KR20100041371A - Chromium alloy steel having superior cold forging formability for automobile and manufacturing method of differential gear using the same - Google Patents

Chromium alloy steel having superior cold forging formability for automobile and manufacturing method of differential gear using the same Download PDF

Info

Publication number
KR20100041371A
KR20100041371A KR1020080100525A KR20080100525A KR20100041371A KR 20100041371 A KR20100041371 A KR 20100041371A KR 1020080100525 A KR1020080100525 A KR 1020080100525A KR 20080100525 A KR20080100525 A KR 20080100525A KR 20100041371 A KR20100041371 A KR 20100041371A
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
alloy steel
annealing
chromium alloy
forging
cold forging
Prior art date
Application number
KR1020080100525A
Other languages
Korean (ko)
Other versions
KR101043856B1 (en
Inventor
최병호
Original Assignee
다이모스(주)
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 다이모스(주) filed Critical 다이모스(주)
Priority to KR1020080100525A priority Critical patent/KR101043856B1/en
Publication of KR20100041371A publication Critical patent/KR20100041371A/en
Application granted granted Critical
Publication of KR101043856B1 publication Critical patent/KR101043856B1/en

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21K—MAKING FORGED OR PRESSED METAL PRODUCTS, e.g. HORSE-SHOES, RIVETS, BOLTS OR WHEELS
    • B21K1/00—Making machine elements
    • B21K1/28—Making machine elements wheels; discs
    • B21K1/30—Making machine elements wheels; discs with gear-teeth
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Forging (AREA)

Abstract

PURPOSE: A chromium alloy steel for a vehicle with an improved cold forging molding ability and a manufacturing method of a differential gear using thereof are provided to reduce carburization thermal deformation, and to improve grain refining effect. CONSTITUTION: A chromium alloy steel for a vehicle with an improved cold forging molding ability contains 0.17~0.21wt% of C, 0.17~0.21wt% of Si, 0.41~0.52wt% of Mn, 0.01~0.03wt% of Al, 0.95~1.25wt% of Cr, 0.006~0.01wt% of Mo, 0.01~0.03wt% of Nb, 0.002~0.005wt% of B, 0.003~0.006wt% of N, 0.0018~0.0026wt% of Ti, and Fe as impurities. A manufacturing method of a differential gear of a vehicle using the chromium alloy steel comprises the following steps: upsetting the surface of a material; annealing the material; firstly forging the material(S30); and carburization thermal processing the material(S34).

Description

냉간단조 성형성이 우수한 자동차용 크롬 합금강 및 이를 이용한 자동차용 차동기어 제조방법{Chromium alloy steel having superior cold forging formability for automobile and manufacturing method of differential gear using the same}Chromium alloy steel having superior cold forging formability for automobile and manufacturing method of differential gear using the same}

본 발명은 냉간단조 성형성이 우수한 자동차용 크롬 합금강 및 이를 이용한 자동차용 차동기어 제조방법에 관한 것으로서, 더욱 상세하게는 크롬 합금강을 냉간단조 공법을 통해 자동차용 부품으로 제조함에 있어서, 냉간단조 공정 중 구상화 소둔 및 단조 후 소둔 공정을 모두 생략하거나 또는 그 공정시간을 대폭 감축하여도 종래와 동일한 성형성 및 가공성을 나타낼 수 있는 자동차용 크롬 합금강을 제공함으로써, 열처리 공정 생략에 따른 제조 공정 시간의 단축과 제조 비용의 감축을 가능하게 하는 냉간단조 성형성이 우수한 자동차용 크롬 합금강 및 이를 이용한 자동차용 차동기어 제조방법에 관한 것이다.The present invention relates to a method for manufacturing automotive chromium alloy steel having excellent cold forging formability and a differential gear for automobile using the same. More particularly, in manufacturing a chrome alloy steel as an automotive part through a cold forging method, during the cold forging process Shortening the manufacturing process time due to the omission of the heat treatment process by providing a chromium alloy steel for automobiles which can omit all the annealing processes after spheroidizing annealing and forging or greatly reduce the processing time. The present invention relates to an automotive chrome alloy steel having excellent cold forging formability which enables a reduction in manufacturing cost and a method for manufacturing a differential gear for automobiles using the same.

일반적으로 자동차용 부품, 특히 자동차용 차동기어를 제조하기 위한 종래의 크롬 합금강으로는 주로 냉간단조용 소재로 개발된 SCr420HB가 사용되고 있다. 이러한 종래의 SCr420HB는, 0.17~0.23 중량%의 C, 0.15~0.35 중량%의 Si, 0.55~0.90 중량%의 Mn, 0.85~1.25 중량%의 Cr, 0.0015~0.0035 중량%의 Nb, 0.001~0.003 중량%의 B 및 잔부 Fe로 구성되는 크롬 합금강이다.In general, SCr420HB, which is mainly developed as a material for cold forging, is used as a conventional chromium alloy steel for manufacturing automotive parts, particularly automotive differential gears. Such conventional SCr420HB includes 0.17 to 0.23 wt% C, 0.15 to 0.35 wt% Si, 0.55 to 0.90 wt% Mn, 0.85 to 1.25 wt% Cr, 0.0015 to 0.0035 wt% Nb, 0.001 to 0.003 wt% It is a chromium alloy steel composed of% B and the balance Fe.

이러한 종래의 크롬 합금강인 SCr420HB에 대해 냉간단조 공법으로 자동차용 부품을 제조하는 과정은 다음과 같다.The manufacturing process for automobile parts by cold forging method for the conventional chrome alloy steel SCr420HB is as follows.

도 1을 참조하면, 원소재인 SCr420HB에 대해 구상화 소둔 과정을 거친다(S10). 여기서, 구상화 소둔이란 소성 가공이나 절삭 가공을 쉽게 하기 위해, 또는 담금질(Quenching)시 균열이나 변형 발생을 방지할 목적으로 탄화물을 구상화시키기 위한 공정으로서, 통상적으로 오스테나이트와 페라이트의 이상 영역에서 10시간 이상의 장시간동안 유지시킨 후 서냉시키는 열처리 방식을 나타낸다.Referring to FIG. 1, a spheroidization annealing process is performed on SCr420HB, which is a raw material (S10). Here, spheroidizing annealing is a process for spheroidizing carbides for the purpose of facilitating plastic working or cutting, or for preventing cracks and deformations during quenching, and is typically 10 hours in an abnormal region of austenite and ferrite. The heat treatment method for slow cooling after maintaining for the above-mentioned long time is shown.

이처럼 구상화 소둔 과정을 거친 소재(SCr420HB)에 대해 1차 단조 과정을 거치고(S12), 다시 중간 소둔(Annealing) 과정을 거친다(S14). 여기서 중간 소둔 과정은, 소재에 남아있는 내부 응력을 제거하고, 동시에 기계적 가공성을 증가시키기 위해 소재에 대해 소준(Normalizing) 또는 등온 소둔(Iso Annealing) 과정을 거치는 것을 나타낸다.As such, the material undergoing the spheroidization annealing process (SCr420HB) undergoes a first forging process (S12), and then undergoes an annealing process (S14). The intermediate annealing process here refers to undergoing a normalizing or isoannealing process on the material to remove the internal stresses remaining in the material and at the same time increase the mechanical workability.

이처럼 1차 단조와 중간 소둔 과정을 거친 소재에 대해 다시 2차 단조 과정을 거친 후(S16), 소준 또는 등온 소둔 과정을 거치면서, 소재에 남아있는 내부 응력을 제거하고, 기계적 가공성도 증가시킨다(S18). 만일, 이러한 열처리 공정을 통해 소재의 내부 응력을 제거하지 않으면, 절삭 및 침탄, 도장, 도금에 많은 영향을 주게 되며, 절삭 공정에서 가공성이 크게 저하되고, 침탄시 변형 또는 크랙과 같은 결함이 나타날 수 있다.As such, after the first forging and the intermediate annealing, the material is subjected to the second forging (S16), and then subjected to the annealing or isothermal annealing process to remove the internal stresses remaining in the material and increase the machinability ( S18). If the internal stress of the material is not removed through this heat treatment process, the cutting and carburizing, painting, and plating are greatly affected, and the machinability is greatly reduced in the cutting process, and defects such as deformation or cracks may appear during the carburizing. have.

그리고 마지막으로 소재에 대해 침탄 열처리 과정을 거치면 냉간단조 공법이 완료된다(S20).And finally, the cold forging process is completed when the carburizing heat treatment process for the material (S20).

