KR20090009325A

KR20090009325A - 피삭성과 충격 값이 우수한 열간 가공 강재

Info

Publication number: KR20090009325A
Application number: KR1020087030431A
Authority: KR
Inventors: 게이 미야니시; 마사유키 하시무라; 아츠시 미즈노
Original assignee: 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤
Priority date: 2007-04-18
Filing date: 2008-04-17
Publication date: 2009-01-22
Also published as: EP2138597B1; JP4473928B2; BRPI0804500A2; EP2138597A4; US9127336B2; CN101542004A; KR101239416B1; JPWO2008130054A1; US20090311125A1; WO2008130054A1; KR20120126131A; AU2008241823B2; EP2138597A1; CN101542004B; BRPI0804500B1; AU2008241823A1

Abstract

본 발명은 피삭성과 충격 값이 우수한 열간 가공 강재를 제공하는 것으로, 질량%로, C: 0.06 내지 0.85%, Si: 0.01 내지 1.5%, Mn: 0.05 내지 2.0%, P: 0.005 내지 0.2%, S: 0.001 내지 0.35%, Al: 0.06 내지 1.0%, N: 0.016% 이하를 함유하고, Al×N×10⁵≤96을 만족하며, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지고, 원 상당 지름이 200 nm를 초과하는 AlN의 합계 체적이 전체 AlN의 총체적의 20% 이하인 것을 특징으로 하는 피삭성과 충격 값이 우수한 열간 가공 강재.

Description

피삭성과 충격 값이 우수한 열간 가공 강재{HOT-WORKED STEEL MATERIAL HAVING EXCELLENT MACHINABILITY AND IMPACT VALUE}

본 발명은 절삭 가공이 실시되는 열간 압연 강재 및 열간 단조 강재(두 가지 강재를 총칭하여 열간 가공 강재라 한다)에 관한 것으로, 피삭성과 충격 값이 우수한 열간 가공 강재에 관한 것이다.

최근, 강의 고강도화가 추진되고 있지만, 그 반면에 가공성이 저하되는 문제가 발생하고 있다. 이 때문에, 강도를 유지하면서 절삭 능률을 저하시키지 않는 강에 대한 수요가 높아지고 있다. 종래, 강의 피삭성을 향상시키기 위하여 S, Pb 및 Bi 등의 피삭성 향상 원소를 첨가하는 것이 유효하다는 것이 알려져 있다. 그러나, Pb 및 Bi는 피삭성을 향상시키고, 단조에 대한 영향도 비교적 적다고 알려져 있지만, 충격 특성 등의 강도 특성을 저감시키는 것이 알려져 있다.

또한, 최근, Pb는 환경에 대한 부하를 이유로 사용을 기피하는 경향이 있어서, 그 사용량을 줄이고 있는 추세이다. 또한, S는 MnS과 같은 절삭 환경 하에서 연질이 되는 개재물을 형성하여 피삭성을 향상시키지만, MnS의 치수는 Pb 등의 입자에 비하여 커서 응력 집중원이 되기 쉽다. 특히, 단조 및 압연에 의하여 신연하면, MnS에 의하여 이방성이 발생하는데, 예를 들면, 충격 특성 등 강의 특정 방향 이 극단적으로 약해진다. 또한, 강을 설계하는데 있어서도 그러한 이방성을 고려할 필요가 있다. 따라서, S를 첨가하는 경우에는 그 이방성을 줄이는 기술이 필요하게 된다.

전술한 바와 같이, 피삭성 향상에 유효한 원소를 첨가하더라도, 충격 특성이 저하하기 때문에, 강도 특성과 피삭성을 양립시키기가 곤란하다. 이 때문에, 강의 피삭성과 강도 특성을 양립시키려면 한층 더 기술 혁신을 할 필요가 있다.

이에, 종래, 예를 들면 고용 V, 고용 Nb 및 고용 Al로부터 선택되는 1종 이상을 합계 0.005 질량% 이상 함유시키는 동시에, 고용 N을 0.001% 이상 함유시킴으로써, 절삭 중에 절삭 열에 의하여 생성되는 질화물을 공구에 부착시켜서 공구 보호막으로서 기능하게 하여, 절삭 공구 수명을 연장할 수 있는 기계 구조용 강이 제안되어 있다(예를 들면, 일본 공개 특허 공보 2004-107787호 참조).

또한, C, Si, Mn, S 및 Mg의 함유량을 규정하는 동시에, Mg 함유량과 S 함유량의 비를 규정하고, 또한, 강 중의 황화물계 개재물의 종횡비 및 개수를 최적화 함으로써, 절삭 처리성 및 기계적 특성의 향상을 도모한 기계 구조용 강도 제안되어 있다(예를 들면, 특허 제3706560호 공보 참조). 이 특허 제3706560호 공보에 기재된 기계 구조용 강에서는 Mg를 0.02% 이하(0%를 포함하지 않는다)로 하는 동시에, Al을 함유하는 경우에는 그 함유량을 0.1% 이하로 규제하고 있다.

그러나, 전술한 종래 기술에는 이하에 나타내는 문제점이 있다. 즉, 일본 공개 특허 공보 2004-107787호에 기재된 강은 절삭에 의한 발열량이 어느 정도 이상 되지 않으면, 전술한 현상이 일어나지 않는 것으로 추정된다. 이 때문에, 효과를 발휘시키는 절삭 속도가 어느 정도의 고속 절삭으로 한정되어 통상의 속도 영역에서의 효과를 기대할 수 없다고 하는 문제점이 있다. 또한, 특허 제3706560호 공보에 기재된 강에서는 강도 특성에 대하여는 전혀 배려하고 있지 않다. 또한, 특허 제 3706560호 공보에 기재된 강은 절삭 공구 수명 및 충격 특성에 대하여서는 아무런 배려도 하고 있지 않기 때문에, 충분한 강도 특성을 얻을 수 없다고 하는 문제점이 있다.

본 발명은 전술한 문제점을 감안하여 창안된 것으로, 넓은 절삭 속도 영역에 있어서 양호한 피삭성과 우수한 충격 값을 갖는 열간 가공 강재를 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명자들은 Al를 적당량 첨가하고, 또한 N량을 제한하며, 나아가 조대한 AlN의 존재율을 제한하면, 양호한 피삭성과 충격 값을 갖는 강재를 얻을 수 있는 것을 밝혀내고, 본 발명을 완성하였다.

본 발명에 관한 피삭성과 충격 값이 우수한 열간 가공 강재는 화학 성분이, 질량%로,

C: 0.06 내지 0.85%,

Si: 0.01 내지 1.5%,

Mn: 0.05 내지 2.0%,

P: 0.005 내지 0.2%,

S: 0.001 내지 0.35%,

Al: 0.06 내지 1.0%

N: 0.016% 이하

를 함유하고,

Al×N×10⁵≤96을 만족하며,

잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지고, 원 상당 지름이 200 nm를 초과하는 AlN의 합계 체적이 전체 AlN의 총체적의 20% 이하인 것을 특징으로 한다.

또한, 이 열간 가공 강재는 또한 질량%로 Ca: 0.OOO3 내지 0.0015%를 함유하고 있어도 좋다.

또한, 질량%로, Ti: 0.001 내지 0.1%, Nb: 0.005 내지 0.2%, W: 0.01 내지 1.0%, V: 0.01% 내지 10%로 이루어지는 군으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상을 함유하고 있어도 좋다.

또한, 질량%로, Mg: 0.0001 내지 0.0040%, Zr: 0.0003 내지 0.01%, Rem: 0.0001 내지 0.015%로 이루어지는 군으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상을 함유하고 있어도 좋다.

또한, 질량%로, Sb: 0.0005% 이상 0.0150% 미만, Sn: 0.005 내지 2.0%, Zn:

0.0005 내지 0.5%, B: 0.0005 내지 0.015%, Te: 0.0003 내지 0.2%, Bi: 0.005 내지 0.5%, Pb: 0.005 내지 0.5%로 이루어지는 군으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상을 함유하고 있어도 좋다.

또한, 질량%로, Cr: 0.01 내지 2.0%, Mo: 0.01 내지 1.0%로 이루어지는 군으로부터 선택된 1종 또는 2종을 함유하고 있어도 좋다.

