KR20080073762A

KR20080073762A - 열간 공구강, 및 이 강으로부터 제조되는 부품, 그 제조방법, 및 그 사용 방법

Info

Publication number: KR20080073762A
Application number: KR1020087015515A
Authority: KR
Inventors: 니콜라스 비노; 앙드레 그렐리어; 삐에르-엠마누엘 리치
Original assignee: 오베르 앤드 뒤발
Priority date: 2005-11-29
Filing date: 2006-11-28
Publication date: 2008-08-11
Also published as: JP2009517546A; IL191569A0; FR2893954A1; BRPI0620491A2; CN101316943A; US20080302501A1; EP1954846A1; WO2007063210A1; TW200734471A; AR057195A1; HK1122072A1; CN102851608A; CN101316943B; FR2893954B1

Abstract

본 발명은 열간 공구강에 관한 것으로, 그 조성은 다음과 같은 중량백분율을 갖는다: 0.30%≤C≤0.39%, 4.00%≤Cr≤6.00%, 극소량≤Si≤0.50%, 극소량≤Mn≤0.80%, 극소량≤W≤1.45%, 극소량≤Co≤2.75%, 0.80%≤Ni≤2.80%, 1.50%≤Mo≤2.60%, 1.50%≤Mo+0.65W≤3.20%, 0.55%≤V≤0.80%, -0.65≤K≤0.65, K=K2-K1, K2=0.75×(Ni-0.60), K1=1.43×(V-0.40)+0.63×[(Mo+0.65W)-1.20], 극소량≤Al≤0.080%, 극소량≤S≤0.0040%, 극소량≤P≤0.0200%, 극소량≤Ti≤0.05%, 극소량≤Zr≤0.05%, 극소량≤Nb≤0.08%, 극소량≤N≤0.040%, 10P+As+5Sb+4Sn≤0.21%, 극소량≤O≤30ppm. 나머지는 철 및 불가피한 불순물이다. 본 발명은 또한 상기 강으로부터 제조된 부품, 그 제조 방법, 및 그 사용 방법에 관한 것이다.

Description

열간 공구강, 및 이 강으로부터 제조되는 부품, 그 제조 방법, 및 그 사용 방법 {STEEL FOR HOT TOOLING, AND PART PRODUCED FROM SAID STEEL, METHOD FOR THE PRODUCTION THEREOF, AND USES OF THE SAME}

본 발명은, 주조 및 성형, 단조, 인발, 또는 압출에 사용될 수 있는, 열간 성형을 위한 공구강의 분야에 관한 것이다.

바람직하지만 배타적이지 않은 본 발명의 응용 분야는, 알루미늄 또는 마그네슘 기반의 경합금 또는 구리합금의 가압 주조를 위한 대형 금형 제조이다.

사용 중에, 열간 성형용 툴은 반복적인 응력을 받아 손상되기 쉽다.

이러한 응력의 근원은,

- 프레스와 같은 기계에 의해 가해지는 직접적인 힘에 의한 기계적인 근원, 및

- 변형될 고온의 재료와의 교호적인 접촉, 및 윤활제 또는 내화물 세척액의 분사에 의한 냉각에 따른 온도의 급격한 변화로, 국부적인 기계적 응력의 근원인 팽창 기울기를 야기하는 열적 근원이다.

손상은, 재료의 인성이 불충분한 경우에 툴을 순간적으로 파괴하는 급격한 파열에 의해 임의의 경우에 일어난다. 이것은 일반적으로 최초 수백 회 사이클의 사용 중에 시작되어 수만 또는 수십만 회 사이클 후에 툴이 완전히 파괴될 때까지 점진적으로 진행되는 균열에 의해 이루어진다. 이러한 과정은 일반적으로 "열적 피로"라는 용어로 표현된다.

열적 피로에 의한 손상에 견디기 위해서는, 열적 사이클의 최저 온도 지점에 해당하는 온도에서 충분한 인성을 필요로 한다. 이러한 품질은, 종래에는, 표준 시편, 주위 온도와 150℃ 사이의 온도에서 시험된 시편의 충격으로 인한 굴곡의 에너지에 의해 측정되었다. 또한, 열적 사이클의 최고 온도에서 사용될 때 경도 및 연화에 대한 저항의 특성을 충분히 가질 필요가 있다.

상당한 크기(예를 들어 두께가 200㎜를 초과)의 금형 또는 툴의 제조에 사용되는 강은 훨씬 향상된 특성을 가질 필요가 있다. 담금질 중에, 표면에 한정되는 열 유동과 부품을 변형 또는 파손시키지 않으려는 제조자의 관심에 의해 냉각률은 자연히 완화되기 때문에, 상기 강은 사용에 바람직한 최적의 특성을 가진 탁월한 마르텐사이트 담금질 구조를 생성하지 못한다. QCC(quenching by continuous cooling) 다이어그램은 각각의 조성에 대하여 냉각률에 따라 형성되는 상(phase)의 특성을 나타내지만, 담금질 비율의 저하에 따른 담금질된/뜨임된 상태의 인성 손실을 고려하기에는 불충분한 것으로 알려져 있다.

이러한 용도를 위해 알려진 강은 다음과 같이 이루어진다.

- C=0.40%, Si=0.90%, Mn=0.40%, Cr=5%, Mo=1.30%, V=0.5%를 개략적으로 함유하는 AISI H11 강,

- V=0.95%를 함유하는 것을 제외하고는 상기 AISI H11 강과 동등한 AISI H13 강,

- C=0.40%, Si=0.30%, Mn=0.40%, Cr=5%, Mo=2.9%, V=0.65%를 개략적으로 함유하는 W-1.2367 강,

- AISI H11 강과 동등하지만, Si=0.3%이고, Ni=0.2%인 강(EP-B1-0 663 018 참조); 그 명목상 조성은, C=0.3~0.4%, Si≤0.8%, Mn≤0.8%, Cr=4.5~5.8%, Mo=0.75~1.75%, V≤1.3%, W≤1.5%, Ni≤0.5%, P≤0.008%, Sb≤0.002%, Sn≤0.003%, As≤0.005%이고, 10P+5Sb+4Sn+As≤0.10%이다.

