KR20070090750A - 피삭성 및 인성이 향상된 프리하든 강 및 그 제조 방법 - Google Patents

Abstract

본 발명은, 매우 우수한 피삭성을 가지고, 또한 인성과 경도를 겸비하며, 플라스틱 성형에 사용되는 금형용 강에 최적인, 프리하든 강 및 그 제조 방법을 제공한다. 본 발명은, C: 0.05∼0.17질량%, Si: 0.6질량% 이하, Mn: 0.5∼2.0질량%, Ni: 2.5∼3.5질량%, Cr: 2.0질량% 이하, W 및 Mo 중 1종 또는 2종을 (1/2W+Mo)의 관계로: 0.7질량% 이하, Al: 0.5∼1.5질량%, 및 Cu: 0.7∼2.5질량%를 포함하는 공구강이며, 조직이 상부 베이나이트와 하부 베이나이트의 혼합 조직, 바람직하게는 하부 베이나이트가 20∼80면적%인 혼합 조직이며, 경도가 34∼45HRC인 프리하든 강이다. Fe의 일부를 S: 0.3질량% 이하로 치환할 수도 있다.

또한, 본 발명은, 상기 조성의 공구강을, 오스테나이트 영역까지 가열한 후, 상부 베이나이트와 하부 베이나이트의 혼합 영역으로 냉각하는 상부·하부 혼합 베이나이트 생성 열처리를 수행하고, 이어서, 34∼45HRC의 경도로 템퍼링을 수행하는 프리하든 강의 제조 방법을 제공한다.

프리하든, 피삭성, 인성, 경도, 금형, 베이나이트, 마텐자이트

Description

피삭성 및 인성이 향상된 프리하든 강 및 그 제조 방법{PREHARDENED STEEL EXCELLENT IN MACHINABILITY AND TOUGHNESS, AND PROCESS FOR PRODUCING SAME}

도 1은 본 발명의 금속 마이크로 조직(×400배)의 일례를 나타내는 사진이다.

도 2는 본 발명의 금속 마이크로 조직(×400배)의 일례를 나타내는 사진이다.

도 3은 비교예의 금속 마이크로 조직(×400배)의 일례를 나타내는 사진이다.

도 4는 비교예의 금속 마이크로 조직(×400배)의 일례를 나타내는 사진이다.

본 발명은, 매우 우수한 피삭성을 가지며, 또한 인성과 경도를 겸비한 신규한 프리하든(prehardened) 타입으로서, 플라스틱 성형에 주로 사용되는 금형용 강 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

플라스틱 성형용 금형으로서 주로 사용되는 프리하든 강은, 금형 등의 제조 기간의 단축과 사용 수명을 향상시키기 위하여, 피삭성뿐만 아니라, 강도, 내마모성이 우수해야 하며, 적당한 인성이 필요하다. 그러나, 이들 요구 특성은 상반되 는 성질이며, 모든 특성을 충분히 만족시키는 강이 얻어졌다고는 말할 수 없다.

상기 요구에 대해서는, 예를 들면, 저 C-Mn-Ni-Mo(W)-Cu-Al계 합금에 대하여, 결정 입도를 입도 번호 4∼6의 범위로 함으로써 피삭성 및 인성을 겸비시킬 수 있다는 제안이 있다(특허 문헌 1 참조). 상기 강의 조직은, 주로 C를 낮게 규정함으로써 균일한 상부 베이나이트(bainite) 조직으로 조정되어 있으며, 이 상부 베이나이트 조직에 의해 피삭성을 확보하는 것이다. 한편, 본원 출원인은, 주로 Mn의 양을 적정화하고, 균일한 하부 베이나이트 조직으로 조정함으로써, 피삭성 및 인성을 겸비한 저 C-Mn-Ni-Mo(W)-고 Cu-Al계 합금을 제안한 바 있다(특허 문헌 2 참조).

[특허 문헌 1] 일본 특개 평 05-070887호 공보

[특허 문헌 2] 일본 특개 평 07-278737호 공보

상술한 제안은 각각, 플라스틱 성형용 프리하든 강의 성능 향상에 기여할 수 있는 하나의 수단을 제공하는 것이다. 그러나, 특허 문헌 1의 상부 베이나이트 조직은 피삭성은 우수하지만, 인성이 충분하다고 할 수는 없다. 한편, 특허 문헌 2의 하부 베이나이트 조직은 인성은 우수하지만, 피삭성이 약간 떨어지므로, 역시 충분하다고는 할 수 없다. 이와 같이, 종래의 금형용 강재에서는, 금형 제조 기간의 단축 및 사용 수명 향상면에 있어서는, 특성을 개선할 여지가 있었다. 본 발명의 목적은, 상술한 요구를 감안한 것이며, 금형의 제조 기간의 단축 및 사용 수명 향상을 함께 달성할 수 있는 것으로써, 특히, 플라스틱 성형용 금형에 제공되기에 최적인, 프리하든 강 및 그 제조 방법을 제공하는 것이다.