이처럼 종래의 SCr420HB에 대한 냉간단조 공법에서는, 구상화 소둔 과정과 단조 후 소준 또는 소둔 과정이 필수적으로 들어가야 한다. 만일, 종래의 SCr420HB에 대해 구상화 소둔 과정을 생략하면, 소재의 경도가 저하되지 않아서 냉간단조 성형성이 확보되지 못하고, 그로 인해 제품의 터짐 현상이 발생하거나, 또는 절삭 가공성이 현저히 저하되는 결과가 나타나게 된다. 그리고 종래의 SCr420HB에 대해 단조 후 소준 또는 소둔 과정을 생략하게 되면, 단조 후 소재에 내부 응력이 그대로 남아 있게 되어 기계적 가공성이 크게 저하된다.As described above, in the conventional cold forging method for the SCr420HB, the spheroidizing annealing process and the forging or annealing process after the forging should be essential. If the spherical annealing process is omitted for the conventional SCr420HB, the hardness of the material does not decrease, and thus the cold forging formability is not secured, resulting in a bursting of the product or a significant decrease in the machinability. do. In addition, if the step of annealing or annealing after forging is omitted for the conventional SCr420HB, the internal stress remains intact in the material after forging, and the mechanical workability is greatly reduced.

그러나 종래의 크롬 합금강에 대한 냉간단조 공법에서 필수적으로 들어가는 구상화 소둔 및 단조 후 소둔 공정으로 인해, 제품의 제조 공정 시간이 길어지고, 제조 원가도 크게 증가하는 문제점이 있다. 그렇다고, 제품의 제조 공정 시간을 단축하기 위해 무작정 냉간단조 공법에서 구상화 소둔 및 단조 후 소둔 공정을 생략할 수도 없다. 따라서 냉간단조 공법에서 상기 구상화 소둔 및 단조 후 소둔 공정을 생략하거나 또는 그 공정시간을 대폭 감축하여도, 종래와 마찬가지의 효과를 얻을 수 있게 하는 새로운 자동차용 크롬 합금강의 개발이 요구되고 있다.However, due to the spheroidizing annealing and the post-forging annealing process which are essential in the cold forging method for the conventional chrome alloy steel, there is a problem that the manufacturing process time of the product is long, and the manufacturing cost is also greatly increased. However, in order to shorten the manufacturing process time of the product, the spheroidizing annealing and post-forging annealing processes may not be omitted in the cold forging process. Therefore, even if the cold forging method omits the spheroidizing annealing and forging annealing processes or greatly reduces the processing time, there is a demand for the development of a new automotive chromium alloy steel that can achieve the same effects as in the prior art.

다음으로 전술한 종래의 SCr420HB를 이용한 자동차용 차동기어를 제조하는 과정에 대해 살펴본다.Next, a process of manufacturing a differential gear for a vehicle using the aforementioned SCr420HB will be described.

우선 자동차용 차동기어 중 사이드 기어를 제조하는 과정은 다음과 같다.First, the process of manufacturing the side gear among the differential gear for automobile is as follows.

우선, 소재(SCr420HB)의 표면을 넓히기 위해 업셋팅(Upsetting) 과정을 거친 후, 760℃에서 36시간 동안 구상화 소둔 과정을 거친다. 그리고 1차 단조 후, 760℃에서 21간 동안 중간 소둔 과정을 거친다. 그리고 다시 2차 단조 후 소둔 과정 및 침탄 열처리 과정을 거쳐서 완성된다.First, after the upsetting process to widen the surface of the material (SCr420HB), it is subjected to spheroidization annealing for 36 hours at 760 ℃. After the first forging, an intermediate annealing process is performed for 21 days at 760 ° C. After the second forging, annealing and carburizing heat treatment are completed.

그리고 자동차용 차동기어 중 피니언 기어를 제조하는 과정은 다음과 같다.And the process of manufacturing the pinion gear of the automotive differential gear is as follows.

피니언 기어는 사이드 기어에 비해 상대적으로 부피가 작으므로, 업셋팅 과정을 생략하고 곧바로 780℃에서 36시간 동안 구상화 소둔 과정을 거친다. 그리고 1차 단조 후, 760℃에서 21간 동안 중간 소둔 과정을 거친다. 그리고 다시 2차 단조 후 소둔 과정 및 침탄 열처리 과정을 거쳐서 완성된다.Since the pinion gear is relatively smaller than the side gear, the upsetting process is omitted and the spheroidizing annealing process is immediately performed at 780 ° C. for 36 hours. After the first forging, an intermediate annealing process is performed for 21 days at 760 ° C. After the second forging, annealing and carburizing heat treatment are completed.

이처럼 종래의 크롬 합금강(SCr420HB)을 이용한 자동차용 차동기어를 제조하기 위한 냉간단조 과정에서도, 필수적으로 들어가는 구상화 소둔 및 단조 후 소둔 공정으로 인해, 차동기어 제품의 제조 공정 시간이 길어지고, 제조 원가도 크게 증가하는 문제점이 있다. 따라서 냉간단조 공법에서 상기 구상화 소둔 및 단조 후 소둔 공정을 생략하거나 또는 그 공정시간을 대폭 감축하여도, 종래와 마찬가지의 효과를 얻을 수 있게 하는 새로운 자동차용 차동기어의 제조방법 개발이 요구되고 있다. In the cold forging process for manufacturing a differential gear for automobiles using the conventional chromium alloy steel (SCr420HB), due to the spherical annealing and annealing after annealing process, the manufacturing process time of the differential gear product is long, and the manufacturing cost is also increased. There is a problem that greatly increases. Accordingly, there is a demand for the development of a new method for manufacturing a differential gear for automobiles, in which the spherical annealing and forging annealing processes are omitted or the processing time is greatly reduced in the cold forging process.

본 발명은 상기와 같은 종래의 문제점을 해결하기 위해 안출된 것으로서, 자동차용 부품을 제조하기 위한 냉간단조 공법 중 구상화 소둔 및 단조 후 소둔 과정을 생략하거나 또는 공정 시간을 대폭 감축하여도, 종래의 크롬 합금강(SCr420HB)에 대해 구상화 소둔 및 단조 후 소둔 과정을 거친 경우와 동일한 성형성 및 가공성을 나타낼 수 있게 하는 냉간단조 성형성이 우수한 자동차용 크롬 합금강 및 이를 이용한 자동차용 차동기어 제조방법을 제공하는 것을 본 발명의 목적으로 한다.The present invention has been made to solve the above-mentioned conventional problems, even in the cold forging process for manufacturing automotive parts omit spheroidizing annealing and forging after annealing process or significantly reduce the process time, chromium To provide a method for manufacturing automotive chromium alloy steel having excellent cold forging formability which can exhibit the same formability and workability as the case of annealing after spheroidizing annealing and forging for alloy steel (SCr420HB) and a method for manufacturing a differential gear using the same It is an object of the present invention.

상기와 같은 목적을 해결하기 위한 본 발명에 따른 냉간단조 성형성이 우수한 자동차용 크롬 합금강은, C 0.17~0.21 중량%, Si 0.07~0.12 중량%, Mn 0.41~0.52 중량%, Al 0.01~0.03 중량%, Cr 0.95~1.25 중량%, Mo 0.006~0.01 중량%, Nb 0.01~0.03 중량%, B 0.002~0.005 중량%, N 0.003~0.006 중량%, Ti 0.0018~0.0026 중량%, 잔부 Fe 및 불가피하게 혼입되는 불순물을 함유하는 것을 특징으로 한다.Automotive chromium alloy steel excellent in cold forging formability according to the present invention for solving the above object, C 0.17 ~ 0.21 wt%, Si 0.07 ~ 0.12 wt%, Mn 0.41 ~ 0.52 wt%, Al 0.01 ~ 0.03 wt %, Cr 0.95-1.25 wt%, Mo 0.006-0.01 wt%, Nb 0.01-0.03 wt%, B 0.002-0.005 wt%, N 0.003-0.006 wt%, Ti 0.0018-0.0026 wt%, balance Fe and inevitably incorporated It is characterized by containing an impurity to be.

그리고 본 발명에 따른 냉간단조 성형성이 우수한 자동차용 크롬 합금강을 이용한 자동차용 차동기어 중 사이드 기어의 제조방법은, 냉간단조 성형성이 우수한 자동차용 크롬 합금강으로 이루어지는 소재의 표면을 넓히기 위해 업셋팅하는 단계; 상기 소재를 680~700℃에서 1~3시간동안 소둔하는 단계; 상기 소재를 1차 단조하는 단계; 상기 소재를 550~600℃에서 1~2시간동안 소둔하여 내부 응력을 제거 하는 단계; 상기 소재를 2차 단조하는 단계; 상기 소재를 침탄 열처리하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 한다.And the manufacturing method of the side gear of the automotive differential gear using the automotive chrome alloy steel excellent cold forging formability according to the present invention, upsetting to widen the surface of the material made of automotive chrome alloy steel having excellent cold forging formability step; Annealing the material at 680 to 700 ° C. for 1 to 3 hours; Primary forging of the material; Annealing the material at 550-600 ° C. for 1-2 hours to remove internal stresses; Forging the material secondly; Carburizing heat treatment of the material; characterized in that it comprises a.