이들 공지된 강의 특성을 향상시키기 위해, 경도, 인성, 및 사용 시의 특성의 안정성, 특히 경도 사이의 양호한 절충을 얻기 위한 관점에서 연구가 이루어졌다. 따라서, 전술한 H13 및 W-1.2367 강에서와 같이 Mo 및 V의 함량을 증가시킴으로써 H11 강에 비해 고온에서 저항성이 상승될 수 있었으나, 이 경우, 인성은 저하된다. 한편, Si 함량이 감소되거나 Ni가 첨가되는 경우에는 인성이 증대되고 담금질성도 증대된다. 그러나, Ni는 고온에서 경도 및 항복 강도를 저하시킨다.

본 발명의 목적은, 전술한 여러 특성들 사이에서 탁월한 절충이 이루어지는, 고온 성형 툴을 위한 새로운 등급의 강을 제안하는 것이다.

따라서, 본 발명은 다음과 같은 중량백분율의 조성을 가지는 열간 공구강과 관련된다.

- 0.30%≤C≤0.39%

- 4.00%≤Cr≤6.00%

- 극소량≤Si≤0.50%

- 극소량≤Mn≤0.80%

- 극소량≤W≤1.45%

- 극소량≤Co≤2.75%

- 0.80%≤Ni≤2.80%

- 1.50%≤Mo≤2.60%, 여기서, 1.50%≤Mo+0.65W≤3.20%

- 0.55%≤V≤0.80%, -0.65≤K≤0.65, K=K2-K1, K2=0.75×(Ni-0.60),

K1=1.43×(V-0.40)+0.63×[(Mo+0.65W)-1.20]

- 극소량≤Al≤0.080%

- 극소량≤S≤0.0040%

- 극소량≤P≤0.0200%

- 극소량≤Ti≤0.05%

- 극소량≤Zr≤0.05%

- 극소량≤Nb≤0.08%

- 극소량≤N≤0.040%

- 10P+As+5Sb+4Sn≤0.21%

- 극소량≤O≤30ppm

나머지는 철 및 불가피한 불순물이다.

바람직하게, 0.33≤C≤0.38%

바람직하게, 극소량≤Si≤0.40%

바람직하게, 극소량≤Mn≤0.60%

바람직하게, 4.6%≤Cr≤6.0%

바람직하게, 1.60%≤Mo≤2.00%, 여기서, 1.60%≤Mo+0.65W≤2.20%

바람직하게, 극소량≤Al≤0.030%

바람직하게, 극소량≤S≤0.0010%

바람직하게, 극소량≤P≤0.0080%

바람직하게, 극소량≤Ti≤0.01%

바람직하게, 극소량≤Zr≤0.02%

바람직하게, 극소량≤Nb≤0.01%

바람직하게, 극소량≤N≤0.01%

바람직하게, 10P+As+5Sb+4Sn≤0.10%

바람직하게, 극소량≤O≤15ppm

바람직하게, -0.35≤K≤0.35

바람직하게:

- 0.335%≤C≤0.375%

- 1.50%≤Ni≤2.10%

- 1.60%≤Mo+0.65W≤2.20%, 여기서, 1.60%≤Mo≤2.00%

- 0.62%≤V≤0.75%

바람직하게:

- 0.335%≤C≤0.375%

- 2.00%≤Ni≤2.40%

- 1.80%≤Mo+0.65W≤2.90%, 여기서, 1.80%≤Mo≤3.40%, W≤0.90%

- 0.66%≤V≤0.76%

바람직하게:

- 0.335%≤C≤0.375%

- 0.90%≤Ni≤1.50%

- 1.50%≤Mo+0.6W≤1.90%, 여기서, W≤0.40%

- 0.55%≤V≤0.63%

바람직하게:

- 0.335%≤C≤0.375%

- 4.60%≤Cr≤6.00%

- 극소량≤Si≤0.40%

- 극소량≤Mn≤0.60%

- 극소량≤W≤1.45%

- 극소량≤Co≤2.75%

- 극소량≤Ni≤2.10%

- 1.60%≤Mo+0.65W≤2.20%, 1.60%≤Mo≤2.00%

- 0.62%≤V≤0.75%, 여기서, -0.35≤K≤0.35

- 극소량≤Al≤0.030%

- 극소량≤S≤0.0010%

- 극소량≤P≤0.0080%

- 극소량≤Ti≤0.011%

- 극소량≤Zr≤0.02%

- 극소량≤Nb≤0.01%

- 극소량≤N≤0.01%

- 극소량≤O≤15ppm

본 발명은 또한 강으로부터 만들어지는 부품의 제조 방법에 관한 것으로, 상기 부품은 전술한 유형의 강으로부터 준비되고, 1000℃ 내지 1050℃의 온도 범위에서 오스테나이트화된 후 담금질되는 것을 특징으로 한다.

바람직하게, 오스테나이트화는 1015℃ 내지 1040℃의 범위에서 일어난다.

바람직하게, 상기 부품은 담금질 후에 550℃ 내지 650℃ 범위에서 2회 이상 뜨임 처리되어, 42~52 HRC의 경도를 갖는다.

본 발명은 또한, 상기 방법에 의해 얻어지는 강으로부터 만들어지는 부품에 관한 것으로, 상기 부품은 고온 성형을 위한 툴용 부품인 것을 특징으로 한다.

상기 부품은 200㎜ 이상의 두께를 가질 수 있다.

이것은 경합금 또는 구리합금의 가압 주조용 금형 또는 다이일 수 있다.

상기 부품은 단조용 툴일 수 있다.

상기 부품은 단조용 다이일 수 있다.

상기 부품은 강관을 드릴링 또는 롤링하기 위한 툴일 수 있다.

상기 부품은 유리 성형을 위한 툴일 수 있다.

상기 부품은 플라스틱 재료를 성형하는 툴일 수 있다.