본 발명자는, 저 C-Mn-Ni-(Mo,W)-Cu-Al계 합금이나, 저 C-Mn-Ni-(Mo,W)-고 Cu-Al계 합금의 조성 및 조직과 피삭성 및 인성의 관계를 상세하게 검토한 결과, 피삭성을 향상시키기 위해서 필수적인 조직인 것으로 생각되던 상부 베이나이트 조직이나 하부 베이나이트 조직이 아니라, 상부 베이나이트와 하부 베이나이트의 혼합 조직으로 제조함으로써, 피삭성을 더욱 향상시켜서, 우수한 피삭성과 인성을 겸비한 프리하든 강을 발견하였다.

즉, 본 발명은, C: 0.05∼0.17질량%, Si: 0.6질량% 이하, Mn: 0.5∼2.0질량%, Ni: 2.5∼3.5질량%, Cr: 2.0질량% 이하, W 및 Mo 중 1종 또는 2종을 (1/2W+Mo)의 관계로: 0.7질량% 이하, Al: 0.5∼1.5질량%, 및 Cu: 0.7∼2.5질량%를 포함하는 공구강으로써, 조직이 상부 베이나이트와 하부 베이나이트의 혼합 조직인 것을 특징으로 하는 피삭성 및 인성이 향상된 프리하든 강이다.

본 발명은, 바람직하게는, C: 0.05∼0.17질량%, Si: 0.6질량% 이하, Mn: 0.5∼2.0질량%, Ni: 2.5∼3.5질량%, Cr: 0.3∼0.8질량%, W 및 Mo 중 1종 또는 2종을 (1/2W+Mo)의 관계로: 0.7질량% 이하, Al: 0.5∼1.5질량%, Cu: 1.2∼1.8질량%, 및 잔부로서 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 조성을 가지며, 조직이 상부 베이나이트와 하부 베이나이트의 혼합 조직인 것을 특징으로 하는 피삭성 및 인성이 향상된 프리하든 강이다.

또한, 본 발명의 다른 발명은, 상기 강 중의 어느 하나를 기본 조성으로 하 고, Fe의 일부를 S: 0.3질량% 이하로 치환하고, 조직을 상부 베이나이트와 하부 베이나이트의 혼합 조직으로 한 것을 특징으로 하는 피삭성 및 인성이 향상된 프리하든 강이다.

본 발명에 있어서, 바람직하게는, 상기 강의 상부 베이나이트와 하부 베이나이트의 혼합 조직은, 하부 베이나이트가 20∼80면적%인 것을 특징으로 하는 피삭성 및 인성이 향상된 프리하든 강이다. 또한, 본 발명은, 경도가 34∼45HRC인 것을 특징으로 하는 피삭성 및 인성이 향상된 프리하든 강이다.

그리고, 본 발명의 제조 방법은, C: 0.05∼0.17질량%, Si: 0.6질량% 이하, Mn: 0.5∼2.0질량%, Ni: 2.5∼3.5질량%, Cr: 2.0질량% 이하, W 및 Mo 중 1종 또는 2종을 (1/2W+Mo)의 관계로: 0.7질량% 이하, Al: 0.5∼1.5질량%, 및 Cu: 0.7∼2.5질량%를 포함하는 공구강을, 오스테나이트 영역까지 가열한 후, 상부 베이나이트와 하부 베이나이트의 혼합 영역으로 냉각하는 상부·하부 혼합 베이나이트 생성 열처리를 수행하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 피삭성 및 인성이 향상된 프리하든 강의 제조 방법이다. Fe의 일부를 S: 0.3% 이하로 치환할 수도 있다. 상부·하부 혼합 베이나이트 생성 열처리를 행한 후에는, 34∼45HRC의 경도로 템퍼링하는 것이 바람직하다.

본 발명의 강은, 종래의 프리하든 강에는 없는 높은 수준의 우수한 피삭성 및 인성을 모두 달성할 수 있다. 따라서, 다른 특성을 크게 열화시키지 않으면서, 예를 들면, 플라스틱 성형용 공구 수명을 연장시킬 수 있으므로 매우 효과적이다. 또한, 본 발명의 강은 인성이 높기 때문에, 금형 등의 가공에 수반되는 열응력에 의한 갈라짐이 잘 발생하지 않으며, 보다 정밀한 금형 가공을 수행하는데 있어서도 특히 적당하다.

