 봉강 등과 같이 냉각 속도가 느린 경우, 조직이 연화되어 강도 부족이 발생한다는 문제가 있었다.
이러한 점에서, 도 4에 도시한 바와 같이, Cu를 첨가한 강은 냉각 속도가 느려진 경우에서도, Cu의 석출 강화에 의해 조직의 연화가 작아지고, 안정한 강도가 얻어질 수 있다. 이 때문에 소직경에서 대직경까지의 폭 넓은 크기에 적용 가능하다.
도 5에 강도 상승에 미치는 강 중의 Cu 함량의 영향에 대해 조사한 결과를 도시한다. 또한, S 함량은 0.013 질량%이고, 열간 압연후의 600 내지 300℃의 온도 범위의 냉각 속도는 0.5℃/s이다. △TS는 Cu 무첨가 강과의 TS 차이이다.
도 5에 도시한 바와 같이, Cu 함량이 1.0 질량%를 초과하면 △TS가 급격하게 커진다. 특히, Cu가 1.5 질량% 이상이면 250㎫ 정도의 큰 강도 상승을 얻을 수 있다.
다음에, 본 발명에서 강의 성분 조성을 상기 범위로 한정한 이유에 대해 설명한다.
C: 0.05 질량% 초과 0.10 질량% 미만
C는 강도의 확보 및 베이나이트 조직 중에 블록 조직을 형성시키기 위해 필요한 원소이다. 이 때문에 0.05 질량% 초과의 C를 함유시킬 필요가 있다. 한편, 0.10 질량% 이상 함유시키면 마르텐사이트 조직이 되어 인성을 손상시킨다. 따라서, 0.10 질량% 미만으로 하였다.
Si: 1.0 질량% 이하
Si는 탈산 및 고용 강화에 유용한 원소이다. 그러나, 과잉으로 함유시키면 인성의 저하를 초래한다. 따라서, 1.0 질량% 이하로 한정하였다.
Mn: 2.2 질량% 초과 5.0 질량%
Mn은 담금질성을 향상시키고 베이나이트 조직 중에 블록 조직을 형성시키기 위해 필요한 원소이다. 이들 효과에 의해 강도 및 인성을 확보하기 위해서는 2.2 질량%를 초과하여 함유시킬 필요가 있다. 그러나, 5.0 질량%를 초과하면 절삭성이 저하된다. 따라서, 2.2 질량% 초과 5.0 질량%의 범위로 한정하였다.
S: 0.020 질량% 미만
S는 특히 Cu와의 복합 첨가에 의해 절삭성을 향상시키는 원소이다. 이 효과를 발휘시키기 위해서는 0.002 질량% 이상의 함유가 바람직하다. 그러나, 과잉으로 첨가하면 MnS를 형성하여 재질 이방성을 야기한다. 따라서, 0.020 질량% 미만으로 한정하였다.
Cu: 1.0 질량% 초과 3.0 질량%
Cu는 석출 강화 및 S와의 복합 첨가에 의해 피삭성을 향상시키는 원소이다. 또한, 베이나이트 조직 중의 블록 조직의 생성을 촉진시키고, 인성을 향상시킨다. 이들 효과를 발현시키기 위해서는 1.0 질량%를 초과하여 함유되는 것이 필요하다. 한편 3.0 질량%를 초과하면 인성을 급격히 저하시킨다. 따라서, 1.0 질량% 초과 3.0 질량%의 범위로 한정하였다. 보다 바람직하게는 1.5 내지 3.0 질량%의 범위이다.
Ni: 3.0 질량% 이하
Ni는 강도 및 인성을 향상시키는데 효과적인 원소이다. 또한, Cu를 첨가한 경우에는 압연시에 있어서의 Cu 분할을 방지하는데도 효과적이다. 그러나, 고가일뿐더러 과잉으로 첨가하여도 그 효과는 포화된다. 따라서, 3.0 질량% 이하로 한정하였다.
Cr: 0.01 내지 2.0 질량%
Cr은 담금질성을 향상시키는데 효과적인 원소이다. 또한, 강도 및 인성에 미치는 열간 가공후의 냉각 속도의 영향을 감소시키는 매우 유용한 원소이다. 또한, 열간 단조후의 베이나이트 중의 블록 조직 생성 촉진에도 효과가 있다. 그러나, 함유량이 0.01 질량%로 충족되지 않으면 그 첨가 효과가 작다. 한편, 2.0 질량%를 초과하여 다량으로 첨가하면 인성의 저하를 초래한다. 따라서, Cr은 0.01 내지 2.0 질량%의 범위로 한정하였다.