또한, 질량%로, Ni: 0.05 내지 2.0%, Cu: 0.01 내지 2.0%로 이루어지는 군으로부터 선택된 1종 또는 2종을 함유하고 있어도 좋다.

도 1은 실시예 1의 샤피 충격 시험용 시험편의 절출 부위를 설명하는 도면이다.

도 2는 실시예 2의 샤피 충격 시험용 시험편의 절출 부위를 설명하는 도면이다.

도 3은 실시예 3 내지 7의 샤피 충격 시험용 시험편의 절출 부위를 설명하는 도면이다.

도 4는 실시예 1에 있어서의 충격 값과 피삭성의 관계를 나타내는 도면이다.

도 5는 실시예 2에 있어서의 충격 값과 피삭성의 관계를 나타내는 도면이다.

도 6은 실시예 3에 있어서의 충격 값과 피삭성의 관계를 나타내는 도면이다.

도 7은 실시예 4에 있어서의 충격 값과 피삭성의 관계를 나타내는 도면이다.

도 8은 실시예 5에 있어서의 충격 값과 피삭성의 관계를 나타내는 도면이다.

도 9는 실시예 6에 있어서의 충격 값과 피삭성의 관계를 나타내는 도면이다.

도 10은 실시예 7에 있어서의 충격 값과 피삭성의 관계를 나타내는 도면이다.

도 11은 강재 중의 Al와 N의 함유량의 곱과 원 상당 지름이 200 nm를 초과하는 AlN의 발생 상황의 관계를 나타내는 도면이다.

<발명을 실시하기 위한 최량의 형태>

이하, 본 발명을 실시하기 위한 최량의 형태에 대하여, 상세하게 설명한다.

본 발명에 관한 피삭성과 충격 값이 우수한 열간 가공 강재에 있어서는 전술한 과제를 해결하기 위하여, 강의 화학 성분 조성에 있어서의 Al 및 N의 첨가량을 Al: 0.06 내지 1.0%, N: 0.016% 이하의 범위 내로 조정하고, 원 상당 지름이 200 nm를 초과하는 AlN의 합계 체적을, 전체 AlN의 총 체적의 20% 이하로 조정한다.

이것에 의하여, 매트릭스 취화 효과를 갖는 고용 Al량을 적당량 확보함으로써 피삭성을 개선하고, 종래의 쾌삭성 원소인 S, Pb와는 달리 충격 특성을 저하시키지 않고 피삭성 개선 효과를 얻는 것이다.

원 상당 지름이 200 nm를 초과하는 AlN의 합계 체적이 전체 AlN의 총체적의 20%를 넘어서 존재하는 경우에는 조대한 AlN에 의한 절삭 공구의 기계 마모가 현저하게 되어 피삭성 개선 효과가 보이지 않는다.

먼저, 본 발명의 열간 가공 강재에 있어서의 각 화학 성분의 함유량(질량%)에 대하여 설명한다.

C: 0.06 내지 0.85%

C는 강재의 기본 강도에 큰 영향을 미치는 원소이다. 그러나, C 함유량이 0.06% 미만인 경우 충분한 강도를 얻지 못하고, 다른 합금 원소를 더 다량으로 투입하지 않을 수 없게 된다. 한편, C 함유량이 0.85%를 넘으면, 과공석에 가깝게 되어, 경질의 탄화물을 많이 석출하기 때문에, 피삭성이 현저하게 저하된다. 따라서, 본 발명에 있어서는 충분한 강도를 얻기 위하여, C 함유량은 0.06 내지 0.85%로 한다.

Si: 0.01 내지 1.5%

Si는 일반적으로 탈산 원소로서 첨가되고 있으나, 페라이트의 강화 및 템퍼링 연화 저항을 부여하는 효과도 있다. 그러나, Si 함유량이 0.01% 미만인 경우, 충분한 탈산 효과를 얻을 수 없다. 한편, Si 함유량이 1.5%를 넘으면, 취화 등의 재료 특성이 저하되고, 나아가 피삭성도 저하된다. 따라서 Si 함유량은 0.01 내지 1.5%로 한다.

Mn: 0.05 내지 2.0%

Mn는 강 중 S를 MnS로서 고정·분산시키는 동시에, 매트릭스에 고용시켜 담금질성의 향상이나 담금질 후의 강도를 확보하기 위하여 필요한 원소이다. 그러나, Mn 함유량이 0.05% 미만이면, 강 중의 S가 Fe와 결합하여 FeS가 되어 강이 취화된다. 한편, Mn 함유량이 증가하면, 구체적으로는 Mn 함유량이 2.0%를 넘으면, 소지(素地)의 경도가 커지게 되어 냉간 가공성이 저하하는 동시에, 강도나 담금질성에 미치는 영향도 포화된다. 따라서, Mn 함유량은 0.05% 내지 2.0%로 한다.

P: 0.005 내지 0.2%

P는 피삭성을 양호하게 하는 효과가 있으나, P 함유량이 0.005% 미만인 경우, 그 효과를 얻을 수 없다. 또한, P 함유량이 증가하면, 구체적으로는 P 함유량이 0.2%를 넘으면, 강 중에 있어서 소지의 경도가 커지게 되어, 냉간 가공성뿐만이 아니라, 열간 가공성 및 주조 특성도 저하된다. 따라서, P 함유량은 0.005 내지 0.2%로 한다.

S: 0.001 내지 0.35%

S는 Mn와 결합하여 MnS 개재물로서 존재한다. MnS는 피삭성을 향상시키는 효과가 있으나, 그 효과를 현저하게 얻으려면 S를 0.001% 이상 첨가할 필요가 있다. 한편, S 함유량이 0.35%를 넘으면, 그 효과는 포화하는 한편, 강도 저하를 현저하게 촉진한다. 따라서, S 첨가에 의하여 피삭성 향상을 도모하는 경우에는 S 함유량을 0.001 내지 0.35%로 한다.

Al: 0.06 내지 1.0%

Al는 산화물을 형성하는 이외에, 정립화에 유효한 미세한 AlN를 석출시키고, 나아가 고용 Al이 되어 피삭성을 향상시키는 효과가 있다. 이 피삭성에 유효한 고용 Al를 충분히 생성하려면 0.06% 이상을 첨가할 필요가 있다. Al량이 1.0%를 넘으면, 열처리 특성을 크게 변경하는 동시에, 재료 경도를 증가시켜 피삭성이 저하하기 시작한다. 따라서, Al 함유량은 0.06% 이상 1.0% 이하로 한다. 바람직한 하한은 0.1% 초과이다.

N: 0.016% 이하

N는 Al 등의 질화물 생성 원소와 결합하여 질화물로서, 또는 고용 N으로서 존재한다. 다만, 0.016%을 넘으면 질화물을 조대화시키거나 고용 N을 높여 피삭성을 저하시키고, 압연시에 결함 등의 문제를 일으키기 때문에 상한을 0.016%로 한다. 바람직한 상한은 0.010%이다.

또한, 본 발명의 열간 가공 강재에 있어서는, 상기 각 성분에 추가하여, Ca 를 함유하고 있어도 좋다.

Ca: 0.0003 내지 0.0015%

Ca는 탈산 원소이며, 산화물을 생성한다. 전체 Al 함유량이 0.05 초과 내지 0.3%인 본 발명의 열간 가공 강재에서는 칼슘알루미네이트(CaOAl₂O₃)가 형성되지만, 이 CaOAl₂O₃는 Al₂O₃에 비하여 저융점 산화물이기 때문에, 고속 절삭시에 공구 보호막이 되어 피삭성을 향상시킨다. 그러나, Ca 함유량이 0.0003% 미만인 경우, 이 피삭성 향상 효과를 얻을 수 없고, 또한, Ca 함유량이 0.0015%를 넘으면, 강 중에 CaS가 생성되어, 오히려 피삭성을 저하시킨다. 따라서, Ca를 첨가하는 경우에는 그 함유량을 0.0003 내지 0.0015%로 한다.

또한, 본 발명의 열간 가공 강재에 있어서는 탄질화물을 형성하여, 고강도화가 필요한 경우에는 상기 각 성분에 추가하고, Ti: 0.001 내지 0.1%, Nb: 0.005 내지 0.2%, W: 0.01 내지 1.0%, V: 0.01 내지 1.0%로 이루어지는 군으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상의 원소를 함유하여도 된다.

