KR20080056945A - 접촉피로강도가 우수한 침탄용 초고강도강 - Google Patents

Abstract

본 발명은 내피로특성이 우수한 침탄용 초고강도강에 관한 것으로서, C: 0.15~0.25중량%, Cr: 1.70~2.30중량%, Si: 0.50~0.70중량%, Al: 0.010~0.040중량%, 잔부로서 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다. 본 발명에 따른 내피로특성이 우수한 침탄용 초고강도강은 우수한 내피로특성 및 뜨임 연화 저항성이 요구되는 자동차 부품에 유용하게 사용될 수 있다.

고강도, 내피로, 이상 결정립, 침탄

Description

내피로특성이 우수한 침탄용 초고강도강{Ultra high strength carburizing steel with high fatigue resistance}

도 1a 내지 1c는 본 발명의 실시예에 따른 내피로특성이 우수한 침탄용 초고강도강으로 제조된 기어류를 나타낸 도면이다.

본 발명은 침탄용 고강도강에 관한 것으로서, 상세하게는 내피로특성이 우수한 침탄용 고강도강에 관한 것이다.

최근 자동차 엔진의 고성능화(고출력, 저연비, 정숙성) 추세가 계속되고 있으며, 이에 따른 주요 구성 부품(특히 변속기)의 내구성 향상 연구가 업계의 핵심 과제로 대두 되고 있다. 뿐만 아니라 수익성 확보 측면에서도 원가 절감, 즉 저 비용화 공정 연구도 매우 큰 관심 분야이며, 생존을 위해선 필수 과제이다.

엔진 동력 전달 부품인 대부분의 변속기 부품들은 고강도, 고내구성 및 충분한 인성을 확보하기 위하여 주로 침탄 열처리를 실시하므로, 침탄 완료품 상태에서의 보다높은 내구성 확보 목적의 고강도화는 물론 결정립 미세화 및 입계 산화층 저감, 열변형 개선을 위한 이상립 발생이 억제되어야 한다.

현재까지 개발된 강재의 경우, 종래 부품의 크기로는 최근 자동차 고성능화에 대응하기에 강도 면에서 많은 부족한 점을 갖고 있어 부품의 크기를 늘려야 하는 제약이 있으며, 이러한 부품 크기의 증가는 자동차의 연비를 떨어뜨리는 원인이 되었다. 또한 공정비용의 절감을 위한 침탄 온도를 상승시킬 경우에는 이상립 발생이라는 문제점을 안고 있다. 또한, 자동차의 급출발, 급제동시 오일 온도 상승에 의한 부품의 뜨임 연화 저항성의 저하는 부품의 피로 강도를 현격히 떨어뜨려 부품 수명이 단축되는 큰 문제점을 나타내고 있다. 따라서 부품의 크기를 늘리지 않으면서도 기존 대비 고출력에도 견딜 수 있는 각종 피로성능이 우수하며, 더불어 침탄능이 우수한 한 초고강도강의 개발이 우선시되고 있다.

이러한 피로강도 향상과 뜨임 연화 저항성을 높이는데 Cr과 Si가 매우 유효한 원소이지만 이들은 산소와의 친화력이 매우 높아 현재와 같은 침탄 방법으로는 침탄시에 표면 이상층을 발생시켜 피로강도를 떨어뜨린다는 문제점이 있어 Cr이나 Si의 첨가가 제한되고 있으며, 이러한 침탄시 표면 이상층의 발생으로 인한 피로강도의 하락을 막고자 침탄 후 재연마 및 숏 피닝(shot peening)이라는 공정을 추가하여 제조 비용에 많은 부담을 주고 있는 것도 사실이다.

한편 최근 진공 중에서 침탄되는 진공 침탄 공법이 도입됨에 따라 표면 이상층 저감 뿐만 아니라, 소재 측면에서도 Cr이나 Si와 같은 원소 사용이 용이해지고, 고온에서의 침탄으로 인한 생산성 향상 효과가 기대되고 있으나, 이러한 장점을 살릴 수 있는 적합한 소재의 부족으로 실효성이 떨어지고 있다.

