KR20050075019A

KR20050075019A - 피삭성이 우수한 강과 그 제조 방법

Info

Publication number: KR20050075019A
Application number: KR1020057008721A
Authority: KR
Inventors: 마사유키 하시무라; 아쓰시 미즈노; 겐이치로 나이토; 히로시 하기와라; 고이치 이소베; 히로시 히라타
Original assignee: 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤
Priority date: 2002-11-15
Filing date: 2003-11-14
Publication date: 2005-07-19
Also published as: US20090050241A1; EP1580287A4; EP1580287A1; US8137484B2; US20060013720A1; KR100708430B1; US7488396B2; EP1580287B1; DE60318745D1; TW200415243A; TWI249579B; WO2004050932A1; DE60318745T2

Abstract

본 발명은 질량%로, C: 0.005 내지 0.2%, Si: 0.001 내지 0.5%, Mn: 0.2 내지 3.0%, P: 0.001 내지 0.2%, S: 0.03 내지 1.0%, T. N: 0.002 내지 0.02%, T. O: 0.0005 내지 0.035%, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강으로, 강중 Mn/S를 1.2 내지 2.8로 규제하거나, 또는 강의 마이크로 조직에 있어서 입경 1㎛를 초과하는 펄라이트의 면적율이 5% 이하 로 하는 어느 하나, 또는 양쪽 모두를 만족하는 것을 특징으로 하는 피삭성이 우수한 강과 그 제조방법이다.

Description

피삭성이 우수한 강과 그 제조 방법 {STEEL EXCELLENT IN MACHINABILITY AND METHOD FOR PRODUCTION THEREOF}

본 발명은 자동차나 일반 기계 등에 이용되는 강과 그 제조 방법에 관한 것으로, 특히 절삭시의 공구 수명과 절삭 표면 조도 및 잘라낸 부스러기 처리성이 우수한 피삭성이 우수한 강과 그 제조 방법에 관한 것이다.

일반 기계나 자동차는 여러 종류의 부품을 조합하여 제조되고 있으나, 그 부품은 요구 정도와 제조 효율의 관점에서, 많은 경우, 절삭 공정을 거쳐 제조되고 있다. 이 때, 비용 저감과 생산 능률의 향상이 요구되어 강에도 피삭성의 향상이 요구되고 있다. 특히 종래 SUM23나 SUM24L는 피삭성을 중요시하여 개발되어 왔다. 지금까지 피삭성을 향상시키기 위하여서 S, Pb 등의 피삭성 향상 원소를 첨가하는 것이 유효하다는 것이 알려져 있다. 그러나 수요자에 따라서는 Pb는 환경 부하 때문에 사용을 기피하는 경우도 있고, 그 사용량을 줄이는 추세이다.

지금까지도 Pb를 첨가하지 않는 경우에는 S와 같이 MnS와 같은 절삭 환경하에서 연질이 되는 개재물을 형성하여 피삭성을 향상시키는 수법이 사용되고 있다. 그러나 이른 바 저탄 연쾌삭강 SUM24L에는 저탄 유황쾌삭강 SUM23과 동량의 S가 첨가되고 있다. 따라서 종래 이상의 S량을 첨가할 필요가 있다. 그러나, 다량의 S첨가에서는 MnS를 단지 조대하게 할 뿐, 피삭성 향상에 유효한 MnS 분포가 되지 않을 뿐만 아니라, 압연, 단조 등에 있어서 파괴 기점이 되어 압연 흔적 등의 제조상의 문제를 많이 일으킨다. 또한 SUM23를 베이스로 하는 유황 쾌삭강에서는 구성 날끝이 부착되기 쉽고, 구성 날끝의 탈락 및 잘라낸 부스러기 분리 현상에 수반되는 절삭 표면에 요철이 생겨 표면 조도가 열화된다. 따라서, 피삭성의 관점에서도 표면 조도가 열화에 의한 정도 저하가 문제이다. 잘라낸 부스러기 처리성에 있어서도, 잘라낸 부스러기가 짧게 분단되기 쉬운 것이 양호한 것으로 생각되고 있으나, 단순한 S 첨가 만으로는 매트릭스의 연성이 크기 때문에, 충분히 분단되지 않고, 크게 개선되지 않았다.

또한 S 이외의 원소, Te, Bi, P 등도 피삭성 향상 원소로서 알려져 있으나, 어느 정도 피삭성을 향상시킬 수 있어도, 압연이나 열간 단조시에 분열을 일으키기 쉬우므로, 극도로 적은 것이 바람직하다고 여겨지고 있다는 것이 일본공개특허공보 평9-71840호, 일본특허출원 특원2000-160284호, 일본공개특허공보 2000-219936호, 일본공개특허공보 2001-329335호에 개시되어 있다.

또한, 일본공개특허공보 평11-222646호에는 단독으로 20㎛ 이상의 황화물, 복수의 황화물이 약 직렬상으로 늘어선 길이 20㎛ 이상의 황화물군이 압연 방향 단면 1mm²의 시야 내에 3O개 이상 존재함으로써 잘라낸 부스러기 처리성을 높이는 방법이 제안되고 있다. 그러나, 사실상 피삭성에 가장 유효한 서브㎛ 레벨의 황화물의 분산에 있어서 제조 방법을 포함하여 언급되어 있지 않고, 또 그 성분계로 볼 때 기대할 수 없다.

또한, 일본공개특허공보 평11-293391호에는 황화물계 개재물의 평균 사이즈가 5O㎛² 이하이고, 한편 그 황화물계 개재물이 1mm²당 75O개 이상 존재함으로써 잘라낸 부스러기 처리성을 높이는 방법이 제안되고 있다. 그러나, 사실상 피삭성에 가장 유효한 서브㎛ 레벨의 황화물의 분산에 대하여는 일본공개특허공보 평11-222646호와 같이 아무런 언급도 없고, 또한 그것을 의식하여 넣는 기술이나 조사하는 방법에 대하여도 기술되어 있지 않다.

한편, 절삭 공구 수명에 대하여는 제조 능률 등에 직접적으로 영향을 주므로 쉽게 주목을 받지만, 피삭성 중에서도 기술적 난이도가 높은 것은 표면 조도이고, 표면 조도에 대하여는 피삭재의 본질적인 성질에 영향을 받기 때문에, 표면 조도를 종래 강 이상으로 하는 것은 곤란하였다. 이 표면 조도는 부품의 성능에 직결되기 때문에, 표면 조도의 열화는 부품 성능의 저하나 제품 제조시의 불량율의 증가의 원인이 되어, 공구 수명보다 중요시되는 경우가 많다. 이러한 의미에서 종래의 연쾌삭강은 우수하며, 단순한 유황 쾌삭강에 비하여, 공구 수명 뿐만 아니라, 표면 조도가 우수하기 때문에, 부품 성능의 저하를 막기 위하여 다용되고 있다.

표면 조도를 향상시키기 위한 강에 관한 기술에서는 일반적으로는 Pb, Bi와 같은 쾌삭 원소를 첨가하는 것이 많지만, 그 이외에서는 예를 들면, 일본공개특허공보 평5-345951호에서 볼 수 있는 바와 같이 MnS 개재물의 평균 사이즈가 5O㎛² 이하로 미세화시킴으로써 표면 조도를 확보하는 것, 페라이트 매트릭스 중에, 평균 단면적: 5 내지 3O㎛²의 흑연을 0.20 내지 1.O% 가지는 것을 특징으로 하는 공구 수명과 마무리면 조도가 우수한 흑연 쾌삭강 등을 볼 수 있다.

그러나, 이러한 수법으로도 종래의 연쾌삭강 이상의 표면 조도를 얻는 것은 곤란하고, 이른 바 저탄 연쾌삭강 SUM24L가 종래부터 표면 조도가 우수하다. 그 이유는 이러한 규정에서의 개재물의 미세 분산 레벨은 평균지름으로 3㎛ 정도의 입자를 취급하고 있는 것에 지나지 않고, 그 균일 분산이 불충분하기 때문에, 구성 날끝이 생기기 쉬워, 종래의 연쾌삭강 정도로는 표면 조도를 개선할 수 없는 것으로 추정된다.