[발명을 실시하기 위한 최선의 형태]

본 발명의 중요한 특징 중의 하나는, 저 C-Mn-Ni-(Mo,W)-Cu-Al계나 저 C-Mn-Ni-(Mo,W)-고 Cu-Al계의 프리하든 강에 있어서, 조직을 상부 베이나이트와 하부 베이나이트의 혼합 조직으로 한 것이다.

전술한 바와 같이, 종래의 저 C-Mn-Ni-(Mo,W)-Cu-Al계 합금이나 저 C-Mn-Ni-(Mo,W)-고 Cu-Al계를 프리하든 강으로서 사용할 경우에는, 피삭성을 확보하기 위하여, 상부 베이나이트 조직이나 하부 베이나이트 조직의 단상 조직을 목표로 제조되었다. 그러나, 상부 베이나이트 조직은, 피삭성이 우수한 조직이지만, 반면 인성이 낮은 조직이며, 또한, 하부 베이나이트 조직은, 반대로 인성이 우수한 조직이지만, 피삭성이 약간 떨어지는 조직이었다.

따라서, 본 발명자는, 종래의 상부 베이나이트 조직이나 하부 베이나이트 조직으로 이루어지는 단상 조직을, 상부 베이나이트와 하부 베이나이트의 혼합 조직으로 변경함에 따라, 또는 그 최적 혼합 밸런스로 조정함에 따라, 상부 베이나이트 조직보다 우수한 피삭성을 얻는 동시에, 하부 베이나이트 조직과 동등한 인성을 얻을 수 있으며, 금형의 제조 기간의 단축과 사용 수명의 향상을 함께 달성할 수 있음을 발견하였다.

또한, 본 발명에서 규정하는 상부 베이나이트와 하부 베이나이트의 혼합 조직은, 강의 조성에 의해서만 결정되는 것이 아니라, 담금질시의 냉각 속도에 의해 도 크게 좌우된다. 그러나, 본 발명의 강은, 특히 Cu, Cr의 양쪽 원소량을 최적화함으로써 충분히 조정되어 있기 때문에, 목적으로 하는 상부 베이나이트와 하부 베이나이트의 혼합 조직을 달성하기 위한 열처리 공정의 관리는 그렇게 곤란하지 않다. 예를 들면, 오스테나이트 영역까지 가열한 후, 열처리 왜곡이 적은 공냉을 행함으로써도, 상부 베이나이트와 하부 베이나이트의 혼합 조직을 얻을 수 있다. 또한, 열간 가공 후의 냉각 속도가 공냉 이상의 직접 담금질일지라도, 상부 베이나이트와 하부 베이나이트의 혼합 조직을 얻을 수 있다.

그리고, 일반적으로, 강의 조직에 있어서의 베이나이트는, 오스테나이트를 냉각했을 경우 생성되는 변태 생성물의 일종이며, 펄라이트(pearlite) 생성 온도와 마텐자이트 생성 온도의 중간 온도 범위에서 생성되는 것으로 알려져 있다. 그리고, 현미경적으로는, 펄라이트 변태 온도 부근에서 생긴 것은 깃털형(괴상), 마텐자이트 생성 온도 부근에서 생긴 것은 침상을 나타내며, 전자를 상부 베이나이트, 후자를 하부 베이나이트라 지칭한다. 본 발명에서 규정하는 상부 베이나이트와 하부 베이나이트의 혼합 조직은, 구체적으로 나타내면, 예를 들면 도 1에 나타내는 조직(상부 베이나이트 30면적%, 하부 베이나이트 70면적%)이나, 도 2에 나타내는 조직(상부 베이나이트 40면적%, 하부 베이나이트 60면적%)이다. 그리고, 비교를 위하여, 종래의 강의 상부 베이나이트 조직(도 3), 및 하부 베이나이트 조직(도 4)을 나타내었다.

이러한 본 발명의 강의 상부 베이나이트와 하부 베이나이트의 혼합 조직은, 바람직하게는, 면적%(이하, 단지 %로 나타냄)로, 하부 베이나이트가 20∼80%인 것 을 특징으로 한다. 피삭성이 우수한 상부 베이나이트 조직에, 상이한 조직인 하부 베이나이트를 20∼80% 혼합하고, 절삭시에 적당히 취화(脆化)시킴에 따라 균일한 상부 베이나이트 조직보다 우수한 피삭성을 얻을 수 있다. 그러나, 하부 베이나이트가 20% 미만이면 인성이 불충분하고, 80%를 초과하면 피삭성이 약간 떨어지기 때문에, 20∼80%로 하였다. 한편, 상부 베이나이트를 주체로 하면 인성이 약간 저하되기 때문에, 하부 베이나이트를 60% 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다. 한편, 보다 바람직한 하부 베이나이트의 상한은 70%이다.