Ti: 0.001 내지 0.1%

Ti는 탄질화물을 형성하고, 오스테나이트립의 성장의 억제나 강화에 기여하는 원소이며, 고강도화가 필요한 강 및 저변형(低歪)이 요구되는 강에는 조대립 방지를 위한 정립화 원소로서 사용된다. 또한, Ti는 탈산 원소이기도 하고, 연질 산화물을 형성시킴으로써, 피삭성을 향상시키는 효과도 있다. 그러나, Ti 함유량이 0.001 미만인 경우, 그 효과가 인정되지 않고, 또한, Ti 함유량이 0.1%를 넘으면, 열간 균열의 원인이 되는 미고용의 조대한 탄질화물을 석출하여, 오히려 기계적 성질이 손상된다. 따라서 Ti를 첨가하는 경우에는 그 함유량을 0.001 내지 0.1%로 한다.

Nb: 0.005 내지 0.2%

Nb도 탄질화물을 형성하고, 2차 석출 경화에 의한 강의 강화, 오스테나이트립의 성장을 억제 및 강화에 기여하는 원소이며, 고강도화가 필요한 강 및 저변형이 요구되는 강에는 조대립 방지를 위한 정립화(整粒化) 원소로서 사용된다. 그러나, Nb 함유량이 0.005% 미만인 경우, 고강도화의 효과는 얻지 못하고, 또한, 0.2%를 넘어 Nb를 첨가하면, 열간 균열의 원인이 되는 미고용의 조대한 탄질화물을 석출하여, 오히려 기계적 성질이 손상된다. 따라서, Nb를 첨가하는 경우에는 그 함유량을 0.005 내지 0.2%로 한다.

W: 0.01 내지 1.0%

W도 탄질화물을 형성하고, 2차 석출 경화에 의하여 강을 강화할 수 있는 원소이다. 그러나, W 함유량이 0.01% 미만인 경우, 고강도화의 효과는 얻지 못하고, 또한, 1.0%를 넘어 W를 첨가하면, 열간 균열의 원인이 되는 미고용의 조대한 탄질화물을 석출하여, 오히려 기계적 성질이 손상된다. 따라서, W를 첨가하는 경우에는 그 함유량을 0.01 내지 1.0%로 한다.

V: 0.01 내지 1.0%

V도 탄질화물을 형성하고, 2차 석출 경화에 의하여 강을 강화할 수 있는 원소이며, 고강도화가 필요한 강에는 적절하게 첨가된다. 그러나, V 함유량이 0.01% 미만인 경우, 고강도화의 효과는 얻지 못하고, 또한, 1.0%를 넘어 V를 첨가하면, 열간 균열의 원인이 되는 미고용의 조대한 탄질화물을 석출하여, 오히려 기계적 성질이 손상된다. 따라서, V를 첨가하는 경우에는 그 함유량을 0.01% 내지 1.0%로 한다.

또한, 본 발명의 열간 압연 강재 및 열간 단조용 강에 있어서, 탈산 조정에 의하여 황화물 형태 제어를 실시하는 경우에는 상기 각 성분에 추가하여, Mg: 0.0001 내지 0.0040%, Zr: 0.0003 내지 0.01% 및 Rem: 0.0001 내지 0.015%로 이루어지는 군으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상의 원소를 첨가할 수도 있다.

Mg: 0.0001 내지 0.0040%

Mg는 탈산 원소이며, 강 중에서 산화물을 생성한다. 그리고, Al 탈산을 전제로 하는 경우에는 피삭성에 유해한 Al₂O₃를 비교적 연질로 미세하게 분산된 MgO 또는 Al₂O₃·MgO로 개질한다. 또한, 그 산화물은 MnS의 핵이 되기 쉽고, MnS를 미세 분산시키는 효과도 있다. 그러나, Mg 함유량이 0.0001% 미만에서는 효과가 인정되지 않는다. 또한, Mg는 MnS와의 복합 황화물을 생성하고, MnS를 구상화하지만, Mg을 과잉으로 첨가하면, 더 구체적으로는, Mg 함유량이 0.0040%를 넘으면, 단독 MgS 생성을 촉진하여 피삭성을 저하시킨다. 따라서, Mg를 첨가하는 경우에는 그 함유량을 0.0001 내지 0.0040%로 한다.

Zr: 0.0003 내지 0.01%

Zr은 탈산 원소이며, 강 중에서 산화물을 생성한다. 그 산화물은 ZrO₂라고 생각되는데, 이 ZrO₂가 MnS의 석출 핵이 되기 때문에, MnS의 석출 사이트를 늘리고, MnS를 균일 분산시키는 효과가 있다. 또한, Zr은 MnS에 고용되어 복합 황화물을 생성하고, 그 변형 능력을 저하시켜, 압연 및 열간 단조 시에 MnS 형상의 신연을 억제하는 기능도 있다. 이와 같이, Zr은 이방성의 저감에 유효한 원소이다. 그러나, Zr 함유량이 0.0003% 미만인 경우, 이들에 대하여 현저한 효과는 얻을 수 없다. 한편, 0.01%를 넘어 Zr를 첨가하여도, 수율이 극단적으로 나빠질 뿐만 아니라, ZrO₂ 및 ZrS 등의 경질인 화합물이 대량으로 생성되고, 오히려 피삭성, 충격 값 및 피로 특성 등의 기계적 성질이 저하된다. 따라서, Zr를 첨가하는 경우에는 그 함유량을 0.0003 내지 0.01%로 한다.

Rem: 0.0001 내지 0.015%

Rem(희토류 원소)는 탈산 원소이며, 저융점 산화물을 생성하고, 주조시 노즐 막힘을 억제할 뿐만 아니라, MnS에 고용 또는 결합하여 그 변형 능력을 저하시키며, 압연 및 열간 단조시에 MnS 형상의 신연을 억제하는 기능도 있다. 이와 같이, Rem은 이방성의 저감에 유효한 원소이다. 그러나, Rem 함유량이 총량으로 0.0001% 미만인 경우 그 효과는 현저하지 않고, 또한, Rem를 0.015%를 넘어 첨가하면 Rem의 황화물을 대량으로 생성하여 피삭성이 악화된다. 따라서, Rem를 첨가하는 경우에는 그 함유량을 0.0001 내지 0.015%로 한다.

또한, 본 발명의 열간 가공 강재에 있어서, 피삭성을 향상시키는 경우에는 상기 각 성분에 추가하여, Sb: 0.0005% 이상 0.0150% 미만, Sn: 0.005 내지 2.0%, Zn: 0.0005 내지 0.5%, B: 0.0005 내지 0.015%, Te: 0.0003 내지 0.2%, Bi: 0.005 내지 0.5% 및 Pb: 0.005 내지 0.5%로 이루어지는 군으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상의 원소를 첨가할 수 있다.

Sb: 0.0005% 이상 0.0150% 미만

Sb는 페라이트를 적당히 취화하여 피삭성을 향상시킨다. 그 효과는 특히 고용 Al량이 많은 경우에 현저하고, Sb 함유량이 0.0005% 미만에서는 인정되지 않는다. 또한, Sb 함유량이 증가하면, 구체적으로는 0.0150%를 넘으면, Sb의 매크로 편석이 과다하게 되어 충격 값을 크게 저하시킨다. 따라서 Sb 함유량은 0.0005% 이상 0.0150% 미만으로 한다.

Sn: 0.005 내지 2.0%

Sn는 페라이트를 취화시켜 공구 수명을 늘리는 동시에, 표면 조도를 향상시키는 효과가 있다. 그러나, Sn 함유량이 0.005% 미만인 경우, 그 효과는 인정되지 않고, 또한 2.0%를 넘어 Sn를 첨가하여도, 그 효과는 포화된다. 따라서, Sn를 첨가하는 경우에는 그 함유량을 0.005 내지 2.0%로 한다.

Zn: 0.0005 내지 0.5%

Zn는 페라이트를 취화시켜 공구 수명을 늘리는 동시에, 표면 조도를 향상시키는 효과가 있다. 그러나, Zn 함유량이 0.0005% 미만인 경우, 그 효과는 인정되지 않고, 또한, 0.5%를 넘어 Zn를 첨가하여도 그 효과는 포화된다. 따라서, Zn를 첨가하는 경우에는 그 함유량을 0.0005 내지 0.5%로 한다.