도 1은 본 발명에 의한 강의 페라이트·펄라이트 조직을 나타내는 현미경 사진이다.

도 2(a)는 본 발명에 의한 MnS의 미세 분산 상태를 나타내는 현미경 사진이며, 도 2(b)는 종래강에 있어서의 조대 MnS의 존재 상태를 나타내는 현미경 사진이다.

도 3은 펄라이트 면적율로 표면 조도의 관계를 나타내는 도면이다.

도 4는 본 발명에 의한 강의 S량과 B량과의 최적 범위를 나타내는 도이다.

도 5는 본 발명에 의한 MnS를 주성분으로 그 BN를 복합 석출한 황화물의 형태를 나타내는 TEM 레플리카 사진이다.

도 6은 BN의 EDX 분석 결과를 나타내는 도면이다.

도 7은 플랜지 절삭 방법을 나타내는 도면이다.

<발명을 실시하기 위한 최선의 실시형태>

본 발명은 납을 첨가하지 않고, 충분한 피삭성, 특히 양호한 표면 조도를 얻기 위하여 매트릭스를 취화시키는 동시에, 공구/피삭재의 접촉면의 윤활을 양호하게 하기 위하여, B를 다량으로 첨가하는 것을 특징으로 하고 있다. 또한 S량도 비교적 다량으로 첨가하고, 그것들을 미세 분산시키기 위하여 Mn와 S의 첨가량의 비율을 정밀하게 제어한다. 또한, 강의 마이크로 조직에 관하여서도, 종래의 탄소강에서 볼 수 있는 펄라이트를 제어하였다. 즉, 화학 성분에서는 C첨가량을 억제하고, 조대한 펄라이트의 석출을 억제하고, 또는 C를 많이 포함하는 경우에는 열처리에 의하여 조대한 펄라이트립의 생성을 억제한다, 즉, 자연 방랭에서 흔히 볼 수 있는 펄라이트 밴드를 억제한 피삭성이 우수한 강이다.

다음으로, 본 발명에서 규정하는 강 성분의 한정 이유에 대하여 설명한다.

C는 강재의 기본 강도와 강중의 산소량에 관계되는 것이므로 피삭성에 큰 영향을 미친다. C를 많이 첨가하고 강도를 높이면 피삭성을 저하시키므로 그 상한을 0.2%로 하였다. 한편, 피삭성을 저하시키는 경질 산화물 생성을 방지하면서, 응고 과정에서의 핀 홀 등의 고온에서의 고용 산소의 폐해를 억제하기 때문에, 산소량을 적당량으로 제어할 필요가 있다. 단순하게 취련에 의하여 C량을 너무 저감시키면 비용이 늘어날 뿐만 아니라, 강중 산소량이 다량으로 잔류하여 핀 홀 등의 불편의 원인이 된다. 따라서 핀 홀 등의 불편을 용이하게 방지할 수 있는 C량 0.005%를 하한으로 하였다. C량의 바람직한 하한은 0.05%이다.

Si의 과도한 첨가는 경질 산화물을 발생시켜 피삭성을 저하시키지만, 적당한 첨가는 산화물을 연질화시켜, 피삭성을 저하시키지 않는다. 그 상한은 0.5%이고, 그 이상에서는 경질 산화물을 일으킨다. 0.001% 이하에서는 산화물의 연질화가 곤란하게 되는 동시에 공업적으로는 비용이 든다.

Mn는 강중 유황을 MnS으로서 고정·분산시키기 위하여 필요하다. 또한 강중 산화물을 연질화시켜, 산화물을 무해화시키기 위하여 필요하다. 그 효과는 첨가하는 S량에도 의존하지만, 0.2% 이하에서는 첨가 S를 MnS로서 충분히 고정하지 못하고, S가 FeS가 되어 물러진다. Mn량이 커지면 소지의 경도가 커져 피삭성이나 냉간 가공성이 저하되므로, 3.0%를 상한으로 하였다.

P는 강중에 있어서 소지의 경도가 커져, 냉간 가공성뿐만이 아니라, 열간 가공성이나 주조 특성이 저하되므로, 그 상한을 0.2%로 하지 않으면 안 된다. 한편, 피삭성 향상에 효과가 있는 원소로 하한치를 0.001%로 하였다.

S는 Mn와 결합하여 MnS 개재물로서 존재한다. MnS는 피삭성을 향상시키지만, 연신된 MnS는 단조시의 이방성을 일으키는 원인의 하나이다. 큰 MnS는 피하여야 하지만, 피삭성 향상의 관점에서는 다량의 첨가가 바람직하다. 따라서 MnS를 미세 분산시키는 것이 바람직하다. Pb를 첨가하지 않는 경우의 종래의 유황 쾌삭강 이상의 피삭성의 향상에는 0.03% 이상의 첨가가 필요하다. 한편, 1%를 넘으면 조대 MnS의 생성을 피할 수 없을 뿐만 아니라, FeS 등에 의한 주조 특성, 열간변성 특성의 열화로 인하여 제조 중에 균열이 발생하므로 이를 상한으로 하였다.

B는 BN로서 석출하면 피삭성 향상에 효과가 있다. 이러한 효과는 0.0005% 이하에서는 현저하지 않고, 0.05%를 넘어 첨가하여도 그 효과가 포화되며, BN가 너무 많이 석출되면 오히려 주조 특성, 열간 변성 특성의 열화로 인하여 제조중에 분열을 일으킨다. 이에 0.0005 초과 내지 0.05%를 범위로 하였다.

본 발명에 있어서 특히 상술한 S량과 B량을 극도로 한정한 도 4에 나타내는 타원 내의 A, B, C, D로 둘러싸인 영역, 즉, 다음의 (1)식

(B-0.008)2/0.0062+(S-0.5)2/0.252≤1... (1)식의 영역으로 한정함으로써 최선의 특성을 얻을 수 있다.

N(total-N)는 고용N의 경우, 강을 경화시킨다. 특히 절삭에 있어서는 동적 변형 시효에 의하여 날끝 근방에서 경화되어, 공구의 수명을 저하시키지만, 절삭 표면 조도를 개선하는 효과도 있다. 또한, B와 결합되어 BN를 생성하고 피삭성을 향상시킨다. 0.002% 이하에서는 고용질소에 의한 표면 조도 향상 효과나 BN에 의한 피삭성 개선 효과가 인정받지 못하기 때문에, 이것을 하한으로 하였다. 또 0.02%를 넘으면 고용질소가 다량으로 존재하기 때문에 오히려 공구 수명을 저하시킨다. 또 주조 도중에 기포를 생성하여, 흠결 등의 원인이 된다. 따라서 본 발명에서는 그러한 폐해가 현저하게 되는 0.02%를 상한으로 하였다.

O(total-O)는 프리로 존재하는 경우에는 냉각시에 기포가 되어, 핀 홀의 원인이 된다. 또한, 산화물을 연질화하고, 피삭성에 유해한 경질 산화물을 억제하기 위하여서도 제어가 필요하다. MnS의 미세 분산시킬 때에도 석출핵으로서 산화물을 이용한다. 0.0005% 미만으로는 충분히 MnS를 미세 분산시키지 못하고, 조대한 MnS를 일으켜 기계적 성질에도 악영향을 미치는 것으로 0.0005%를 하한으로 하였다. 또한 산소량 0.035%를 넘으면 주조중에 기포가 되어 핀 홀이 되기 때문에, 그 상한을 0.035% 이하로 하였다.

다음으로 펄라이트 면적율을 5% 이하로 하는 이유를 설명한다. 일반적으로 탄소를 포함한 강을 변태 온도 이상의 온도로부터 냉각하면, 페라이트·펄라이트 조직이 된다. 본 발명의 대상이 되는 C량의 비교적 적은 강의 경우, 변태 온도(A₃점) 이상의 온도로부터 공냉 후, 잘라내어 그 내부를 경면 연마하고 나이탈로 에칭하면, 도 1과 같은 마이크로 조직을 관찰할 수 있다. 검은 알갱이가 펄라이트로 불리는 페라이트와 세멘타이트의 복합 조직이지만, 통상, 이와 같이 나이탈에 의하여 검게 보이는 부분은 희게 보이는 페라이트립 보다 경질이며, 강의 변형/파단 거동에 있어서 국부적으로 페라이트립와는 다른 거동을 나타낸다. 이것은 절삭에 있어서 잘라낸 부스러기의 파단 거동에 대하여, 균일 변형/파단을 저해하기 때문에, 구성 날끝의 생성에 크게 관여하고, 또한 절삭면의 표면 조도를 열화시킨다.