또한, 본 발명의 강의 바람직한 조성의 특징은, Cu, Cr 량을 적정화함으로써, 적당하게 베이나이트 조직을 미세화시키고, 조직을 바람직한 상부 베이나이트와 하부 베이나이트의 혼합 조직으로 조정할 수 있는 것이다. 즉, 경도와 피삭성을 겸비시킨 저 C-Mn-Ni-(Mo,W)-Cu-Al계나 저 C-Mn-Ni-(Mo,W)-고 Cu-Al계 프리하든 강 에서는, 담금질 열처리 공정시에 있어서, 관리가 비교적 용이한 냉각 속도 범위에서도, 매우 우수한 피삭성과 인성을 겸비시킬 수 있다.

이하, 본 발명에서 강의 조성을 상기와 같이 규정한 이유에 대해서 설명한다.

C는, 저 C-Mn-Ni-Mo(W)-Cu-Al계나, 저 C-Mn-Ni-(Mo,W)-고 Cu-Al계 프리하든 강의 담금질 조직을 베이나이트 조직에 보유하며, 또한 템퍼링에 있어서의 Cu-Fe 고용체, Ni-Al 금속간 화합물이나 Mo, W 탄화물을 석출시켜서, 석출 경화를 일으키는 기질을 부여하기 위한 기본적인 첨가 원소이다. 지나치게 많으면, 기지를 마텐자이트 조직화해서 피삭성을 감소시키고, 또한 과도한 탄화물을 형성해서 피삭성을 저하시키기도 한다. 그러므로 본 발명에서는 0.05∼0.17질량%로 규정하였다(이하, 단지 %로 나타냄). 바람직하게는 0.08% 이상으로 한다. 가장 바람직하게는 0.10% 이상 및/또는 0.14% 이하이다.

Si는, 강 제품으로서 사용시의 분위기에 대한 내식성을 높이는 원소이다. 지나치게 많으면, 페라이트의 생성을 초래하고, 또한 피삭성을 저하시키게 되므로 0.6% 이하로 한다. Si를 저감시키면 이방성이 저감되고, 또한 줄무늬형 편석이 저감되고, 우수한 거울면 가공성이 얻어지기 때문에, 0.4% 이하로 하는 것이 바람직하다. 바람직한 하한은 0.1%이다.

Mn은, 본 발명의, 인성이 높은 혼합 조직, 바람직하게는 하부 베이나이트 조직을 20∼80% 포함하는 기지로 한 혼합 조직의 프리하든 강에 있어서, 가장 중요한 원소 중의 하나이다. Mn은 기본적으로는 기지의 인성을 향상시키는 원소이며, 0.5% 이상 필요하다. 또한, Mn은 베이나이트 담금질성을 높이고, 본 발명의 바람직한 조직의 특징인 20∼80%의 하부 베이나이트 조직을 쉽게 얻을 수 있도록 하는 원소이다. 그러므로 바람직하게는 1.0% 이상, 더욱 바람직하게는 1.25% 이상 첨가한다. 또한, Mn은 페라이트의 생성을 억제하고, 적당한 담금질 템퍼링(시효) 경도를 부여하는 효과도 있다. 그러나, Mn이 지나치게 많으면 인성이 너무 높아져서, 우수한 피삭성을 유지할 수 없기 때문에, 2.0% 이하로 규정한다. 바람직하게는 1.6% 이하이다.

Ni는, 베이나이트의 담금질성을 높이고, 또한 페라이트의 생성을 억제하고, 또한 템퍼링(시효)시, Ni-A1 금속간 화합물을 석출시키고, 필요한 경도를 얻는 동 시에 연성을 적당에 저하시키고, 피삭성의 향상시키기 위하여 첨가된다. 지나치게 많으면 베이나이트 변태 온도를 저하시키고, 베이나이트 조직을 과도하게 미세화시키고, 또한 마텐자이트 변태화에 작용하고, 또한 기지의 점착성을 높여서 피삭성을 저하시키므로 3.5% 이하로 하며, 지나치게 낮으면 상기 첨가 효과가 얻어지지 않으므로 2.5% 이상으로 한다. 바람직하게는 2.6% 이상이다. 가장 바람직하게는 2.8% 이상 및/또는 3.2% 이하이다.

Cr은, 본 발명의 혼합 조직, 또한 그 바람직한 상부 베이나이트와 하부 베이나이트의 혼합 비율을 얻기 위한 가장 중요한 원소 중의 하나이며, 담금질 열처리 공정시에 있어서의 관리가 비교적 용이한 냉각 속도 범위에서도, 적당히 베이나이트 조직을 미세화시키는 효과가 있다. 또한, 내식성을 높이고, 질화할 경우의 경도를 높이고, 또한 연마 가공시 또는 제품 보관시의 녹이 발생하는 것을 방지하는 효과도 있다. 그러나, 지나치게 많으면 베이나이트 조직을 과도하게 미세화시키고, 또한 마텐자이트 변태화에도 작용해서 피삭성을 열화시키기 때문에, 2.0% 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는, 1.0% 이하이며, 더욱 바람직하게는, 0.3% 이상 및/또는 0.8% 이하이다. 이는, 특히 피삭성이 요구되는 플라스틱 성형용 금형 강으로서 효과적이다.