상기 부품은, 0.335%≤C≤0.375%, 2.00%≤Ni≤2.40%, 1.80%≤Mo+0.65W≤2.90%, 1.80%≤Mo≤3.40%, W≤0.90%, 0.66%≤V≤0.76%인 강으로부터 제조될 수 있으며, 알루미늄 합금을 주조하기 위한 압출 다이 또는 금형일 수 있다.

본 발명은 또한 고온 가공용 부품의 사용 방법에 관한 것으로, 상기 부품은 0.335%≤C≤0.375%, 2.00%≤Ni≤2.40%, 1.80%≤Mo+0.65W≤2.90%, 1.80%≤Mo≤3.40%, W≤0.90%, 0.66%≤V≤0.76%인 강으로부터 제조될 수 있으며, 그 표면에서의 작업 온도가 680℃ 미만으로 유지되는 것을 특징으로 한다.

본 발명은 또한 열간 가공용 부품의 용도에 관한 것으로, 상기 부품은 0.335%≤C≤0.375%, 0.90%≤Ni≤1.50%, 1.50%≤Mo+0.6W≤1.90%, W≤0.40%, 0.55%≤V≤0.63%인 강으로부터 제조될 수 있으며, 사용 중에 그 표면 온도가 770℃ 미만으로 유지되는 것을 특징으로 한다.

전술한 공지의 강, 특히 EP-B1-0 663 018에 개시된 강과 비교하면, 본 발명은 Mo 및 V와 같은 연화 및 안정화 원소와, 동시에 이들의 약화 작용을 중화시키는 Ni를 적용하는 것을 근간으로 한다. 전체적인 조합은 담금질성을 개선하여 소형 부품에서만 가능하였던 특성을 대형 부품에서 재현하는 능력을 개선시킨다.

발명자들이 열 성형 툴의 사용 시에 이 열 성형 툴의 표면을 통과하는 순간적인 열 유동을 효과적으로 측정하기 위해 노력한 결과, 강의 조성의 본 발명에 따른 최적화가 가능하였다. 이것은 균열을 유발하는 열충격에 의해 발생하는 일시적인 기계적 응력의 계산에 의해 추정된다. 이로 인해 작업 시에 재료의 기계적 행태를 더 잘 이해하는 것이 가능하다. 상기 발명자들은, 시편에 산업용 담금질 속도를 재현하는 실험적 방법, 및 열역학적 시뮬레이션에 의해, 강의 조성과 열처리 전의 열처리 파라미터와 그에 따라 얻어지는 미세구조 사이에 존재하는 관계를 설정할 수 있었다. 특히, 고온 공구강에서 중요한 여러 기계적 특성 사이에서 구해지는 절충을 얻기 위해 조성과 담금질 온도 사이의 상호의존의 결정적 중요성을 확인하였다.

도 1은 본 발명에 따른 조성(도 1f)을 제조하기 위해 기준 조성(도 1a 내지 도 1e)에 대하여 허용되는 온도에 따른 용해되지 않은 탄화물 단편의 변화를 나타내는 선도이다.

도 2는 기준 강(도 2a) 및 본 발명에 따른 강(도 2b)의 QCC 곡선을 나타내는 선도이다.

도 3은 실험실 조건 하에서 실행된 담금질 후의 파괴 에너지와 산업용 조건 하에서 실행된 담금질 후의 파괴 에너지 사이의 여러 기준 샘플 및 본 발명에 따른 샘플을 비교한 선도이다.

본 발명은 이하의 첨부도면을 참조한 설명을 통해 보다 잘 이해될 것이다.

이하의 설명에서 언급하는 시험은 표 1에 나타낸 조성의 샘플에 대하여 실행된 것이다. 이 표에서 계수 K2, K1, K는 다음과 같으며, 그 내용은 중량백분율로 나타낸다.

K2=0.75×(Ni-0.60)

K1=1.43×(V-0.40)+0.63×[(Mo+0.65W)-1.20]

K=K2-K1

표 1 - 시편의 조성

본 발명은 실질적으로, 탄소, 크롬, 몰리브덴, 바나듐, 니켈과 같은 원소의 작용 및 상호작용, 그리고 연구한 강의 기계적 특성에 대한 담금질 전의 오스테나이트화 온도의 영향을 연구하는 것을 근간으로 한다.

오스테나이트화 온도의 영향

오스테나이트화 온도는 용해되지 않은 탄화물과 매트릭스 사이의 합금 원소의 분할을 결정한다. 탄화물의 용해는 온도가 상승함에 따라 더욱 증진된다.

용해되지 않은 탄화물은 입자 크기를 조절하기 위해 최종 제품 상에서 적절한 양으로 잔류해야 한다. 인성 및 피로에 대한 내성을 보장하기 위해 미세한 입자가 필요하다.

매트릭스 내에 용해된 합금 원소는 담금질성, 풀림에 대한 내성, 및 일반적인 모든 기계적 성질을 좌우한다.

표 2는 연구한 조성물(기준 용해물 10) 중 하나, 미세구조에 대한 담금질 온도의 영향, 및 특성을 나타낸다.

표 2 - 시험 주조 기준 10: 미세구조에 대한 오스테나이트화 온도의 영향(원소 C 및 V의 분산) 및 기계적 성질

바나듐의 탄화물이 매우 빠르게 용해되는 상황에서, 오스테나이트화 온도의 증대는, 고온인 경우의 연화에 대한 저항의 향상 및 인성의 손실 모두를 유발한다.

의도한 응용을 위한 최적의 재료는 조성 및 오스테나이트화 조건이 조합될 필요가 있다. 금속학자들이 사용하고 있는 계산 코드 THERMOCAL™에 의한 상태 평형의 설명에 의해, 열역학적 시뮬레이션은 각각의 VC, M₂₃C₆, 및, 가능하게는, M₆C, Fe₃C, M₂C... 유형에 대한 용해되지 않은 탄화물의 양에 관한 확실한 정보를 제공한다. 도 1은 이러한 시뮬레이션을 통해 제작된 것이다. 도 1은 5개의 기준 조성물(도 1a) 내지 도 1e) 및 본 발명에 따른 조성물(도 1f))에 대한 오스테나이트화 온도에 따른 용해되지 않은 탄화물의 조각의 전개(evolution)를 나타낸다.