따라서, C에 기인하는 조직적 불균일을 극력 배제하는 것이 중요하다. 이에, 나이탈로 에칭되는 검은 부분을 펄라이트립으로 간주하고, 이 펄라이트립이 너무 많으면 조직 불균일을 일으켜, 표면 조도 열화의 원인이 되므로 그 면적율을 5% 이하로 제한하고, 또한, 표면 조도 Rz:11㎛ 이하로 제한하였다. 도 3에 펄라이트 면적율로 표면 조도의 관계를 나타내었다.

여기서 측정 방법의 상세에 대하여 설명한다. 압연 또는 단조 후의 강의 길이 방향 단면(L 단면)으로 절단, 수지 매입 샘플을 경면 연마하고, 나이탈 에칭하였다. 나이타르에서 흑색에 에칭된 것 중, 회색의 MnS를 제외한 입경(원 상당 지름) 1㎛ 이상의 입자를 화상 처리 장치로 해석하고, 그 면적율을 구하였다. 면적율 측정의 화상 처리시에, 흑색으로 보이는 펄라이트에 맞춘“임계값" 설정으로 화상 농담을 맞추어 회색으로 보이는 개재물(MnS 등)을 화면상으로부터 지움으로써, 펄라이트만을 측정 대상으로 하였다. 이 때의 인식 최소 펄라이트는 약 1㎛이지만, 1㎛ 미만의 펄라이트는 피삭성에 영향을 미치지 않기 때문에, 인식되지 않아도 영향은 없다.

본 발명에서의 측정 시야는 1 시야 0.2mm²(0.4mm×0.5mm)를 400배 이상의 배율로 20 시야 측정하고, 합계 4mm²의 면적에 있어서, 펄라이트 면적율을 산출하였다.

Mn/S에 관하여서는 이미 열간 연성에 크게 영향을 주고, 통상, Mn/S>3이 아니면 제조성을 크게 저하시키는 것이 알려져 있다. 그 원인은 FeS의 생성이지만, 본 발명에 있어서 저C, 그리고 고S의 영역에서는 그 비율을 다시 Mn/S:1.2 내지 2.8까지 저하시킬 수 있다는 것을 알아내었다. Mn/S:1.2 이하에서는 FeS가 많이 생성되고, 열간 연성을 극단적으로 저하시켜, 제조성을 크게 저하시킨다.

도 2에 Mn/S≤2.8과 Mn/S>2.8인 경우의 미세한 MnS를 레플리카법을 사용하여 투과형 전자현미경으로 관찰한 예를 나타낸다. Mn/S>2.8의 경우에는 도 2(b)에 나타내는 조대한 MnS만으로 되어, 표면 조도를 줄일 수 없다. 한편, Mn/S 와 1.2 내지 2.8으로 규제하였을 경우에는 도 2(a)에 나타내는 미세한 MnS의 생성을 얻을 수 있다.

이 미세한 MnS는 연속 주조나 잉고트에 의한 주조 후, 900℃ 이상의 가열을 반복함으로써, 개수를 증가시킬 수 있다.

다음으로, MnS의 형태와 그 사이즈 및 분포에 대하여, 원 상당 지름으로 0.1 내지 0.5㎛의 존재 밀도를 10,OOO개/mm² 이상으로 규정하는 이유에 대하여 설명한다.

MnS는 피삭성을 향상시키는 개재물이며, 미세하게 고밀도로 분산시킴으로써 현저하게 향상된다. 그 효과를 발휘하려면, 원 상당 지름으로 0.1 내지 0.5㎛의 MnS의 존재 밀도를 10,000개/mm² 이상으로 할 필요가 있다. 통상 MnS 황화물 분포는 광학 현미경으로 관찰하고, 그 치수, 밀도를 측정한다. 당해 치수의 MnS 황화물은 광학 현미경으로 관찰할 경우에는 확인하는 것이 불가능하며, 투과형 전자 현미경(TEM)에 의하여 비로소 관찰할 수 있다.

광학 현미경 관찰에서의 치수, 밀도에 차이는 없어도 TEM 관찰에서는 명확한 차이가 인정되는 치수의 MnS를 주성분으로 하는 황화물이며, 본 발명에서는 이것을 제어하고, 존재 형태를 수치화함으로써 종래 기술과의 차별화를 도모하는 것이다.

상술한 치수를 넘은 MnS를 10,000개/mm² 이상의 밀도로 존재시키려면 본 발명의 범위를 넘은 다량의 S의 첨가를 필요로 하지만, 다량 첨가하면 조대 MnS도 다수 존재할 확률이 높아져, 단조시의 이방성의 원인이 된다. 본 발명에 규정하는 범위의 S첨가량으로 MnS가 이 치수를 넘으면, MnS의 양이 부족하여 피삭성 향상에 필요한 밀도를 유지할 수 없게 된다. 또한, 최소지름 0.1㎛ 이하의 것은 실질상 피삭성에는 영향을 미치지 않는다. 따라서, 원 상당 지름으로 0.1 내지 0.5㎛의 MnS의 존재 밀도가 10,000개/mm² 이상 존재하는 것이 필요하다. 이 MnS의 치수, 밀도를 얻기 위하여서는 냉각 속도를 제어하는 이외에, 함유하는 Mn와 S의 비를 1.5 내지 2.5로 하면 보다 효과적이다.

또한, 본 발명에 있어서 상술한 MnS에 있어서 도 5에 나타내는 바와 같이, 그 내의 10질량% 이상의 질화 붕소(BN)가 복합 석출된 황화물의 형태를 가지는 것이 중요하다.

BN는 통상 결정립계에 석출하기 쉽고, 매트릭스에 균일하게 분산시키기 어렵다. 그 때문에 피삭성 향상에 필요한 매트릭스의 균일 취화를 시키지 못하여, BN의 효과를 충분히 발휘할 수 없다. 매트릭스에 균일 분산시키려면, BN의 석출 사이트가 되고, 한편 피삭성 향상에도 유효한 MnS를 매트릭스에 균일하게 분산시키는 것이 필요하다. BN와 MnS를 복합 석출시킴으로써, BN의 균일 분산을 도모할 수 있어 피삭성은 큰 폭으로 향상된다. 그러기 위하여서는 적어도 10% 이상의 BN이 MnS과 복합 석출될 필요가 있다.

여기서 말하는 BN이란 도5에 TEM 레플리카 사진으로 나타내고, 도6의 EDX 분석으로 B와 N의 피크가 명료하게 인정되는 B와 N의 화합물을 가리킨다.

또한, MnS란, 순수한 MnS 뿐만 아니라, MnS를 주체에 포함하고, Fe, Ca, Ti, Zr, Mg, REM 등의 황화물이 MnS와 고용되거나 결합하여 공존하고 있는 개재물이나, MnTe와 같이 S 이외의 원소가 Mn와 화합물을 형성하여 MnS와 고용·결합하여 공존하고 있는 개재물이나, 산화물을 핵으로서 석출한 상기 개재물이 포함되는 것이고, 화학식에서는 (Mn, X)(S, Y)(이 때, X:Mn 이외의 황화물 형성 원소, Y:S 이외에 Mn과 결합하는 원소)로서 표기할 수 있는 Mn황화물계 개재물을 총칭하며 말하는 것이다.

다음으로, 본 발명에 있어서 상술한 성분에 추가하여 V, Nb, Cr, Mo, W, Ni, Sn, Zn, Ti, Ca, Zr, Mg, Te, Bi, Pb의 1종 또는 2종 이상을 필요에 따라서 첨가할 수 있다.