그리고 본 발명에 따른 냉간단조 성형성이 우수한 자동차용 크롬 합금강을 이용한 자동차용 차동기어 중 피니언 기어의 제조방법은, 냉간단조 성형성이 우수한 자동차용 크롬 합금강으로 이루어지는 소재를 1차 단조하는 단계; 상기 소재를 550~600℃에서 1~2시간동안 소둔하여 내부 응력을 제거하는 단계; 상기 소재를 2차 단조하는 단계; 상기 소재를 침탄 열처리하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 한다.And the method of manufacturing a pinion gear of the automotive differential gear using the automotive chrome alloy steel excellent cold forging formability according to the present invention, the first step of forging a material made of automotive chrome alloy steel excellent in cold forging formability; Annealing the material at 550-600 ° C. for 1-2 hours to remove internal stresses; Forging the material secondly; Carburizing heat treatment of the material; characterized in that it comprises a.

상기와 같은 구성을 가지는 본 발명에 따른 냉간단조 성형성이 우수한 자동차용 크롬 합금강에 의하면, 자동차용 부품을 제조하기 위한 냉간단조 공법 중 구상화 소둔 및 단조 후 소둔 과정을 생략하거나 또는 그 공정시간을 대폭 감축하여도, 종래의 크롬 합금강(SCr420HB)에 대해 구상화 소둔 및 단조 후 소둔 과정을 거친 경우와 동일한 성형성 및 가공성을 나타낼 수 있다.According to the automotive chromium alloy steel having excellent cold forging formability according to the present invention having the above configuration, in the cold forging process for manufacturing automotive parts, the process of spheroidizing annealing and forging after annealing is omitted or the processing time is greatly reduced. Even if it is reduced, it can exhibit the same moldability and workability as in the case of a process of spheroidizing annealing and forging annealing with respect to the conventional chromium alloy steel (SCr420HB).

또한 본 발명에 의하면, 냉간단조 공법 중 구상화 소둔 및 단조 후 소둔 과정을 생략거나 또는 그 공정시간을 대폭 감축함으로써, 제품의 제조 공정 시간이 단축되고, 또한 제조 비용이 크게 감축되는 효과가 있다.In addition, according to the present invention, by eliminating spheroidizing annealing and annealing after annealing in the cold forging process or by drastically reducing the processing time, the manufacturing process time of the product can be shortened and the manufacturing cost can be greatly reduced.

이하, 본 발명에 따른 냉간단조 성형성이 우수한 자동차용 크롬 합금강 및 이를 이용한 자동차용 차동기어 제조방법에 대한 바람직한 실시예를 상세하게 설명 한다.Hereinafter, a preferred embodiment of an automotive chrome alloy steel having excellent cold forging formability according to the present invention and a method for manufacturing a vehicle differential gear using the same will be described in detail.

우선, 본 발명에 따른 냉간단조 성형성이 우수한 자동차용 크롬 합금강의 구성 성분은 하기의 표 1에 기재된 바와 같다. 하기의 표 1에는 종래의 자동차용 부품, 특히 자동차용 차동기어를 제조하기 위한 크롬 합금강으로 널리 사용되는 SCr420HB의 구성 성분이 본 발명의 크롬 합금강에 대한 구성 성분과 함께 기재되어 있다.First, the components of the chromium alloy steel for automobiles excellent in cold forging formability according to the present invention are as described in Table 1 below. Table 1 below lists the components of SCr420HB, which are widely used as chromium alloy steel for manufacturing conventional automotive parts, in particular automotive differential gears, together with the components for chromium alloy steel of the present invention.

구분 division 함유량(중량%)Content (% by weight) CC SiSi MnMn AlAl CrCr MoMo NbNb BB NN TiTi 본 발명의 크롬 합금강 Chrome alloy steel of the present invention 0.17 ~ 0.210.17 to 0.21 0.07 ~ 0.120.07 to 0.12 0.41 ~ 0.520.41-0.52 0.01 ~ 0.030.01 to 0.03 0.95 ~ 1.250.95-1.25 0.006 ~ 0.010.006 to 0.01 0.01 ~ 0.030.01 to 0.03 0.002 ~ 0.0050.002 to 0.005 0.003 ~ 0.0060.003 to 0.006 0.0018 ~ 0.00260.0018 to 0.0026 종래 크롬 합금강 (SCr420HB) Conventional Chrome Alloy Steel (SCr420HB) 0.17 ~ 0.230.17 to 0.23 0.15 ~ 0.350.15 to 0.35 0.55 ~ 0.900.55-0.90 - - 0.85 ~ 1.250.85-1.25 - - 0.0015 ~ 0.00350.0015 to 0.0035 0.001 ~ 0.0030.001 to 0.003 - - - -

위의 표 1에서 보는 바와 같이, 본 발명의 크롬 합금강은, C(탄소) 0.17~0.21 중량%, Si(실리콘) 0.07~0.12 중량%, Mn(망간) 0.41~0.52 중량%, Al(알루미늄) 0.01~0.03 중량%, Cr(크롬) 0.95~1.25 중량%, Mo(몰리브덴) 0.006~0.01 중량%, Nb(니오븀) 0.01~0.03 중량%, B(붕소) 0.002~0.005 중량%, N(질소) 0.003~0.006 중량%, Ti(티타늄) 0.0018~0.0026 중량%, 잔부 Fe(철) 및 불가피하게 혼입되는 불순물을 함유하는 것을 특징으로 한다.As shown in Table 1 above, the chromium alloy steel of the present invention, 0.17 to 0.21% by weight of C (carbon), 0.07 to 0.12% by weight of Si (silicon), 0.41 to 0.52% by weight of Mn (manganese), Al (aluminum) 0.01 to 0.03 wt%, Cr (chromium) 0.95 to 1.25 wt%, Mo (molybdenum) 0.006 to 0.01 wt%, Nb (niobium) 0.01 to 0.03 wt%, B (boron) 0.002 to 0.005 wt%, N (nitrogen) 0.003 to 0.006% by weight, Ti (titanium) 0.0018 to 0.0026% by weight, balance Fe (iron) and inevitable mixed impurities.

한편, 본 발명에 따른 크롬 합금강은 종래의 크롬 합금강(SCr420HB)과 달리, 냉간단조 공정 중에서 구상화 소둔 과정, 1차 단조 후 행해지는 중간 소둔 과정, 그리고 2차 단조 후 행해지는 소준 또는 등온 소둔 과정을 생략하거나 또는 그 공정시간을 대폭 단축시키기 위해 개발된 합금강이다.On the other hand, the chromium alloy steel according to the present invention, unlike the conventional chromium alloy steel (SCr420HB), in the cold forging process, the spheroidizing annealing process, the intermediate annealing process performed after the primary forging, and the annealing or isothermal annealing process performed after the secondary forging Alloy steel developed to omit or greatly shorten the process time.

그러나 냉간단조 공정 중에서 구상화 소둔 과정은 소재에 대한 소성 가공이나 절삭 가공을 쉽게 하기 위해 행해지는 과정인데, 이러한 구상화 소둔 과정을 생략하게 되면 소재의 가공성이 떨어지는 문제가 발생할 수 있다.However, in the cold forging process, the spheroidizing annealing process is performed to facilitate plastic working or cutting of the raw material. If the spherical annealing process is omitted, the workability of the raw material may be deteriorated.

따라서 본 발명의 크롬 합금강에서는, 종래의 크롬 합금강(SCr420HB)보다 Si과 Mn의 함량이 적게 포함되도록 구성하고, 이처럼 Si과 Mn의 함량이 저하되면 소재의 경도가 HRB80 이하로 유지됨으로써 가공성이 높아지게 된다. 따라서 본 발명의 크롬 합금강에 대한 냉간단조 공정 중에 구상화 소둔 과정을 생략하여도, 종래의 크롬 합금강(SCr420HB)에 구상화 소둔 과정을 거친 경우와 마찬가지의 가공성을 보유할 수 있게 된다.Therefore, the chromium alloy steel of the present invention is configured to contain less content of Si and Mn than conventional chromium alloy steel (SCr420HB), and if the content of Si and Mn is reduced in this way, the hardness of the material is maintained at HRB80 or less, thereby increasing workability. . Therefore, even if the spheroidizing annealing process is omitted during the cold forging process for the chromium alloy steel of the present invention, it is possible to retain the same workability as when the spheroidizing annealing process is performed on the conventional chromium alloy steel (SCr420HB).