이들의 바람직한 탄화물 유형에 따라 탄소를 정하기 위한 원소 Mo와 V 사이의 경합이 잘 이루어져 있다.

원담금질(crude quenching)에서 실험적으로 미세구조를 관찰한 결과, 시뮬레이션에 의해 예견되었던 경향이 확인되었다. 오스테나이트화 온도는 다음과 같은 원리에 따라 최적화된다.

- 적절한 온도에서, 입자 크기의 모니터링에 매우 효과적이지 않은 M₆C 및 M₂₃C₆ 유형의 탄화물은, 금속 원소 M 및 방면된 탄화물이 매트릭스에 대하여 최대의 담금질 가능성을 가지도록 용해되어야 한다.

- 입자의 균일성 및 미세화를 보장하기 위해, 열역학적 추정에 따른 용해되지 않은 바나듐 탄화물의 몰분율(molar fraction)의 약 20%의 최소 백분율이 필요하며, 오스테나이트화 온도는 대응하는 임계점보다 낮게 유지되어야 한다.

- 산업용 배치의 장입에서 온도의 일반적인 분산에 따라, 이 기준에 대하여 10 내지 15도 전후의 소정의 온도 편차가 고려되어야 한다.

따라서 표 3에 여러 조성물의 오스테나이트화 온도를 나열하였다.

표 3 - 여러 실험적 용해를 위한 이상적인 오스테나이트화 온도의 정의

최적화된 조성 및 주요 특성의 측정의 정의:

전술한 바와 같이, 본 발명의 본질적인 목적은 다음과 같은 특성 사이의 평형을 정의하는 것으로 이루어진다.

- 한편으로, 몰리브덴, 바나듐, 및 선택적으로 텅스텐은, 연화 및 작업 중에 연화에 대한 저항에 바람직하지만 약화 효과를 갖는다.

- 다른 한편으로, 니켈은 인성에는 유리하지만 고온 시에 경도에는 불리하다.

본 발명의 분야에서, 강은 고온에서 변형을 피하고 피로에 견디도록 충분한 경도를 나타내야 하고, 20℃에서의 경도와 고온에서의 경도 사이에 동일한 관계를 나타내는 것을 알고 있으므로, 이들 강은 담금질 및 뜨임 처리된 상태에서 20℃에서 동일한 경도를 가지는 것으로 비교되었다. 사전에 선택된 경도는 47, 45, 42 HRC이다.

본래의 프로세스 및 개선된 프로세스에 따르면, 고속으로 담금질될 수 있는 실험용 바 및 산업용 부품의 처리와 같은 담금질 속도로 재현하는 실험 장치에서 담금질되고 평균 900/400℃ 범위에서 분당 22℃가 되도록 선택된 시편에서 시스템적으로 동시에 측정이 실행되었다.

상기 측정은 다음과 같다.

- 원하는 경도를 얻기 위해 가해져야 할 뜨임을 정하기 위해 2시간의 뜨임을 2회 하기 위한 뜨임 온도에 따른 경도의 향상

- 경도 47 HRC의 초기 상태에서 560℃에서 80시간 동안 유지시킴으로써 경도의 손실에 의해 측정된 연화에 대한 저항

- 20℃ 내지 200℃ 사이의 일정하지 않은 온도에서 파손된 샤르피(Charpy) V 시편에 대한 충격으로 인한 변형의 에너지에 의해 측정되는 인성

재오스테나이트화 (re- austeniation ) 지점 Ac1

이 지점에서의 작업은, 부품의 재료의 구조적 변형이 기계적 성질의 상당한 변화를 일으킬 수 있기 때문에, 초과되지 않아야 한다.

여러 샘플에서 얻어진 대부분의 결과를 나타내는 표 4에 따르면, 원소 Mo 및 V는 명확한 영향을 갖지 않으며, 한편으로, 지점 Ac1이 낮아지면 니켈의 함량이 더 높아진다. 결과적으로, 작업 중에 표면 온도가 매우 높은 응용(특정의 단조 툴의 경우)에서는 니켈의 함량이 높은 조성물을 피해야 하지만, 적당한 표면 온도를 가지는 경합금을 위한 주조 금형과 같은 여러 응용에서는 그대로 유지될 수 있다.

표 4 - 조성물에 따른 재오스테나이트화 지점 Ac1 의 변화

작업 시의 뜨임 및 연화에 대한 저항:

표 5는 고온에서 유지되는 동안에 경도 저하가 일어나지 않도록 하는 합금 원소의 영향을 나타낸다.

각각 2시간 동안 2회의 뜨임을 한 후에 47 및 42 HRC의 경도가 얻어졌으며, 첫 번째 뜨임은 550℃에서 행하였고, 두 번째 뜨임은 표에 나타낸 온도에서 행하였다.

47 HRC의 초기 상태에서 경도의 손실이 측정되었다.

표 5-A는 기준 샘플 1 및 기준 샘플보다 니켈 함량이 높은 2개의 샘플 12, 13에서 얻어진 결과를 나타낸다. 표 5-B는 샘플 1 및 샘플 1보다 Mo 및 V의 함량이 높은 샘플 3, 5, 6, 8에서 얻어진 결과를 나타낸다. 표 5-C는 한편으로는 샘플 8, 22로부터의 결과를, 다른 한편으로는 샘플 1보다 Ni, Mo, V의 함량이 높은 샘플 6, 26에서 얻어진 결과를 나타낸다.

표 5 - 뜨임 온도의 기록 및 장시간 유지되었을 때의 연화에 대한 합금 요소의 영향

표 5-A는 경도의 기록을 위해 뜨임 온도를 현저히 낮추며 장시간 고온에 유 지될 때 경도 손실을 증가시키는 니켈의 단순한 첨가의 악영향을 나타낸다. 뜨임 온도를 저하시키면, 강이 지나치게 연화되지 않도록 적어도 600℃ 내지 630℃ 사이에 위치한 가능한 최고로 작업 온도를 제공해야만 하기 때문에 바람직하지 않다.