V는 탄질화물을 형성하고, 2차 석출 경화에 의하여 강을 강화할 수 있다. 0.05% 이하에서는 고강도화에 효과는 없고, 1.0%를 넘어 첨가하면 많은 탄질화물을 석출하고, 오히려 기계적 성질을 저해하므로, 이것을 상한으로 하였다.

Nb도 탄질화물을 형성하고, 2차 석출 경화에 의하여 강을 강화할 수 있다. 0.005% 이하에서는 고강도화에 효과는 없고, 0.2%를 초과하여 첨가하면 많은 탄질화물을 석출하고, 오히려 기계적 성질을 저해하므로, 이것을 상한으로 하였다.

Cr는 퀀칭성 향상, 템퍼링 연화 저항 부여 원소이다. 그 때문에 고강도화가 필요한 강에는 첨가된다. 그 경우, 0.01% 이상의 첨가를 필요로 한다. 그러나 다량으로 첨가하면 Cr 탄화물을 생성하여 취화시키므로, 2.0%를 상한으로 하였다.

Mo는 템퍼링 연화 저항을 부여하는 것과 동시에, 퀀칭성을 향상시키는 원소이다. 0.05% 미만에서는 그 효과가 인정되지 않고, 1.0%를 넘어 첨가하여도 그 효과가 포화되므로, 0.05% 내지 1.0%를 첨가 범위로 하였다.

W는 탄화물을 형성하고, 2차 석출 경화에 의하여 강을 강화할 수 있다. 0.05% 이하에서는 고강도화에 효과는 없고, 1.0%를 넘어 첨가하면 많은 탄화물이 석출되어, 오히려 기계적 성질을 저해하므로 이것을 상한으로 하였다.

Ni는 페라이트를 강화하고, 연성을 연성 향상시키는 동시에 퀀칭성 향상, 내식성 향상에도 유효하다. 0.05% 미만에서는 그 효과는 인정되지 않고, 2.0%를 넘어 첨가하여도, 기계적 성질의 점에서는 효과가 포화하므로, 이것을 상한으로 하였다.

Cu는 페라이트를 강화하고, 퀀칭성 향상, 내식성 향상에도 유효하다. 0.01% 미만에서는 그 효과는 인정되지 않고, 2.0%를 넘어 첨가하여도 기계적 성질의 점에서는 효과가 포화하므로, 이것을 상한으로 하였다. 특히 열간 연성을 저하시켜, 압연시의 자국이 남는 원인이 되기 쉽기 때문에, Ni와 동시에 첨가하는 것이 바람직하다.

Sn는 페라이트를 취화시켜, 공구 수명을 늘리는 동시에, 표면 조도 향상에 효과가 있다. 0.005% 미만에서는 그 효과는 인정되지 않고, 2.0%를 넘어 첨가하여도, 기계적 성질의 점에서는 효과가 포화하므로, 이것을 상한으로 하였다.

Zn는 페라이트를 취화시켜, 공구 수명을 연장함과 동시에, 표면 조도 향상에 효과가 있다. 0.0005% 미만에서는 그 효과는 인정되지 않고, 0.5%를 넘어 첨가하여도, 기계적 성질의 점에서는 효과가 포화하므로, 이것을 상한으로 하였다.

Ti도 탄질화물을 형성하고, 강을 강화한다. 또 탈산 원소이기도 하고, 연질 산화물을 형성시키는 것으로 피삭성을 향상시키는 것이 가능하다. 0.0005% 이하에서는 그 효과가 인정되지 않고, 0.1%를 넘어 첨가하여도 그 효과가 포화된다. 또한 Ti는 고온에서도 질화물이 되어 오스테나이트립의 성장을 억제한다. 이에 상한을 0.1%로 하였다. 또한, Ti는 N와 화합하여 TiN를 형성하지만, TiN는 경질 물질로 피삭성을 저하시킨다. 또한 피삭성 향상에 유효한 BN를 만드는데 필요한 N량을 저감시킨다.

그 때문에 Ti첨가량은 0.010% 이하가 바람직하다.

Ca는 탈산 원소이며, 연질 산화물을 생성하고, 피삭성을 향상시킬 뿐만 아니라, MnS에 고용하여 그 변형능을 저하시켜, 압연이나 열간 단조하여도 MnS 형상의 연신을 억제하는 기능이 있다. 따라서 이방성의 저감에 유효한 원소이다. 0.0002% 미만에서는 그 효과는 현저하지 않고, 0.005% 이상 첨가하여도 수율이 극단적으로 악화될 뿐만 아니라, 경질의 CaO를 대량으로 생성하고, 오히려 피삭성을 저하시킨다.

따라서 첨가 범위를 0.0002 내지 0.005%로 규정하였다.

Zr는 탈산 원소이며, 산화물을 생성한다. 산화물은 MnS의 석출핵이 되어 MnS의 미세 균일 분산에 효과가 있다. 또 MnS에 고용되어 그 변형능을 저하시키고, 압연이나 열간 단조하여도 MnS 형상의 연신을 억제하는 기능이 있다. 따라서 이방성의 저감에 유효한 원소이다. 0.0005% 미만에서는 그 효과는 현저하지 않고, 0.1% 이상 첨가하여도 수율이 극단적으로 악화될 뿐만 아니라, 경질의 ZrO나 ZrS 등을 대량으로 생성하고, 오히려 피삭성을 저하시킨다. 따라서 첨가 범위를 0.0005 내지 0.1%로 규정하였다. 또한, MnS의 미세 분산을 도모하는 경우에는 Zr와 Ca와의 복합 첨가가 바람직하다.

Mg는 탈산 원소이며, 산화물을 생성한다. 산화물은 MnS의 석출핵이 되어 MnS의 미세 균일 분산에 효과가 있고, 이방성의 저감에 유효한 원소이다. 0.0003% 미만에서는 그 효과는 현저하지 않고, 0.005% 이상 첨가하여도 수율이 극단적으로 나빠질 뿐이고 효과는 포화된다. 따라서 첨가 범위를 0.0003 내지 0.005%로 규정하였다.

Te는 피삭성 향상 원소이다. 또한 MnTe를 생성하거나 MnS와 공존함으로써 MnS의 변형능을 저하시켜 MnS 형상의 연신을 억제하는 기능이 있다. 따라서 이방성의 저감에 유효한 원소이다. 이 효과는 0.0003% 미만에서는 인정되지 않고, 0.05%를 넘으면 효과가 포화된다.

Bi 및 Pb는 피삭성 향상에 효과가 있는 원소이다. 그 효과는 0.005% 이하에서는 인정되지 않고, 0.5%를 넘어 첨가하여도 피삭성 향상 효과가 포화할 뿐만 아니라, 열간 단조 특성이 저하되고 결함의 원인이 되기 쉽다.

Al는 탈산 원소로 강중에서는 Al2O3나 AlN를 형성한다. 그러나, Al2O3는 경질이므로 절삭시에 공구 손상의 원인이 되어, 마모를 촉진시킨다. 이에 Al2O3를 다량으로 생성하지 않는 0.015% 이하로 제한하였다. 특히 공구 수명을 우선시키는 경우에는 0.005% 이하가 바람직하다.

또한, 본 발명에 있어서 피삭성보다 오히려 담금질에 있어서의 문제 회피를 우선하는 경우에는 피삭성이 허용 되는 범위 내에서 B량을 저감시키고, 예를 들면, 본 발명으로 규정하는 성분 조성에 대하여, B:00005 내지 0.005%로 하고, 한편 S량도 0.5 내지 1.0 질량%로 하여 피삭성이 우수한 강으로 할 수도 있다. 이것은 B가 대량으로 존재하는 경우에는 고용 B가 잔류하여, 퀀칭성이 커지고, 침탄 퀀칭 등의 열처리에 의하여 경화층이 너무 깊어져서 부품 성능에 변형이 커게 일어나고 경화부를 무르게 함으로써 균열 등의 여러 가지 문제를 방지할 수 있다. 또한, 본 발명에 있어서 냉간 단조나 신선 등 쾌삭강으로 보여지는 절삭 이외의 가공 방법에 있어서, MnS가 파괴의 기점이 되기 쉽고, 분열을 일으키거나 함으로써 기계적 성질을 저하시키기도 하기 때문에, 쾌삭강으로서의 최저한의 피삭성을 확보하기 위하여 S량을 0.03 내지 0.5질량%로 억제함으로써 냉간 단조나 고주파 표층 분열을 억제하는 것도 가능하다.