Al: 0.1 질량% 이하
Al은 탈산제로서 효과적으로 기여한다. 그러나, 첨가량이 0.1 질량%를 초과하면 알루미나계 개재물을 증대시킨다. 그 결과, 인성을 손상시킬 뿐만 아니라 피삭성도 저하시킨다. 따라서, 0.1 질량% 이하로 한정하였다.
Ti: 0.01 내지 0.10 질량%
Ti는 석출 강화 원소이다. 또한, N과 함께 TiN을 형성하여 조직의 미세화에 기여하고, 인성을 향상시키는 유용한 원소이다. 또한, 탈산제로서도 기능한다. 이 때문에, 0.01 질량% 이상으로 첨가한다. 한편, 과잉으로 첨가하면, 냉각 속도가 느린 경우에 조대한 TiN을 석출하여 오히려 인성을 저하시킨다. 따라서, 상한을 0.1 질량%로 하였다.
B: 0.0003 내지 0.03 질량%
B는 담금질성을 향상시키는 원소이다. 또한, 강도 및 인성에 미치는 냉각 속도의 영향을 감소시키는데 유용한 원소이다. 또한, 열간 단조후의 베이나이트의 블록 조직의 생성을 촉진시키는데도 효과적으로 기여한다. 그 결과를 발휘하는 데는 0.0003 질량% 이상의 첨가가 필요하다. 한편, 과잉으로 첨가해도 그 효과는 포화된다. 따라서, 0.03 질량%를 상한으로 하였다.
N: 0.0010 내지 0.0200 질량%
N은 Ti와 함께 TiN을 형성하여 석출된다. 열간 단조 등의 가열시에는 결정 입자 성장을 억제하는 피닝(pinning) 부위로서 작용한다. 그 결과, 조직을 미세화하여 인성을 향상시키는 기능이 있다. 그러나, 함유량이 0.0010 질량% 미만이면 TiN의 석출에 의한 효과를 충분히 발휘시킬 수 없다. 한편, 0.0200 질량%를 초과하여 첨가하여도 이들 효과는 포화된다. 또한, 고용 N은 오히려 강재의 인성을 저하시킨다. 따라서, N은 0.0010 내지 0.0200 질량%의 범위로 한정하였다.
O: 0.0060 질량% 이하
O는 용제시의 탈산제로 반응하여 산화물을 형성한다. 형성된 산화물을 충분히 제거할 수 없으면 강 중에 잔류한다. O 함량이 0.0060 질량%를 초과하면 잔류 산화물이 증가하여 인성을 대폭으로 저하시킨다. 따라서, O는 0.0060 질량% 이하로 억제한다. 또한, 바람직하게는 0.0045 질량% 이하이다.
본 발명에서는 이상의 필수 성분 이외에도 이하의 미량 원소를 첨가시키는 것이 가능하다.
담금질성을 향상시키고, 나아가서는 강도를 향상시키는 원소로서는 Mo 및 Nb를 이하의 범위로 함유시킬 수 있다.
Mo: 1.0 질량% 이하
Mo는 상온 및 고온에서의 강도를 향상시키는 효과가 있다. 그러나, 과잉으로 첨가하면 비용 상승을 초래한다. 따라서, 1.0 질량% 이하의 범위로 한정하였다. 또한, 강도 향상 효과를 발휘시키기 위해서는 0.05 질량% 이상 함유시키는 것이 바람직하다.
Nb: 0.5 질량% 이하
Nb는 담금질성 향상 효과 뿐만 아니라 석출 강화 및 인성 향상 효과를 갖는다. 그러나, 0.5 질량%를 초과하여 첨가하면 열간 가공성을 저해한다. 따라서, 0.5 질량% 이하로 함유시키는 것으로 하였다.
강도 개선 성분으로는 V 및 W를 이하의 범위로 함유시킬 수 있다.
V: 0.5 질량% 이하
VC 및 VN은 석출 강화에 이용된다. 또한, 오스테나이트 영역에서 석출한 VC 및 VN을 베이나이트 생성핵으로서 이용함으로써 조직의 미세화 및 인성의 향상이 가능하다. 그러나, 0.5 질량%를 초과하여 첨가하면, 효과가 포화되고, 주조 분할(cast cracking) 등의 문제도 발생한다. 따라서, V는 0.5 질량% 이하로 함유시키는 것으로 하였다.