알루미늄의 사출 시에 부품의 표면 온도가 종종 520~560℃에 근접하고 단조 시에는 이보다도 더 높기 때문에, 이 기준은 제공된 조성이 제공된 응용에 사용될 수 있는지 여부를 결정하기 위해 고려하는데 중요하게 된다.

표 5-B는 작업 시에 뜨임 및 연화에 대한 저항을 증대시키기 위해 몰리브덴 및 바나듐을 단순히 첨가하는 것의 유리한 효과를 나타낸다. 한편, 실험실 조건과 산업용 조건 사이의 담금질 속도의 저하는 이들 특성에 부정적이며 재료의 불충분한 담금질성으로 이어진다.

표 5-C의 조성물의 쌍(8, 22; 6, 26)의 비교는 실험실 조건에서 니켈 주조가 니켈 함량이 낮은 주조보다 경도의 저하에 대한 저항이 작지만, 산업용 담금질에서는 이들의 특성이 매우 유사해지는 것을 나타낸다.

요약하자면, 산업용 열처리 조건에서, 니켈, 몰리브덴, 및 바나듐의 조합되고 균형을 이룬 첨가는 장시간 유지에 의한 뜨임 및 연화에 대한 저항의 특징을 나타내며, 이것은 니켈이 없는 등급의 특성과 동등하다.

이러한 바람직한 결과는, 도 2a 및 2b에 나타낸 담금질성의 상당한 증가로 설명된다. 도 2a 및 도 2b는, 990℃에서 30분 동안 오스테나이트화된 기준 조성물의 QCC 연속 냉각 다이어그램(도 2a)과, 1030℃에서 30분 동안 오스테나이트화된 본 발명에 따른 조성물(22)의 QCC 연속 냉각 다이어그램(도 2b)을 비교한 것이다.

본 발명에 따른 조성물은, 기준 조성물에 비해 냉각 속도가 낮도록 명백하게 오프셋된 퍼얼라이트 구역 및 베이나이트 구역을 갖는다. 결과적으로, 일반적인 산업용 담금질(그 경로가 도 2a 및 2b에 굵은 선으로 표시됨)을 통해, 처리될 툴에서, 부품의 크기 및 부품의 상태에 따라 1000 내지 5000초에서 400℃의 온도에 도달할 수 있으며, 본 발명에 따른 조성물은 마르텐사이트 변태만 가능하다. 이와는 대조적으로, 기준 조성물은 상당한 비율의 베이나이트를 형성할 수밖에 없으며, 이 베이나이트는 원하는 특성을 얻기에 바람직하지 않다.

인성:

실험실 조건과 산업용 조건 사이의 담금질 속도의 저하의 악영향은, 충격으로 인한 변형의 샤르피 V 시편의 파괴 에너지에서 보다 더 두드러진다.

표 6은 결과의 선택에 따른 경향을 나타내며, 본 발명에 따른 주조물 21에 영향을 미치는 Ni, Mo, V의 조합 첨가는, 산업용 조건 하에서의 처리 후의 최고 탄성값 및 담금질 속도의 저하에 의한 약간의 환원을 위해서도 바람직하다.

표 6- 여러 대표적인 주조를 위해 측정된 샤르피 V 시편의 둘레에 대한 충격으로 인한 파괴의 에너지:

R: 고속 담금질 (바의 오일 담금질)

L: 저속 담금질 (실험실에서 재생된 산업용 속도)

도 3은 모든 주조에 대하여, 산업용 속도에 따른 담금질에 의해 얻어진 값과 동일한 조성의 금속을 고속 담금질에 의해 얻어진 값을 비교한 것이며, 시편의 여러 쌍의 배치가 풀림(annealing)되어 42, 45, 47 HRC의 경도가 얻어지며, 시편은 20℃ 및 100℃에서 파괴된다. 각각의 지점은, 시편의 경도, 온도, 및 파괴를 나타낸다. 이 결과는, 담금질 속도의 저하로 인한 경도의 손실이 본 발명에 따른 조성에 대하여 보다 제한적이라는 것을 나타낸다.

실험실 시험에서 설명되는 경향은, 다음과 같은 조건에 따라 처리되는 툴 블록(tooling block)의 시험에 의해 확인된다.

- 크기가 570×450×228㎜인 블록

- 로 내에서 동일하게 위치

- 동일한 가스 유동으로, 5bar의 가스 압력 하에서 동일한 산업용 로 내에서 담금질

- 46±0.5 HRC의 경도 레벨을 얻기 위해 온도를 개별적으로 조절하여 2회 뜨임

- 블록의 표피 및 코어에 근접하는 넓은 표면의 중심에서 횡방향의 충격에 의한 변형의 샤르피 V 시편을 샘플링

표 7에 나타낸 충격에 의한 변형의 에너지의 평균값은 본 발명에 따른 강 22가 특히 입자 크기가 큰 코어 블록 위치에서 우월한 특성을 가지는 것을 증명한다.

표 7 - 산업용 조건에서 처리된 툴 블록에 대한 충격으로 인한 변형의 시험 결과

기계적인 시험의 이러한 모든 결과는, 담금질 속도의 저하, 특히,

- 동일한 경도에서 충격에 의한 변형의 에너지의 저하

- 560℃에서 장시간 동안 유지함으로써 경도 손실의 증대

와 같은 악영향을 나타낸다.

그럼에도 불구하고, 이들 변동의 폭은 모든 조성에서 동일하지 않으며, 이것은 이하의 규칙에 따른 합금 원소를 동시 균형 있게 첨가하여 상당히 줄일 수 있다는 것이 확인되었다.

합금 원소의 영향:

여러 합금 원소의 영향 및 실험적 주조의 특성을 상대적인 실험적 연구에 의한 상호 작용을 평가하고, 이것을 열역학적 시뮬레이션으로 변환하는 것이 가능하였다. 담금질 조건을 고려한 전술한 원리를 따름으로써, 다음과 같은 경향이 확인 되었다.