다음으로, 상술한 것 같은 MnS, BN를 미세 분산시키기 위한 강의 제조 방법에 대하여 설명한다.

MnS를 주성분으로 그 BN를 복합 석출한 황화물의 미세 분산은 피삭성 향상에 유효하다. 이 황화물을 미세하게 분산시키려면 MnS를 주성분으로 그 BN를 복합 석출한 황화물의 결정 석출을 제어할 필요가 있고, 그 제어에는 주조시의 냉각 속도 범위를 규정할 필요가 있다. 냉각 속도가 10℃/min 이하에서는 응고가 너무 늦어서 정출한 MnS를 주성분으로 하여 BN를 복합 석출한 황화물이 조대화되어, 미세 분산할 수 없게 된다. 냉각 속도가 10O℃/min 이상에서는 생성되는 미세 황화물의 밀도는 포화하고, 강편의 경도가 상승하여 분열이 발생하는 위험이 늘어난다. 이 냉각 속도를 얻으려면 주형 단면의 크기, 주입 속도 등을 적정한 값으로 제어함으로써 용이하게 얻을 수 있다. 이것은 연속 주조법, 조괴법 모두 적용 가능하다.

여기서 말하는 냉각 속도란, 주편 두께 방향 Q부에 있어서의 액상 선 온도로부터 고상 선 온도까지의 냉각시의 속도를 말한다. 냉각 속도는 응고 후의 주편 두께 방향 응고 조직의 2차 덴드라이트 암의 간격으로부터 아래 식에 의하여 계산하여 구한다.

이 때,

Rc:냉각속도(℃/min), λ2:2차 덴드라이트 암의 간격(㎛)

즉, 냉각 조건에 의하여 2차 덴드라이트암 간격이 변화하므로, 이것을 측정함으로써 제어한 냉각 속도를 확인할 수 있다.

BN는 1000℃이상으로 오스테나이트중에 고용한다. 1000℃ 이하의 온도에서는 주조로부터 결점 압연 과정에서 석출한 BN가 입계에℃ 잔류하고 있고, MnS를 주성분으로 그 BN를 복합 석출한 황화물로서 복합 석출할 수 없다. 열간압정시의 마무리(최종) 압연공정에서 1000℃ 이상의 온도로 압연함으로써 일단 고용한 BN가 MnS 황화물을 석출핵으로서 복합 석출하기 쉬워진다. 1000℃ 이하에서 최종 압연을 실시하면, BN와 MnS를 주성분으로 하는 황화물의 복합 석출은 일어나기 어려워진다.

다음으로, 본 발명에 대하여, 펄라이트 면적율을 5% 이하의 마이크로 조직을 얻기 위한 제조 방법에 대하여 설명한다.

절삭 표면 조도에 공구으로의 구성 날끝의 생성 거동이 크게 영향을 미친다. 본래, 역학적으로는 절삭 공구 바로 윗쪽이 재료에 있어서 가장 가혹한 환경이며, 재료의 파괴/분리가 생기기 쉽다고 생각할 수 있으므로, 구성 날끝의 부착은 없을 것이지만, 실제로는 공구/피삭재 간의 강력한 응착과 피삭재의 조직 불균일을 위하여서 구성 날끝이 생긴다. 이에 재료의 마이크로 조직의 균질성을 극도로 증가시키는 것이 중요하다고 생각하였다. 그 결과, 본 발명자는 지금까지 거의 관계가 없다고 생각되었던 펄라이트 분포가 마이크로 조직의 균질성에 크게 관계되는 것을 알아내었다.

여기서, 펄라이트란 경면 연마면에 나이탈팅을 실시하여 검게 보이는 조직을 가리킨다. 펄라이트와는 엄밀하게는 페라이트와 판 모양 세멘타이트가 교대로 늘어서서 구성된 군을 가리키지만, 광학 현미경으로는 마치 하나의 결정립과 같이 보인다. 도 1에 나타내는 바와 같이, 통상의 압연·방랭에 의한 제조에서는 이 펄라이트입이 밴드상으로 늘어서서 석출된다(이후 이것을 펄라이트 밴드라고 한다). 이 펄라이트는 매트릭스의 단상 페라이트와는 기계적 성질이 다르기 때문에, 날끝 근방에서의 변형 파단을 불균일화하고, 또 구성 날끝의 성장을 조장하는 것으로 생각할 수 있다.

이에 강 성분 또는 열이력을 조정함으로써, 입경 1㎛ 이상의 펄라이트입에 관하여서, 측정 시야 4mm²의 관찰 시야에 있어서의 펄라이트 면적율을 억제하고 양호한 표면 조도를 얻을 수 있는 임계 영역을 조사한 바, 표면 조도의 열화를 억제하려면 입경 1㎛ 이상의 펄라이트립이 차지하는 면적율이 5% 이하인 것이 판명되었다. 도 2에 펄라이트 면적율과 표면 조도의 관계를 나타내었다.

도 1에 나타내는 바와 같이, 본 발명에 의한 쾌삭강은 이 검게 보이는 조직이 극단적으로 적은 것을 알 수 있다. 본 발명에 있어서 엄밀하게는 템퍼링 마르텐사이트 또는 템퍼링 베이나이트 조직이 되고, 탄화물은 펄라이트(바꾸어 말하면 판 모양 세멘타이트와 페라이트에 의한 스트라이프상 조직)가 아니라, 세멘타이트립의 형태를 취하고 있을 가능성도 부정할 수 없다. 그러나, 여기에서는 그러한 철계 탄화물을 총칭하고 펄라이트라고 기재한다.

다음으로 본 발명에 의한 쾌삭강의 제조 방법에 대하여 설명한다.

[열이력 퀀칭: A₃점 이상의 온도로부터 550℃ 이하까지 0.5℃/s]

본 발명에 있어서 열연 후의 열이력으로서 열연 후 A₃점 이상의 온도로부터 550℃ 이하까지를 0.5℃/sec 이상의 냉각 속도로 냉각하는 것이 중요하다.

종래, 이른바 저탄 쾌삭강에 있어서 급냉하는 것은 이루어지지 않았었다. 저탄 쾌삭강은 C량이 적기 때문에, 퀀칭하여도 경도 변화가 적다. 따라서 종래의「퀀칭-템퍼링」에 의한 강도/인성에 영향도 없고, 쾌삭강에는 필요없다고 하는 고정 관념에 사로잡혀 있었기 때문이라고 생각할 수 있다. 그러나 절삭의 본질로 돌아가 생각하고 재질의 균질성을 추구하였을 경우, A₃점으로부터 급냉함으로써 강중 C의 이동을 동결하고, 공냉시의 변태로 생기는 조대한 세멘타이트 또 펄라이트의 생성을 억제할 수 있으면 좋다.

이 경우, 담금질에 의한 경화가 목적은 아니기 때문에, 비록 마르텐사이트 구조를 가지는 퀀칭 조직이 되지 않아도, 강중 C의 이동을 동결하고, 조대한 세멘타이트 또는 펄라이트의 생성을 저지할 수 있으면 좋다. 그러기 위하여서는 도 3에 나타내는 바와 같이 A₃점으로부터 550℃ 이하까지 0.5℃/sec 이상의 속도로 냉각할 필요가 있다. 퀀칭성 향상 원소가 적은 경우 등에는 1℃/s 이상의 냉각 속도가 바람직하다. 냉각 후의 온도가 550℃를 넘거나, 냉각 속도가 0.5℃/sec보다 늦은 경우의 것은 조대한 펄라이트를 발생시킨다. 일반적으로는 밴드상으로 석출된 펄라이트 밴드로 불리는 것도 많다. 당연히, 합금 원소가 스텐레스강과 같이 다량으로 첨가되어 있으면, 냉각 속도가 0.5℃/sec보다 늦어도 펄라이트 밴드는 생기지 않지만, 여기에서는 일반 쾌삭강을 상정하고 있기 때문에, 0.5℃/sec라고 규정하였다.