W, Mo는, 본 발명의 강의 템퍼링(시효) 처리, 특히 500℃를 초과하는 고온 템퍼링(시효) 처리에 있어서, 미세 탄화물을 석출하고, 석출(시효) 경화를 초래하고, 또한 제품 사용시의 분위기에 대한 내식성을 향상시키는 작용을 가지는 원소이다. 본 발명의 경우, 다량 첨가할 필요는 없고, 지나치게 많으면 피삭성을 저하시 키므로, W 및 Mo 중 1종 또는 2종을 (1/2W+Mo)의 관계로 0.7% 이하로 한다. 상기 첨가 효과를 특히 얻고자 할 경우에는, 바람직하게는 (1/2W+Mo)의 관계로 0.1% 이상으로 한다. 가장 바람직하게는 0.2% 이상 및/또는 0.4% 이하이다. 한편, 상기 효과에 있어서, W 및 Mo는 동등하게 취급할 수 있지만, W는 Mo에 비해 확산 속도가 늦기 때문에, W를 많이 첨가한 경우에는 열간 가공시나 담금질시에 미고용 탄화물이 잔류할 가능성이 높아진다. 따라서, 이 점에 있어서는, 본 발명은 Mo만을 채용하는 것이 바람직하다.

Al은, 템퍼링(시효) 처리에 있어서 Ni-A1 금속간 화합물의 미세 석출에 의한 석출(시효) 경화를 초래하며, 본 발명의 우수한 피삭성을 형성시키는 중요한 원소 중의 하나이다. 또한, Al은, 소정의 경도를 얻기 위한 첨가 원소이며, 질화를 행하면 그때의 질화 경도를 상승시키는 효과가 있다. 지나치게 많으면 알루미나계 개재물의 생성량이 증가하고, 거울면 마무리성을 저하시키며, 또한 내공식성(耐孔食性)을 저하시키고, 또한 연성을 과도하게 저하시키므로 1.5% 이하로 하며, 지나치게 낮으면 피삭성이 저하되므로 0.5% 이상으로 한다. 바람직하게는, 특히 20∼80%의 하부 베이나이트 조직으로 했을 때의 피삭성을 더욱 높이기 위해서 0.8% 이상으로 한다. 가장 바람직하게는 0.95% 이상 및/또는 1.2% 이하이다.

Cu는, 상기 Cr과 마찬가지로, 본 발명의 혼합 조직, 또한 그 바람직한 상부 베이나이트와 하부 베이나이트의 혼합 비율을 얻기 위한 가장 중요한 원소 중의 하나이며, 담금질 열처리 공정시에 있어서의 관리가 비교적 용이한 냉각 속도 범위에서도, 적당히 베이나이트를 미세화시키는 효과가 있다. 또한, 템퍼링(시효) 처리 에 있어서, Fe-Cu 고용체의 미세 석출에 의한 석출(시효) 경화를 초래하여, 본 발명의 강의 기본적인 피삭성을 부여하고, 또한 필요한 경도를 얻기 위한 원소이며, 또한, 우수한 내식성을 부여한다. 그러나, 지나치게 많으면 열간 가공성을 저하시키고, 또한 베이나이트를 과도하게 미세화시키고, 또한 마텐자이트 변태화에도 작용하여, 오히려 피삭성을 저하시키므로 2.5% 이하로 하며, 지나치게 낮으면 상기 첨가의 효과가 얻어지지 않으므로 0.7% 이상으로 한다. 바람직하게는 1.2% 이상 및/또는 1.8% 이하이다.

또한, 본 발명에 있어서 피삭성을 특히 향상시키기 위해서는, 0.3% 이하의 S를 첨가할 수도 있다. 바람직하게는 0.002% 이상이다. S의 첨가는 피삭성의 향상에는 매우 유효하지만, 첨가에 의해 거울면 가공성이 열화되기 때문에, 거울면성이 특히 요구될 경우는, 그 이용 량을 0.005% 이하로 줄이는 것이 바람직하다.

