KR20070088766A

KR20070088766A - 강도, 연성 및 인성이 우수한 기계구조용 강 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR20070088766A
Application number: KR1020077015294A
Authority: KR
Inventors: 케이이치 마루타; 토루 하야시; 노부타카 쿠로사와; 히데토 키무라; 타카아키 토요오카; 카즈쿠니 하세; 카츠미 야마다
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2005-07-05
Filing date: 2006-06-30
Publication date: 2007-08-29
Also published as: JP2007154305A; WO2007004707A1; EP1900838A4; US20080017283A1; TW200710227A; KR100945313B1; EP1900838A1; TWI321590B

Abstract

마르에이지 강을 능가하는 강도, 신장, 인성 밸런스가 우수한 기계구조용 강 및 그 응용 제품을 제공한다. 강의 성분 조성이, 질량%로, C: 0.30 초과∼0.5%, Si: 1.0% 이하, Mn: 1.5% 이하, Al: 0.025% 이하, Mo: 0.3∼0.5%, B: 0.0005∼0.01%이고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 또한, 조직이 체적율로 90% 이상의 마르텐사이트 조직이고, 상기 마르텐사이트 조직을 구성하는 블록의 크기가 1.5㎛ 이하이며, 또한, 고용 B가 0.0005% 이상이고 상기 고용 B가 구 오스테나이트 입계상에 구 오스테나이트 입자 내의 1.5배 이상 존재하는 것을 특징으로 하는 강도, 연성, 인성이 우수한 기계구조용 강.

Description

강도, 연성 및 인성이 우수한 기계구조용 강 및 그 제조방법{STEEL FOR MECHANICAL STRUCTURE EXCELLING IN STRENGTH, DUCTILITY AND TOUGHNESS AND PROCESS FOR PRODUCING THE SAME}

본 발명은 주로 자동차나 산업기계의 부품에 사용되는 기계구조용 강(鋼)에 관한 것으로, 특히, 현재 고가의 마르에이징 강(maraging steel) 등이 사용되고 있는 무단(無段)변속기(이하, CVT라고 부른다)에 이용되는 금속벨트(metal belt) 등에 사용되는데에 특히 적합한, 강도와 연성 및 인성을 겸비한 기계구조용 강, 이것을 사용한 기계구조용 강판 및 이것을 사용한 금속벨트에 관한 것이다.

최근, 환경 문제가 높아짐에 따라, 자동차 분야 등에서는, 연비의 향상, 배기가스 규제가 요구되어 오고 있기 때문에, 자동차의 개발은 구동계의 소형 고출력화의 방향에 있고, 예를 들면, CVT 등의 개발이 현저하다. CVT에 사용되는 금속벨트에는, 높은 강도와 연성 그리고 높은 인성을 함께 가질 필요가 있다. 이러한 용도로 현재 사용되는 것으로서는 마르에이지 강이 있다. 마르에이지 강을 사용하는 기술이 예를 들면, 특허문헌1, 특허문헌2, 특허문헌3에 개시되어 있다. 또한 준안정형(準安定型) 오스테나이트계 스테인레스 강을 사용하는 기술이 예를 들면, 특허문헌4, 특허문헌5에 개시되어 있다.

그러나, 상기 강에 관계없이 고강도화를 도모하고자 하는 재료에는 합금원소의 첨가가 일반적이다. 마르에이지 강에서는, 10 몇%의 Ni에 더하여, Co나 Mo, Cr 등을 함유하고, 오스테나이트계 스테인레스 강에서는, Cr이나 Ni를 10 몇% 함유한다. 이는 강의 비용을 현저하게 높임과 아울러, 현재의 원료고갈의 정세(情勢)에서는, 생산 그 자체가 위협당할 우려도 있다.

특허문헌1: 일본특허공개2000-345302호 공보

특허문헌2: 일본특허공개2002-38251호 공보

특허문헌3: 일본특허공개2003-231921호 공보

특허문헌4: 일본특허공개2002-53936호 공보

특허문헌5: 일본특허공개2003-33803호 공보

발명의 개시

따라서 본 발명에서는, 상기 종래기술의 문제점을 감안하여, 제조비용의 증가를 극력 억제하고, 또한 고강도, 고연성이면서도 고인성의 기계구조용 강 및 기계구조용 강판, 나아가서는 CVT용 무단(無端)금속벨트에 적합한 금속벨트를 염가로 제공하는 것을 목적으로 한다.

발명자들은 상기 과제를 해결하기 위해 주의 깊게 검토를 거듭한 결과, 이것을 해결하는 수단을 찾아냈다. 즉, 마르에이지 강이나 오스테나이트 스테인레스 강처럼 다량의 Ni나 Cr을 함유하지 않는 성분계의 경우이라도, Mo 및 B를 적정 범위에서 첨가한 강을 담금질 뜨임하여 마르텐사이트 조직으로 하면, 마르에이지 강을 능가하는 우수한 인장강도-신장 밸런스 및 높은 인성을 나타낸다는 것이 밝혀졌다.

또한, 이 마르텐사이트 조직을 구성하는 조직(이후, 하부조직이라고 부른다)에 관하여 상세하게 검토한 결과, 마르텐사이트 조직을 구성하는 블록의 크기를 일정 값 이하로 함으로써, 특히 우수한 강도-신장 밸런스가 발현된다는 것을 찾아냈다. 또한, 고용(固溶) B가 어느 값 이상 존재하고, 또한 구(舊) 오스테나이트 입계(粒界) 상에 구 오스테나이트 입자 내의 1.5배 이상 존재함으로써 우수한 인성을 확보할 수 있다는 것을 찾아냈다.

본 발명은 이상의 사실에 근거하여 완성된 것이며, 그 요지는 아래와 같다.