W: 0.5 질량% 이하
W는 고용 강화에 의한 강도 상승 효과가 있다. 또한, C와 반응하여 WC를 석출하고, 강도의 상승에 유효하게 기여한다. 그러나, 0.5 질량%를 초과하여 첨가하면 급격한 인성 저하를 초래한다. 따라서, W는 0.5 질량% 이하로 함유시키는 것으로 하였다.
또한, 결정 입자를 미세화하고 인성을 향상시킬 목적으로 이하의 원소를 함유시킬 수 있다.
Zr: 0.02 질량% 이하
Zr은 탈산제일 뿐만 아니라 결정 입자를 미세화하여 강도 및 인성을 향상시키는 유용한 원소이다. 그러나, 0.02 질량%를 초과하여 함유하여도 그 효과는 포화된다. 따라서, Zr은 0.02 질량% 이하로 함유시키는 것으로 하였다.
Mg: 0.02 질량% 이하
Mg는 탈산제인 동시에 결정 입자를 미세화하여 강도 및 인성을 향상시키는데 효과적으로 기여한다. 그러나, 0.02 질량%를 초과하여 함유하여도 그 효과는 포화된다. 따라서, Mg는 0.02 질량% 이하로 함유시키는 것으로 하였다.
Hf: 0.10 질량% 이하
Hf는 결정 입자를 미세화하고 강도 및 인성을 향상시키는데 효과적이다. 그러나, 0.10 질량%를 초과하여 함유하여도 그 효과는 포화된다. 따라서, Hf는 0.10 질량% 이하로 함유시키는 것으로 하였다.
REM: 0.02 질량% 이하
REM은 결정 입자를 미세화하고 강도 및 인성을 향상시키는데 효과적이다. 그러나, 0.02 질량%를 초과하여 함유하여도 그 효과는 포화된다. 따라서, REM은 0.02 질량% 이하로 함유시키는 것으로 하였다.
또한, 절삭성을 향상시키는 원소로서, P, Pb, Ca, Te, Co, Se, Sb 및 Bi 중 1종 또는 2종 이상을 각각 이하의 범위로 함유시킬 수 있다.
P: 0.10 질량% 이하
절삭성의 향상을 목적으로 P를 첨가하는 것도 가능하다. 단, 인성 또는 내피로성에 악영향을 미칠 수 있기 때문에, 0.10 질량% 이하로 함유시킬 필요가 있다. 바람직하게는 0.07 질량% 이하이다.
Pb: 0.30 질량% 이하
Pb는 융점이 낮고, 절삭시의 강재의 발열에 의해 용융하면 액체 윤활 작용을 발휘하여 절삭성을 향상시키는 원소이다. 그러나, 함유량이 0.30 질량%를 초과하면 그 효과가 포화되고, 오히려 내피로성의 저하를 초래한다. 따라서, Pb는 0.30 질량% 이하로 함유시키는 것으로 하였다.
Ca: 0.02 질량% 이하
Ca는 Pb와 거의 동일한 효과를 갖는 원소로, 그 효과를 발휘시키기 위해서는 0.0005 질량% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 그러나, 0.02 질량%를 초과하면 그 효과가 포화된다. 따라서, Ca는 0.02 질량% 이하로 함유시키는 것으로 하였다. 보다 효과적으로는 0.0005 내지 0.010 질량%의 범위이다.
Te: 0.05 질량% 이하
Te도 Pb 및 Ca와 마찬가지로 절삭성을 향상시키는 원소이다. 그러나, 0.05 질량%를 초과하면 그 효과가 포화되어 내피로성이 저하한다. 따라서, 0.05 질량% 이하의 함유로 한정하였다.
Co: 0.10 질량% 이하
Co도 Pb, Ca 및 Te와 거의 동일한 효과를 갖는 성분이지만, 0.10 질량%를 초과하면 그 효과가 포화된다. 따라서, 0.10 질량% 이하의 함유로 한정하였다.
Sb: 0.05 질량% 이하
Sb도 Co, Pb, Ca 및 Te와 거의 동일한 효과를 갖는 성분이지만, 0.05 질량%를 초과하면 그 효과가 포화된다. 따라서, 0.05 질량% 이하의 함유로 한정하였다.
Bi: 0.30 질량% 이하
Bi도 Sb, Co, Pb, Ca 및 Te와 거의 동일한 효과를 갖는 성분이지만, 0.05 질량%를 초과하면 그 효과가 포화된다. 따라서, 0.05 질량% 이하의 함유로 한정하였다.