그러나 본 발명에 따른 크롬 합금강에서처럼 Si과 Mn의 함량이 저하되면, 소입성(Hardenability)이 저하되는 문제가 발생될 수 있다. 이러한 문제를 해결하기 위하여, 본 발명의 크롬 합금강에는 종래의 크롬 합금강(SCr420HB)에 비해 더 많은 양의 B가 첨가되고, 또한 N와 Mo이 새로이 첨가된다.However, when the content of Si and Mn is lowered as in the chromium alloy steel according to the present invention, a problem in that hardenability may be lowered. In order to solve this problem, a larger amount of B is added to the chromium alloy steel of the present invention than conventional chromium alloy steel (SCr420HB), and N and Mo are newly added.

이처럼 크롬 합금강에 B가 더 첨가되면, Si과 Mn의 함량 저하에 따른 소입성 저하를 방지할 수 있고, 동시에 충격 인성도 향상될 수 있다. 다만, B만 첨가할 경우에는 소입성의 제어가 어려워질 수 있으므로, N와 Mo이 더 첨가되는 것이 바람직하다. 따라서 본 발명의 크롬 합금강에 의하면, 종래의 크롬 합금강(SCr420HB)에 비해 더 많은 양의 B가 첨가되고, 또한 N와 Mo이 새로이 첨가됨으로써, Si과 Mn의 함량 저하에 따른 소입성 저하를 방지하고, 소입성 제어도 가능해진다.As such, when B is further added to the chromium alloy steel, it is possible to prevent the drop in hardenability due to the decrease in the content of Si and Mn, and at the same time, the impact toughness may be improved. However, when only B is added, it may be difficult to control the quenchability, so it is preferable to further add N and Mo. Therefore, according to the chromium alloy steel of the present invention, a larger amount of B is added than the conventional chromium alloy steel (SCr420HB), and N and Mo are newly added, thereby preventing the drop in quenchability due to the decrease in the content of Si and Mn. Also, quenchability control can be performed.

그리고 냉간단조 공정 중에서 1차 단조 후 행해지는 중간 소둔 과정과 2차 단조 후 행해지는 소준 또는 등온 소둔 과정은, 단조 과정에서 소재 내부에 형성되는 내부 응력을 제거하기 위해 행해지는 과정인데, 이러한 소둔 과정을 생략하게 되면 소재에 내부 응력이 제거되지 않고 남아 있게 된다. 이처럼 소둔 공정을 통해 소재의 내부 응력을 제거하지 않으면, 절삭 및 침탄, 도장, 도금에 많은 영향을 주게 되며, 절삭 공정에서 가공성이 크게 저하되고, 또한 침탄시 변형 또는 크랙과 같은 결함이 나타날 수 있다.In the cold forging process, the intermediate annealing process performed after the first forging and the annealing or isothermal annealing process after the second forging are performed to remove internal stresses formed in the material during the forging process. If omitted, internal stresses in the material remain without being removed. If the internal stress of the material is not removed through the annealing process, cutting and carburizing, painting, and plating are greatly affected, and workability is greatly reduced in the cutting process, and defects such as deformation or cracks may appear during carburizing. .

따라서 본 발명의 크롬 합금강에서는, 종래의 크롬 합금강(SCr420HB)보다 Nb의 함량이 더 많이 첨가되도록 구성되는 것이 바람직하다. 상기 Nb의 함량이 증가되면, 결정립 조대화 온도의 상승으로 인해 침탄 열변형이 감소되고, 또한 소재 내부에 NbC가 형성되면서, 원소들의 이동 및 확장을 방해하는 결정립 미새화 효과가 나타나고, 이러한 결정립 미세화 효과로 인해 단조 공정 후에 소준 또는 소둔 열처리 과정을 생략하더라도, 종래의 크롬 합금강(SCr420HB)에 소준 또는 소둔 열처리 과정을 거친 경우와 마찬가지로 소재의 내부 응력이 감소되고 가공성도 증가된다.Therefore, in the chromium alloy steel of the present invention, it is preferable that the content of Nb is more added than the conventional chromium alloy steel (SCr420HB). When the content of Nb is increased, carburizing heat deformation is reduced due to an increase in grain coarsening temperature, and also NbC is formed inside the material, resulting in grain embrittlement effect that hinders the movement and expansion of elements. Due to the effect, even if the annealing or annealing heat treatment process is omitted after the forging process, the internal stress of the material is reduced and the workability is increased as in the case of the annealing or annealing heat treatment process of the conventional chromium alloy steel (SCr420HB).

또한 본 발명의 크롬 합금강에서는, 종래의 크롬 합금강(SCr420HB)에 비해 Al과 Ti이 새로이 더 첨가되도록 구성되는 것이 바람직하다. 여기서 소재에 첨가되는 Al 및 Ti으로 인해 소재 내부에 AlN 및 TiN이 형성되면, Nb 첨가와 마찬가지로 원소들의 이동 및 확장을 방해하는 결정립 미새화 효과가 나타난다.In addition, in the chromium alloy steel of the present invention, it is preferable that Al and Ti are newly added as compared with the conventional chromium alloy steel (SCr420HB). Here, when AlN and TiN are formed inside the material due to Al and Ti added to the material, the grain atomization effect that hinders the movement and expansion of elements like Nb addition occurs.

한편, 본 발명의 크롬 합금강에 대한 주요 구성원소 및 그 함량의 한정 이유에 대해 더욱 상세하게 설명하면 다음과 같다.On the other hand, the main component of the chromium alloy steel of the present invention and the reason for limiting its content will be described in more detail as follows.

본 발명의 크롬 합금강에서 C는 합금강의 강도를 높이기 위해 첨가되는 성분으로서 종래와 거의 유사한 함량이 첨가되는데, 그 조성 범위는 0.17 ~ 0.21 중량%로 한정되는 것이 바람직하다. 왜냐하면, C의 함량이 0.17 중량% 이하가 되면 합금강에 대한 침탄 열처리가 어려워지고, 또한 C의 함량 부족으로 인해 합금강의 강도가 저하되는 문제가 발생할 수 있기 때문이다. 한편, C의 함량이 0.21 중량% 이상이 되면, 합금강의 강도 증가로 인해 단조 과정 중에 터짐 불량이 발생할 가능성이 높아지는 문제가 발생될 수 있다.In the chromium alloy steel of the present invention, C is a component added to increase the strength of the alloy steel, and a content almost similar to that of the conventional art is added, and its composition range is preferably limited to 0.17 to 0.21 wt%. This is because when the content of C is 0.17% by weight or less, carburizing heat treatment for the alloy steel becomes difficult, and also, a problem that the strength of the alloy steel is lowered due to the lack of the content of C may occur. On the other hand, when the content of C is 0.21% by weight or more, a problem may occur that the likelihood of bursting failure occurs during the forging process due to an increase in the strength of the alloy steel.

그리고 본 발명의 크롬 합금강에서 Si은 구상화 소둔 과정 생략에 따른 합금강의 가공성 저하 문제를 해결하기 위해 종래보다 적은 함량으로 첨가되고, 그 조성범위는 0.07 ~ 0.12 중량%로 한정되는 것이 바람직하다. 만일 Si의 함량이 0.07 중량% 이하가 되면 탈산제 효과가 현저하게 저하되고, Si의 함량이 0.12 중량% 이상이 되면 한계 압축율이 저하됨으로써 합금강의 냉간단조 성형성이 떨어지는 문제가 발생할 수 있다.And in the chromium alloy steel of the present invention, Si is added in a content less than the conventional in order to solve the problem of workability degradation of the alloy steel by omission of the spheroidizing annealing process, the composition range is preferably limited to 0.07 ~ 0.12% by weight. If the content of Si is less than 0.07% by weight, the deoxidizer effect is significantly lowered. If the content of Si is more than 0.12% by weight, the limit compression ratio may be lowered, which may cause a problem of inferior cold forging formability of the alloy steel.

그리고 본 발명의 크롬 합금강에서 Mn 역시 Si과 마찬가지로 구상화 소둔 과정 생략에 따른 합금강의 가공성 저하 문제를 해결하기 위해 종래보다 적은 함량으로 첨가되고, 그 조성 범위는 0.41 ~ 0.52 중량%로 한정되는 것이 바람직하다. 만일 Mn의 함량이 0.41 중량% 이하가 되면, 합금강의 강도 및 소입성이 떨어지는 문제가 발생할 수 있다. 그리고 Mn의 함량이 0.52 중량% 이상이 되면, MnS 개재물 형성에 따른 피로 강도 저하 및 냉간단조시 기공 발생에 따른 한계 압축율 저하로 인해 합금강의 냉간단조 성형성이 저하되는 문제가 발생할 수 있다.In addition, in order to solve the problem of deterioration of workability of the alloy steel due to the omission of the spheroidizing annealing process, the Mn in the chromium alloy steel of the present invention is added in a smaller amount than the conventional one, and the composition range is preferably limited to 0.41 to 0.52 wt%. . If the Mn content is 0.41% by weight or less, a problem may occur that the strength and quenchability of the alloy steel are inferior. And when the content of Mn is more than 0.52% by weight, there may be a problem that the cold forging formability of the alloy steel is lowered due to the decrease in the fatigue strength due to the formation of MnS inclusions and the decrease in the limit compression ratio due to the generation of pores during cold forging.