(1) 본 발명에 의한 강도, 연성 및 인성이 우수한 기계구조용 강은 강의 성분 조성이, 질량%로, C: 0.30 초과∼0.5%, Si: 1.O% 이하, Mn: 1.5% 이하, Al: 0.025% 이하, Mo: 0.3∼0.5%, B: 0.0005∼0.01%이고, 잔부(殘部)가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지며, 인장강도가 2000MPa 이상, 또한 전체 신장이 10% 이상인 것을 특징으로 한다.

(2) 상기 (1)에 있어서, 상기 성분 조성이, 질량%로, Cr: 2.5% 이하, Cu: 1.0% 이하, Ni: 2.0% 이하, V: 0.5% 이하 중 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 한다.

(3) 상기 (1) 또는 (2)에 있어서, 상기 성분 조성이, 질량%로, Ti: 0.1% 이하, Nb: 0.1% 이하 중 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 한다.

(4) 본 발명에 의한 강도, 연성 및 인성이 우수한 기계구조용 강은, 강의 성분 조성이, 질량%로, C: 0.30 초과∼0.5%, Si: 1.O% 이하, Mn: 1.5% 이하, Al: 0.025% 이하, Mo: 0.3∼0.5%, B: 0.0005∼0.01%이고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 또한, 조직이 체적율로 90% 이상인 마르텐사이트 조직이고, 상기 마르텐사이트 조직을 구성하는 블록의 크기가 1.5㎛ 이하이고, 또한, 고용 B가 0.0005% 이상이며 상기 고용 B가 구 오스테나이트 입계 상에 구 오스테나이트 입자 내의 1.5배 이상 존재하는 것을 특징으로 한다.

(5) 상기 (4)에 있어서, 상기 성분 조성이, 질량%로, Cr: 2.5% 이하, Cu: 1.0% 이하, Ni: 2.0% 이하, V: 0.5 % 이하 중 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 한다.

(6) 상기 (4) 또는 (5)에 있어서, 상기 성분 조성이, 질량%로, Ti: 0.1% 이하, Nb: 0.1% 이하 중 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 한다.

(7) 본 발명에 의한 강도, 연성 및 인성이 우수한 기계구조용 강판은 상기 (1) 내지 (6) 중 어느 하나에 기재한 기계구조용 강으로 이루어지고, 또한 판두께 0.5mm 이하인 것을 특징으로 한다.

(8) 본 발명에 의한 금속벨트는, 상기 (7)에 기재한 강판으로 이루어지고, 또한 링(ring)모양의 형상을 이루고 있는 것을 특징으로 한다.

(9) 본 발명에 의한 강도, 연성 및 인성이 우수한 기계구조용 강의 제조방법은, 성분 조성이, 질량%로, C: 0.30 초과∼0.5%, Si: 1.O% 이하, Mn: 1.5% 이하, Al: 0.025% 이하, Mo: 0.3∼0.5%, B: 0.0005∼0.01%이고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강 소재를, 승온(昇溫)속도 100℃／s 이상으로 가열하여 담금질한 후에, 100℃ 이상, 400℃ 이하의 온도에서 뜨임하는 것을 특징으로 한다.

(10) 상기 (9)에 있어서, 상기 성분 조성이, 질량%로, Cr: 2.5% 이하, Cu: 1.0% 이하, Ni: 2.0% 이하, V: 0.5 % 이하 중 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 한다.

(11) 상기 (9) 또는 (10)에 있어서, 상기 성분 조성이, 질량%로, Ti: 0.1% 이하, Nb: 0.1% 이하 중 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 한다.

(12) 본 발명에 의한 강도, 연성 및 인성이 우수한 기계구조용 강판의 제조방법은, 성분 조성이, 질량%로, C: 0.30 초과∼0.5%, Si: 1.O% 이하, Mn: 1.5% 이하, Al: 0.025% 이하, Mo: 0.3∼0.5%, B: 0.0005∼0.01%이고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 또한 판두께가 0.5mm 이하인 강판을, 승온속도 100℃／s 이상으로 가열하여 담금질한 후에, 100℃ 이상, 400℃ 이하의 온도에서 뜨임하는 것을 특징으로 한다.

(13) 상기 (12)에 있어서, 상기 성분 조성이, 질량%로, Cr: 2.5% 이하, Cu: 1.0% 이하, Ni: 2.0% 이하, V: 0.5 % 이하 중 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 한다.

(14) 상기 (12) 또는 (13)에 있어서, 상기 성분 조성이, 질량%로, Ti: 0.1% 이하, Nb: 0.1% 이하 중 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 한다.

(15) 본 발명에 의한 금속벨트의 제조방법은, 성분 조성이, 질량%로, C: 0.30 초과∼0.5%, Si: 1.0% 이하, Mn: 1.5% 이하, Al: 0.025% 이하, Mo: 0.3∼0.5%, B: 0.0005∼0.01%이고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 또한 0.5mm 이하의 판두께와 링모양의 형상을 갖는 금속벨트를, 승온속도 100℃／s 이상으로 가열하여 담금질한 후에, 100℃ 이상, 400℃ 이하의 온도에서 뜨임하는 것을 특징으로 한다.

(16) 상기 (15)에 있어서, 상기 성분 조성이, 질량%로, Cr: 2.5% 이하, Cu: 1.0% 이하, Ni: 2.0% 이하, V: 0.5 % 이하 중 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 한다.

(17) 상기 (15) 또는 (16)에 있어서, 상기 성분 조성이, 질량%로, Ti: 0.1% 이하, Nb: 0.1% 이하 중 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 한다.

본 발명에 의하면, 고가의 합금원소를 대량으로 함유하는 일 없이, 고강도, 고연성이면서도 고인성의 기계구조용 강과, 그것을 사용한 기계구조용 강판 혹은 그 강판을 사용한 금속벨트를 얻을 수 있다.

도 1은 무단금속벨트에 의한 피로평가 시험방법을 설명하는 도면이다.

발명을 실시하기 위한 최선의 형태

본 발명의 성분 조성, 조직 및 강도, 신장에 대하여 이하에 구체적으로 설명한다.

1. 성분 조성에 대하여

성분 조성의 한정이유에 대하여 설명한다. 한편, 성분 조성에서의 각 원소의 함유량(%)은 모두 질량%를 의미한다.