상기 이외에, 4A, 5A족 원소인 V, Nb, Ta, Ti, Zr, Hf로부터 선택되는 적어도 1종의 원소는, 결정 입자를 미세화하고, 인성을 높인다는 점에서 동일한 작용을 하는 원소이다. 다량 첨가하면, 용체화 경도 및 시효 경도를 필요 이상으로 향상시키고, 피삭성이나 인성을 저하시키게 되므로, 불순물로서 관리할 경우에 첨가하는 경우라도, 각각 0.5% 이하로 하는 것이 바람직하다. 한편, V는, 템퍼링 연화 저항을 향상시키는 효과도 있는 반면, 경질 V 탄화물이 형성되면, 이는 특히 거울면 가공성에 악영향을 끼치므로, 4A, 5A족의 원소 중에서는 개별적으로 특별히 관리하는 것이 바람직하다. 거울면 가공성이 중요할 경우, V를 0.1% 이하로 규제하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.03% 미만, 더욱 바람직하게는 0.02% 미 만이다.

Be 및 B 중에서 선택되는 적어도 1종의 원소는, 대형 제품의 경우에 있어서의 담금질성을 개선하는 원소로서 동일한 작용을 하는 원소이다. 이들 원소는, 다량 첨가해도 효과는 적고, 오히려 가공성을 열화시키기 때문에, 불순물로서 관리할 경우에 첨가하는 경우라도, Be: 0.5% 이하 및 B: 0.01% 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, Pb, Bi, Se, Te로부터 선택되는 적어도 1종의 원소는, 피삭성을 개선하는 원소로서 동일한 작용을 가진다. 그러나, 이들 원소를 다량 첨가하면, 인성을 열화시키기 때문에, 역시 불순물로서 관리할 경우에 첨가하는 경우라도, 총량에서 0.5% 이하로 하는 것이 바람직하다.

본 발명의 강은, 예를 들면 34∼45HRC 경도의 프리하든 상태로 공급되고, 그 상태로 제품 형상으로 가공, 금형에서라면 조형 가공 후, 연마 가공, 또한 고도인 거울면 처리나 시보 가공 등을 실시해서 사용된다. 34HRC 미만으로 사용시(금형으로서의 성형시)에 마모 등의 손상 문제가 일어나며, 또한, 45HRC를 초과하면 피삭성에 악영향을 끼치므로, 34∼45HRC의 경도가 바람직하다.

그리고, 본 발명의 프리하든 강에 요구되는 인성은, 갈라짐 및 접힘을 방지하기 위해서 필요한 특성이다. 이를 위한 인성값으로서는, JIS-Z-2242(2005)의 금속 재료 Charpy 충격 시험 방법에 준거한 2mmU 노치 시험편에 의한 충격값으로, 보다 구체적으로는 후술하는 실시예의 조건으로 평가하고, 바람직하게는 24J/cm² 이상, 더욱 바람직하게는 25J/cm² 이상이다. 본 발명의 우수한 인성은, 강의 성분 조 성을 기본으로 하고, 또한 베이나이트 조직의 제어에 의해 달성할 수 있지만, 바람직하게는 상기의 경도값과의 밸런스도 고려된다면, 우수한 피삭성도 달성할 수 있다.

프리하든 강의 공급 형태는, 통상, 이미 소정의 경도로 조절된 중간 소재가 소재 제조 업체로부터 출하되어, 상기 중간 소재를 가공 업체가 필요한 치수로 절단 및 6면을 절삭 가공 처리하고, 또한 필요에 따라 연삭 가공 처리한 후, 최종 사용자인 금형 제조 업체로 도매되는 유통 경로를 거친다. 그리고, 특히 최근에는, 최종 사용자 측에서의 가공 효율을 높이기 위하여, 중간 가공 업체는, 최종 사용자의 요구에 따라 미리 고정밀도의 마무리 치수로 조정된 프리하든 강을 「플레이트」로 공급하는 경향이 있다. 플레이트 형상으로 공급되는 프리하든 강은, 특히 정면 밀링 가공성, 즉 정면 밀링 절삭에 있어서 절삭 칩의 마모가 적은 효율적인 절삭 재료로 가공할 수 있고, 게다가 그 절삭 표면은 평활한 면거칠기가 요구된다. 따라서, 베이나이트 조직 제어에 의한 본 발명의 프리하든 강이라면, 정면 밀링 가공성이 특히 우수하므로, 이러한 플레이트에 적용되면, 최대의 작용 효과를 발휘할 수 있다.

[실시예 1]

표 1에 나타내는 화학 성분의 잔부 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 시료 1을 열간 압연한 후, 880℃의 오스테나이트 영역까지 가열하고, 반냉 5분, 반냉 15분, 반냉 30분, 반냉 70분의 냉각 조건에 의해 베이나이트 생성 열처리(베이나이트 담금질)를 행하고, 500∼550℃의 온도 범위에서 템퍼링을 행하여, 경도를 38∼ 40HRC로 제조했다. 조직은, 상기 냉각 조건에 의해, 각각 하부 베이나이트 조직, 상부 베이나이트 20%와, 하부 베이나이트 80%의 혼합 조직, 상부 베이나이트 40%와 하부 베이나이트 60%의 혼합 조직, 상부 베이나이트 조직으로 제조되었다. 한편, 반냉(시간)은, 담금질 온도에서, (담금질 온도 + 실온)/2의 온도까지 냉각하는데 필요한 시간이다.