그리고 본 발명의 크롬 합금강에서 Al은 소둔 과정 생략에 따른 잔류 내부 응력을 제거하기 위해 새로이 첨가되는 원소로써, 그 조성 범위는 0.01 ~ 0.03 중량%로 한정되는 것이 바람직하다. 왜냐하면, Al은 표면 결함이 없는 청정강을 생산하기 위한 강탈산제 역활을 하기 위해 최소 0.01 중량% 이상으로 첨가해야 하는데, Al의 함량이 0.03 중량% 이상으로 첨가되면 비금속 개재물 생성으로 인해 합금강의 피로강도가 급격하게 저하될 수 있기 때문이다.In the chromium alloy steel of the present invention, Al is an element newly added to remove residual internal stress caused by elimination of annealing, and its composition range is preferably limited to 0.01 to 0.03% by weight. Because Al should be added at least 0.01% by weight to act as a strong deoxidizer to produce clean steel without surface defects. When Al content is added at 0.03% by weight or more, the fatigue strength of alloy steel due to the formation of non-metallic inclusions This is because may rapidly decrease.

그리고 본 발명의 크롬 합금강에서 Cr 역시 C와 마찬가지로 종래와 거의 유사한 함량이 첨가되고, 그 조성 범위는 0.95 ~ 1.25 중량%로 한정되는 것이 바람직하다. 왜냐하면, Cr의 함량이 0.95 중량% 이하가 되면, 항복강도 및 인장강도 저하에 따른 내구성 저하, 그리고 소입성 저하에 따른 심부경도값 하락으로 내구성 저하가 발생될 수 있기 때문이다. 한편, Cr의 함량이 1.25 중량% 이상이 되는 경우에도 연성이 떨어져서 내구성이 저하될 수 있다.In addition, in the chromium alloy steel of the present invention, Cr is added in a content almost similar to that of C, and its composition range is preferably limited to 0.95 to 1.25% by weight. This is because when the Cr content is less than 0.95% by weight, durability may be lowered due to lowering of the yield strength and tensile strength and lowering of the core hardness value due to lowering of the hardenability. On the other hand, even when the content of Cr is 1.25% by weight or more, the ductility is lowered and durability may be lowered.

그리고 본 발명의 크롬 합금강에서 Mo은 Si과 Mn의 함량 저하에 따른 소입성 저하를 방지하기 위해 새로이 첨가되는 원소로써, 그 조성 범위는 0.006 ~ 0.01 중량%로 한정되는 것이 바람직하다. 만일, Mo의 함량이 0.006 중량% 이하가 되면 소입성 보전의 효과가 떨어지고, Mo의 함량이 0.01 중량% 이상이 되면 가공성이 저하 될 수 있다. 따라서 Mo은 소입성을 확보할 수 있는 최소량만 첨가하는 것이 바람직하며, 많이 첨가될 경우 원가 상승의 우려가 있다.In the chromium alloy steel of the present invention, Mo is a newly added element to prevent quenching deterioration due to a decrease in content of Si and Mn, and the composition range is preferably limited to 0.006 to 0.01% by weight. If the content of Mo is less than 0.006% by weight, the effect of hardenability preservation is reduced, and if the content of Mo is more than 0.01% by weight, workability may be reduced. Therefore, Mo is preferably added only a minimum amount that can secure the quenchability, if there is a large amount of cost may increase the cost.

그리고 본 발명의 크롬 합금강에서 Nb은 소둔 과정 생략에 따른 잔류 내부 응력을 제거하기 위해 종래보다 더 많은 함량이 첨가되는 원소로써, 그 조성 범위는 0.01 ~ 0.03 중량%로 한정되는 것이 바람직하다. 왜냐하면, Nb의 함량이 0.01 중량% 이하가 되면 결정립 미세화 효과가 떨어지고, Nb의 함량이 0.03 중량% 이상이 되면 결정립계에 NbC 계열의 탄질화물이 생성됨으로써 합금강의 내구력이 급격하게 저하될 수 있기 때문이다.In addition, in the chromium alloy steel of the present invention, Nb is an element to which more content is added than in the prior art in order to remove residual internal stress caused by the annealing process, and the composition range is preferably limited to 0.01 to 0.03% by weight. This is because when the Nb content is 0.01% by weight or less, the grain refinement effect is inferior. When the Nb content is 0.03% by weight or more, NbC-based carbonitride is formed at the grain boundary, and thus the durability of the alloy steel may be drastically reduced. .

그리고 본 발명의 크롬 합금강에서 B는 Si과 Mn의 함량 저하에 따른 소입성 저하를 방지하기 위해 종래보다 더 많은 함량이 첨가되는 원소로써, 그 조성 범위는 0.002 ~ 0.005 중량%로 한정되는 것이 바람직하다. 이처럼 B의 함량을 규제하는 이유는 소입성 편차를 줄이기 위함이다. 만일, B의 함량이 0.002 중량% 이하가 되면 소입성 향상 효과가 떨어져서 침탄 열처리시 심부경도값이 저하되어 합금강의 피로 수명이 저하될 수 있고, B의 함량이 0.005 중량% 이상이 되면 Fe2B 생성으로 인한 적열 취성으로 인해 합금강의 내구력이 떨어질 수 있다.In the chromium alloy steel of the present invention, B is an element to which more content is added than in order to prevent quenching deterioration due to a decrease in content of Si and Mn, and its composition range is preferably limited to 0.002 to 0.005 wt%. . The reason for regulating the content of B is to reduce the quenching variation. If the content of B is less than 0.002% by weight, the hardenability-improving effect is inferior, so that the core hardness may be reduced during carburizing heat treatment, and the fatigue life of the alloy steel may be reduced. Due to the heat and brittle brittleness, the durability of the alloy steel may be reduced.

그리고 본 발명의 크롬 합금강에서 N는 Mo과 마찬가지로 Si과 Mn의 함량 저하에 따른 소입성 저하를 방지하기 위해 새로이 첨가되는 원소로써, 그 조성 범위는 0.003 ~ 0.006 중량%로 한정되는 것이 바람직하다. 만일, N의 함량이 0.003 중량% 이하가 되면, N이 Al과 결합되지 못하여 합금강의 결정립이 조대해지고, 그로 인해 합금강의 피로강도가 떨어지는 문제가 발생될 수 있다. 또한 N의 함량이 0.006 중량% 이상이 되면, 철질화물로 형성되어 있는 자유(free) N로 인해 합금강의 연성이 떨어지고, 가공 경화 효과로 인해 냉간단조시 터짐 불량이 발생할 수 있다.In addition, in the chromium alloy steel of the present invention, N is an element newly added to prevent quenchability due to a decrease in the content of Si and Mn, like Mo, and its composition range is preferably limited to 0.003 to 0.006% by weight. If the content of N is less than 0.003% by weight, N may not be combined with Al, resulting in coarse grains of the alloy steel, thereby causing a problem in that the fatigue strength of the alloy steel falls. In addition, when the content of N is more than 0.006% by weight, the ductility of the alloy steel is reduced due to the free (N) formed of iron nitride, due to the work hardening effect may cause a failure failure during cold forging.

마지막으로, 본 발명의 크롬 합금강에서 Ti은 Al과 마찬가지로 소둔 과정 생략에 따른 잔류 내부 응력을 제거하기 위해 새로이 첨가되는 원소로써, 그 조성 범위는 0.0018 ~ 0.0026 중량%로 한정되는 것이 바람직하다. 왜냐하면, Ti의 함량이 0.0018 중량% 이하가 되면 결정립 미세화 효과를 나타내지 못하고, Ti의 함량이 0.0026 중량% 이상이 되면 소입성 저하로 인해 침탄 열처리시 심부경도 값을 확보하지 못하여 합금강의 내구성이 떨어질 수 있기 때문이다. Lastly, in the chromium alloy steel of the present invention, Ti is an element newly added to remove residual internal stress due to elimination of the annealing process, like Al, and its composition range is preferably limited to 0.0018 to 0.0026 wt%. If the content of Ti is less than 0.0018% by weight, the grain refining effect is not exhibited. If the content of Ti is more than 0.0026% by weight, the hardness of the alloy steel may not be secured due to poor hardening due to the decrease in hardenability. Because there is.

그리고 전술한 본 발명의 크롬 합금강에 대해 냉간단조 공법으로 자동차용 부품을 제조하는 과정은 다음과 같다.And the process for producing automotive parts by the cold forging method for the chromium alloy steel of the present invention described above is as follows.