C : 0.30 초과∼0.5%

C는 필요한 강도, 인성을 확보하기 위하여 필수적인 원소이며, 0.30% 이하에서는, 소정의 강도 확보가 어렵다. 한편, 0.5%를 초과하면, 연성, 인성이 저하하고, 또한 강의 조직 중에 거대한 탄화물이 생성하여, 피로특성을 현저하게 저하시키기 때문에 0.5%를 상한으로 하였다.

Si : 1.0% 이하

Si는 탈산제로서 강의 용제(溶製)시에 작용하므로, 함유시킬 수 있다. 다만, 1.0%를 초과하면, 강의 연성을 현저하게 저하시키므로, 상한을 1.O%로 하였다.

Mn : 1.5% 이하

Mn은 강의 용제시의 탈산제로서의 작용을 갖고 있으므로, 함유시킬 수 있다. 다만, 1.5%를 초과하면 강의 연성을 현저하게 저하시키므로, 상한을 1.5%로 하였다.

Al : 0.025% 이하

Al은 탈산에 유효한 원소이다. 또한 담금질시의 오스테나이트 입자성장을 억제함으로써, 강도, 인성의 유지에 유효한 원소이다. 그러나, 함유량이 0.025%를 초과하여 함유시켜도 그 효과는 포화하고, 오히려 비용상승을 초래하는 불리점이 생기므로 상기 범위로 한정하였다.

Mo : 0.3∼0.5%

Mo는 본 발명에 있어서, 특히 중요한 원소이다. Mo는 연성을 크게 손상하는 일 없이 강도, 인성을 향상시킨다. 그 효과를 발현하는 데에는 0.3% 이상의 첨가 가 필수적이다.

한편, 0.5%를 초과하여 첨가해도 강도나 인성의 그 이상의 향상으로 되지 않고, 비용 상승으로 되어버린다. 또 과잉으로 첨가하면 연성도 저하하기 시작하므로, 상한을 0.5%로 하였다.

B : O.0005∼0.01%

B는 담금질성의 향상에 유효하고, 또한 입계 강화에 의해 강 전체의 강도 향상에 기여하는 유용한 원소이다. 그것을 위하여는 0.0005% 이상의 함유가 필요하다. 그러나 0.01%를 초과하여 함유해도 그 효과는 포화하므로, 상기 범위로 한정하였다.

이상이 본 발명에서의 기본 성분이지만, 본 발명에서는, 그 밖에도, 이하에 설명하는 원소를 적당히 함유시킬 수 있다.

Cr : 2.5% 이하

Cr은 담금질성의 향상에 유효하고, 경화 깊이를 확보하기 위해 유용하다. 그러나, 과도하게 함유하면, 탄화물 안정효과에 의해 잔류 탄화물의 생성을 조장하여, 강도의 저하를 초래한다. 따라서 Cr함유는 가능한 한 저감하는 것이 바람직하지만, 2.5% 까지는 허용할 수 있다. 한편, 담금질성을 향상시키는 작용을 발현시키기 위해서는 0.2% 이상 함유시키는 것이 바람직하다.

Cu : 1.0% 이하

Cu는 담금질성의 향상에 유효하고, 또한 페라이트 중에 고용하여 강도를 향상시킨다.

그러나, 1.0%를 초과하여 함유하면, 열연(熱延)시에 균열이 발생한다. 따라서 상기 범위로 한정하였다. 한편, 담금질성이나 강도를 향상시키는 작용을 발현시키기 위해서는 0.2% 이상 함유시키는 것이 바람직하다.

Ni : 2.0% 이하

Ni는 담금질성을 향상시키는데에 유효하고, 또한 탄화물의 생성을 억제하기 위하여, 막형상 탄화물의 입계에의 생성을 억제하여, 입계 강도를 올림으로써 강도, 인성의 향상에 기여한다. 다만, Ni는 매우 고가의 원소이며, 2.0%를 초과하여 첨가하면, 강재 비용이 현저하게 상승한다. 따라서, 2.0% 이하로 하는 것이 바람직하다. 한편, 담금질성이나 강도, 인성을 향상시키는 작용을 발현시키기 위해서는 0.5% 이상 함유시키는 것이 바람직하다.

V : 0.5% 이하

V는 강 중에 C와 결합하고, 강화 원소로서의 작용이 기대된다. 또한 뜨임 연화 저항성을 향상시키는 효과도 있고, 강도향상에 기여한다. 그러나 0.5%를 초과하여 함유해도 그 효과는 포화하기 때문에, 상기 범위로 한정하였다. 한편, 강도를 향상시키는 작용을 발현시키기 위해서는 0.1% 이상 함유시키는 것이 바람직하다.

또한 본 발명에서는, 이하에 설명하는 성분 중 1종 또는 2종 이상을 함유할 수 있다.

Ti : 0.1% 이하

Ti는 불가피적 불순물로서 혼입하는 N과 결합함으로써, B가 BN으로 되어 B의 담금질성 향상 효과가 소실하는 것을 방지한다. 그러나 0.1%를 초과하여 함유해도 TiN이 대량으로 형성되어, 강도나 피로강도의 저하를 초래하기 때문에, Ti는 0.1% 이하로 하는 것이 바람직하다. 한편, 이 효과를 얻기 위해서는 0.005% 이상 함유시키는 것이 더욱 바람직하다.

Nb : 0.1% 이하

Nb는 담금질성 향상 효과 이외에, 석출강화 원소로서 강도나 인성의 향상에 기여한다. 그러나 0.1%를 초과하여 함유해도, 그 효과는 포화하므로 0.1% 이하로 하는 것이 바람직하다. 한편, 이 효과를 발현시키기 위해서는 0.005% 이상 함유시키는 것이 더욱 바람직하다.

이상 설명한 원소 이외의 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물이다. 주된 불가피적 불순물로서는, S, P, N, O를 들 수 있다. 이들 원소는 S: 0.05% 이하, P: 0.05% 이하, N: O.01% 이하, O: 0.01% 이하이면 허용할 수 있다.