탄소는 담금질성에 바람직하고, 이상적인 오스테나이트화 온도를 증가시키며, 550℃로 풀림한 후에 얻어지는 최대 경도를 결정한다. 그러나 이것은 인성에 악영향을 미친다. 몰리브덴 또는 바나듐의 함량이 높으면, 미세구조 및 인성에 악영향을 주는 공정 탄화물이 형성될 수 있다. 이들의 레벨은, 충분한 경도를 얻는데 필요한 0.30% 이상의 값과 돌이킬 수 없는 취성(irremediable fragility)을 피하기 위한 최대 0.39%의 값 사이의 범위 내에 놓여야 한다. 최적의 범위는 0.33 내지 0.38%이다.

크롬은 담금질성에 바람직한 영향을 미친다. 이것은 뜨임에 의해 경화에 일부분을 기여하며, 본 발명에 의한 바람직한 응용에서, 즉 높은 경도(42 내지 52 HRC)를 필요로 하는 대형 부품에서, 이러한 특성은 바람직하다. 그러나, 탄화물은 보다 안정적인 형태로 신속하게 발생되고 고온에서의 경도의 저하에 대한 저항이 매우 효과적이라는 것이 확인되지 않았다. 따라서 Cr의 첨가는 Mo 및 V와 같은 다른 탄화물 형성 원소에 의해 보완될 필요가 있다. 이 원소의 함량은 담금질성을 위해 최소 4.0% 필요하고 6.0%를 초과하는 함량은 Mo 및 V의 작용을 부분적으로 억제한다. 바람직하게, Cr의 함량은 4.6 내지 6%로 설정된다.

몰리브덴은 담금질성을 향상시킨다. 이것은 동일한 크롬 베이스 탄화물에서 크롬과 결합되며, 크롬 베이스 탄화물은 그 수의 증대에 기여한다. 몰리브덴은, 함량이 높으면 특별한 유형 M₂C, M₆C를 형성한다. 거시적인 특성에서 고려하면, 몰 리브덴은 경도 및 뜨임에 대한 내성을 증대시키고 인성을 감소시킨다. 그 함량은 1.50 내지 2.60%이다. 또한, 이하에서 설명할 텅스텐의 존재 가능성도 고려하여야 한다. 바람직하게, Mo의 함량은 1.60 내지 2.00%이고, Mo+0.65W는 1.60 내지 2.20%이다.

바나듐은 VC 유형의 탄화물을 형성하며, 이 탄화물은 실험적 주조에 의해 커버되는 영역에서, 오스테나이트화 온도에서 용해되지 않은 침전물 중에서 탁월하여 입자가 커지지 않는다. 담금질 후에 실행되는 뜨임의 과정에서, 마이크로미터 및 나노미터 수준의 탄화물이 새롭게 발생되고, 마르텐사이트의 결정 결함과의 상호 작용에 의해, 온도 및 주기적인 힘의 영향 하에 작업 중의 2차 연화 및 연화에 대한 저항에 활발하게 참여한다. 한편, 뜨임 중에 형성되는 이들 화합물의 초과량은 상당한 약화를 초래한다. 이러한 조성물 및 오스테나이트화 온도의 선택을 위해 정해진 원리에 의해, 바나듐 함량은 0.55% 내지 0.75%이어야 한다.

니켈은 처리된 상태에서 경도에 악영향을 준다. 이것은 원하는 경도를 얻기 위해 가해져야 할 뜨임 온도, 및 작업 온도에서 유지되는 동안의 연화에 대한 저항을 저하시킨다. 또한, 약 3%를 초과하는 함량은 사용되는 온도 범위 내에서 재오스테나이트화 지점을 상당히 낮추므로 절대적으로 피해야 한다. 한편, 니켈은 특히 1 내지 3%의 함량에서 담금질성을 증대시키며 인성을 상당히 향상시킨다. 본 발명에서, 니켈의 함량은 0.80 내지 2.80%로 고려된다. 니켈의 상당한 첨가에 의한 경도에 대한 악영향은 규정된 범위 내에서 Cr, Mo, V, W를 첨가함으로써 보상될 수 있다.

텅스텐은, 최대 1.45%의 한계 내에서, Mo의 함량이 1.50 내지 2.60%일 때 Mo+0.65W의 함량이 1.50 내지 3.20%, 바람직하게는 Mo의 함량이 1.60 내지 2.00%일 때 Mo+0.65W의 함량이 1.60 내지 2.20%인 상태 하에서 선택적인 첨가 원소를 구성할 수 있다. 실제로, 텅스텐은 0.65%의 Mo에 대하여 1%의 등가 비율로 몰리브덴의 작용을 보완한다. 이러한 텅스텐의 첨가는 인성 및 담금질성에 대한 악영향을 제한하게 되고, 고온, 특히 600℃와 같이 560℃를 초과하는 시험 온도에서 연화에 대한 저항에 긍정적인 영향을 미친다.

코발트는 최대 2.75%까지 첨가될 수 있다. 이것은 연화에 대한 저항, 특히 약 600℃의 주변 온도에 대하여 바람직한 영향을 미치지만, 담금질성에는 악영향을 미친다. 이 첨가 원소의 가격이 높은 것을 고려하면, 이것을 반드시 사용해야 할 필요는 없다.

또한, 사용 시에 특성들 간에 이상적인 절충은 얻기 위해서는, 몰리브덴, 바나듐, 니켈 및 선택적인 텅스텐의 동시 첨가가 균형을 이루고 다음과 같이 만족되어야 한다.

-0.65 내지 +0.65의 K는 바람직하게 -0.35 내지 +0.35이며,

다음 조건 하에서 0에 근접하는 것이 최적이다.

K=K2-K1

K2=0.75×(%Ni-0.60)

K1=1.43×(%V-0.40)+0.63×[%Mo+(0.65×%W)-1.20]

표 1에는 모든 주조에 대한 계수 K1, K2, K의 값이 나열되어 있다.

다음과 같은 조건이 동시에 일어나면 최적의 결과가 얻어진다.

0.335%≤C≤0.375%;

1.50%≤Ni≤2.10%;

1.60%≤M0+0.65W≤2.00%, Mo≥1.60%; 및

0.62≤V≤0.75%.

보다 특정한 응용에 대하여는 다음과 같은 조건이 추천될 수도 있다.