따라서 진공 고온에서도 침탄이 가능하고, 기존 고강도 소재 대비 우수한 피 로강도특성을 확보할 수 있는 강재의 개발이 절실히 요구되고 있다.

본 발명은 상기와 같은 과제를 해결하기 위하여, 각종 피로강도(회전 굽힘 피로강도, 비틀림 피로강도 등) 및 뜨임 연화 저항성이 향상되어 내피로특성이 우수한 침탄용 초고강도강을 제공하는 것을 목적으로 한다.

또한 본 발명의 목적은, 고온 침탄이 가능한 내피로특성이 우수한 침탄용 초고강도강을 제공하는 것이다.

상기 목적을 달성하기 위하여 본 발명에 따른 내피로특성이 우수한 침탄용 초고강도강은, C: 0.15~0.25중량%, Cr: 1.70~2.30중량%, Si: 0.50~0.70중량%, Al: 0.010~0.040중량%, 잔부로서 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하여 이루어진다.

바람직하게는, 내피로특성이 우수한 침탄용 초고강도강은 결정립 미세화 원소로서 Nb: 0.015~0.035중량%, N: 100~200중량ppm을 더 포함한다.

또한, 바람직하게는, 내피로특성이 우수한 침탄용 초고강도강은 Ti: 50중량ppm이하를 더 포함한다.

또한, 바람직하게는, 내피로특성이 우수한 침탄용 초고강도강은 피삭성 향상 원소로서, Mn: 0.45~0.75중량%, S: 0.030중량%이하를 더 포함한다.

또한, 바람직하게는, 내피로특성이 우수한 침탄용 초고강도강은 담금질성 향상 원소로서, Mo: 0.25~0.50중량%를 더 포함한다.

또한, 바람직하게는, 내피로특성이 우수한 침탄용 초고강도강은 경화능 향상 원소로서, Ni: 0.30중량%이하를 더 포함하는 것을 특징으로 한다.

또한, 바람직하게는, 불가피한 불순물은 P: 0.020중량%이하, O: 25중량ppm이하를 포함한다,

이하, 상기와 같은 함량 범위를 갖는 본 발명의 합금 성분의 설정이유를 설명한다.

C: C는 특수강에서 강도, 경도를 결정하는 주 원소 중 하나로 강도를 확보하기 위하여 0.15중량%이상 함유시킬 필요가 있다. 그러나 0.25중량%를 넘으면 인성이 저하된다. 또한 냉간 가공도의 증가에 따라 인장 강도와 항복점은 증가하고 연신율은 감소하게 된다. 따라서, 이러한 특성을 고려하여 C함량 범위를 0.15~0.25중량%로 설정한다.

Cr: Cr은 강의 담금질, 뜨임 저항을 크게 하고, 피로강도를 향상시키며, 안정된 탄화물을 만들기 쉬우므로 침탄을 촉진한다. 안정 탄화물형성 원소로 Si와 함께 강의 내마모성 증가와 뜨임 연화 저항성 향상을 위하여 1.70중량%이상 첨가하는 것이 필요하다. 하지만, 2.30중량%이상 첨가시에는 인성을 떨어트리고 동시에 냉간 단조성의 열화를 초래한다. 따라서 Cr의 적정 함량 범위를 1.70~ 2.30중량%로 설정한다.

Si: Si는 제강시 유효한(0.10중량% 이상) 탈산제로 사용되며, 기지에 고용되어 피로강도를 증가시키는 원소로, 0.5중량%이상 첨가하는 것이 바람직하다. 하지만, 그 함유량이 과잉이 되면 인성을 저하시켜 성형성을 떨어뜨려 단조 및 가공을 어렵게 하기 때문에 0.7중량%이하로 첨가한다. 특히 Si는 침탄 과정 중 대기중의 산소와 결합하여 표면에 입계 산화층을 형성하여 표면에 합금성분 고갈로 인한 고온 변태층 형성의 원인이 되기도 하지만 Cr과 더불어 강의 내마모성을 향상시키고 유온의 상승에 의한 뜨임 연화 저항성을 증가시키는 역할을 하므로 고온 변태층 형성에 의한 피로 강도가 저하되지 않는 범위에서 적정 함량의 첨가가 중요하다. 따라서 Si의 함량을 0.50~0.70중량%로 설정한다.