B: 0.0005 내지 0.015%

B는 고용되어 있는 경우는 입계 강화 및 담금질성에 효과가 있고, 석출되는 경우에는 BN로서 석출하기 때문에 피삭성의 향상에 효과가 있다. 이들 효과는 B 함유량이 0.0005% 미만에서는 현저하지 않다. 한편, 0.015%를 넘어 B를 첨가하여도 그 효과가 포화하는 동시에, BN이 너무 많이 석출되기 때문에, 오히려 강의 기계적 성질이 손상된다. 따라서, B를 첨가하는 경우에는 그 함유량을 0.0005 내지 0.015%로 한다.

Te: 0.0003 내지 0.2%

Te는 피삭성 향상 원소이다. 또한, MnTe를 생성하거나 MnS와 공존함으로써 MnS의 변형 능력을 저하시켜 MnS 형상의 신연을 억제하는 기능이 있다. 이와 같이, Te는 이방성의 저감에 유효한 원소이다. 그러나, Te 함유량이 0.0003% 미만인 경우에는 효과는 인정되지 않고, 또한, Te 함유량이 0.2%를 넘으면, 그 효과가 포화할 뿐만 아니라, 열간 연성이 저하되어 결함의 원인이 되기 쉽다. 따라서, Te를 첨가하는 경우에는 그 함유량을 0.0003 내지 0.2%로 한다.

Bi: 0.005 내지 0.5%

Bi는 피삭성 향상 원소이다. 그러나, Bi 함유량이 0.005% 미만인 경우, 그 효과를 얻지 못하고, 또한, 0.5%를 넘어 Bi를 첨가하더라도 피삭성 향상 효과는 포화할 뿐만 아니라, 열간 연성이 저하되어 결함의 원인이 되기 쉽다. 따라서, Bi를 첨가하는 경우에는 그 함유량을 0.005% 내지 0.5%로 한다.

Pb: 0.005 내지 0.5%

Pb는 피삭성 향상 원소이다. 그러나, Pb 함유량이 0.005% 미만인 경우, 그 효과는 인정되지 않고, 또한, 0.5%를 넘어 Pb를 첨가하더라도 피삭성 향상 효과가 포화될 뿐만 아니라, 열간 연성이 저하되어 결함의 원인이 되기 쉽다. 따라서, Pb를 첨가하는 경우에는 그 함유량을 0.005 내지 0.5%로 한다.

또한, 본 발명의 열간 압연 강재 및 열간 단조용 강에 있어서는 담금질성의 향상이나 템퍼링 연화 저항을 향상시키고, 강재에 강도 부여를 실시하는 경우에는 상기 성분에 추가하여, Cr: 0.01 내지 2.0%, Mo: 0.05 내지 1.0%의 1종 또는 2종을 첨가하여도 좋다.

Cr: 0.01 내지 2.0%

Cr은 담금질성을 향상시키는 동시에, 템퍼링 연화 저항을 부여하는 원소이며, 고강도화가 필요한 강에는 첨가된다. 그러나, Cr 함유량이 0.01% 미만인 경우에는 효과를 얻지 못하고, 또한, Cr을 다량으로 첨가하면, 구체적으로는 Cr 함유량이 2.0%를 넘으면, Cr 탄화물이 생성되어 강이 취화한다. 따라서, Cr를 첨가하는 경우에는 그 함유량을 0.01 내지 2.0%로 한다.

Mo: 0.01 내지 1.0%

Mo는 템퍼링 연화 저항을 부여하는 동시에, 담금질성을 향상시키는 원소이며, 고강도화가 필요한 강에는 첨가된다. 그러나, Mo 함유량이 0.01% 미만인 경우, 효과를 얻지 못하고, 또한, 1.0%를 넘어 Mo를 첨가하여도, 그 효과는 포화된다. 따라서, Mo를 첨가하는 경우에는 그 함유량을 0.01 내지 1.0%로 한다.

또한, 본 발명의 기계 구조용 강에 있어서, 페라이트를 강화시키는 경우에는 상기 각 성분에 추가하여, Ni: 0.05 내지 2.0%, Cu: 0.01 내지 2.0%의 1종 또는 2 종을 첨가할 수 있다.

Ni: 0.05 내지 2.0%

Ni는 페라이트를 강화하고, 연성을 향상시키는 동시에, 담금질성 향상 및 내식성 향상에도 유효한 원소이다. 그러나, Ni 함유량이 0.05% 미만인 경우, 그 효과는 인정되지 않고, 또한, 2.0%를 넘어 Ni를 첨가하여도, 기계적 성질의 관점에서는 효과가 포화하여 피삭성이 저하된다. 따라서, Ni를 첨가하는 경우에는 그 함유량을 0.05 내지 2.0%로 한다.

Cu: 0.01 내지 2.0%

Cu는 페라이트를 강화하는 동시에, 담금질성 향상 및 내식성 향상에도 유효한 원소이다. 그러나, Cu 함유량이 0.01% 미만인 경우, 그 효과는 인정되지 않고, 또한, 2.0%를 넘어 Cu를 첨가하여도, 기계적 성질의 관점에서는 효과가 포화된다. 따라서, Cu를 첨가하는 경우에는 그 함유량을 0.01 내지 2.0%로 한다. 또한, Cu는 특히 열간 연성을 저하시켜, 압연시의 결함의 원인이 되기 쉽기 때문에, Ni와 동시에 첨가하는 것이 좋다.

다음으로, 원 상당 지름이 200 nm를 초과하는 AlN의 합계 체적을 전체 AlN의 총체적의 20% 이하로 하는 이유에 대하여 설명한다.

원 상당 지름이 200 nm를 초과하는 AlN의 합계 체적이 전체 AlN 총체적의 20%를 초과하여 존재하는 경우에는, 조대한 AlN에 의한 절삭 공구의 기계 마모가 현저하게 되고, 고용 Al 확보에 의한 피삭성 개선 효과가 나타나지 않기 때문에, 원 상당 지름이 200 nm을 넘는 AlN의 합계 체적을 전체 AlN의 총체적의 20% 이하로 한다. 좋기로는 15% 이하, 더 좋기로는 10% 이하이다.

이 AlN의 체적 비율은, 예를 들면 투과형 전자 현미경의 레플리카법에 의하여, 배율 40000 상당의 연결 사진에 의하여, 1000 ㎛²의 시야를 무작위로 10 nm 이상의 AlN를 대상으로 하여 20 시야 이상 관찰하고, 원 상당 지름이 200 nm를 초과하는 AlN의 합계 체적과 전체 AlN의 총체적을 구하고 [(원 상당 지름이 200 nm를 초과하는 AlN의 합계 체적/전체 AlN의 총체적)×100]에 의하여 구할 수 있다.

원 상당 지름이 200 nm를 초과하는 AlN의 합계 체적을, 전체 AlN의 총체적율의 20% 이하로 하려면, AlN이 충분히 용체화하여, 고용되지 않고 남은 것이 충분히 적게 되도록, 열간 압연 전 또는 열간 단조 전의 가열 온도를 조정할 필요가 있다.

본 발명자들은 AlN이 고용되고 남은 것이, 강재의 Al와 N의 함유량의 곱(積)과 열간 가공 전의 가열 온도와 관련이 있다고 생각하여, 이하의 실험을 실시하였다.

화학 성분을, C: 0.44 내지 0.46%, Si: 0.23 내지 0.26%, Mn: 0.78 내지 0.82%, P: 0.013 내지 0.016%, S: 0.02 내지 0.06%, Al: 0.06 내지 0.8%, N: 0.0020 내지 0.020, 잔부가 Fe와 불가피한 불순물이고, Al와 N의 곱을 변화시킨 강재를 10종 용제한 후, φ65로 단조하고, 1210℃로 가열한 후, AlN의 관찰 조사를 실시하였다. AlN의 관찰은 투과형 전자 현미경의 레플리카법에 의하여 실시하고, AlN의 체적율은 상기와 동일한 방법에 의하여 구하였다.