2. 조직에 대하여, 이상 바람직한 성분 조성범위에 대하여 설명하였지만, 본 발명에서는, 성분 조성을 상기 범위로 한정하는 것만으로는 불충분하며, 이하에 설명하는 바와 같이 강의 조직이 조정되어 있을 필요가 있다.

강의 조직: 체적율 90% 이상의 마르텐사이트 조직

마르텐사이트는 강도를 얻기 위하여 필수적인 조직이다. 본 발명의 경우에는, 체적율로 90% 이상의 마르텐사이트 조직으로 함으로써 우수한 특성을 발휘한다. 그 때문에 상기 범위로 한정하였다. 마르텐사이트의 체적율이 90% 미만인 경우에는, 강도의 상승에 기여하지 않는 잔류 오스테나이트 상 등의 미변태상이나 탄 화물 등의 석출물의 양이 지나치게 많아져서, 2000MPa 이상이라고 하는 고강도화의 달성은 곤란하게 된다.

마르텐사이트 조직: 조직을 구성하는 블록의 크기가 1.5㎛이하

마르텐사이트 조직은 내피로성의 관점 등으로부터 더 미세한 것이 바람직하다. 오스테나이트로부터의 대표적 변태조직인 마르텐사이트 조직은 복잡한 하부조직을 갖고 있지만, 일반적으로는 다음과 같은 조직 단위로 분류되어 있다. 먼저, 최소 단위는 마르텐사이트 래스(lath)이다. 인접하는 래스는 결정(結晶) 방위차가 극히 작아, 기계적 특성을 크게 지배하지 않는다. 다음으로, 결정면(結晶面)과 결정방위가 거의 동등한 인접하는 래스의 집단을 블록이라고 부르는데, 변태 전의 오스테나이트 입자 내에는 몇 개의 블록이 존재한다. 또한, 결정면이 동등하고 성장방향이 다른 블록의 집단을 팩키트(packet)로 분류한다. 마르텐사이트 조직을 미세화한다고 하는 것은, 상술한 각 조직 단위를 작게 하는 것과 거의 같은 의미지만, 가장 효과적으로는 블록 단위를 미세화함으로써 달성할 수 있다. 왜냐하면, 블록 내의 마르텐사이트 래스 사이는 소경각(小傾角) 입계로 되어 있어, 실질적으로 연속한 조직으로 간주할 수 있다. 한편, 블록, 팩키트 혹은 변태 전 오스테나이트 입계는 대경각(大傾角) 입계이기 때문, 이들의 크기는 직접적으로 소재의 기계적 특성에 영향을 끼친다고 생각된다. 그리고, 상기 블록의 크기는 결정방위 현미경(Orientation Imaging Microscopy)이나 투과전자현미경(TEM) 등에 의해 평가가능하다. 한편, 팩키트도 마르텐사이트 조직의 하부조직 단위이지만, 마찬가지로 대경각 입계를 갖는, 더욱 작은 조직 단위인 블록으로 규정하는 것이 바람직하다. 또한, 변태 전의 오스테나이트 조직의 크기를 최 종열처리 전에 전(全) 제품에 대하여 검사하는 것은 실제 공정상(工程上) 현실적이지 않다. 따라서, 최종제품(특히, 최종 열처리 후)에 대하여 용이하게 평가가능하여, 소재의 기계적 특성에 영향을 미치는 하부조직으로 하는 것으로부터, 마르텐사이트 조직 내의 블록의 크기를 규정하는 것이다. 본 발명에 있어서는, 상기 블록의 평균화된 크기를 1.5㎛이하로 함으로써, 특히 우수한 강도-연성 밸런스와 강인성을 발휘한다. 한편, 여기에서 말하는 「크기」란, 강의 조직 평가에 대하여 일반적으로 사용되는 평균 입경을 가리키고, 예를 들면, 절단법에 의해 도출되는 평균 입경을 사용할 수 있다.

고용 B의 존재 형태: 강 중에 0.0005% 이상, 또한, 담금질 처리 등을 행하였을 때의 구 오스테나이트 입계 상에 입자 내의 1.5배 이상 존재함

또한, 본 발명에 있어서는, 고용 B의 존재 형태를 아래와 같이 제어함으로써, 안정한 기계적 특성을 발휘한다. 즉, 전술한 바와 같이 본 발명에서는, 담금질성 향상과 입계 강화의 목적으로 B양을 규정하고 있지만, 이 원소가 효과를 발휘하기 위해서는 고용 B의 확보와 그 존재 상태가 매우 중요하다. 강 중의 B는 예를 들면, BN이나 M₂₃(C,B)₆(여기서, M은 금속원소를 나타낸다)의 형성에 의해, 그 고용량이 저감한다. BN 형성 억제에는 N과 결합하기 쉬운 Ti 등의 첨가가 효과적이지만, 강 중 탄소량이 많은 강종계(鋼種系)에 있어서는 첨가한 Ti 등이 탄화물로 치환 고용하여 버려, 그 효과를 기대할 수 없게 되어버린다. 이 때문에,

영역에서의 충분한 용체화(溶體化)가 필수적으로 된다. 또한, 상기 고용 B는 주로 구 오스 테나이트 입계에 존재하고 있는 것이 바람직하다. 강도, 신장 및 인성 등의 기계특성에 크게 영향을 주는 입계 강도는 고용 B가 주로 구 오스테나이트 입계 상에 존재하고, 입자 내와 비교하여 농도차를 갖는 것(즉, 입계편석(粒界偏析)하는 것)에 의해 향상하기 때문이다. 이것은, 고용 B가 입계편석함으로써, 입계취화(粒界脆化)를 일으키는 P의 입계편석을 방지하기 때문이라고 생각하고 있다. 발명자들의 검토에 의해, 고주파 가열 담금질 혹은 400℃ 이하의 저온 뜨임 등의 최종 열처리 후에, 0.OOO5% 이상의 고용 B가 확보되고 있고, 또한 상기 최종 열처리에 의해 형성된 구 오스테나이트 입자 내에 대하여, 상기 구 오스테나이트 입계 상에 1.5배의 당해 고용 B가 존재하고 있으면, 더욱 확실하게, 안정한 인성을 얻을 수 있다는 것을 확인하였다.