Al: Al은 강력한 탈산제로서 작용하는 것과 동시에 N와 결합하여 결정립을 미세화시키나 0.01중량% 이하에서는 탈산이나 결정립 미세화 작용이 작아지기 때문에 바람직하지 않고 0.04중량% 이상에서는 오히려 Al₂O₃와 같은 비금속 개재물량의 증가로 오히려 해로운 영향을 미칠 수 있다. 따라서, Al의 적정 함량 범위를 0.010~0.040중량%로 설정한다.

Nb: Nb은 고온에서 강의 결정립 조대화 온도를 상승시켜 결정립의 조대화를 방지하며, 결정립을 미세화시켜 연성과 인성을 개선하는 원소이므로, 0.015중량% 이상 첨가할 필요가 있다. 그렇지만, 고가의 원소이므로 소량의 첨가로도 최대의 효과를 얻어야 하므로 0.035중량% 이상은 바람직하지 않다. 따라서 다른 성분과의 화학량론비를 계산하여 첨가 함량을 0.015~ 0.035중량%으로 설정한다.

N: N는 적정량의 첨가시 Al과 결합하여 질화물을 형성시켜 오스테나이트 결정립을 미세화하며 마모 특성을 향상시키므로 일정 수준 이상의 함량을 보유하여야 하나 과도한 첨가는 오히려 연신율의 하락과 시효 경화(청열 취성)를 유발한다. 따라서 적정 함량 범위를 100~ 200ppm으로 설정한다.

Mn: Mn은 강의 담금질성과 강도를 향상시키며, 고온에서는 소성을 증가시켜 주조성을 좋게 한다. 특히 유해 성분인 S와 결합하여 MnS를 형성함으로써 적열 취성을 방지하고 절삭 가공성을 향상시킨다. 이러한 효과를 발휘하기 위하여 적어도 0.45중량%이상 첨가하는 것이 바람직하지만, 과잉으로 첨가하면 인성을 저하하므로 0.75중량%이하로 첨가하는 것이 바람직하다. 따라서, Mn의 함량은 0.45~0.75중량%로 설정한다.

Mo: Mo은 강의 담금질성을 향상시키는데 탁월한 역할을 하며, 강도 및 인성의 향상에 효과가 크지만 노멀라이징과 같은 열처리시 경도를 현저히 상승시키며, 제조원가를 높이고 부품 가공성을 떨어뜨리는 원소이다. 이러한 Mo은 0.25중량% 이하 첨가시엔 충분한 담금질성 및 연화 저항성을 확보할 수 없기 때문에 바람직하지 못하고, 0.50중량%를 넘으면 담금질성 향상 효과가 포화한다. 따라서, 0.25~0.50중 량%이하로 제한한다.

Ni: Ni은 경화능을 증대시키고, 인성을 향상시키나 부품의 제조원가를 높이며 제조성을 떨어뜨리는 원소이므로 0.30중량%이하로 제한한다.

P: P은 응고중 결정 입계에 편석하여 강의 인성을 저하시키고 충격 저항을 떨어뜨리며, 열처리 2상 조직(밴드 구조)을 조장하는 원소로 0.020중량%이하로 제한한다.

S: S은 Mn과 결합에 의해 MnS를 형성하여 강의 피삭성을 개선하는 원소이나 일부 거대 개재물 형성에 의해 표면 처리시 결함의 발생 및 경로가 되는 원인으로 0.030중량%이하로 제한한다.

Ti: Ti은 강력한 질화물 형성 원소로 열처리시 강도를 증가시키고 인성을 향상시키나 N와 결합에 의해 석출된 TiN은 피로 크랙의 발생 기점으로 치차의 품질을 저하시키므로 50ppm 이하로 제한한다.