다음으로, 본 발명에 있어서 상술한 급냉 처리에 이어서, 750℃ 이하의 온도로 보정하는 열처리를 실시함으로써, 더욱 쾌삭강의 조직을 균질화할 수 있다.

실제조 공정에서는 한층 더 제품의 안정성을 높이기 위하여 C량이 적다고는 하여도, 강중의 경도 격차를 줄이는 것이 바람직하다. 그 때문에, 재차 고온으로 보관 유지함으로써, 재질 격차를 감소시킬 수 있다. 먼저 조대 펄라이트를 억제하기 위하여서는 A₃점 이상의 온도로부터 조대 펄라이트를 일으키지 않게 되는 550℃ 이하까지 급냉온하는 것이 중요하다. 그 후, 다시 도 4에 나타내는 바와 같이 재차, 소정의 온도 T2℃로 보정함으로써, 수요가의 요구를 만족하는 경도로 조정하고, 경도 격차도 감소시킬 수 있다. 750℃ 이하의 온도까지 가열 및 보정함으로써, 수요가의 요구를 채우는 경도가 되도록 조정한다.

보정 온도 T2℃에 관하여서, 이 보정 온도와 보정 시간은 수요가의 요구를 만족하는 경도가 되도록 결정하여야 한다. 다만, 보정 온도 T2℃가 750℃를 넘으면 오스테나이트로의 변태가 시작되므로, 재차 냉각시의 냉각 속도가 늦으면 펄라이트 밴드를 생기게 한다. 따라서 보정 온도 T2℃는 750℃ 이하로 하였다. 또한 후속 공정으로 신선 등의 2차 가공을 가하는 것도 많기 때문에, 그 후속 공정의 취급에 적절한 경도가 되도록 온도 T2℃를 조정하는 것이 바람직하다. 그 보정 시간에 관하여서는 공업 생산적으로는 3분 이하에서 거의 보정이 없는 경우에 비하여, 경도 등이 변화하지 않기 때문에, 그 이상으로 하는 것이 바람직하다.

또한 공업 생산상은 압연이나 단조 치수 등에 의하여, 강 내부에서도 온도의 불균일을 일으키기 때문에, 조대 펄라이트 방지를 위한 급냉 후의 550℃ 이하의 온도 T1℃에서의 보정 시간도 고려하여야 한다. 급냉 후의 550℃ 이하의 온도 T1℃에서는 바람직하게는 5분 이상 보정함으로써, 소재 치수나 편석대에 관계없이, 균일한 페라이트 변태를 촉진할 수 있다. 이와 같이 하면, 그 후, 보정 온도 T2℃(≤750℃)까지 온도를 올려도 조대 펄라이트나 펄라이트 밴드를 일으키는 경우는 없다. 반대로, 압연이나 단조 후의 치수가 큰 경우에는 550℃ 이하에서의 보관 유지 시간이 1분보다 짧으면 내부의 변태가 종료되지 않기 때문에, 그 후 550℃ 이상의 온도로 유지하였을 경우에는 조대 펄라이트나 펄라이트 밴드가 생성된다.

실시예 (실시예 1)

본 발명의 효과를 실시예에 의하여 설명한다.

표 1, 표 2(표 1의 계속 1), 표 3(표 1의 계속 2), 표 4(표 1의 계속 3), 표 5(표 1의 계속 4), 표 6(표 1의 계속 5)에 나타내는 공시재 중, No. 13은 270t 전로로, 그 외는 2t 진공 용융로로 용제 후, 빌렛트로 분해 압연하고, 또한 φ60mm로 압연하였다.

표의 열처리 항에 있어서, 소준으로 기록된 실시예는 920℃에서 10min 이상 보관 유지하고, 공랭한 것이다. QT라고 기록된 발명예는 920℃로부터 압연 라인 후단의 수조에 투입성 급랭 후, 소둔으로 700℃에서 1시간 이상 유지하였다. 이로써 펄라이트 면적율을 조정하였다. 발명예에서도 C량이 낮은 것은 소준에서도 펄라이트 면적율을 저감할 수 있다.

표1 내지 표6의 실시예1 내지 81에 나타내는 재료의 피삭성 평가는 드릴 천공 시험으로 표 7에 절삭 조건을 나타낸다. 누적구멍 깊이 1000mm까지 절삭 가능한 최고의 절삭 속도(이른바 VL1000, 단위는 m/min)로 피삭성을 평가하였다.

또한 절삭에 있어서의 표면 품질을 나타내는 절삭 표면 조도를 평가하였다. 그 절삭 조건을 표 8에, 그 평가방법(이후, 플랜지 절삭 시험이라 한다)의 개요를 도 7(a), 도 7(b)에 나타낸다. 플랜지 절삭 시험에서는 공구는 단시간 절삭을 반복한다. 1회의 절삭으로 공구는 피삭재 길이 방향으로 움직이지 않고, 회전하고 있는 피삭재 중심을 향하여 움직이기 때문에, 단시간의 절삭 후, 공구는 제거하여도, 그 형상은 기본적으로는 공구는 날끝 형상이 피삭재 표면에 전사된다. 구조 날끝의 부착이나 공구의 마모 손상에 의하여 이 전사된 절삭면의 표면 조도는 영향을 받는다. 이 표면 조도를 표면 조도 합계로 측정하였다. 10점 표면 조도 Rz(㎛)를 표면 조도를 나타내는 지표로 하였다.

발명예 1 내지 75는 모두 비교예 76 내지 81에 있어서 드릴 공구 수명이 우수함과 동시에, 플랜지 절삭에 있어서의 표면 조도가 양호하였다. 이것은 B에 의하여 페라이트가 국부적으로 취화되어 표면 형성이 부드럽게 이루어졌기 때문에 양호한 표면 조도를 얻을 수 있었다고 생각된다.

이러한 표면 조도의 개선 효과는 S가 0.5%를 초과하는 경우에 현저하나, S량이 그것보다 적은 경우에도 잘라낸 부스러기 처리성에 효과가 있는 것을 볼 수 있었다.

또한 Mn와 S의 비율이 종래 강에서 흔히 볼 수 있는 3 정도에서도 효과가 인정되지만, Mn/S를 작게 하면, 보다 공구 수명이 향상되는 동시에, 표면 조도도 향상된다.

이 원인은 B 다량 첨가의 환경하에서는 미세한 MnS가 페라이트중에도 미세 분산되고, 윤활 효과와 취화 효과의 양면에 유효하게 기능하기 때문이라고 생각할 수 있다.

다만 실시예 80과 같이 Mn/S가 너무 작으면 FeS가 생성되기 때문에, 압연 분열을 일으킨다. 본 발명에 관한 평가에서는 실시예 70은 압연 균열때문에, 피삭성 등의 평가를 전혀할 수 없었기 때문에, 표중에는 그 평가 결과를 표기하지 않았다.

C량을 약간 변경하였을 경우(표1 내지 표6, 실시예37 내지 75)에서도 B를 대량으로 첨가하고, 펄라이트 면적율을 제어함으로써 양호한 공구 수명과 절삭 표면 조도를 얻을 수 있었다.

또한, 잘라낸 부스러기 처리성에 관하여서는 잘라낸 부스러기가 컬을 이룰 때의 곡율이 작은 것, 분단되고 있는 것이 바람직하다. 이에 잘라낸 부스러기가 20mm를 넘은 곡율 반경에서 3권 이상 연속하여 컬되어 길게 늘어난 잘라낸 부스러기를 불량으로 하였다. 권수가 많아도 곡율 반경이 작은 것, 곡율 반경이 커도 잘라낸 부스러기 길이가 10Omm에 이르지 않았던 것은 양호한 것으로 하였다.