원 상당 지름이 200 nm를 초과하는 AlN의 합계 체적이 전체 AlN의 총체적의 20% 이하인 경우를 ○, 20% 초과인 경우를 ×로 하여 판정하였다.

그 결과를 도 11에 나타낸다. 이 결과로부터, 아래와 같이 (1) 식을 만족하고, 가열 온도를 1210℃ 이상으로 함으로써, 원 상당 지름이 200 nm를 초과하는 조대한 AlN의 전체 AlN에 대한 체적 비율을 20% 이하로 할 수 있는 것을 알았다.

(%Al)× (%N)×10⁵≤96··· (1)

이 때, %Al, %N는 각각, 강재의 Al와 N의 함유량(질량%)이다.

즉, (1) 식을 만족하고, 가열 온도를 1210℃ 이상, 좋기로는, 1230℃ 이상, 더 좋기로는, 1250 ℃ 이상으로 함으로써, 원 상당 지름이 200 nm를 초과하는 AlN의 합계 체적을, 전체 AlN의 총체적의 20% 이하, 좋기로는 15% 이하, 더 좋기로는 10% 이하로 할 수 있다.

상술한 바와 같이, 본 발명의 열간 가공 강재(열간 압연 강재 및 열간 단조 강재)에 있어서는 피삭성에 유효한 고용 Al량을 증가시키면서, 조대한 AlN의 생성을 억제하기 때문에, 종래의 열간 압연 강재나 열간 단조 강재에 비하여, 충격 특성을 해치지 않고 피삭성을 향상시킬 수 있다. 또한, 일반적으로, 충격 특성이 양호한 강은 열간 압연이나 열간 단조 때의 균열 발생율도 낮기 때문에, 본 발명강은 열간 압연이나 열간 단조시의 제조성을 확보하면서, 피삭성을 개선하는 강으로서도 유효하다.

<실시예>

다음으로, 실시예 및 비교예를 들어, 본 발명의 효과에 대하여 구체적으로 설명한다.

본 발명 강재는 냉간 단조용 강, 비조질강, 조질강 등, 열간 압연 후 또는 열간 단조 후의 열처리의 여하에 상관없이 폭 넓게 적용 가능하다. 이 때 기본 성분계 또는 열처리가 크게 다르므로, 기본 강도, 열처리 조직이 다른 5개의 강종에 있어서, 본 발명을 적용하였을 경우의 효과에 대하여 구체적으로 설명한다.

다만, 피삭성이나 충격 특성은 기본 강도, 열처리 조직이 다른 경우에는 그 영향을 크게 받기 때문에, 실시예도 7개로 나누어 설명한다.

(실시예 1)

실시예 1에서는 중탄소의 탄소강의 강재에 대하여, 소준한 후의 피삭성, 소준과 기름 담금질 템퍼링 후의 충격 값에 대하여 조사하였다. 본 실시예에 있어서는 표 1-1에 나타내는 조성의 강 150 Kg를 진공 용해로로 용제한 후, 표 1-3에 나타내는 가열 온도로 열간 단조하고, 직경이 65 mm인 원주상으로 단신(鍛伸)하였다. 또한, 이 실시예의 강재에 대하여, 아래에 나타내는 방법으로, 피삭성 시험, 샤피 충격 시험, AlN의 관찰을 실시하고, 그 특성을 평가하였다.

피삭성 시험

피삭성 시험은 단신 후의 실시예의 각 강재에 대하여, 850℃의 온도 조건하에서 1 시간 유지한 후, 공랭하고, 소준을 위한 열처리를 실시하여, 경도를 Hv10으로 160 내지 170의 범위로 조정하였다. 그 후, 열처리 후의 각 강재로부터 피삭성 평가용 시험편을 잘라내어, 아래와 같이 표 1-2에 나타내는 절삭 조건으로 드릴 천공 시험을 실시하고, 실시예 및 비교예의 각 강재의 피삭성을 평가하였다.

이 때, 평가 지표로서는, 드릴 천공 시험에서는 누적 구멍 깊이 1000 mm까지 절삭 가능한 최대 절삭 속도 VL1000를 채용하였다.

표 1-2

절삭 조건	드릴	기타
절삭속도 1-150 m/min 이송 0.25 mm/rev 절삭제 수용성 절삭유	드릴 지름 φ3 mm NACHI 통상 드릴 돌출량 45mm	구멍 깊이 9 mm 공구수명 파손될 때까지

NACHI 통상 드릴은 (주)후지코시사 제품의 제품번호 SD3.0의 드릴이다(이하 동일).

샤피 충격 시험

도 1은 샤피 충격 시험용 시험편의 절출 부위를 나타내는 도면이다. 샤피 충격 시험에 있어서는, 먼저 도 1에 나타내는 바와 같이, 전술한 절삭성 시험과 동일한 방법 및 조건으로 열처리한 후, 각 강재(1)로부터, 중심축이 강재(1)의 단신 방향에 대하여 수직이 되도록 하고, 직경이 25 mm인 원주재(2)를 잘라내었다. 다음으로, 각 원주재(2)에 대하여, 850℃에서의 온도 조건하에서 1시간 유지한 후, 60℃까지 냉각하는 기름 담금질을 실시하고, 또한, 550℃의 온도 조건하에서 30분간 유지한 후, 수랭하는 템퍼링을 실시하고, 경도를 Hv10으로 255 내지 265의 범위로 조 정하였다. 그 후, 각 원주재(2)를 기계 가공하고, JIS Z 2202에 규정되어 있는 샤피 시험편(3)을 제작하여, JIS Z 2242에 규정되어 있는 방법으로 실온에 있어서의 샤피 충격 시험을 실시하였다. 이 때, 평가 지표로서는 단위 면적 당의 흡수 에너지(J/㎠)를 채용하였다.

AlN의 관찰

AlN의 관찰은 피삭성 시험 평가용 시험편과 동일한 방법으로 제작한 강재의 Q부로부터 잘라낸 시료에 대하여, 투과형 전자 현미경의 레플리카법에 의하여 관찰을 하였다.

관찰은 1000 ㎛²의 시야를 무작위로 20 시야 실시하고, 원 상당 지름이 200 nm를 초과하는 AlN의 합계 체적의 전체 AlN의 총체적에 대한 비율(%)을 평가하였다.

이상의 시험의 결과를 표 1-3에 정리하여 나타낸다.

상기 표 1-1 및 표 1-3에 나타내는 No. 1 내지 15는 발명예, No. 16 내지 30은 비교예이다.

상기 표 1-3에 나타내는 바와 같이, 실시예 No. 1 내지 15의 강재에서는 평가 지표인 VL1000, 충격 값(흡수 에너지)의 밸런스가 양호하지만, 비교예의 No. 16 내지 30의 강재에서는 이들 중 적어도 1개 이상의 특성이 실시예의 강재에 비하여 떨어지기 때문에, VL1000, 충격 값(흡수 에너지)의 밸런스가 떨어진다. (도 4 참조)

구체적으로는, No. 16, 19, 22, 25, 28은 Al량이 본 발명 규정을 하회하기 때문에, 피삭성의 지표인 VL1000가 동일한 정도의 S 함유량을 갖는 발명 강에 비하여 떨어졌다.

No. 17, 20, 23, 26, 29는 Al 또는 N의 첨가량이 많아, 상기 식 (1)을 만족하는 범위의 Al×N에 비하여 높기 때문에, 조대한 AlN이 생성되고, 피삭성의 지표인 VL1000가 동일한 정도의 S 함유량을 갖는 발명 강에 비하여 떨어졌다.

No. 18, 21, 24, 27, 30은 가열 온도가 1200℃로 가열 온도가 낮기 때문에, 조대한 AlN가 생성되고, 피삭성의 지표인 VL1000가 동일한 정도의 S 함유량을 갖는 발명 강에 비하여 떨어졌다.

(실시예 2)

실시예 2에서는 중탄소의 탄소강의 강재에 대하여, 소준과 물 담금질 템퍼링 후의 피삭성과 충격 값에 대하여 조사하였다. 실시예에 있어서는 아래와 같이 표 2-1에 나타내는 조성의 강 150 Kg를 진공 용해로로 용제한 후, 표 2-3에 나타내는 가열 온도로 열간 단조하고, 직경이 65 mm인 원주상으로 단조하였다. 또한, 이 실시예의 강재에 대하여, 아래에 나타내는 방법으로 피삭성 시험, 샤피 충격 시험, AlN의 관찰을 실시하고, 그 특성을 평가하였다.