O: O는 강 중의 산화성 원소의 결합에 의한 비금속 개재물을 형성하여 강의 기계적 성질 및 피로 특성을 저해한다. 따라서 그 함량을 25ppm이하로 제한한다.

이하, 본 발명에서 압연 가열 온도에 따른 결정립의 영향을 상세히 설명한다.

표1은 종래의 저탄소 강재인 SCM920H를 기본으로 하였을 때 압연 가열 온도 차이에 따른 오스테나이트 결정립 크기 및 결정립 조대화 온도(GCT)를 측정한 결과를 나타낸 것이다

			SCM920H
			오스테나이트 결정립 크기(㎛)	결정립 조대화 온도(℃)
No.1	1차 압연 가열온도(℃)	1184	13.2	1010
	2차 압연 가열온도(℃)	1179
No.2	1차 압연 가열온도(℃)	1189	9.3	970
	2차 압연 가열온도(℃)	1043

표1에 의하면, 1100℃ 미만의 2차 압연 가열온도(No.2)로 압연시 오스테나이트 결정립 크기는 미세하나 탄질화물의 100% 고용에는 불충분하여 결정립 조대화 온도가 970℃로 하락했음을 알 수 있다.

압연 가열 온도(압연 균열 온도)는 침탄 입도를 미세하게 하는 탄질화물의 고용 정도를 결정하는 인자(factor)로, 너무 낮은 압연 가열 온도는 미고용 탄질화물의 형성으로 인한 침탄 입도의 미세화 효과를 떨어뜨리거나 결정립 조대화 온도(Grain Coarsening Temperature)를 하락시킨다. 반대로 너무 높은 압연 가열 온도는 탈탄 발생이나, 조대한 오스테나이트 결정립 형성에 따른 침탄 입도 미세화 효과 감소 및 에너지 낭비의 문제 등을 발생시킨다.

따라서, 각종 탄질화물을 100% 고용시킬 수 있는 충분한 가열 구간의 설정은 강의 품질 및 경제성 확보 차원에 중요하다. 그래서 본 발명에서는 압연 가열 온도를 1200~1300℃로 설정하여 각종 탄질화물의 충분한 고용이 확보되도록 하였다.

(실시예)

이하 실시예를 통하여 본 발명을 더욱 상세히 설명하고자 한다.

표2는 본 실시예에 따른 발명강 및 본 발명의 발명강과의 비교를 위한 종래강의 화학 성분을 나타낸 것으로, 발명강은 A, B, C 및 D로 종래강은 E, F 및 G로 표시하였다. 발명강 A는 상기한 합금설계 및 공정설계에 따라 전기로에서 용해한 후 370x480mm의 블름(bloom)으로 연속주조하고 160mm 빌렛(billet)으로 압연 후 재가열하여 Φ60mm의 공시재로 압연하였으며, 발명강 B, C 및 D는 진공유도용해로(VIM)에서 용해한 후 160mm 빌렛으로 단조한 후 재가열하여 Φ40mm의 공시재로 압연하였다.

또한, 기존 고강도강에 대비하여 내 피로강도를 30% 이상 향상시키고 뜨임 연화 저항성을 확보하기 위하여, 본 발명에 따른 초고강도강은 Cr이나 Si를 적극적으로 첨가하였으며, 고온에서의 이상 결정립 형성을 저지하기 위하여 Al으로 충분하게 탈산 작업한 후 적정 함량의 Nb을 투입하여 압연 균열온도가 1200~1300℃로 되도록 니오븀-탄화물 및 니오븀-질화물을 충분히 형성하였다.