고용 B양은 첨가 B양으로부터 석출물로 되어 있는 B양을 빼는 것으로 구해진다. 석출물로 되어 있는 B양은 산화물, 질화물, 탄화물 혹은 금속간 화합물로서 존재하고 있는 석출물을 전해(電解) 등에 의해 추출 분리하고, 이들에 포함되는 B를 직접 정량(定量)한다. 한편, 고용 B의 구 오스테나이트 입자 내와 입계 상과의 농도분포에 대하여는, 상기 구 오스테나이트 입경이 10㎛이상이면, 예를 들면 ２차 이온질량분석분광법(SIMS)으로, 입자 내에 대한 입계 상의 이온 강도비가 1.5배 이상인 것으로 판단가능하다. 이밖에, TEM을 사용하여 입계로부터 전자 에너지 손실 스펙트럼(EELS)을 취득하는 방법, 또한, 시료를 원자로 등에서 방사화하고, 질량수 10의 B동위체(B₁₀)로부터 발생하는

선을 필름상에 감광시키는

선 트랙에칭 법(ATE)도 유효한 고감도 검출수단이지만, 미량인 경우의 검출 감도나 정량성의 점에서, 전술한 SIMS가 가장 적합하다. 이상 기술한 바와 같이, 고용 B로서의 양 0.0005% 이상을 확보하면서, 그 존재 개소를 주로 구 오스테나이트 입계 상으로 제한함으로써, 입계취성(粒界脆性)을 회피하는 것이 가능하다.

3. 강도 및 신장에 대하여

인장강도: 2000MPa 이상, 또한 전체 신장: 10% 이상

본 발명에서는, 현재 고가이며, 대체하고 싶은 마르에이지 강과 동등한 특성을 갖기 위해서는, 강도 연성 수준은 이것 이상일 필요가 있다. 따라서 상기 범위로 한정하였다. 한편, 상술한 성분 조성 및 강의 조직을 만족하는 것에 의해, 인장강도 2000MPa 이상, 전체 신장 10% 이상을 만족하는 것으로 되고, 또한 고인성을 유지한 것으로 된다. 특히, 발명자들의 검토에 의해, CVT용 금속벨트로서, 전술한 성분 범위로 한 강으로, 인장강도가 2000MPa 이상, 또한 전체 신장이 10% 이상인 강을 사용함으로써, 종래의 마르에이지 강제의 금속벨트와 동등한 내구성을 얻을 수 있다는 것도 명백하게 되었다.

다음에, 본 발명의 기계구조용 강의 제조방법에 대하여 설명한다. 상술한 성분 조성을 갖는 강을 강 소재로 하여, 이것에 담금질과 뜨임 처리를 실시함으로써 제조한다. 본 발명의 경우에는, 담금질시의 승온속도 및 뜨임 온도가 중요하여, 아래와 같이 할 필요가 있다.

담금질시의 가열 승온속도: 100℃／s 이상

담금질시의 가열 승온속도가 100℃／s 미만이면, 마르텐사이트 조직의 블록 의 크기가 1.5㎛를 초과하여 커지고, 강도와 연성을 양립할 수 없게 된다. 따라서, 담금질시의 가열 승온속도는 100℃／s 이상으로 할 필요가 있다.

뜨임 온도: 100℃ 이상, 400℃ 이하

뜨임 온도를 100℃ 이상, 400℃ 이하의 온도범위로 함으로써, 강 중에 함유되어 있는 B가 확산하거나 석출하거나 하는 일 없이, 입계에 농화(濃化)하여 입계 강화에 적절하게 기여한다. 뜨임 온도를 400℃ 이하로 함으로써, 미세입자효과와의 중첩에 의해 고강도, 고연성 및 고인성을 유지한다. 뜨임 온도가 높으면, 강도가 저하함과 아울러, B의 입계에의 농화도(濃化度)도 떨어지고, 그 결과, 인성이 현저하게 저하한다. 이 의미에서, 뜨임 온도는 400℃ 이하로 할 필요가 있다. 또한, 뜨임 온도가 100℃ 미만이면, 신장이 불충분하게 되어, 전체 신장이 10% 이상으로 되지 않는다. 따라서, 뜨임 온도는 100℃ 이상, 400℃ 이하의 범위로 한다.

한편, 강소재는 전술한 성분을 포함하는 강괴(鋼塊)를, 압연이나 단조 등으로 열간가공 혹은 냉간가공한 것도 사용할 수 있다. 전술한 성분을 포함하는 강괴는 전로(轉爐)에 의한 용제(溶製)에 있어서도 진공용제에 의한 것이라도 사용할 수 있다. 특히, 강 소재를 강판으로 하는 경우에는, 강괴 또는 연주(連鑄) 슬래브를 가열하여 열간압연하고, 또한 산세(酸洗)하여 스케일(scale) 제거한 후에, 냉간압연으로 소정의 두께로 조절한다. 또한, 이 강판을 가공하여 금속벨트로 하는 경우에는, 상기 냉간압연에 의해 0.5mm 이하의 두께의 판재(板材)로 한 후, 소정의 폭과 길이로 재단하고, 또한 링모양으로 성형하여 금속벨트로 한다.

그 후, 마르텐사이트 조직으로 하기 위하여, 상술한 강 소재(강판이나 금속 벨트를 포함함)에 대하여 담금질과 뜨임 처리를 행한다. 이들의 처리에서의 가열수단은 고주파에 의한 것이어도, 로(爐)가열이어도, 적외선가열이어도, 통전(通電)가열이어도 어느 것이라도 좋다.