도 2를 참조하면, 원소재인 본 발명의 크롬 합금강에 대해 구상화 소둔 과정을 생략하고 1차 단조 과정을 거친다(S30). 이후, 다시 중간 소둔 과정을 생략하고 2차 단조 과정을 거친다(S32). 그리고 2차 단조 과정을 거친 소재에 대해 마지막으로 침탄 열처리 과정을 거치면 냉간단조 공법이 완료된다(S34). 다만, 경우에 따라서는 본 발명의 크롬 합금강에 대해서도 종래와 마찬가지로 소둔 과정이 포함될 수도 있으나, 이러한 경우에도 소둔 공정 온도가 종래보다 매우 낮고, 소둔 공정 시간도 종래보다 매우 짧게 구성된다.Referring to FIG. 2, the spheroidizing annealing process is omitted for the chromium alloy steel of the present invention, which is an raw material, and undergoes a first forging process (S30). After that, the intermediate annealing process is omitted again and undergoes a second forging process (S32). In addition, the cold forging process is completed when the carburizing heat treatment process is finally performed on the material subjected to the secondary forging process (S34). However, in some cases, the annealing process may be included in the chromium alloy steel of the present invention as in the prior art, but in this case, the annealing process temperature is much lower than that of the conventional art, and the annealing process time is also much shorter than the conventional art.

다음에는 전술한 냉간단조 성형성이 우수한 크롬 합금강을 이용한 자동차용 차동기어의 제조방법에 대해 살펴본다.Next, a method for manufacturing a differential gear for automobiles using chromium alloy steel having excellent cold forging formability will be described.

하기의 표 2에는 자동차용 차동기어의 사이드 기어에 대한 제조 공정이 기재되어 있다.Table 2 below describes the manufacturing process for the side gear of the vehicle differential gear.

종래의 크롬 합금강 (SCr420HB)Conventional Chrome Alloy Steel (SCr420HB) 업셋팅Upsetting 760℃에서 36시간동안 구상화 소둔Spheroidal annealing for 36 hours at 760 ℃ 1차 단조1st forging 760℃에서 21시간동안 중간 소둔Medium annealing for 21 hours at 760 ℃ 2차 단조Secondary forging 930℃에서 4시간동안 소둔Annealed for 4 hours at 930 ℃ 침탄 열처리Carburizing heat treatment 본 발명의 크롬 합금강Chrome alloy steel of the present invention 업셋팅Upsetting 680~700℃에서 1~3시간동안 저온 소둔Low temperature annealing at 680 ~ 700 ℃ for 1-3 hours 1차 단조1st forging 550~600℃에서 1~2시간동안 응력 제거 소둔Stress relief annealing at 550 ~ 600 ℃ for 1-2 hours 2차 단조Secondary forging - - 침탄 열처리Carburizing heat treatment

상기 표 2에 나타난 바와 같이, 본 발명에 따른 냉간단조 성형성이 우수한 자동차용 크롬 합금강을 이용하여 자동차용 차동기어의 사이드 기어를 제조하는 방법은, 냉간단조 성형성이 우수한 자동차용 크롬 합금강으로 이루어지는 소재에 대해 부피를 팽창시켜서 표면을 넓히기 위해 업셋팅(upsetting) 단조하는 단계와, 상기 소재를 680 ~ 700℃에서 1 ~ 3시간동안 저온 소둔하는 단계, 상기 소재를 1차 단조하는 단계, 상기 소재를 550 ~ 600℃에서 1 ~ 2시간동안 소둔하여 내부 응력을 제거하는 단계, 상기 소재를 2차 단조하는 단계, 그리고 상기 소재를 침탄 열처리하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 한다.As shown in Table 2, the method for manufacturing the side gear of the automotive differential gear using the cold chrome alloy steel having excellent cold forging formability according to the present invention, made of a chrome alloy steel for automotive excellent in cold forging formability Upsetting forging to expand the volume by expanding the volume with respect to the material, and the low temperature annealing of the material at 680 ~ 700 ℃ for 1 to 3 hours, the first forging the material, the material Annealing at 550 ~ 600 ℃ for 1 to 2 hours to remove the internal stress, the second forging of the material, and characterized in that it comprises a step of carburizing heat treatment.

상기 표 2를 통해 알 수 있듯이, 본 발명의 크롬 합금강은 종래의 크롬 합금강(SCr420HB)과 마찬가지로 소둔 공정을 포함하지만, 그 소둔 온도가 종래보다 매우 낮고, 또한 소둔 공정 시간도 종래보다 매우 짧게 구성된다. 이처럼 본 발명의 크롬 합금강의 소둔 공정 온도 및 시간이 종래와 다른 이유는, 미세한 결정립 상태로 인해 전체 합금강 조직이 안정된 상태로 유지되어 있기 때문에, 저온에서 단시간만 열처리를 실시하여도 쉽게 안정된 조직 상태로 돌아갈 수 있기 때문이다.As can be seen from Table 2, the chromium alloy steel of the present invention includes an annealing process similarly to the conventional chromium alloy steel (SCr420HB), but the annealing temperature is much lower than that of the conventional art, and the annealing process time is also configured to be much shorter than the conventional art. . The reason why the annealing process temperature and time of the chromium alloy steel of the present invention is different from the conventional one is that the structure of the entire alloy steel is maintained in a stable state due to the fine grain state, so that even after performing heat treatment for a short time at a low temperature, it is easily stabilized. Because you can go back.

그리고 업셋팅 후에 저온 소둔 공정의 온도가 680~700℃로 한정되는데, 이는 680℃ 이하에서 열처리를 할 경우, 업셋팅 후에 표면경도 상승분에 대해 조직 변태가 일어나지 않아서 경도값의 변화가 일어나지 않고, 700℃ 이상에서 열처리를 실시할 경우, 페라이트 조직의 과도한 성장으로 인해 경도값이 너무 떨어지고, 절삭 가공시 발생하는 칩(chip)이 공구에 들어붙어서, 가공성이 현저히 저하되기 때문이다.And the temperature of the low temperature annealing process after the upsetting is limited to 680 ~ 700 ℃, which is when the heat treatment at 680 ℃ or less, the tissue transformation does not occur for the surface hardness increase after the upsetting does not change the hardness value 700 This is because when the heat treatment is performed at a temperature higher than or equal to C, the hardness value drops too much due to excessive growth of the ferrite structure, and chips generated during cutting process get stuck in the tool, thereby significantly reducing workability.

그리고 1차 단조 후 응력 제거 소둔 공정의 온도가 550~600℃로 한정되는 이유는, 이 과정에서 열처리의 목적 자체가 단조시 발생하는 내부응력을 제거하여 변형 발생 억제 및 담금질시 발생 가능한 담금질 외곡 현상을 방지하는데 목적이 있으므로, 조직 변태가 일어나지 않는 온도인 550~600℃ 사이에서 소둔 공정을 실시하는 것이 바람직하기 때문이다.The reason why the temperature of the stress relief annealing process after the primary forging is limited to 550 to 600 ° C. is that the purpose of the heat treatment in this process removes internal stress generated during forging, thereby suppressing deformation and quenching phenomena that may occur when quenching. It is because it is preferable to perform an annealing process between 550-600 degreeC which is the temperature at which a tissue transformation does not occur because there is an objective in order to prevent this.

그리고 상기 침탄 열처리 공정은 본 발명의 크롬 합금강과 종래의 크롬 합금강(SCr420HB)에서 동일한 조건으로 실시되는 것이 바람직하다. 예를 들면, 상기 침탄 열처리 공정은 920℃에서 2시간 10분동안 유지되고, 840℃에서 30분동안 확산되며, 120℃에서 30분동안 유냉되고, 165℃에서 2시간동안 템퍼링 되도록 구성될 수 있다.And the carburization heat treatment process is preferably carried out under the same conditions in the chromium alloy steel of the present invention and the conventional chromium alloy steel (SCr420HB). For example, the carburizing heat treatment process may be configured to be maintained at 920 ° C. for 2 hours and 10 minutes, diffused at 840 ° C. for 30 minutes, cooled at 120 ° C. for 30 minutes, and tempered at 165 ° C. for 2 hours. .

그리고 하기의 표 3에는 자동차용 차동기어의 피니언 기어에 대한 제조 공정이 기재되어 있다.And the following Table 3 describes the manufacturing process for the pinion gear of the automotive differential gear.