Se: 0.02 질량% 미만
Se는 Mn과 결합하여 MnSe를 형성한다. MnSe는 칩 브레이커로서 작용하고 피삭성을 개선한다. 그러나, 0.02 질량% 이상의 첨가는 내피로성에 악영향을 미친다. 따라서, 0.02 질량% 미만으로 함유시키는 것으로 하였다.
또한, 상술한 성분은 0.002 질량%로 미량 첨가하여도 그 효과를 발휘한다.
본 발명에서는 성분 조성 범위를 상기의 범위로 조절하는 것에 더하여, 강 조직이, 블록 조직을 면적률로 10% 이상 함유하는 베이나이트 조직일 필요가 있다.
페라이트 조직에서는 결정 입자 직경이 조대화되면 고인성을 얻을 수 없기 때문이다. 한편, 마르텐사이트 조직에서는 냉각 속도 범위가 좁고, 조직 및 강도의 냉각 속도 의존성이 커지기 때문이다. 또한, 블록 조직을 면적률로 10% 이상함유함으로써, 베이나이트가 외관상 세분화될 수 있고 인성이 향상된다.
또한, 강 조직을 블록 조직을 함유하는 베이나이트 조직으로 하기 위해서는 Cu를 첨가하고, 제조 공정 중, 특히 냉각 공정에서 0.001℃/s 이상의 냉각 속도 범위로 냉각할 수 있다.
이어서, 본 발명에 따른 제조 방법에 대해 설명한다.
상기한 바람직한 성분 조성으로 조절한 용강을 통상적으로 주괴법이나 연속 주조법에 의해 블룸으로 만든다.
이어서, 블룸 가열을 실시하는데, 이 가열 온도는 1000 내지 1250℃ 범위로 한다. Cu의 석출 강화를 효과적으로 활용하고, S와의 복합 작용을 얻기 위해서는 Cu를 충분히 고용화시킬 필요가 있다. 그 때문에 1000 내지 1250℃의 온도로 가열을 실시하는 것이 중요한 것이다.
이어서, 850℃ 이상의 온도에서 전체 단면적 감소율 30% 이상의 열간 압연을 실시하는 것은, 재질 이방성을 감소시키기 위해서는 MnS의 감소는 물론, 미세 조직의 이방성을 감소시킬 필요가 있기 때문이다. 이를 위해서는 변태전의 오스테나이트 입자가 등축인 재결정 입자일 필요가 있다. 따라서, 압연 처리 온도는 오스테나이트 입자의 재결정 범위인 850℃ 이상으로 하고, 또한 전체 단면적 감소율 30% 이상의 가공을 실시하는 것이 중요하다.
그 후, 600 내지 300℃의 온도 범위를 0.001 내지 1℃/s의 냉각 속도로 냉각한다. 여기서, 냉각 속도를 0.001℃/s 이상으로 한 것은, 피삭성의 향상 및 블록 조직을 포함하는 베이나이트 조직으로 하기 위해서이다. 또한, 1℃/s 이하로 한것은 Cu를 미세하게 석출시켜 강도의 향상을 도모하기 위해서이다.
또한, 상기 냉각 속도는 이러한 유형의 강재의 열간 가공에 있어서의 일반적인 냉각 속도, 즉 대기중에서 방치 냉각한 경우의 일반적인 냉각 속도이다. 즉, 본 발명에서는 압연후에 각별한 제어 냉각을 실시할 필요가 없는 것이다.
또한, 600 내지 300℃의 온도 범위는 베이나이트를 생성하는 온도 범위이다. 따라서, 적어도 이 온도 범위에 대해 0.001 내지 1℃/s의 냉각 속도로 냉각을 수행할 수 있다.
이렇게 하여, 재질 이방성이 작고 강도, 인성 및 피삭성이 우수한 비조질 강을 얻을 수 있다.
표 2 내지 4에 나타낸 성분 조성으로 이루어진 용강을 전로에서 용융시키고, 연속 주조에 의해 블룸으로 만들었다. 또한, 비교예에 있어서, 본 발명 범위 밖의 성분은 그 수치에 밑줄을 그어 표시하였다. 이어서, 거친 압연에 의해 84㎜ 각, 90㎜ 각, 250㎜ 각 및 500㎜ 각의 강편으로 압연한 후, 이들 강편을 표 5 내지 8에 나타낸 조건으로 열간 압연을 실시하고, 80㎜Φ, 85㎜Φ, 200㎜Φ 및 350㎜Φ의 봉강으로 하여 방치 냉각하였다. 또한, 일부에 대해서는 제어 냉각을 실시하였다.