피삭성 시험

피삭성 시험은 단신 후의 실시예의 각 강재를 850℃의 온도 조건하에서 1 시간 유지 후, 공랭하고, 소준을 위한 열처리를 실시한 후, 11 mm 두께로 둥글게 자르고, 이를 850℃의 온도 조건하에서 1 시간 유지한 후 물 담금질하고, 그 후, 500℃의 온도 조건하에서의 열처리를 실시하여, 경도를 Hv10으로 300 내지 310의 범위로 조정하였다. 그 후, 열처리 후의 각 강재로부터 피삭성 평가용 시험편을 잘라, 아래와 같이 표 2-2에 나타내는 절삭 조건으로 드릴 천공 시험을 실시하고, 실시예 및 비교예의 각 강재의 피삭성을 평가하였다.

표 2-2

절삭 조건	드릴	기타
절삭속도 1-150 m/min 이송 0.1 mm/rev 절삭제 수용성 절삭유	드릴 지름 φ3 mm NACHI 통상 드릴 돌출량 45mm	구멍 깊이 9 mm 공구수명 파손될 때까지

샤피 충격 시험

도 2는 샤피 충격 시험용 시험편의 절출 부위를 나타내는 도면이다. 샤피 충격 시험에 있어서는, 먼저 도 2에 나타내는 바와 같이, 단신 후의 각 강재를 850℃의 온도 조건하에서 1 시간 유지 후 공랭하고, 소준을 위한 열처리를 실시한 후, 각 강재(4)로부터, 중심축이 강재(4)의 단신 방향에 대하여 수직이 되도록 하고, 샤피 시험편보다 한쪽이 1 mm 큰 직방체의 시험편(5)을 잘라내었다. 다음으로, 각 직방체 시험편(5)에 대하여, 850℃의 온도 조건하에서 1 시간 유지한 후, 수랭하는 물 담금질을 실시하고, 또한 500℃의 조건하에서 30분간 유지한 후, 수랭하는 템퍼링을 실시하였다. 그 후, 각 직방체 시험편(5)을 기계 가공하여, JIS Z 2202에 규정되어 있는 샤피 시험편(3)을 제작하고, JIS Z 2242에 규정되어 있는 방법으로, 실온에 있어서의 샤피 충격 시험을 실시하였다. 이 때, 평가 지표로서는, 단위 면적당 흡수 에너지(J/㎠)를 채용하였다.

AlN의 관찰

AlN의 관찰은 피삭성 시험 평가용 시험편과 동일한 방법으로 제작한 강재의 Q부로부터 잘라낸 시료에 대하여, 투과형 전자 현미경의 레플리카법에 의하여 관찰하였다.

관찰은 1000㎛²의 시야를 무작위로 20 시야 실시하고, 원 상당 지름이 200 nm를 초과하는 AlN의 합계 체적의 전체 AlN의 총체적에 대한 비율(%)을 평가하였다.

이상의 시험의 결과를 표 2-3에 정리하여 나타낸다.

상기 표 2-1 및 표 2-3에 나타내는 No. 31 내지 36은 발명예, No. 37 내지 41은 비교예이다.

상기 표 2-3에 나타내는 바와 같이, 실시예 No. 31 내지 36의 강재에서는 평가 지표인 VL1000, 충격 값(흡수 에너지)의 밸런스가 양호하지만, 비교예의 No. 37 내지 41의 강재에서는 이 중에서 적어도 1개 이상의 특성이 실시예의 강재에 비하여 떨어지기 때문에 VL1000, 충격 값(흡수 에너지)의 밸런스가 떨어졌다. (도 5 참조)

구체적으로는, No. 37, 40은 Al량이 본 발명 규정을 하회하기 때문에, 피삭성의 지표인 VL1000가 동일한 정도의 S 함유량을 갖는 발명 강에 비하여 떨어졌다.

No. 38, 41은 Al 또는 N의 첨가량이 많아, 상기 식 (1)을 만족하는 범위의 Al×N에 비하여 높기 때문에, 조대한 AlN이 생성되고, 피삭성의 지표인 VL1000가 동일한 정도의 S 함유량을 갖는 발명 강에 비하여 떨어졌다.

No. 39는 가열 온도가 1200℃로 가열 온도가 낮기 때문에, 조대한 AlN이 생성되고, 피삭성의 지표인 VL1000가 동일한 정도의 S 함유량을 갖는 발명 강에 비하여 떨어졌다.

(실시예 3)

실시예 3에서는 저탄소의 탄소강의 강재에 대하여, 소준한 후의 피삭성과 충격 값에 대하여 조사하였다. 본 실시예에 있어서는 아래와 같이 표 3-1에 나타내는 조성의 강 150 Kg를 진공 용해로로 용제한 후, 표 3-3에 나타내는 가열 온도로 열간 단조 또는 열간 압연하고, 직경이 65 mm인 원주상으로 하였다. 또한, 이 실시예의 강재에 대하여, 아래에 나타내는 방법으로 피삭성 시험, 샤피 충격 시험 AlN의 관찰을 실시하고, 그 특성을 평가하였다.

피삭성 시험

피삭성 시험은 단신 후의 실시예의 각 강재에 대하여, 920℃의 온도 조건하에서 1 시간 유지한 후 공랭하고, 소준을 위한 열처리를 실시하여, 경도를 Hv10으로 115 내지 120의 범위로 조정하였다. 그 후, 열처리 후의 각 강재로부터 피삭성 평가용 시험편을 잘라내어, 아래와 같이 표 3-2에 나타내는 절삭 조건으로 드릴 천공 시험을 실시하고, 실시예 및 비교예의 각 강재의 피삭성을 평가하였다.

그 때, 평가 지표로서는, 드릴 천공 시험에서는 누적 구멍 깊이 1000 mm까지 절삭 가능한 최대 절삭 속도 VL1000를 채용하였다.

표 3-2

샤피 충격 시험

도 3은 샤피 충격 시험용 시험편의 절출 부위를 나타내는 도면이다. 샤피 충격 시험에 있어서는, 먼저 도 3에 나타내는 바와 같이, 전술의 절삭성 시험 동일한 방법 및 조건으로 열처리한 후, 각 강재(7)로부터, 중심축이 강재(7)의 단신 방향에 대하여 수직이 되도록 하고, 기계 가공에 의하여, JIS Z 2202에 규정되어 있는 샤피 시험편(8)을 제작하고, JIS Z 2242에 규정되어 있는 방법으로, 실온에 있어서의 샤피 충격 시험을 실시하였다. 그 때, 평가 지표로서는, 단위 면적당 흡수 에너지(J/㎠)를 채용하였다.

AlN의 관찰

관찰은 100O ㎛²의 시야를 무작위로 20 시야 실시하고, 원 상당 지름이 200 nm를 초과하는 AlN의 합계 체적의 전체 AlN의 총체적에 대한 비율(%)을 평가하였다.

이상의 시험의 결과를 표 3-3에 정리하여 나타낸다.

상기 표 3-1 및 표 3-3에 나타내는 No. 42 내지 45는 발명예, No. 46 내지 50은 비교예이다.

상기 표 3-3에 나타내는 바와 같이, 실시예 No. 42 내지 45의 강재에서는 평가 지표인 VL1000, 충격 값(흡수 에너지)의 밸런스가 양호하지만, 비교예의 No. 46 내지 50의 강재에서는 이들 중 적어도 1개 이상의 특성이 실시예의 강재에 비하여 떨어졌기 때문에, VL1000, 충격 값(흡수 에너지)의 밸런스가 떨어졌다. (도 6 참조)

구체적으로는, No. 46, 49는 Al량이 본 발명 규정을 하회하기 때문에, 피삭성의 지표인 VL1000가 동일한 정도의 S 함유량을 갖는 발명 강에 비하여 떨어졌다.

No. 47, 50은 Al 또는 N의 첨가량이 많아, 상기 식 (1)을 만족하는 범위의 Al×N에 비하여 높기 때문에, 조대한 AlN이 생성되고, 피삭성의 지표인 VL1000가 동일한 정도의 S 함유량을 갖는 발명 강에 비하여 떨어졌다.