0.335%≤C≤0.375%;

2.00%≤Ni≤2.40%;

1.80%≤Mo+0.65W≤2.90%, 1.80%≤Mo≤2.40%, W≤0.90%; 및

0.66%≤V≤0.76%.

Ni에 의해 A1 변태점을 낮추는 것을 고려하여 대형 부품의 제조에서 상당한 담금질성을 얻으려면, 예를 들어 알루미늄 합금용 압출 다이 또는 금형의 응용에서 표면의 작업 온도는 680℃ 미만으로 유지된다.

0.335%≤C≤0.375%;

0.90%≤Ni≤1.50%;

1.50%≤Mo+0.65W≤1.90%, W≤0.40%; 및

0.55%≤V≤0.63%.

중간 크기의 부품에 대하여 탁월하며 이를 위한 응용에 적합한 특성이 요구되는 경우, 작업 시의 표면 온도가 770℃ 미만으로 유지된다.

또한, 이하의 다른 원소들은 정확한 범위 내로 존재하여야 한다.

규소는, 인성에 악영향을 미치기 때문에, 경제적인 산업성 제조 조건에서 볼 때 낮은 수준으로 유지되어야 하며, 최대 0.50%, 바람직하게는 0.40%를 초과하지 않아야 한다.

망간은, 담금질성에 바람직하지만, 인성에는 바람직하지 않으므로, 0.80%, 바람직하게는 0.60%를 초과하지 않아야 한다.

황, 인, 비소, 주석, 안티몬, 티타늄, 지르코늄, 니오브, 질소와 같은 원소는 인성에 대하여 바람직하지 않으며, 작업 시에 약화를 초래할 수 있고, 산업성 및 경제성에서 볼 때 최저 함량으로 제한되어야 한다. 최대 허용 가능한 함량은,

S는 0.0040%, 바람직하게는 0.0010%이고,

P는 0.0200%, 바람직하게는 0.0080%이고,

Ti는 0.05%, 바람직하게는 0.01%이고,

Zr은 0.05%, 바람직하게는 0.02%이고,

Nb는 0.08%, 바람직하게는 0.01%이고,

N은 0.0400%, 바람직하게는 0.0100%이다.

또한, P, As, Sb, Sn의 함량은 다음의 관계를 만족해야 한다.

10P+As+5Sb+4Sn≤0.21%, 바람직하게는 ≤0.10%

알루미늄의 함량은, 극소량 내지 0.080%, 바람직하게는 극소량 내지 0.030%이어야 한다. 알루미늄의 기능은 강의 탈산이며, 따라서 산소의 함량을 제한하면 특히 강의 피로에 대한 내성을 감소시킬 수 있다. 이러한 관점에서, 산소의 함량은 30ppm, 바람직하게는 15ppm을 초과하지 않아야 한다. 알루미늄의 높은 함량은 용강 내에 용해된 산소를 저감시키지만, 주조 시에 용강을 대기와의 재산화(atmospheric reoxidation)에 대하여 보다 민감하게 할 수도 있으므로, 바람직하지 않은 산화물을 형성할 위험이 증대된다.

일반적으로, 본 발명에 따른 강은 2가지의 품질로 구분될 수 있다.

"표준" 품질 레벨은, 조성이 모든 원소에 대하여 상기 정의한 최적의 범위 내에 절대적으로 놓일 필요가 없는 경우에 얻어진다. 종래 기술 대비 개선된 점은 무엇보다 담금질성에 있다. 이들 특성은 경도가 높으며 제품의 전체 단면이 균일한 대형 제품을 제조할 수 있도록 한다.

"우수" 품질 레벨은, 모든 원소가 상기 정의한 최적의 함량 범위 내에 놓이는 경우에 얻어진다. 이러한 조건에서는, 개선된 담금질성 외에 높은 인성이 얻어져서, 높은 경도와 함께 열적 피로 및 급작스런 파열에 대한 커다란 내성이 제공된다.

이러한 결과를 얻기 위해, 전기로 및 레이들 내의 1차 정련 후에, 진공 아크 재용해법(VAR) 또는 도전성 슬래그 재용해법(ESR)에 의해 소모성 전극의 재용해를 포함하는, 특히 산소의 함량이 매우 낮아질 수 있는 제조 방법이 고려될 필요가 있다. 마찬가지로, 이러한 유형의 강에서 일반적인 것처럼, 소형이며 상당히 분리되지 않은 수지상 결정(dendrite)을 발생하는 응결 조건과 관련하여, 강을 조밀하고 유착된 미세한 균질 구조로 만드는 롤링 및 풀림의 열적 기계적 공정을 주강에 제공할 필요가 있다.

특히, 전술한 바와 같이 제조된, 본 발명에 따른 강으로부터 제조될 수 있는 부품은, 일반적으로 고온 성형을 위한 툴을 위한 부품에 포함되며, 구체적으로는, 다음의 부품에 포함된다:

- 경합금 또는 동합금의 가압 주조용 금형 또는 다이;

- 단조용 다이;

- 강관의 드릴링 및 롤링을 위한 툴; 및

- 유리재 및 플라스틱재의 성형을 위한 툴.

본 발명은 200㎜ 이상의 두께를 가지는 부품의 제조에 바람직하게 응용된다.

Claims

- 0.30%≤C≤0.39%;

- 4.00%≤Cr≤6.00%;

- 극소량≤Si≤0.50%;

- 극소량≤Mn≤0.80%;

- 극소량≤W≤1.45%;

- 극소량≤Co≤2.75%;

- 0.80%≤Ni≤2.80%;

- 1.50%≤Mo≤2.60%, 1.50%≤Mo+0.65W≤3.20%;

- 0.55%≤V≤0.80%, 여기서, -0.65≤K≤0.65, K=K2-K1, K2=0.75×(Ni-0.60),

K1=1.43×(V-0.40)+0.63×[(Mo+0.65W)-1.20];

- 극소량≤Al≤0.080%;

- 극소량≤S≤0.0040%;

- 극소량≤P≤0.0200%;

- 극소량≤Ti≤0.05%;

- 극소량≤Zr≤0.05%;

- 극소량≤Nb≤0.08%;