이렇게 하여 얻어진 강재(강판 및 금속벨트를 포함함)는 염가로 제조할 수 있음에도 불구하고, 마르에이지 강에 필적하는 강도 연성 밸런스를 갖고, 고강도, 고연성, 고인성을 필요로 하는 자동차 부품에의 적용이 가능하게 된다. 특히, 형상이 금속벨트의 것은 현재 마르에이지 강이 사용되고 있는 CVT용 무단 금속벨트로서 사용하는 데에 적합하다.

실시예

(실시예1)

이하, 실시예에 따라 설명한다.

표 1에 나타내는 강을 진공용제로써 제조하였다. 이들의 강을 1100℃로 가열하고, 열간압연하여, 두께 3mm의 판으로 하였다. 그 후, 산세하여 표면 스케일을 제거한 후에, 냉간압연을 행하였다. 압연은 다수 회 행하고, 두께 0.8mm의 시점에서 1회 소둔을 행하여 가공변형(work strain)을 제거하고, 또한 냉간압연하였다. 최종적인 두께는 0.4mm 두께로 하여 소재로 하고, 이것에 아래의 열처리, 평가를 실시하였다.

고주파가열 담금질을 전제로 하는 본 강종(鋼種)에 있어서, 최종 열처리 후에 상정(想定)되는 조직은, 오스테나이트 온도영역으로부터의 변태상(變態相)인 마르텐사이트 상(相), 가열이 불충분한 경우의 미변태(未變態) 페라이트 상, 및 탄화 물 등의 미고용(未固溶) 개재물(介在物)이나 석출물뿐이다. 이들은 일반적으로 사용되는 나이탈 에칭(nital etching)에 의해 조직을 출현한 후, 광학현미경에서의 관찰로 판별할 수 있다. 따라서, 마르텐사이트 조직의 체적율의 산출은 아래의 방법으로 하였다. 전술한 소재를 20mm 각(角)으로 잘라냈다. 이 시료를 고주파가열에 의해 920℃로 가열한 후, 즉 담금질하고, 또한 그 후 170℃에서 20분간의 뜨임을 행하여 시료로 하였다. 이 시료 표면을 나이탈 에칭한 후, 광학현미경으로 관찰하고, 이 광학현미경 관찰로 판별한 마르텐사이트 상 이외(즉, 미변태 페라이트 상 및 탄화물 등의 미고용 개재물이나 석출물)의 영역의 면적율을 산출하였다. 또한 이 면적율로부터 체적율로 환산하고, 이 마르텐사이트 상 이외의 영역의 체적율을 100%로부터 뺀 값을, 본 실시예에서의 마르텐사이트 상의 체적율로 하였다. 발명예에 있어서는, 고주파담금질 온도를 920℃로 오스테나이트 영역으로 취하였기 때문에, 조직의 대부분이 마르텐사이트 상으로 되었다.

마르텐사이트 조직의 하부조직인 블록의 평가는 아래의 방법으로 하였다. 전술한 소재를 20mm 각으로 잘라내어 시료로 하였다. 이 시료를 고주파가열에 의해 920℃로 가열한 후, 즉 담금질하였다. 그 후 170℃에서 20분간의 뜨임을 행한 후에, 또한 10mm 각의 검경(檢鏡) 시료를 채취하여, 전술한 결정방위 현미경에 의해 블록 평가를 하였다.

각 시료에 대하여 10㎛ 각(角) 영역을 2시야(視野) 씩, 합계 약 11000점의 결정방위 정보를 취득하였다. 각 시야 내에 있어서 동일 색으로 닫힌 영역을 블록으로서 경계 인식시킨 후, 일반적인 평균입경 도출과 같은 절단법의 적용으로 얻어 진 값을 그 시야의 블록의 크기로 하고, 각 시야의 값의 전체 수를 단순 산술평균하여, 소재에 대한 블록의 평균화된 크기로 하였다.

강 중의 고용 B양은 첨가 B양으로부터 석출물로 되는 B양을 뺌으로써 구하였다. 석출물로 되어 있는 B양은 전해(電解)추출분석방법을 이용하였다. 먼저, 전술한 소재를 30mm 각으로 잘라내서 시료로 하였다. 이 시료를 고주파가열에 의해 920℃로 가열한 후, 즉 담금질하고, 또한 그 후, 170℃에서 20분간의 뜨임을 행하였다. 이 뜨임 후의 시료를, 10% 아세틸-아세톤 전해액으로 1g 전해하고, 전해 찌꺼기를 필터 포집(捕集)하고, 석출물로 되어 있는 B양을 정량(定量)하였다.

시료 중의 고용 B의 농도분포 측정은 아래의 방법으로 하였다. 블록 크기 평가로 사용한 10mm 각(角) 시료를 다시 경면연마(鏡面硏磨)하여, SIMS로 농도분포를 측정하였다. SIMS에서의 측정조건은 1차 이온 0₂ ⁺를 사용하고, 시야 조리개 150㎛(직경)의 영역으로부터 질량수 43의 ２차 이온 BO₂ ^-의 이온 상(相)을 2시야 얻었다. 그 각 시야 내에 대하여, 입계상에서의 ２차 이온 강도평균값과 입자 내에서의 ２차 이온 강도평균값을 각각 구하여, 그 각 강도평균값의 비(比)를 구하였다. 최후로, 2시야에서의 이온 강도비를 산술평균하여, 그 시료에서의 농도분포비로 하였다.

구 오스테나이트 입계의 확인은 다음과 같이 행하였다. 고용 B의 농도분포 측정으로 사용한 10mm 각 시료를 다시 사용하여, 검경 시료로 하였다. 고용 B의 농도분포 측정으로 사용한 시료에 대하여, 압연방향에 평행한 L단면(斷面)을 경면연마하고, 물: 500g에 대하여 피클린산: 50g을 용해시킨 피클린산 수용액에, 도데실벤젠술폰산 나트륨: 11g, 염화제일철: 1g 및 옥살산 1.5g을 첨가한 것을 부식액으로서 작용시켜, 구 오스테나이트 입계를 출현시켰다. 그 후 1000배의 광학현미경 시야에서, 구 오스테나이트 입계의 확인을 행하였다.