No. 48은 가열 온도가 1150℃로 가열 온도가 낮기 때문에, 조대한 AlN이 생성되고, 피삭성의 지표인 VL1000가 동일한 정도의 S 함유량을 갖는 발명 강에 비하여 떨어졌다.

(실시예 4)

실시예 4에서는 중탄소의 탄소강의 강재에 대하여, 열간 단조 후 공랭(비조질)한 후의 피삭성과 충격 값에 대하여 조사하였다. 본 실시예에 있어서는 아래와 같이 표 4-1에 나타내는 조성의 강 150 Kg를 진공 용해로로 용제한 후, 표 4-3에 나타내는 가열 온도로 열간 단조하고, 직경이 65 mm인 원주상으로 단신한 후, 공랭하고, 경도를 Hv10으로 210 내지 230의 범위로 조정하였다. 또한, 이 실시예의 강재에 대하여, 아래에 나타내는 방법으로 피삭성 시험, 샤피 충격 시험, AlN의 관찰을 실시하고, 그 특성을 평가하였다.

피삭성 시험

피삭성 시험은 단신 후의 실시예의 각 강재로부터 피삭성 평가용 시험편을 잘라내고, 아래와 같이 표 4-2에 나타내는 절삭 조건으로 드릴 천공 시험을 실시하며, 실시예 및 비교예의 각 강재의 피삭성을 평가하였다.

표 4-2

샤피 충격 시험

도 3은 샤피 충격 시험용 시험편의 절출 부위를 나타내는 도면이다. 샤피 충격 시험에 있어서는, 먼저 도 3에 나타내는 바와 같이, 단신 후의 각 강재(7)로부터, 중심축이 강재(7)의 단신 방향에 대하여 수직이 되도록 하고, 기계 가공에 의하여, JIS Z 2202에 규정되어 있는 샤피 시험편(8)을 제작하고, JIS Z 2242에 규정되어 있는 방법으로, 실온에 있어서의 샤피 충격 시험을 실시하였다. 그 때, 평가 지표로서는, 단위 면적당 흡수 에너지(J/㎠)를 채용하였다.

AlN의 관찰

관찰은 1000㎛²의 시야를 무작위로 20 시야 실시하고, 원 상당 지름이 200 nm를 초과하는 AlN의 합계 체적의 전체 AlN의 총체적에 대한 비율(%)을 평가하였 다.

이상의 시험의 결과를 표 4-3에 정리하여 나타낸다.

상기 표 4-1 및 표 4-3에 나타내는 No. 51 내지 55는 발명예, No. 56 내지 60은 비교예이다.

상기 표 4-3에 나타내는 바와 같이, 실시예 No. 51 내지 55의 강재에서는 평가 지표인 VL1000, 충격 값(흡수 에너지)의 밸런스가 양호하지만, 비교예의 No. 56 내지 60의 강재에서는 이들 중에서 적어도 1개 이상의 특성이 실시예의 강재에 비하여 떨어졌기 때문에, VL1000, 충격 값(흡수 에너지)의 밸런스가 떨어졌다. (도 7 참조)

구체적으로는, No. 56, 59는 Al량이 본 발명 규정을 하회하기 때문에, 피삭성의 지표인 VL1000가 동일한 정도의 S 함유량을 갖는 발명 강에 비하여 떨어졌다.

No. 57, 60은 Al 또는 N의 첨가량이 많아, 상기 식 (1)을 만족하는 범위의 Al×N에 비하여 높기 때문에, 조대한 AlN가 생성되고, 피삭성의 지표인 VL1000가 동일한 정도의 S 함유량을 갖는 발명 강에 비하여 떨어졌다.

No. 58은 Al 또는 N의 첨가량이 많아, 상기 식 (1)을 만족하는 범위의 Al×N에 비하여 높고, 가열 온도가 1200℃로 낮기 때문에, 조대한 AlN을 생성하고, 피삭성의 지표인 VL1000이 동일한 정도의 S 함유량을 갖는 발명 강에 비하여 떨어졌다.

(실시예 5)

실시예 5에서는 합금 원소 Cr, V를 첨가한 저탄소의 특수강의 강재에 대하여, 열간 단조 후 공랭(비조질)한 후의 피삭성과 충격 값에 대하여 조사하였다. 본 실시예에 있어서는 아래와 같이 표 5-1에 나타내는 조성의 강 150 Kg을 진공 용해로로 용제한 후, 표 5-3에 나타내는 가열 온도로 열간 단조하고, 직경이 65 mm인 원주상으로 단신한 후, 공랭하고, 경도를 Hv10으로 200 내지 220의 범위로 조정하였다. 또한, 이 실시예의 강재에 대하여, 아래와 같이 나타내는 방법으로 피삭성 시험, 샤피 충격 시험, AlN의 관찰을 실시하고, 그 특성을 평가하였다.

피삭성 시험

피삭성 시험은 단신 후의 실시예의 각 강재로부터 피삭성 평가용 시험편을 잘라내어, 아래 표 5-2에 나타내는 절삭 조건으로 드릴 천공 시험을 실시하고, 실 시예 및 비교예의 각 강재의 피삭성을 평가하였다.

표 5-2

샤피 충격 시험

AlN의 관찰

관찰은 1000 ㎛²의 시야를 무작위로 2O 시야 실시하고, 원 상당 지름이 200 nm를 초과하는 AlN의 합계 체적의 전체 AlN의 총체적에 대한 체적의 비율(%)을 평가하였다.

이상의 시험의 결과를 표 5-3에 정리하여 나타낸다.

상기 표 5-1 및 표 5-3에 나타내는 No. 61 내지 66은 발명예, No. 67 내지 71은 비교예이다.

상기 표 5-3에 나타내는 바와 같이, 실시예 No. 61 내지 66의 강재에서는 평가 지표인 VL1000, 충격 값(흡수 에너지)의 밸런스가 양호하지만, 비교예의 No. 67 내지 71의 강재에서는 이들 중 적어도 1개 이상의 특성이 실시예의 강재에 비하여 떨어졌기 때문에, VL1000, 충격 값(흡수 에너지)의 밸런스가 떨어졌다. (도 8 참조)

구체적으로는, No. 67, 70은 Al량이 본 발명 규정을 하회하기 때문에, 피삭성의 지표인 VL1000가 동일한 정도의 S 함유량을 갖는 발명 강에 비하여 떨어졌다.

No. 68, 71은 Al 또는 N의 첨가량이 많아, 상기 식 (1)을 만족하는 범위의 Al×N에 비하여 높기 때문에, 조대한 AlN이 생성되고, 피삭성의 지표인 VL1000가 동일한 정도의 S 함유량을 갖는 발명 강에 비하여 떨어졌다.

No. 69는 가열 온도가 1200℃로 가열 온도가 낮기 때문에, 조대한 AlN이 생성되고, 피삭성의 지표인 VL1000가 동일한 정도의 S 함유량을 갖는 발명 강에 비하여 떨어졌다.

(실시예 6)

실시예 6에서는 합금 원소 Cr, V를 첨가하고, 고 Si를 첨가한 중탄소의 특수강의 강재에 대하여, 열간 단조 후 공랭(비조질)한 후의 피삭성과 충격 값에 대하여 조사하였다. 본 실시예에 있어서는 아래와 같이 표 6-1에 나타내는 조성의 강 150 Kg를 진공 용해로로 용제한 후, 표 6-3에 나타내는 가열 온도로 열간 단조하고, 직경이 65 mm인 원주상으로 단신한 후, 공랭하고, 경도를 Hv10으로 280 내지 300의 범위로 조정하였다. 또한, 이 실시예의 강재에 대하여, 아래에 나타내는 방법으로 피삭성 시험, 샤피 충격 시험, AlN의 관찰을 실시하고, 그 특성을 평가하였다.

피삭성 시험

피삭성 시험은 단신 후의 실시예의 각 강재로부터 피삭성 평가용 시험편을 잘라내어, 아래 표 6-2에 나타내는 절삭 조건으로 드릴 천공 시험을 실시하고, 실시예 및 비교예의 각 강재의 피삭성을 평가하였다.