- 극소량≤N≤0.040%;

- 10P+As+5Sb+4Sn≤0.21%; 및

- 극소량≤O≤30ppm;

을 포함하고, 나머지는 철 및 불가피한 불순물인, 중량백분율의 조성을 가지는,

열간 공구강.
제1항에 있어서,

0.33%≤C≤0.38%인, 열간 공구강.
제1항 또는 제2항에 있어서,

극소량≤Si≤0.40%인, 열간 공구강.
제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서,

극소량≤Mn≤0.60%인, 열간 공구강.
제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서,

4.6%≤Cr≤6.0%인, 열간 공구강.
제1항 내지 제5항 중 어느 한 항에 있어서,

1.60%≤Mo≤2.00%이고, 1.60%≤Mo+0.65W≤2.20%인, 열간 공구강.
제1항 내지 제6항 중 어느 한 항에 있어서,

극소량≤Al≤0.030%인, 열간 공구강.
제1항 내지 제7항 중 어느 한 항에 있어서,

극소량≤S≤0.0010%인, 열간 공구강.
제1항 내지 제8항 중 어느 한 항에 있어서,

극소량≤P≤0.0080%인, 열간 공구강.
제1항 내지 제9항 중 어느 한 항에 있어서,

극소량≤Ti≤0.01%인, 열간 공구강.
제1항 내지 제10항 중 어느 한 항에 있어서,

극소량≤Zr≤0.02%인, 열간 공구강.
제1항 내지 제11항 중 어느 한 항에 있어서,

극소량≤Nb≤0.01%인, 열간 공구강.
제1항 내지 제12항 중 어느 한 항에 있어서,

극소량≤N≤0.01%인, 열간 공구강.
제1항 내지 제13항 중 어느 한 항에 있어서,

10P+As+5Sb+4Sn≤0.10%인, 열간 공구강.
제1항 내지 제14항 중 어느 한 항에 있어서,

극소량≤O≤15ppm인, 열간 공구강.
제1항 내지 제15항 중 어느 한 항에 있어서,

-0.35≤K≤0.35인, 열간 공구강.
제1항 내지 제16항 중 어느 한 항에 있어서,

- 0.335%≤C≤0.375%

- 1.50%≤Ni≤2.10%

- 1.60%≤Mo+0.65W≤2.20%, 1.60%≤Mo≤2.00%

- 0.62%≤V≤0.75%인,

열간 공구강.
제1항 내지 제5항 또는 제7항 내지 제16항 중 어느 한 항에 있어서,

- 0.335%≤C≤0.375%

- 2.00%≤Ni≤2.40%

- 1.80%≤Mo+0.65W≤2.90%, 여기서, 1.80%≤Mo≤3.40%, W≤0.90%

- 0.66%≤V≤0.76%인,

열간 공구강.
제1항 내지 제5항 및 제7항 내지 제16항 중 어느 한 항에 있어서,

- 0.335%≤C≤0.375%

- 0.90%≤Ni≤1.50%

- 1.50%≤Mo+0.6W≤1.90%, 여기서, W≤0.40%

- 0.55%≤V≤0.63%인,

열간 공구강.
제1항 내지 제17항 중 어느 한 항에 있어서,

- 0.335%≤C≤0.375%

- 4.60%≤Cr≤6.00%

- 극소량≤Si≤0.40%

- 극소량≤Mn≤0.60%

- 극소량≤W≤1.45%

- 극소량≤Co≤2.75%

- 극소량≤Ni≤2.10%

- 1.60%≤Mo+0.65W≤2.20%, 여기서, 1.60%≤Mo≤2.00%

- 0.62%≤V≤0.75%, -0.35≤K≤0.35

- 극소량≤Al≤0.030%

- 극소량≤S≤0.0010%

- 극소량≤P≤0.0080%

- 극소량≤Ti≤0.011%

- 극소량≤Zr≤0.02%

- 극소량≤Nb≤0.01%

- 극소량≤N≤0.01%

- 극소량≤O≤15ppm인,

열간 공구강.
강 부품의 제조 방법에 있어서,

상기 부품은, 제1항 내지 제20항 중 어느 한 항에 따른 강으로부터 준비되고, 1000℃ 내지 1050℃의 온도 범위에서 오스테나이트화된 후 담금질되는,

강 부품의 제조 방법.
제21항에 있어서,

상기 오스테나이트화는 1015℃ 내지 1040℃의 범위에서 일어나는, 강 부품의 제조 방법.
제21항 또는 제22항에 있어서,

상기 부품은 담금질 후에 550℃ 내지 650℃ 범위에서 2회 이상 뜨임 처리되어, 42 내지 52 HRC의 경도를 갖는, 강 부품의 제조 방법.
제21항 내지 제23항 중 어느 한 항에 따른 방법에 의해 얻어지는 강으로 만들어진 부품에 있어서,

고온 성형용 툴을 위한 것인, 부품.
제24항에 있어서,

200㎜ 이상의 두께를 가진, 부품.
제24항 또는 제25항에 있어서,

경합금 또는 구리합금의 가압 주조용 금형 또는 다이인, 부품.
제24항 또는 제25항에 있어서,

단조용 툴인, 부품.
제24항 또는 제25항에 있어서,

단조용 다이인, 부품.
제24항 또는 제25항에 있어서,

강관을 드릴링 또는 롤링하기 위한 툴인, 부품.
제24항 또는 제25항에 있어서,

유리 성형을 위한 툴인, 부품.
제24항 또는 제25항에 있어서,

플라스틱 재료를 성형하는 툴인, 부품.
제24항 또는 제25항에 있어서,

제18항에 따른 강으로부터 제조되며, 알루미늄 합금을 주조하기 위한 압출 다이 또는 금형인, 부품.
제24항 또는 제25항에 있어서,

제18항에 따른 강으로부터 제조되며, 그 표면에서의 작업 온도가 680℃ 미만으로 유지되는, 부품.
제19항에 따른 강으로부터 제조되며, 작업 중에 그 표면 온도가 770℃ 미만으로 유지되는, 제24항 또는 제25항에 따른 부품의 사용 방법.