절삭 조건	드릴	기타
절삭 속도 10 내지 200 m/min이송 0.33 mm/rev수용성 절삭유	φ5 mmNACHI 통상 드릴돌출량 60mm	구멍 깊이 15 mm공구 수명 파손될 때까지

플랜지 절삭 조건

절삭 조건	공구	기타
절삭 속도 80 m/min이송 0.05 mm/rev불수용성 절삭유	SKH57 상당 구조각 20˚도망각 6˚	돌출평가 타이밍 200 사이클

(실시예 2)

표 9, 표 10(표 9의 계속 1), 표 11(표 9의 계속 2), 표 12(표 9의 계속 3), 표 13(표 9의 계속 4), 표 14(표 9의 계속 5)에 나타내는 공시재는 일부는 270t 전로로 용제 후, 냉각 속도가 10 내지 10O℃/min가 되도록 주조하였다. 빌렛트로 분해압연, 그리고 φ50mm로 압연하였다. 다른 것은 2t 진공 용융로로 용제하고, φ50 mm로 압연하였다. 이 때, 주형 단면 치수를 바꾸는 것으로 주편의 냉각 속도를 조정하였다. 재료의 피삭성은 표 7에 조건을 나타내는 드릴 천공 시험과 표 8에 조건을 나타내는 플랜지 절삭에 의하여 평가하였다. 드릴 천공 시험은 누적 구멍 깊이 10OOmm까지 절삭 가능한 최고의 절삭 속도(이른 바 VL 1000, 단위: m/min)로 피삭성을 평가하는 방법이다. 플랜지 절삭은 돌절 공구에 의하여 공구 형상을 전사하여 표면 조도를 평가하는 방법이다.

그 실험 방법의 개요를 도 7(a), 도 7(b)에 나타낸다. 실험에서는 200 홈 가공한 경우의 표면 조도를 표면 조도 합계로 측정하였다. 10점 표면 조도 Rz(단위:㎛)를 표면 조도를 나타내는 지표로 하였다.

원 상당 지름으로 0.1 내지 0.5㎛의 치수의 MnS를 주성분으로 하는 황화물 밀도의 측정은 φ50mm 압연 후의 압연 방향과 평행한 단면의 Q부로부터 추출 레플리카법으로 채취하여 과형 전자현미경으로 실시하였다. 측정은 10OOO배로 1시야 80㎛²를 4O시야 이상 실시하고, 그것을 1 평방 밀리미터 당의 MnS를 주성분으로 하는 황화물수로 환산하여 산출하였다. 표10, 표12 및 표14의 (1)식 계산치로 1 이하의 것은 본 발명을 만족하는 개발강이다.

도 2(a), 도 2(b)에 나타내는 바와 같이, 광학 현미경 레벨에서는 확인할 수 없는 사이즈의 MnS가, TEM 레플리카의 관찰에 의하여 발명예와 비교예에서는 치수, 밀도에 있어서 명확한 차이를 볼 수 있다.

또한, 표 10, 표 12, 표 14의 절삭 저항 및 잘라낸 부스러기 처리성은 다음과 같다. 절삭 저항은 선반의 터릿에 압전 소자형 공구 동력계(키스라사제)를 장착하고, 그 위에 공구를 통상의 절삭과 같은 위치가 되도록 세트하고, 플랜지 절삭하여 측정하였다. 이로써 공구에 부하되는 주분력과 배분력을 각각 전압 신호로서 측정할 수 있다. 절삭 속도, 전송 속도 등의 절삭 조건은 절삭 표면 조도를 평가한 것과 같다.

잘라낸 부스러기 처리성에 관하여서는 잘라낸 부스러기의 컬 시의 곡율이 작은 것, 분단되어 있는 것이 바람직하다. 이 때 잘라낸 부스러기가 20mm를 넘은 곡율 반경으로 3권 이상 연속하여 컬되어 길게 늘어난 잘라낸 부스러기를 불량으로 하였다. 권수가 많아도 곡율 반경이 작은 것, 곡율 반경이 커도 잘라낸 부스러기 길이가 10Omm에 이르지 않았던 것은 양호로 하였다.

피삭성에서는 발명예는 모두 비교예에 있어서 드릴 공구 수명에 있어서 우수한 동시에, 플랜지 절삭에 있어서의 표면 조도가 양호하였다. 특히 표면 조도에 있어서 미세 MnS와 BN의 복합 석출의 효과에 의하여 매우 우수한 값을 얻을 수 있었다.

본 발명은 압연이나 열간 단조에 있어서의 문제점을 회피하면서 공구 수명과 표면 조도의 양자를 개선하고, 종래의 저탄 연쾌삭강과 동등 이상의 피삭성을 가지고 표면 조도가 양호한 강과 그 제조 방법을 제공한다.

절삭은 잘라낸 부스러기를 분리하는 파괴 현상이며, 그것을 촉진시키는 것이 하나의 포인트가 된다. 특히 양호한 표면 조도를 얻기 위하여서는 매트릭스를 취화시킴으로써 파괴를 용이하게 하여 공구 수명을 연장하는 동시에, 강중의 불균일을 극도로 억제함으로써, 마이크로적으로도 안정된 파괴 현상을 일으켜 그 절삭 표면의 요철을 억제하였다.

구체적으로는 강중 펄라이트의 분포에 주목하고, 강중 C를 미세한 펄라이트(엄밀하게는 세멘타이트)로서 균일 분산시켜 안정된 파괴를 일으키게 함으로써, 요철이 적은 절삭 표면을 형성시키고, 또 그것을 가능하게 하기 위한 제조 방법을 제공한다.

본 발명의 요지는 다음과 같다.

(1) 질량%로,

C: 0.005 내지 0.2%,

Si: 0.001 내지 0.5%,

Mn: 0.2 내지 3.0%,

P: 0.001 내지 0.2%,

S: 0.03 내지 1.0%,

T. N: 0.002 내지 0.02%,

T. O: 0.0005 내지 0.035%,

잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강으로, 강중 Mn/S를 1.2 내지 2.8, 또는 강의 마이크로 조직에 있어서 입경 1㎛를 초과하는 펄라이트의 면적율이 5% 이하 중 어느 하나, 또는 양쪽 모두를 만족하고, 또한 강의 표면 조도 Rz:11㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 피삭성이 우수한 강.

(2) 질량%로,

C:0.005% 내지 0.2%,

Mn:0.3 내지 3.0%,

S:0.1 내지 1.0%를 포함하고, 추출 레플리카에서 채취한 투과 전자 현미경으로 관찰하는 MnS에 관한 것으로, 강재의 압연 방향과 평행한 단면에 있어서 원 상당 지름으로 0.1 내지 0.5㎛인 것의 존재 밀도가 10,OO0개/mm² 이상으로 하고, 또한 강의 절삭 표면 조도 Rz:11㎛ 이하가 되는 것을 특징으로 하는 피삭성이 우수한 강.

(3) (1) 또는(2) 기재의 강에 있어서, 또한 B:0.0005 내지 0.05 질량%를 함유하는 것을 특징으로 하는 피삭성이 우수한 강.

(4) (1) 기재의 강에 대하여, 추출 레플리카에서 채취한 투과 전자현미경으로 관찰하는 MnS에 관한 것으로, 강재의 압연 방향과 평행한 단면에 있어 원 상당 지름으로 0.1 내지 0.5㎛의 MnS의 존재 밀도가 10,OOO개/mm² 이상인 것을 특징으로 하는 피삭성이 우수한 강.

(5) (1) 기재의 강에 있어서, 또한 S량을 0.25 내지 0.75 질량%, B량을 0.002 내지 0.014 질량%로 규제하고, 또한 S와 B 함유량이 아래와 같이 1식을 만족하는 도 4에 나타내는 A, B, C, D로 둘러싸인 영역 내에 있는 S 및 B량을 함유하고, 한편 MnS중에 BN가 석출한 황화물을 포함하는 것을 특징으로 하는 피삭성이 우수한 강.

(B-0.008)2/0.0062+(S-0.5)2/0.252≤1...식1

(6)(1) 또는(2)에 기재된 강이, 또한, 질량%로,

V:0.05 내지 1.0%,

Nb:0.005 내지 0.2%

Cr:0.01 내지 2.0%

Mo:0.05 내지 1.0%,

W:0.05 내지 1.0%,

Ni:0.05 내지 2.0%

Cu:0.01 내지 2.0%,

Sn:0.005 내지 2.0%,

Zn:0.0005 내지 0.5%,

Ti:0.0005 내지 0.l%,

Ca:0.0002 내지 0.005%,

Zr:0.0005 내지 0.1%,

Mg:0.0003 내지 0.005%,

Te:0.0003 내지 0.05%,

Bi:0.005 내지 0.5%,

Pb:0.01 내지 0.5%,

Al:≤0.015%,

의 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 피삭성이 우수한 강.