[표 1]

피삭성의 평가는, φ80mm의 페이스 밀 가공을 실시하였다. 즉, 서멧(cermet) 재질의 절삭 칩을 이용하고, 절삭 속도 116m/min, 이송 0.09mm/칼날, 절단 1mm의 가공 조건에 있어서, 공구 마모량을 측정하고, 0.2mm의 마모가 진행될 때까지의 절삭 거리로서 평가하였다.

인성의 평가는, JIS-Z-2242(2005)에 있는 금속 재료 Charpy 충격 시험 방법에 준거하여, 2mmU 노치 시편을 이용해서 Charpy 시험을 실시하고, 실온에서의 Charpy 충격값을 측정하였다. 시편은, 그 길이가 시료의 압연 방향(L 방향)이 되는 위치에서 3개를 수득하고, 이들 각 시편의 결과값을 평균한 것을 충격값으로서 평가하였다. 이상의 결과를 표 2에 나타낸다.

[표 2]

표 2에 나타낸 바와 같이, 상부 베이나이트와 하부 베이나이트의 혼합 조직으로 제조한 본 발명의 강은, 상부 베이나이트 조직이나 하부 베이나이트 조직의 단상 조직으로 제조한 비교예의 강에 비해 피삭성이 대폭 향상된 것을 알 수 있다. 또한, 상부 베이나이트 40%와 하부 베이나이트 60%의 혼합 조직에서는, 보다 크게 향상된 것을 알 수 있다. 또한, 인성도, 하부 베이나이트 조직 100%보다는 약간 떨어지지만, 상부 베이나이트 조직 100%보다는 우수한 것을 명백히 알 수 있다.

[실시예 2]

표 3에 나타내는 화학 성분의 잔부 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 시료 2∼6을 열간 압연한 후, 880℃의 오스테나이트 영역까지 가열 후, 공냉하고, 500∼590℃의 온도 범위에서 템퍼링을 행한 보조 시료를 이용하여, 피삭성 및 인성을 평가하였다. 단, 시료 2∼5의 공냉은 반냉 30분, 시료 6의 공냉은 반냉 10분의 냉각 조건에 상당한다.

[표 3]

피삭성의 평가는, 드릴 가공, φ125mm의 정면 밀링 가공을 실시하였다. 드릴 가공의 평가는, 고속도 강 재질의 φ2mm 드릴로, 절삭 속도 15m/min, 이송 속도 120mm/min, 가공 깊이 20mm의 가공 조건에 있어서, 50개의 구멍을 가공한 후의, 공구 마모량을 측정하였다. 정면 밀링 가공의 평가는, 서멧 재질의 절삭 칩을 이용하고, 절삭 속도 150m/min, 이송 속도가 0.13mm/칼날, 절단 2(깊이)×100(폭)mm, 절단 칼날 수가 1장의 가공 조건에 있어서, 49.7분 동안 절삭했을 때의 공구 마모량을 측정하였다. 인성의 평가는 실시예 1과 동일한 방법으로 행하였다. 이상의 결과를 표 4에 나타낸다.

[표 4]

표 4로부터, 시료 2∼5의 모든 조성에서, 본 발명인, 상부 베이나이트와 하 부 베이나이트의 혼합 조직(하부 베이나이트가 20%∼80%)으로 제조함으로써, 우수한 피삭성과 인성을 겸비할 수 있음을 알 수 있다(시료 2에 대해서는, Cu가 1%로 약간 적기 때문에, 인성이 낮지만, 실시예 1보다, 상부 베이나이트 조직 100%보다는, 명확히 우수함). 또한, 시료 6은, 약간 마텐자이트로 되어 있는 조직이며, 인성은 우수하지만, 피삭성은 약간 떨어지는 것을 알 수 있다.

[실시예 3]

표 5에 나타내는 화학 성분의 잔부 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 시료 7∼9을 열간 압연한 후, 880℃의 오스테나이트 영역까지 가열하고, 반냉 40분에 상당하는 공냉으로 냉각하고, 530∼590℃의 온도 범위에서 템퍼링을 행하고, 경도를 36∼38HRC로 제조하였다. 조직은, 상기 냉각 조건에 의해, 상부 베이나이트 30%와 하부 베이나이트 70%의 혼합 조직으로 제조되었다.