이렇게 하여 얻어진 각 봉강의 조직, 기계적 성질, 충격 특성 및 절삭성을 조사하였다. 얻어진 결과를 표 5 내지 8에 나타낸다.
조직은 3%의 나이탈로 에칭한 시료를 광학 현미경으로 관찰하였다. 또한,블록 조직 면적률은 10 시야에 대해 어둡게 보이는 부위의 면적으로부터 산출하였다.
기계적 성질은 JIS4호 인장 시험편을 채취하여 인장 시험에 의해 측정하였다.
충격 특성은 JIS3호 충격 시험편을 L 방향과 C 방향으로부터 채취하고, 20℃에서 샤르피 시험을 수행하여 샤르피 충격 에너지를 측정하였다. 표에서는 L 방향 샘플의 충격 에너지를 나타내고, C 방향에 대해서는 L 방향과의 비율을 나타내었다.
피삭성은 도 2에 나타낸 실험과 동일한 실험으로 공구 수명을 측정하였다.
또한, 피삭성에 관한 지표로서 칩 처리성을 다음의 4 단계로 평가하였다.
◎: 미세하게 분쇄되어, 길이가 10㎜ 이하인 칩이 발생한다.
○: 미세하게 분쇄되어, 길이가 10 내지 15㎜인 칩이 발생한다.
△: 일부 15 내지 30㎜ 길이의 칩이 발생한다.
×: 30㎜ 이상의 칩이 연속하여 발생한다.
표 5 내지 8에 나타낸 바와 같이, 본 발명에 따라 얻어진 비조질 강은 모두 TS≥926㎫의 고강도와 υE20≥101J/㎠의 고인성이 얻어졌다. 또한, 피삭성도 우수하고 재질 이방성도 작다.
이에 비해, 종래 형태의 비조질 강인 강 49에서는 강도 및 인성의 냉각 속도 의존성이 크다(No. 59, 60, 61). 즉, 페라이트-펄라이트 조직인 강 49는 냉각 속도가 빠른 경우에도 TS는 894㎫이고, 900㎫에 달하지 않는다. 냉각 속도가 느려지면 더 낮은 값밖에 얻을 수 없다. 또한, 인성은 냉각 속도가 빠른 경우에도 46J/㎠정도이고, 냉각 속도가 느린 경우는 18J/㎠ 정도까지 저하한다.
이러한 점으로부터, 종래 형태의 비조질 강에서도 강 48은 강도와 인성의 균형이 어느 냉각 속도에서든 강 49에 비해 양호하다(No. 56, 57, 58). 그러나, 종래 형태의 조질 강인 강 50(No. 62, 63, 64), 강(No. 65, 66, 67) 및 본 발명 강에 비해 강 48은 강도 및 인성이 낮다.
즉, 비교예인 강 49 및 강 48은 비교적 냉각 속도가 빠른 소직경 봉강에 적용할 수 있는 가능성이 있지만, 냉각 속도가 느린 대직경 봉강에는 부적합하다.
이에 비해, 본 발명 강의 기계적 성질 또는 인성은 냉각 속도 의존성이 매우 작다. 즉, 대직경 봉강이 된 경우에도 충분한 강도 및 인성을 균등하게 부여할 수 있다.
이와 같이, 본 발명에 의하면, 열간 가공후의 조질 처리를 원칙적으로 필요로 하지 않고, 또한 압연 크기마다 다른 냉각 속도 제어도 불필요하고, 우수한 강도와 인성을 양호한 피삭성 및 재질 이방성과 병행하여 얻을 수 있다.
이와 같이, 본 발명의 비조질 강은 종래의 비조질 강보다 우수한 강도-인성 균형을 갖는다. 이 때문에, 고강도 및 고인성을 필요로 하는 자동차용 중요 보안 부품을 비롯하여, 샤프트류, 전동 부품 및 미끄럼 부품 등 각종 기계 부품에 널리활용할 수 있다.

Claims (10)

  1. 0.05 질량% 초과 0.10 질량% 미만의 C, 1.0 질량% 이하의 Si, 2.2 질량% 초과 5.0 질량%의 Mn, 0.020 질량% 미만의 S, 1.0 질량% 초과 3.0 질량%의 Cu, 3.0 질량% 이하의 Ni, 0.01 내지 2.0 질량%의 Cr, 0.1 질량% 이하의 Al, 0.01 내지 0.10 질량%의 Ti, 0.0003 내지 0.03 질량%의 B, 0.0010 내지 0.0200 질량%의 N 및 0.0060 질량% 이하의 O를 포함하고, 나머지는 Fe 및 불가피적 불순물이며, 강 조직이 10% 이상의 블록 조직 면적률을 갖는 베이나이트인, 재질 이방성이 작고 강도, 인성 및 피삭성이 우수한 비조질 강.