(7) (1) 내지 (3)의 몇 가지 항에 기재된 강의 제조 방법이며, (1) 기재의 강 성분을 가지는 용강을 주조 후 10 내지 100℃/분의 냉각 속도로 냉각하고, 열간 압연 후의 냉각을 A₃점으로부터 550℃까지의 범위를 0.5℃/초 이상의 냉각 속도로 냉각하는 것을 특징으로 하는 피삭성이 우수한 강의 제조 방법.

(8) (4) 또는 (5) 기재의 강의 제조 방법으로서, (2) 기재의 강 성분을 가지는 용강을 주조 후 10 내지 100℃/분의 냉각 속도로 냉각한 후, 열간 압연의 마무리 온도를 1,000℃ 이상으로 규제하고, 열간 압연 후의 냉각을 A₃점으로부터 550℃까지의 범위를 0.5℃/초 이상의 냉각 속도로 냉각하는 것을 특징으로 하는 피삭성이 우수한 강의 제조 방법.

(9) (1) 내지 (6)의 어느 한 항에 기재된 강의 제조 방법으로서, 열간 압연 후의 냉각에 이어서, 또한 경도 조정을 위한 가열 온도를 750℃ 이하로 규제하는 것을 특징으로 하는 피삭성이 우수한 강의 제조 방법.

(10) (7) 내지 (9)의 어느 한 항에 기재된 강의 제조 방법으로서, 상기 강이, 또한, 질량%로,

V:0.05 내지 1.0%,

Nb:0.005 내지 0.2%,

Cr:0.01 내지 2.0%,

Mo:0.O5 내지 1.O%

W:0.05 내지 1.0%,

Ni:0.05 내지 2.0%,

Cu:0.01 내지 2.0%

Sn:0.005 내지 2.0%

Zn:0.0005 내지 0.5%

Ti:0.0005 내지 0.1%

Ca:0.0002 내지 0.005%,

Zr:0.0005 내지 0.1%

Mg:0.0003 내지 0.005%

Te:0.0003 내지 0.05%,

Bi:0.005 내지 0.5%

Pb:0.01 내지 0.5%

Al:≤0.015%,

의 l종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 피삭성이 우수한 강.

이상 설명한 바와 같이, 본 발명은 절삭시의 공구 수명과 절삭 표면 조도, 및 잘라낸 부스러기 처리성이 우수한 특성을 가지므로 자동차용 부재, 반기계용 부재에 이용하는 것이 가능해진다.

Claims

질량%로,

C: 0.005 내지 0.2%,

Si: 0.001 내지 0.5%,

Mn: 0.2 내지 3.0%,

P: 0.001 내지 0.2%,

S: 0.03 내지 1.0%,

T. N: 0.002 내지 0.02%,

T. O: 0.0005 내지 0.035%,

잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강으로, 강중 Mn/S를 1.2 내지 2.8, 또는 강의 마이크로 조직에 있어서 입경 1㎛를 초과하는 펄라이트의 면적율이 5% 이하 중 어느 하나, 또는 양쪽 모두를 만족하고, 또한 강의 표면 조도 Rz:11㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 피삭성이 우수한 강.
질량%로,

C:0.005% 내지 0.2%,

Mn:0.3 내지 3.0%,

S:0.1 내지 1.0%를 포함하고, 추출 레플리카에서 채취한 투과 전자 현미경으로 관찰하는 MnS에 관한 것으로, 강재의 압연 방향과 평행한 단면에 있어서 원 상당 지름으로 0.1 내지 0.5㎛인 것의 존재 밀도가 10,OO0개/mm² 이상으로 하고, 또한 강의 절삭 표면 조도 Rz:11㎛ 이하가 되는 것을 특징으로 하는 피삭성이 우수한 강.
제1항 또는 제2항에 있어서, 또한 B:0.0005 내지 0.05 질량%를 함유하는 것을 특징으로 하는 피삭성이 우수한 강.
제2항에 있어서, 추출 레플리카에서 채취한 투과 전자현미경으로 관찰하는 MnS에 관한 것으로, 강재의 압연 방향과 평행한 단면에 있어 원 상당 지름으로 0.1 내지 0.5㎛의 MnS의 존재 밀도가 10,OOO개/mm² 이상인 것을 특징으로 하는 피삭성이 우수한 강.
제1항에 있어서, 또한 S량을 0.25 내지 0.75 질량%, B량을 0.002 내지 0.014 질량%로 규제하고, 또한 S와 B 함유량이 아래와 같이 1식을 만족하는 도 4에 나타내는 A, B, C, D로 둘러싸이는 영역 내에 있는 S 및 B량을 함유하고, 한편 MnS 중에 BN가 석출한 황화물을 포함하는 것을 특징으로 하는 피삭성이 우수한 강.

(B-0.008)2/0.0062+(S-0.5)2/0.252≤1...식1
제1항 또는 제2항에 있어서,

또한, 질량%로,

V:0.05 내지 1.0%,

Nb:0.005 내지 0.2%

Cr:0.01 내지 2.0%

Mo:0.05 내지 1.0%,

W:0.05 내지 1.0%,

Ni:0.05 내지 2.0%

Cu:0.01 내지 2.0%,

Sn:0.005 내지 2.0%,

Zn:0.0005 내지 0.5%,

Ti:0.0005 내지 0.l%,

Ca:0.0002 내지 0.005%,

Zr:0.0005 내지 0.1%,

Mg:0.0003 내지 0.005%,

Te:0.0003 내지 0.05%,

Bi:0.005 내지 0.5%,

Pb:0.01 내지 0.5%,

Al:≤0.015%,

의 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 피삭성이 우수한 강.
제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 기재된 강의 제조 방법으로서, 제1항에 기재된 강 성분을 가지는 용강을 주조 후 10 내지 100℃/분의 냉각 속도로 냉각하고, 열간 압연 후의 냉각을 A₃점으로부터 550℃까지의 범위를 0.5℃/초 이상의 냉각 속도로 냉각하는 것을 특징으로 하는 피삭성이 우수한 강의 제조 방법.
제4항 또는 제5항에 기재된 강의 제조 방법으로서, 제2항에 기재된 강 성분을 가지는 용강을 주조 후 10 내지 100℃/분의 냉각 속도로 냉각한 후, 열간 압연의 마무리 온도를 1,000℃ 이상으로 규제하고, 열간 압연 후의 냉각을 A₃점으로부터 550℃까지의 범위를 0.5℃/초 이상의 냉각 속도로 냉각하는 것을 특징으로 하는 피삭성이 우수한 강의 제조 방법.
제1항 내지 제6항 중 어느 한 항에 있어서,

열간 압연 후의 냉각에 이어서, 또한 경도 조정을 위한 가열 온도를 750℃ 이하로 규제하는 것을 특징으로 하는 피삭성이 우수한 강의 제조 방법.
제7항 내지 제9항 중 어느 한 항에 기재된 강의 제조 방법으로서,

상기 강이, 또한, 질량%로,

V:0.05 내지 1.0%,

Nb:0.005 내지 0.2%,

Cr:0.01 내지 2.0%,

Mo:0.O5 내지 1.O%

W:0.05 내지 1.0%,

Ni:0.05 내지 2.0%,

Cu:0.01 내지 2.0%

Sn:0.005 내지 2.0%

Zn:0.0005 내지 0.5%

Ti:0.0005 내지 0.1%

Ca:0.0002 내지 0.005%,

Zr:0.0005 내지 0.1%

Mg:0.0003 내지 0.005%

Te:0.0003 내지 0.05%,

Bi:0.005 내지 0.5%

Pb:0.01 내지 0.5%

Al:≤0.015%,

의 l종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 피삭성이 우수한 강.