[표 5]

피삭성의 평가는, φ160mm의 정면 밀링 가공을 실시하였다. 즉, 서멧 재질의 절삭 칩을 이용하고, 절삭 속도 115m/min, 이송 속도 0.12mm/칼날, 절단 2(두께)×90(폭)mm, 절단 날개의 수 1장의 가공 조건에서, 60분간 절삭했을 때의 공구 마모량을 측정한 것이다. 결과를 표 6에 나타낸다.

[표 6]

표 6으로부터 , S를 첨가하지 않은 시료 7과 미량 첨가한 시료 8, 9를 비교하면, S는 미량일지라도 피삭성을 향상시키는데 유효함을 알 수 있다. S는 조직에 있어서의 MnS의 형성 등에 의해 거울면성에 악영향을 미치므로, 거울면성을 중시할 경우에는, 미량 첨가하는 것이 바람직하다.

피삭성 및 인성이 우수한 본 발명의 프리하든 강은, 예를 들면 플라스틱 성형에 사용되는 금형용 강에 최적일 뿐만 아니라, 사출 성형기 스크루 등과 같이 경도가 필요하며, 절삭성도 중요시되는 기계 부품 등에도 적용할 수 있다.

Claims (10)

1. C: 0.05∼0.17질량%, Si: 0.6질량% 이하, Mn: 0.5∼2.0질량%, Ni: 2.5∼3.5질량%, Cr: 2.0질량% 이하, W 및 Mo 중 1종 또는 2종을 (1/2W+Mo)의 관계로: 0.7질량% 이하, Al: 0.5∼1.5질량%, 및 Cu: 0.7∼2.5질량%

   를 포함하는 공구강으로서, 조직이 상부 베이나이트와 하부 베이나이트의 혼합 조직인 것을 특징으로 하는 피삭성 및 인성이 향상된 프리하든(prehardened) 강.
2. C: 0.05∼0.17질량%, Si: 0.6질량% 이하, Mn: 0.5∼2.0질량%, Ni: 2.5∼3.5질량%, Cr: 0.3∼0.8질량%, W 및 Mo 중 1종 또는 2종을 (1/2W+Mo)의 관계로: 0.7질량% 이하, Al: 0.5∼1.5질량%, Cu: 1.2∼1.8질량%, 및 잔부로서 Fe 및 불가피한 불순물

   을 포함하는 조성을 가지며, 조직이 상부 베이나이트와 하부 베이나이트의 혼합 조직인 것을 특징으로 하는 피삭성 및 인성이 향상된 프리하든 강.
3. 제1항 또는 제2항에 있어서,

   Fe의 일부가, S: 0.3질량% 이하로 치환된 것을 특징으로 하는 피삭성 및 인성이 향상된 프리하든 강.
4. 제1항 또는 제2항에 있어서,

   상기 상부 베이나이트와 하부 베이나이트의 혼합 조직은, 하부 베이나이트가 20∼80면적%인 것을 특징으로 하는 피삭성 및 인성이 향상된 프리하든 강.
5. 제3항에 있어서,

   상기 상부 베이나이트와 하부 베이나이트의 혼합 조직은, 하부 베이나이트가 20∼80면적%인 것을 특징으로 하는 피삭성 및 인성이 향상된 프리하든 강.
6. 제1항 또는 제2항에 있어서,

   경도가 34∼45HRC인 것을 특징으로 하는 피삭성 및 인성이 향상된 프리하든 강.
7. 제3항에 있어서,

   경도가 34∼45HRC인 것을 특징으로 하는 피삭성 및 인성이 향상된 프리하든 강.
8. C: 0.05∼0.17질량%, Si: 0.6질량% 이하, Mn: 0.5∼2.0질량%, Ni: 2.5∼3.5질량%, Cr: 2.0질량% 이하, W 및 Mo 중 1종 또는 2종을 (1/2W+Mo)의 관계로: 0.7질량% 이하, Al: 0.5∼1.5질량%, 및 Cu: 0.7∼2.5질량%를 포함하는 공구강을, 오스테나이트 영역까지 가열한 후, 상부 베이나이트와 하부 베이나이트의 혼합 영역으로 냉각하는 상부·하부 혼합 베이나이트 생성 열처리를 수행하는 단계

   를 포함하는 것을 특징으로 하는 피삭성 및 인성이 향상된 프리하든 강의 제조 방법.
9. 제8항에 있어서,

   Fe의 일부가, S: 0.3질량% 이하로 치환된 것을 특징으로 하는 피삭성 및 인성이 향상된 프리하든 강의 제조 방법.
10. 제8항 또는 제9항에 있어서,

    상기 상부·하부 혼합 베이나이트 생성 열처리를 수행한 후, 34∼45HRC의 경도로 템퍼링(tempering)하는 것을 특징으로 하는 피삭성 및 인성이 향상된 프리하든 강의 제조 방법.

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