구분		C(중량%)	S(중량%)	Mn(중량%)	P(중량%)	S(중량%)	Ni(중량%)	Cr(중량%	Mo(중량%)	Al(중량%)	Nb(중량%)	O(ppm)	N(ppm)
발명강	A	0.21	0.60	0.60	0.012	0.006	0.05	2.05	0.38	0.032	0.029	14	155
	B	0.21	0.52	0.60	0.006	0.011	0.02	1.82	0.40	0.018	0.021	21	151
	C	0.17	0.58	0.54	0.007	0.006	0.02	2.22	0.41	0.013	0.020	25	135
	D	0.18	0.58	0.54	0.006	0.004	0.02	1.71	0.29	0.015	0.019	14	110
종래강	E	0.19	0.12	0.68	0.010	0.013	0.11	1.31	0.58	0.025	0.023	15	122
	F	0.18	0.07	0.52	0.017	0.019	1.57	0.58	0.61	0.028	0.023	13	110
	G	0.22	0.28	0.88	0.012	0.008	0.20	1.23	0.07	0.027	0.026	10	123

발명강 A, B, C 및 D는 저탄소 합금강(SCM920H)을 기초로 하여, 종래강에 비해 Si 및 Cr이 다량 함유되어 있어 전술한 바와 같이 뜨임 연화 저항성의 향상이 기대되며, 종래강과 마찬가지로 일정량의 Nb을 첨가하여 이상립 발생 온도의 상승효과를 기대할 수 있다. 기존의 침탄 종래강인 E는 SCM계, F는 SNCM계, G는 SCR계를 기초로 한 현재 사용중인 양산 변속기용 강재이다. 발명강과 종래강에 대한 평가 결과를 표3에 요약하였다.

			발명강				종래강
			A	B	C	D	E	F	G
산소 함량		ppm	14.3	20.9	24.6	13.5	15.0	13.0	9.6
질소 함량		ppm	155.4	151.2	134.7	110.3	121.9	110.0	123.5
경화능 (HRC)		J5	47.2	46.7	45.6	45.3	44.0	43.2	44.9
		J11	45.2	46.7	43.4	38.3	36.9	36.0	35.1
		J13	44.2	44.8	42.4	34.3	35.4	33.6	33.2
		J20	41.3	44.5	39.0	29.0	32.0	29.2	30.0
이상 결정립 조대화 온도		℃	1150	1020	1010	1010	1000	950	1000
접촉 피로수명		x1000	4154	3660	6666	6822	2200	-	1059
기계적 성질	항복 강도	Kgf /㎠	95	98	98	92	90	81	86
	인장 강도	Kgf /㎠	134	137	135	121	110	110	107
	변형률	%	12	17	19	22	14	17	17
	단면 감축률	%	30	51	59	54	40	58	41
QT	회전 굽힘	Kgf /㎠	51.4	51.1	48.8	46.3	45.6	45.0	40.9
	비틀림	Kgf /㎠	45.0	46.0	42.7	33.0	35.0	35.0	33.4
침탄 비틀림		Kgf /㎠	67.5	65.0	58.0	47.0	42.5	45.0	39.0
침탄표면경도	180℃	HRC	60.9	61.2	61.0	60.5	61.2	60.7	61.0
	300℃	HRC	57.4	58.0	57.0	55.5	55.3	54.2	55.0
	하락률	%	5.7	5.2	6.6	8.3	9.7	10.7	9.8
압연 균열 온도		℃	1200~1300				1100~1180

본 발명강은 종래강에 비해 기계적 성질이 우수하고, 굽힘 피로나 비틀림 피로와 같은 피로성능 및 침탄 부품의 우수한 접촉 피로 수명 결과를 나타내었다. 특히 본 발명강 A는 가장 탁월한 이상 결정립 발생 온도를 나타내고 있으며, 종래강 E와의 비교에서도 뜨임 연화 저항성이 뛰어난 것으로 평가되고, 다른 종래강재와 비교시 가장 우수한 피로 성능을 나타내고 있어 내피로 성능이 우수한 침탄용 초고강도강에 가장 적합한 강재이다.