종래의 크롬 합금강 (SCr420HB)Conventional Chrome Alloy Steel (SCr420HB) 780℃에서 36시간동안 구상화 소둔Spheroidal annealing for 36 hours at 780 ℃ 1차 단조1st forging 760℃에서 21시간동안 중간 소둔Medium annealing for 21 hours at 760 ℃ 2차 단조Secondary forging 930℃에서 4시간동안 소둔Annealed for 4 hours at 930 ℃ 침탄 열처리Carburizing heat treatment 본 발명의 크롬 합금강Chrome alloy steel of the present invention - - 1차 단조1st forging 550~600℃에서 1~2시간동안 응력 제거 소둔Stress relief annealing at 550 ~ 600 ℃ for 1-2 hours 2차 단조Secondary forging - - 침탄 열처리Carburizing heat treatment

상기 표 3에 나타난 바와 같이, 본 발명에 따른 냉간단조 성형성이 우수한 자동차용 크롬 합금강을 이용하여 자동차용 차동기어의 피니언 기어를 제조하는 방법은, 냉간단조 성형성이 우수한 자동차용 크롬 합금강으로 이루어지는 소재를 1차 단조하는 단계, 상기 소재를 550~600℃에서 1~2시간동안 소둔하여 내부 응력을 제거하는 단계, 상기 소재를 2차 단조하는 단계, 그리고 상기 소재를 침탄 열처리하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 한다.As shown in Table 3, the method for manufacturing the pinion gear of the automotive differential gear using the cold forged formability automotive chromium alloy steel according to the present invention, made of an automotive chrome alloy steel excellent cold forging formability Primary forging the material, annealing the material for 1 to 2 hours at 550 ~ 600 ℃ to remove the internal stress, secondary forging the material, and carburizing heat-treating the material It is characterized by.

상기 표 2를 통해 알 수 있듯이, 자동차용 차동기어에서 피니언 기어는 사이드 기어에 비해 상대적으로 부피가 작으므로, 업셋팅 과정과 구상화 소둔 과정을 생략하고 곧바로 1차 단조 과정으로 들어갈 수 있다.As can be seen from Table 2, since the pinion gear in the vehicle differential gear is relatively smaller in volume than the side gear, the upsetting process and the spheroidizing annealing process can be omitted and the process can be directly entered into the first forging process.

그리고 1차 단조 후 응력 제거 소둔 공정에서, 공정 시간이 종래보다 극히 짧고, 소둔 공정의 온도가 550~600℃로 한정되는 이유는, 상기 사이드 기어에 대한 설명에서 설명한 내용과 동일하다. 그리고 상기 피니언 기어를 제조하기 위한 침탄 열처리 공정도 전술한 사이드 기어를 제조하기 위한 침탄 열처리 공정과 동일하므로 상세한 설명은 생략한다.In the stress relief annealing step after the primary forging, the process time is extremely shorter than the conventional one, and the reason why the temperature of the annealing step is limited to 550 to 600 ° C. is the same as that described in the description of the side gear. And the carburization heat treatment process for manufacturing the pinion gear is also the same as the carburization heat treatment process for manufacturing the above-described side gear, and the detailed description thereof will be omitted.

다음에는 전술한 본 발명의 크롬 합금강에 대한 한계 압축율 시험에 대해 살펴본다.Next, look at the limit compression ratio test for the chromium alloy steel of the present invention described above.

도 3에는 원기둥 형상으로 성형한 제1압축시험편이 도시되어 있고, 도 4에는 'V'형 노치가 형성된 원기둥 형상으로 성형한 제2압축시험편이 도시되어 있다.3 shows a first compression test piece molded into a cylindrical shape, and FIG. 4 shows a second compression test piece molded into a cylindrical shape having a 'V' type notch.

본 발명의 크롬 합금강 및 종래의 크롬 합금강(SCr420HB)를 각각 상기 도 3 및 도 4에 도시된 제1압축시험편 및 제2압축시험편 형태로 성형한 후, 각 압축시험편에 대해 한계 압축율을 측정한 결과 하기의 표 4와 같은 결과가 나왔다.After forming the chromium alloy steel of the present invention and the conventional chromium alloy steel (SCr420HB) in the form of the first compression test piece and the second compression test piece shown in FIGS. 3 and 4, respectively, the limit compression ratio of each compression test piece was measured. The following results are shown in Table 4.

구분 division 본 발명의 크롬 합금강Chrome alloy steel of the present invention 종래의 크롬 합금강 (SCr420HB)Conventional Chrome Alloy Steel (SCr420HB) 원소재 상태Raw material state 원소재 상태Raw material state 구상화 소둔 후After annealing 제1압축시험편1st compression test piece 80% 이상80% or more 64%64% 80% 이상80% or more 제2압축시험편Second Compression Test Piece 66%66% 45% 이하45% less than 66%66%

통상적으로 한계 압축율은 냉간단조 성형성을 평가하는 항목이다. 상기 표 4를 살펴보면, 종래의 크롬 합금강에 대해서는 구사화 소둔을 실시하지 않을 경우 한계 압축율이 64% 내외로 측정되고 있다. 따라서 종래의 크롬 합금강에 대해 구상화 소둔 과정을 거치지 않을 경우에는 단조 과정 중에 터짐 등의 현상이 발생될 수 있으므로, 반드시 단조 전에 구상화 소둔 과정을 거쳐야 한다.Typically, the limit compression ratio is an item for evaluating cold forging formability. Looking at the above Table 4, the conventional compression of the chromium alloy steel is measured in the marginal compression rate of about 64% when not tackified annealing. Therefore, when the spheroidizing annealing process is not performed on the conventional chromium alloy steel, a phenomenon such as bursting may occur during the forging process, and thus, the spheroidizing annealing process must be performed before forging.

그러나 시편을 제1압축시험편 형상으로 성형하거나 또는 제2압축시험편으로 성형한 경우에서 모두, 본 발명의 크롬 합금강에 대해서는 구상화 소둔을 거치지 않은 원소재 상태에서도 구상화 소둔 과정을 거친 종래의 크롬 합금강과 동일한 한계 압축율을 나타내고 있다. 따라서 본 발명의 크롬 합금강에 대해서는 단조 전에 구상화 소둔 과정을 생략할 수 있게 된다.However, in the case where the specimen is molded into the shape of the first compression test specimen or the second compression test specimen, the chromium alloy steel of the present invention is the same as the conventional chromium alloy steel which has undergone the spheroidization annealing even in the state of the raw material which has not undergone the spheroidization annealing. The limit compression ratio is shown. Therefore, for the chromium alloy steel of the present invention, the spheroidizing annealing process can be omitted before forging.

한편, 도 5에는 상기 제1압축시험편 및 제2압축시험편 형상으로 성형된 본 발명 및 종래의 크롬 합금강에 대한 크랙 발생 형태가 도시되어 있다.On the other hand, Figure 5 shows the crack generation form for the present invention and conventional chrome alloy steel molded into the shape of the first compression test piece and the second compression test piece.

도 5를 참조하면, 제1압축시험편에 대해 80% 이상으로 압축시킨 경우, 구상화 소둔을 거치지 않은 본 발명의 크롬 합금강에서는 크랙이 발생하지 않고 있으나, 구상화 소둔을 거치지 않은 종래의 크롬 합금강에서는 크랙이 발생하고 있다. 또한 제2압축시험편에 대해 66% 이하로 압축시킨 경우, 구상화 소둔을 거치지 않은 본 발명의 크롬 합금강과 구상화 소둔을 거친 종래의 크롬 합금강 모두에서 크랙이 발생하지 않고 있다.Referring to FIG. 5, in the case of compressing at least 80% with respect to the first compression test piece, cracks do not occur in the chromium alloy steel of the present invention that is not subjected to spheroidization annealing, but in the conventional chromium alloy steel that is not subjected to spheroidization annealing, the cracks are not. It is happening. In addition, when pressed to 66% or less with respect to the second compression test piece, cracks do not occur in both the chromium alloy steel of the present invention which has not undergone spheroidization annealing and the conventional chromium alloy steel which has undergone spheroidization annealing.

이상의 설명에서 본 발명은 특정의 실시 예와 관련하여 도시 및 설명하였지만, 특허청구범위에 의해 나타난 발명의 사상 및 영역으로부터 벗어나지 않는 한도 내에서 다양한 개조 및 변화가 가능하다는 것을 당 업계에서 통상의 지식을 가진 자라면 누구나 쉽게 알 수 있을 것이다.While the invention has been shown and described with respect to the specific embodiments thereof, it will be understood by those skilled in the art that various changes and modifications may be made without departing from the spirit and scope of the invention as defined by the appended claims. Anyone with it will know easily.

도 1은 종래의 크롬 합금강에 대한 냉간단조 공정을 나타내는 순서도.1 is a flow chart showing a cold forging process for a conventional chromium alloy steel.

도 2는 본 발명의 크롬 합금강에 대한 냉간단조 공정을 나타내는 순서도.2 is a flow chart showing a cold forging process for the chromium alloy steel of the present invention.

도 3은 원기둥 형태로 성형된 제1압축시험편을 나타내는 개략도.3 is a schematic view showing a first compression test piece molded into a cylindrical shape.