표 6-2

샤피 충격 시험

도 3은 샤피 충격 시험용 시험편의 절출 부위를 나타내는 도면이다.

샤피 충격 시험에 있어서는, 먼저, 도 3에 나타내는 바와 같이, 단신 후의 각 강재(7)로부터, 중심축이 강재(7)의 단신 방향에 대하여 수직이 되도록 하고, 기계 가공에 의하여, JIS Z 2202에 규정되어 있는 샤피 시험편(8)을 제작하고, JIS Z 2242에 규정되어 있는 방법으로, 실온에 있어서의 샤피 충격 시험을 실시하였다. 그 때, 평가 지표로서는, 단위 면적 당의 흡수 에너지(J/㎠)를 채용하였다.

AlN의 관찰

관찰은 1000㎛²의 시야를 무작위로 20시야 실시하고, 원 상당 지름이 200 nm를 초과하는 AlN의 합계 체적의 전체 AlN의 총체적에 대한 비율(%)을 평가하였다.

이상의 시험의 결과를 표 6-3에 정리하여 나타낸다.

상기 표 6-1 및 표 6-3에 나타내는 No. 72 내지 77은 발명예, No. 78 내지 82는 비교예이다.

상기 표 6-3에 나타내는 바와 같이, 실시예 No. 72 내지 77의 강재에서는 평가 지표인 VL1000, 충격 값(흡수 에너지)의 밸런스가 양호하지만, 비교예의 No. 78 내지 82의 강재에서는 이들 중 적어도 1개 이상의 특성이, 실시예의 강재에 비하여 떨어졌기 때문에, VL1000, 충격 값(흡수 에너지)의 밸런스가 떨어졌다. (도 9 참조)

구체적으로는, No. 78, 81은 Al량이 본 발명 규정을 하회하기 때문에, 피삭성의 지표인 VL1000가 동일한 정도의 S 함유량을 갖는 발명 강에 비하여 떨어졌다.

No. 79, 82는 Al 또는 N의 첨가량이 많아, 상기 식 (1)을 만족하는 범위의 Al×N에 비하여 높기 때문에, 조대한 AlN이 생성되고, 피삭성의 지표인 VL1000가 동일한 정도의 S 함유량을 갖는 발명 강에 비하여 떨어졌다.

No. 80은 가열 온도가 1200℃로 가열 온도가 낮기 때문에, 조대한 AlN이 생성되고, 피삭성의 지표인 VL1000가 동일한 정도의 S 함유량을 갖는 발명 강에 비하여 떨어졌다.

(실시예 7)

실시예 7에서는 합금 원소 Cr, V를 첨가하고, 저 Si를 첨가한 중탄소의 특수강의 강재에 대하여, 열간 단조 후 공랭(비조질)한 후의 피삭성과 충격 값에 대하여 조사하였다. 본 실시예에 있어서는 아래 표 7-1에 나타내는 조성의 강 150 Kg를 진공 용해로로 용제한 후, 표 7-3에 나타내는 가열 온도로 열간 단조하고, 직경이 65 mm인 원주상으로 단신한 후, 공랭하고, 경도를 Hv10으로 240 내지 260의 범위로 조정하였다. 또한, 이 실시예의 강재에 대하여, 아래에 나타내는 방법으로 피삭성 시험, 샤피 충격 시험, AlN의 관찰을 실시하고, 그 특성을 평가하였다.

피삭성 시험

피삭성 시험은 단신 후의 실시예의 각 강재로부터 피삭성 평가용 시험편을 잘라내어, 아래 표 7-2에 나타내는 절삭 조건으로 드릴 천공 시험을 실시하고, 실시예 및 비교예의 각 강재의 피삭성을 평가하였다.

표 7-2

샤피 충격 시험

도 3은 샤피 충격 시험용 시험편의 절출 부위를 나타내는 도면이다. 샤피 충격 시험에 있어서는, 먼저 도 3에 나타내는 바와 같이, 단신 후의 각 강재(7)로부터 중심축이 강재(7)의 단신 방향에 대하여 수직이 되도록 하고, 기계 가공에 의하여 JIS Z 2202에 규정되어 있는 샤피 시험편(8)을 제작하고, JIS Z 2242에 규정되어 있는 방법으로, 실온에 있어서의 샤피 충격 시험을 실시하였다. 그 때, 평가 지표로서는, 단위면적 당의 흡수 에너지(J/㎠)를 채용하였다.

AlN의 관찰

관찰은 100O㎛²의 시야를 무작위로 2O 시야 실시하고, 원 상당 지름이 200 nm를 초과하는 AlN의 합계 체적의 전체 AlN의 총체적에 대한 비율(%)을 평가하였 다.

이상의 시험의 결과를 표 7-3에 정리하여 나타낸다.

상기 표 7-1 및 표 7-3에 나타내는 No. 83 내지 89는 발명예, No. 90 내지 94는 비교예이다.

상기 표 7-3에 나타내는 바와 같이, 실시예 No. 83 내지 89의 강재에서는 평가 지표인 VL1000, 충격 값(흡수 에너지)의 밸런스가 양호하지만, 비교예의 No. 90 내지 94의 강재에서는 이들 중 적어도 1개 이상의 특성이 실시예의 강재에 비하여 떨어졌기 때문에, VL1000, 충격 값(흡수 에너지)의 밸런스가 떨어졌다. (도 10 참조)

구체적으로는, No. 90, 93은 Al량이 본 발명 규정을 하회하기 때문에, 피삭성의 지표인 VL1000가 동일한 정도의 S 함유량을 갖는 발명 강에 비하여 떨어졌다.

No. 91, 94는 Al 또는 N의 첨가량이 많아, 상기 식 (1)을 만족하는 범위의 Al×N에 비하여 높기 때문에, 조대한 AlN가 생성하고, 피삭성의 지표인 VL1000가 동일한 정도의 S 함유량을 갖는 발명 강에 비하여 떨어졌다.

No. 92는 가열 온도가 1200℃로 가열 온도가 낮기 때문에, 조대한 AlN이 생성되고, 피삭성의 지표인 VL1000가 동일한 정도의 S 함유량을 갖는 발명 강에 비하여 떨어졌다.

본 발명에 의하면, 절삭 가공하여 기계 구조용 부품에 제공되는 피삭성과 충격 값이 우수한 열간 가공 강재를 제공할 수 있다.

Claims

화학 성분이, 질량%로,

C: 0.06% 내지 0.85%,

Si: 0.01% 내지 1.5%,

Mn: 0.05% 내지 2.0%,

P: 0.005% 내지 0.2%,

S: 0.001% 내지 0.35%,

Al: 0.06% 내지 1.0%,

N: 0.016% 이하

를 함유하고,

Al×N×10⁵≤96을 만족하며,

잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지고, 원 상당 지름이 200 nm를 초과하는 AlN의 합계 체적이, 전체 AlN의 총체적의 20% 이하인 것을 특징으로 하는 피삭성과 충격 값이 우수한 열간 가공 강재.
제1항에 있어서, 화학 성분이, 질량%로, Ca: 0.0003% 내지 0.0015%, Ti: 0.001% 내지 0.1%, Nb: 0.005% 내지 0.2%, W: 0.01% 내지 1.0%, V: 0.01% 내지 1.0%, Cr: 0.01% 내지 2.0%, Mo: 0.01% 내지 1.0%, Ni: 0.05% 내지 2.0%, Cu: 0.01% 내지 2.0%, Mg: 0.0001% 내지 0.0040%, Zr: 0.0003% 내지 0.01%, Rem: 0.0001% 내지 0.015%로 이루어지는 군으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상을 추가로 함유하는 것을 특징으로 하는 피삭성과 충격 값이 우수한 열간 가공 강재.
제1항 또는 제2항에 있어서, 화학 성분이, 질량%로,

Sb: 0.0005% 이상 0.0150% 미만,

Sn: 0.005% 내지 2.0%,

Zn: 0.0005% 내지 0.5%,

B: 0.0005% 내지 0.015%,

Te: 0.0003% 내지 0.2%,

Bi: 0.005% 내지 0.5%,

Pb: 0.005% 내지 0.5%

로 이루어지는 군으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상을 추가로 함유하는 것을 특징으로 하는 피삭성과 충격 값이 우수한 열간 가공 강재.