소재로부터, 인장시험편(JIS5호)의 형상으로 방전가공(放電加工)으로 잘라냈다. 이 시험편을 고주파가열에 의해 920℃로 가열한 후, 즉 담금질하였다. 그 후 170℃에서 20분간의 뜨임을 행하여, 인장시험에 제공하였다.

마르에이지 강(Fe-18Ni-10Co-5Mo-0.4Ti)에 있어서도 냉간압연까지 행하고, 상기와 같은 형상의 시험편을 잘라낸 후, 820℃로 가열한 후, 공냉에 의해 담금질하고, 520℃ 가열에 의해 에이징(aging) 처리를 하였다.

인성의 평가만은 상술한 바와 달리, 열간압연으로 15mm 두께로 하였다. 압연재의 C방향과 일치하도록 U 노치(notch)의 샤르피(charpy) 시험편을 잘라냈다. 시험편은 고주파 담금질에서 920℃로 가열된 후, 즉 담금질하였다. 뜨임은 170℃×30분간 행하고, 그 후 샤르피 시험에 제공하였다. 시험온도는 -40℃, 40℃의 2조건으로 행하여, 그 흡수에너지로 비교하는 것으로 하였다.

마르텐사이트 조직의 체적율, 인장강도, 전체 신장, 인성의 결과를 표 1 내에 나타낸다. 표 1로부터, 본 발명의 범위 내에 있는 강은 강도, 연성 밸런스가 마르에이지 강을 웃돌고, 또한 인성에 있어서도 양호한 결과를 나타냈다.

(실시예2)

여기에서는, 조직의 영향을 조사하였다. 실험방법은 모두 실시예1과 마찬가지이다. 다만, 마르텐사이트의 체적율의 영향을 보기 위하여, 고주파가열의 온도에 관하여 여러 가지의 조건을 채용하였다.

예를 들면, 비교예에 있어서는, 가열온도를 낮게 하여 미변태 페라이트 상의 양을 늘렸으므로, 마르텐사이트의 체적율이 90% 미만으로 되었다. 실험결과를 표 2에 나타낸다. 마르텐사이트의 체적율이 90%보다 낮아지면 강도가 현저하게 저하하여 버린다는 것을 알 수 있다.

(실시예3)

여기에서는, 다른 성분의 효과를 조사하였다. 표 3에 나타내는 바와 같은 강을 진공용제로써 제조하였다. 아래의 실험방법은 실시예1과 마찬가지이다. 결과를 표 3 내에 정리하여 나타낸다. Cr, Ti가 과도하게 함유되면, 강도 저하를 초래하고, 또한 Ni, V, Nb에 대하여는 그 효과가 포화한다는 것을 알 수 있다.

(실시예4)

여기에서는, 담금질에서의 가열시의 승온속도의 영향에 대하여 조사하였다, 실시예1에서의 강 No.1-4와 동일한 성분 조성의 강에 대하여, 고주파가열로 바꾸어 로가열을 실시하였다. 그 후, 실시예1과 동일 조건으로 뜨임을 행하여, 조직 및 특성의 조사를 행하였다.

표 4에, 로가열을 사용한 경우(강 No.4-1)의 승온속도, 조직, 특성에 대하여, 고주파가열의 경우(표 1 내의 강 No.1-4)와 비교하여 나타낸다.

담금질시의 가열 승온속도가 느린 로가열의 경우, 마르텐사이트의 블록 크기 가 커지고, 2000MPa 이상의 강도에서 신장이 10% 이상을 달성할 수 없고, 또한, 인성에 대하여도 저하하고 있음을 알 수 있다.

(실시예5)

여기에서는, 뜨임 온도의 영향에 대하여 조사하였다. 실시예1에서의 강 No.1-4, 강 No.1-12와 동일한 성분 조성의 강에 대하여, 실시예1과 동일 조건으로 담금질까지 한 후, 뜨임 온도를 260℃, 380℃, 450℃로 변화시켜 실험을 행하였다. 그 결과를 표 5에 나타낸다.

뜨임 온도가 400℃ 이상으로 되면, B의 입계 농화가 낮아지고, 그 결과, 인성이 현저하게 저하함을 알 수 있다.

(실시예6)

여기에서는, 실제로 무단 금속벨트로 하였을 때의, 피로강도에 대하여 평가하였다. 실시예1의 두께 0.4mm의 냉간압연재를, 폭 20mm로 재단한 후에, 링모양으로 용접하고, 그 후, 담금질 처리와 뜨임 처리를 행하여 시료로 하였다. 그리고, 이들의 시료를 도 1에 도시한 바와 같은 SUJ2제의 풀리(pulley)에 걸어, 일정한 인장하중(P=3500N)을 걸면서, 회전수 2000rpm으로 돌렸을 때의 파단까지의 회전수 (벨트의 특정 점이 양쪽 풀리 사이를 왕복하는 회수)에 의해 평가하였다. 실험에 제공한 소재는 실시예1에 기재한 강 No.1-1∼1-16, 실시예5에 기재한 강 No.5-1∼5-6이다. 담금질 조건과 뜨임 조건은, 강 No.1-1∼1-16은 실시예1과, 강 No.5-1∼5-6은 실시예5와 동일 조건이다. 시험은 각각 N=3회 행하고, 결과를 표 6에 나타낸다. 발명예의 강은 마르에이지 강과 거의 동등한 회수이지만, 비교예의 강은 인장강도 혹은 연성이 낮기 때문에, 실제로 부품 피로강도에 있어서도 저하하고 있음을 알 수 있다. 또한, 뜨임 온도를 400℃ 초과하여도 피로강도는 저하하고 있다. 또한, 강 No.1-14를 사용한 경우보다, Mo를 0.5%를 초과하여 첨가하여도, 일정 이상의 효과가 없다는 것을 알 수 있다.