표3에 나타난 바와 같이, 발명강의 접촉 피로수명 특성은 종래강 대비 2~6배 이상 상승하였고, 기계적 성질은 물론 회전 굽힘, 비틀림 피로특성이 종래강 대비 탁월한 우수성을 나타내고 있다. 또한, 발명강은 탈산 및 결정립 미세화 원소인 Al과 적정량의 N 및 이상립 성장 억제 효과가 큰 Nb을 첨가하여 이상립 발생온도를 높였다. 즉, 종래강의 이상립 발생온도는 950~1000℃임에 비하여 발명강의 이상립 발생온도는 1010~1150℃로 크게 향상되었다.

또한, 본 발명강은 침탄 표면의 강도 하락에 대한 뜨임 연화 저항성이 종래강 대비 매우 탁월하여 자동차 주행중 발생할 수 있는 급출발 및 급제동에 따른 유온의 상승시 침탄 부품 표면 열화로 인한 피팅 발생의 억제력이 종래강 대비 더 크다고 하겠다.

이러한 결과로부터, 본 발명강은 차세대 고 내구성 및 내피로 특성이 요구되는 침탄 치차용강의 적용에 적합함을 알 수 있다. 본 발명강을 이용하여 제조된 자동차 부품인 기어류를, 도 1a 내지 1c에 나타내었다.

이상에서 상세히 설명한 바와 같이, 본 발명의 내피로특성이 우수한 침탄용 초고강도강에 따르면, 기존 고강도 강재에 대비하여 각종 피로강도가 30% 이상 높으며, 뜨임 연화 저항성이 우수하고, 이상립 발생온도가 1000℃ 이상이므로, 1000℃ 이상의 고온 침탄이 가능하다.

따라서, 본 발명은 종래강 보다 더 높은 이상 결정립 발생온도로 인하여, 침탄 온도의 상승을 기대할 수 있으며, 이로 인한 생상성 향상 및 원가 절감이 기대되고, 품질에 대비하여 저렴하면서도 강도 수준이 높은 강재에 대한 고객의 요구에 충분히 대응할 수 있으므로, 최종적으로 제강 제조시 수익성은 물론 차량의 품질과 가격 경쟁력을 파격적으로 향상시킬 수 있는 효과가 있다.

이상에서는 본 발명을 특정의 바람직한 실시예에 의해서 설명하였지만, 본 발명은 상술한 실시예에 의해 한정되는 것은 아니며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 이하의 특허청구범위에 기재된 본 발명의 기술적 사상의 요지를 벗어나지 않고 얼마든지 다양하게 변경 실시할 수 있을 것이다.

Claims (7)

1. C: 0.15~0.25중량%, Cr: 1.70~2.30중량%, Si: 0.50~0.70중량%, Al: 0.010~0.040중량%, 잔부로서 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하여 이루어지는 내피로특성이 우수한 침탄용 초고강도강.
2. 제 1항에 있어서, 결정립 미세화 원소로서, Nb: 0.015~0.035중량%, N: 100~200중량ppm을 더 포함하는 것을 특징으로 하는 내피로특성이 우수한 침탄용 초고강도강.
3. 제 2항에 있어서, Ti: 50중량ppm이하를 더 포함하는 것을 특징으로 하는 내피로특성이 우수한 침탄용 초고강도강.
4. 제 1항 또는 2항에 있어서, 피삭성 향상 원소로서, Mn: 0.45~0.75중량%, S: 0.030중량%이하를 더 포함하는 것을 특징으로 하는 내피로특성이 우수한 침탄용 초고강도강.
5. 제 1항 또는 2항에 있어서, 담금질성 향상 원소로서, Mo: 0.25~0.50중량%를 더 포함하는 것을 특징으로 하는 내피로특성이 우수한 침탄용 초고강도강.
6. 제 1항 또는 2항에 있어서, 경화능 향상 원소로서, Ni: 0.30중량%이하를 더 포함하는 것을 특징으로 하는 내피로특성이 우수한 침탄용 초고강도강.
7. 제 1항 또는 2항에 있어서, 상기 불가피한 불순물은 P: 0.020중량%이하, O: 25중량ppm이하를 포함하는 것을 특징으로 하는 내피로특성이 우수한 침탄용 초고강도강.

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