도 4는 노치가 형성된 원기둥 형태의 제2압축시험편을 나타내는 개략도.Figure 4 is a schematic view showing a second compression test piece of the cylindrical form having a notch formed.

도 5는 종래의 크롬 합금강 및 본 발명의 크롬 합금강에 대한 크랙 발생 여부를 나타내는 측면도.Figure 5 is a side view showing whether cracks occur for the conventional chromium alloy steel and the chromium alloy steel of the present invention.

Claims (3)

C 0.17~0.21 중량%, Si 0.07~0.12 중량%, Mn 0.41~0.52 중량%, Al 0.01~0.03 중량%, Cr 0.95~1.25 중량%, Mo 0.006~0.01 중량%, Nb 0.01~0.03 중량%, B 0.002~0.005 중량%, N 0.003~0.006 중량%, Ti 0.0018~0.0026 중량%, 잔부 Fe 및 불가피하게 혼입되는 불순물을 함유하는 것을 특징으로 하는 냉간단조 성형성이 우수한 자동차용 크롬 합금강.C 0.17 ~ 0.21 wt%, Si 0.07 ~ 0.12 wt%, Mn 0.41 ~ 0.52 wt%, Al 0.01 ~ 0.03 wt%, Cr 0.95 ~ 1.25 wt%, Mo 0.006 ~ 0.01 wt%, Nb 0.01 ~ 0.03 wt%, B An automotive chromium alloy steel having excellent cold forging formability, comprising 0.002 to 0.005 wt%, N 0.003 to 0.006 wt%, Ti 0.0018 to 0.0026 wt%, balance Fe and inevitable impurities. 제1항의 냉간단조 성형성이 우수한 자동차용 크롬 합금강을 이용하여 자동차용 차동기어의 사이드 기어를 제조하는 방법에 있어서,In the method of manufacturing a side gear of a vehicle differential gear using the chrome alloy steel for automobiles excellent in cold forging formability of claim 1, 냉간단조 성형성이 우수한 자동차용 크롬 합금강으로 이루어지는 소재의 표면을 넓히기 위해 업셋팅하는 단계;Upsetting to widen a surface of a material made of chromium alloy steel for automobiles having excellent cold forging formability; 상기 소재를 680~700℃에서 1~3시간동안 소둔하는 단계;Annealing the material at 680 to 700 ° C. for 1 to 3 hours; 상기 소재를 1차 단조하는 단계;Primary forging of the material; 상기 소재를 550~600℃에서 1~2시간동안 소둔하여 내부 응력을 제거하는 단계;Annealing the material at 550-600 ° C. for 1-2 hours to remove internal stresses; 상기 소재를 2차 단조하는 단계;Forging the material secondly; 상기 소재를 침탄 열처리하는 단계;Carburizing heat treatment of the material; 를 포함하는 것을 특징으로 하는 냉간단조 성형성이 우수한 자동차용 크롬 합금강을 이용한 자동차용 차동기어 제조방법.Automotive differential gear manufacturing method using the automotive chrome alloy steel excellent cold forging formability comprising a. 제1항의 냉간단조 성형성이 우수한 자동차용 크롬 합금강을 이용하여 자동차용 차동기어의 피니언 기어를 제조하는 방법에 있어서,In the method for producing a pinion gear of a differential gear for an automobile using the chrome alloy steel for automobile excellent in cold forging formability of claim 1, 냉간단조 성형성이 우수한 자동차용 크롬 합금강으로 이루어지는 소재를 1차 단조하는 단계;Primary forging a material made of chromium alloy steel for automobiles having excellent cold forging formability; 상기 소재를 550~600℃에서 1~2시간동안 소둔하여 내부 응력을 제거하는 단계;Annealing the material at 550-600 ° C. for 1-2 hours to remove internal stresses; 상기 소재를 2차 단조하는 단계;Forging the material secondly; 상기 소재를 침탄 열처리하는 단계;Carburizing heat treatment of the material; 를 포함하는 것을 특징으로 하는 냉간단조 성형성이 우수한 자동차용 크롬 합금강을 이용한 자동차용 차동기어 제조방법.Automotive differential gear manufacturing method using the automotive chrome alloy steel excellent cold forging formability comprising a.
KR1020080100525A 2008-10-14 2008-10-14 Chromium alloy steel having superior cold forging formability for automobile and manufacturing method of differential gear using the same KR101043856B1 (en)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020080100525A KR101043856B1 (en) 2008-10-14 2008-10-14 Chromium alloy steel having superior cold forging formability for automobile and manufacturing method of differential gear using the same

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020080100525A KR101043856B1 (en) 2008-10-14 2008-10-14 Chromium alloy steel having superior cold forging formability for automobile and manufacturing method of differential gear using the same

Publications (2)

Publication Number Publication Date
KR20100041371A true KR20100041371A (en) 2010-04-22
KR101043856B1 KR101043856B1 (en) 2011-06-22

Family

ID=42217126

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020080100525A KR101043856B1 (en) 2008-10-14 2008-10-14 Chromium alloy steel having superior cold forging formability for automobile and manufacturing method of differential gear using the same

Country Status (1)

Country Link
KR (1) KR101043856B1 (en)

Family Cites Families (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH1112684A (en) 1997-06-19 1999-01-19 Kobe Steel Ltd Case hardening steel for cold forging
JP2001247937A (en) 1999-05-21 2001-09-14 Koji Onoe High strength screw and steel for high strength screw
JP4422924B2 (en) * 2001-05-18 2010-03-03 Ｊｆｅ条鋼株式会社 Steel for high-strength tapping bolt, high-strength tapping bolt and method for producing high-strength tapping bolt
JP5119585B2 (en) 2005-10-14 2013-01-16 大同特殊鋼株式会社 Manufacturing method for materials with excellent cold forgeability

Also Published As

Publication number Publication date
KR101043856B1 (en) 2011-06-22

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR100336339B1 (en) Steel wire for high-strength springs and method of producing the same
EP1746176B1 (en) Shaped steel article with excellent delayed fracture resistance and tensile strength of 1600 MPa class or more and methods of production of the same
JP5378512B2 (en) Carburized parts and manufacturing method thereof
KR100742820B1 (en) Steel wire having excellent cold heading quality and quenching property and method for producing the same
US6660105B1 (en) Case hardened steel excellent in the prevention of coarsening of particles during carburizing thereof, method of manufacturing the same, and raw shaped material for carburized parts
KR100848784B1 (en) The high strength alloy steel for transmission gear of automobile and thereof heat treatment
JP4385019B2 (en) Manufacturing method for steel nitrocarburized machine parts
KR20130004307A (en) Steel component having excellent temper softening resistance
EP3020841B1 (en) Coil spring, and method for manufacturing same
KR102326263B1 (en) Steel wire rod, steel wire for ultra high strength spring and manufacturing mehtod thereof
KR101043856B1 (en) Chromium alloy steel having superior cold forging formability for automobile and manufacturing method of differential gear using the same
KR101449040B1 (en) Method for manufacturing transmission gear of automobile
JP3872364B2 (en) Manufacturing method of oil tempered wire for cold forming coil spring
KR102448754B1 (en) High-strength wire rod with excellent heat treatment property and resistance of hydrogen delayed fracture, heat treatment parts using the same, and methods for manufacturing thereof
KR101655181B1 (en) High strength steel and method for manufacturing gear
KR101481168B1 (en) Method for manufacturing shaft of automobile
KR102448756B1 (en) High-strength wire rod with excellent resistance of hydrogen delayed fracture, heat treatment parts using the same, and methods for manufacturing thereof
KR20150004640A (en) Wire rod having excellent cold forging characteristics and method for manufacturing the same
KR101560877B1 (en) Medium carbon sofr wire rod having excellent impact toughness and method for manufacturing the same
KR101977502B1 (en) Steel wire rod for cold heading having excellent deformation characteristics and tensile strength after cold heading and method of manufacturing the same
KR20220169247A (en) High-strength wire rod with improved hydrogen delayed fracture resistance, heat treatment parts using the same, and methods for manufacturing thereof
JPH0598357A (en) Production of tempering-free-type high carbon steel sheet
JP2023144640A (en) Steel for nitriding having excellent cold forging property and cold forged nitrided component
JP2023144674A (en) Steel for nitriding having excellent cold forging property and cold forged nitrided component
EP4265786A1 (en) High hardness armored steel having excellent low-temperature impact toughness, and manufacturing method therefor

Legal Events

Date Code Title Description
A201 Request for examination
E902 Notification of reason for refusal
E701 Decision to grant or registration of patent right
GRNT Written decision to grant
FPAY Annual fee payment

Payment date: 20140610

Year of fee payment: 4

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20150616

Year of fee payment: 5

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20160616

Year of fee payment: 6

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20180618

Year of fee payment: 8

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20190617

Year of fee payment: 9