본 발명 강은, 마르에이지 강을 능가하는 우수한 인장강도와 신장 밸런스 및 높은 인성을 가지므로, 종래 마르에이지 강이 사용되어 있었던 부품에 적용가능하다.

Claims

강의 성분 조성이, 질량%로, C: 0.30 초과∼0.5%, Si: 1.O% 이하, Mn: 1.5% 이하, Al: 0.025% 이하, Mo: 0.3∼0.5%, B: 0.0005∼0.01%이고, 잔부(殘部)가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지며, 인장강도가 2000MPa 이상, 또한 전체 신장이 10% 이상인 것을 특징으로 하는 강도, 연성 및 인성이 우수한 기계구조용 강.
제1항에 있어서,

상기 성분 조성이, 질량%로, Cr: 2.5% 이하, Cu: 1.0% 이하, Ni: 2.0% 이하, V: 0.5% 이하 중 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 하는 강도, 연성 및 인성이 우수한 기계구조용 강.
제1항에 있어서,

상기 성분 조성이, 질량%로, Ti: 0.1% 이하, Nb: 0.1% 이하 중 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 하는 강도, 연성 및 인성이 우수한 기계구조용 강.
강의 성분 조성이, 질량%로, C: 0.30 초과∼0.5%, Si: 1.O% 이하, Mn: 1.5% 이하, Al: 0.025% 이하, Mo: 0.3∼0.5%, B: 0.0005∼0.01%이고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 또한, 조직이 체적율로 90% 이상인 마르텐사이트 조직 이고, 상기 마르텐사이트 조직을 구성하는 블록의 크기가 1.5㎛ 이하이고, 또한, 고용 B가 0.0005% 이상이며 상기 고용 B가 구 오스테나이트 입계 상에 구 오스테나이트 입자 내의 1.5배 이상 존재하는 것을 특징으로 하는 강도, 연성 및 인성이 우수한 기계구조용 강.
제4항에 있어서,

상기 성분 조성이, 질량%로, Cr: 2.5% 이하, Cu: 1.0% 이하, Ni: 2.0% 이하, V: 0.5 % 이하 중 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 하는 강도, 연성 및 인성이 우수한 기계구조용 강.
제4항 또는 제5항에 있어서,

상기 성분 조성이, 질량%로, Ti: 0.1% 이하, Nb: 0.1% 이하 중 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 하는 강도, 연성 및 인성이 우수한 기계구조용 강.
제1항 내지 제6항 중 어느 한 항에 기재한 기계구조용 강으로 이루어지고, 또한 판두께 0.5mm 이하인 것을 특징으로 하는 강도, 연성 및 인성이 우수한 기계구조용 강판.
제7항에 기재한 강판으로 이루어지고, 또한 링(ring)모양의 형상을 이루고 있는 것을 특징으로 하는 금속벨트.
성분 조성이, 질량%로, C: 0.30 초과∼0.5%, Si: 1.O% 이하, Mn: 1.5% 이하, Al: 0.025% 이하, Mo: 0.3∼0.5%, B: 0.0005∼0.01%이고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강 소재를, 승온(昇溫)속도 100℃／s 이상으로 가열하여 담금질한 후에, 100℃ 이상, 400℃ 이하의 온도에서 뜨임하는 것을 특징으로 하는 강도, 연성 및 인성이 우수한 기계구조용 강의 제조방법.
제9항에 있어서,

상기 성분 조성이, 질량%로, Cr: 2.5% 이하, Cu: 1.0% 이하, Ni: 2.0% 이하, V: 0.5 % 이하 중 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 하는 강도, 연성 및 인성이 우수한 기계구조용 강의 제조방법.
제9항 또는 제10항에 있어서,

상기 성분 조성이, 질량%로, Ti: 0.1% 이하, Nb: 0.1% 이하 중 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 하는 강도, 연성 및 인성이 우수한 기계구조용 강의 제조방법.
성분 조성이, 질량%로, C: 0.30 초과∼0.5%, Si: 1.O% 이하, Mn: 1.5% 이하, Al: 0.025% 이하, Mo: 0.3∼0.5%, B: 0.0005∼0.01%이고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 또한 판두께가 0.5mm 이하인 강판을, 승온속도 100℃／s 이상으로 가열하여 담금질한 후에, 100℃ 이상, 400℃ 이하의 온도에서 뜨임하는 것을 특징으로 하는 강도, 연성 및 인성이 우수한 기계구조용 강판의 제조방법.
제12항에 있어서,

상기 성분 조성이, 질량%로, Cr: 2.5% 이하, Cu: 1.0% 이하, Ni: 2.0% 이하, V: 0.5 % 이하 중 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 하는 강도, 연성 및 인성이 우수한 기계구조용 강판의 제조방법.
제12항 또는 제13항에 있어서,

상기 성분 조성이, 질량%로, Ti: 0.1% 이하, Nb: 0.1% 이하 중 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 하는 강도, 연성 및 인성이 우수한 기계구조용 강판의 제조방법.
성분 조성이, 질량%로, C: 0.30 초과∼0.5%, Si: 1.0% 이하, Mn: 1.5% 이하, Al: 0.025% 이하, Mo: 0.3∼0.5%, B: 0.0005∼0.01%이고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 또한 0.5mm 이하의 판두께와 링모양의 형상을 갖는 금속벨트를, 승온속도 100℃／s 이상으로 가열하여 담금질한 후에, 100℃ 이상, 400℃ 이하의 온도에서 뜨임하는 것을 특징으로 하는 금속벨트의 제조방법.
제15항에 있어서,

상기 성분 조성이, 질량%로, Cr: 2.5% 이하, Cu: 1.0% 이하, Ni: 2.0% 이하, V: 0.5 % 이하 중 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 하는 금속벨트의 제조방법.
제15항 또는 제16항에 있어서,

상기 성분 조성이, 질량%로, Ti: 0.1% 이하, Nb: 0.1% 이하 중 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 하는 금속벨트의 제조방법.