  2. 제 1 항에 있어서,
    1.0 질량% 이하의 Mo 및 0.5 질량% 이하의 Nb 중에서 선택된 1종 또는 2종을 추가로 함유하는, 재질 이방성이 작고 강도, 인성 및 피삭성이 우수한 비조질 강.
  3. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
    0.5 질량% 이하의 V 및 0.5 질량% 이하의 W 중에서 선택된 1종 또는 2종을 추가로 함유하는, 재질 이방성이 작고 강도, 인성 및 피삭성이 우수한 비조질 강.
  4. 제 1 항 내지 제 3 항 중 어느 한 항에 있어서,
    0.02 질량% 이하의 Zr, 0.02 질량% 이하의 Mg, 0.10 질량% 이하의 Hf 및 0.02질량% 이하의 REM 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 추가로 함유하는, 재질 이방성이 작고 강도, 인성 및 피삭성이 우수한 비조질 강.
  5. 제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 있어서,
    0.10 질량% 이하의 P, 0.30 질량% 이하의 Pb, 0.1 질량% 이하의 Co, 0.02 질량% 이하의 Ca, 0.05 질량% 이하의 Te, 0.02 질량% 미만의 Se, 0.05 질량% 이하의 Sb 및 0.30 질량% 이하의 Bi 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 추가로 함유하는, 재질 이방성이 작고 강도, 인성 및 피삭성이 우수한 비조질 강.
  6. 0.05 질량% 초과 0.10 질량% 미만의 C, 1.0 질량% 이하의 Si, 2.2 질량% 초과 5.0 질량%의 Mn, 0.020 질량% 미만의 S, 1.0 질량% 초과 3.0 질량%의 Cu, 3.0 질량% 이하의 Ni, 0.01 내지 2.0 질량%의 Cr, 0.1 질량% 이하의 Al, 0.01 내지 0.10 질량%의 Ti, 0.0003 내지 0.03 질량%의 B, 0.0010 내지 0.0200 질량%의 N 및 0.0060 질량% 이하의 O를 포함하고 나머지로서 Fe 및 불가피적 불순물을 포함하는 강을 1000 내지 1250℃로 가열한 후; 850℃ 이상의 온도에서 전체 단면적 감소율 30% 이상의 열간 가공을 수행하고; 600 내지 300℃의 온도 범위에서 0.001 내지 1℃/s의 냉각 속도로 냉각하는, 재질 이방성이 작고 강도, 인성 및 피삭성이 우수한 비조질 강의 제조 방법.
  7. 제 6 항에 있어서,
    강이 1.0 질량% 이하의 Mo 및 0.5 질량% 이하의 Nb 중에서 선택된 1종 또는 2종을 추가로 함유하는, 재질 이방성이 작고 강도, 인성 및 피삭성이 우수한 비조질 강의 제조 방법.
  8. 제 6 항 또는 제 7 항에 있어서,
    강이 0.5 질량% 이하의 V 및 0.5 질량% 이하의 W 중에서 선택된 1종 또는 2종을 추가로 함유하는, 재질 이방성이 작고 강도, 인성 및 피삭성이 우수한 비조질 강의 제조 방법.
  9. 제 6 항 내지 제 8 항 중 어느 한 항에 있어서,
    강이 0.02 질량% 이하의 Zr, 0.02 질량% 이하의 Mg, 0.10 질량% 이하의 Hf 및 0.02 질량% 이하의 REM 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 추가로 함유하는, 재질 이방성이 작고 강도, 인성 및 피삭성이 우수한 비조질 강의 제조 방법.
  10. 제 6 항 내지 제 9 항 중 어느 한 항에 있어서,
    강이 0.10 질량% 이하의 P, 0.30 질량% 이하의 Pb, 0.1 질량% 이하의 Co, 0.02 질량% 이하의 Ca, 0.05 질량% 이하의 Te, 0.02 질량% 미만의 Se, 0.05 질량% 이하의 Sb 및 0.30 질량% 이하의 Bi 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 추가로 함유하는, 재질 이방성이 작고 강도, 인성 및 피삭성이 우수한 비조질 강의 제조 방법.
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