KR20120006091A

KR20120006091A - 인성 및 고온 강도가 우수한 열간 공구강 및 그의 제조 방법

Info

Publication number: KR20120006091A
Application number: KR1020117031362A
Authority: KR
Inventors: 고타 가타오카; 히데시 나카쓰; 야스시 다무라; 마사유키 나가사와
Original assignee: 히타치 긴조쿠 가부시키가이샤
Priority date: 2006-09-15
Filing date: 2007-09-14
Publication date: 2012-01-17
Also published as: WO2008032816A1; KR20090043556A; CN101517114A; EP2065483A4; KR20130036076A; CN102994902A; US20100193089A1; EP2065483A1

Abstract

본 발명은 인성 및 고온 강도를 향상시킨 열간 공구강 및 그의 제조 방법을 제공한다. 질량%로, C: 0.34∼0.40%, Si: 0.3∼0.5%, Mn: 0.45∼0.75%, Ni: 0∼0.5% 미만, Cr: 4.9∼5.5%, Mo 및 W가 단독 또는 복합으로 (Mo+1/2W): 2.5∼2.9%, V: 0.5∼O.7%, 나머지량의 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 열간 공구강이다. 바람직하게는, 그것의 담금질 시의 단면 조직이 괴상 조직 및 침상 조직을 포함하고, 괴상 조직(A%): 45면적% 이하, 침상 조직(B%): 40면적% 이하, 잔류 오스테나이트(C%): 5∼20체적%이다. 상기 열간 공구강을 하기 수식으로 나타내어지는 템퍼링 경도(HRC)와 조직 비율과의 관계치 X가 40 이상이 되도록 템퍼링하는, 열간 공구강의 제조 방법이다:
X = [-0.36×(HRC)-1.47×(A%)-1.67×(B%)+6.55×(C%)+72.91]

Description

인성 및 고온 강도가 우수한 열간 공구강 및 그의 제조 방법{HOT-WORKING TOOL STEEL HAVING EXCELLENT TOUGHNESS AND HIGH-TEMPERATURE STRENGTH AND METHOD FOR PRODUCTION THEREOF}

본 발명은, 프레스 금형이나 단조 금형, 다이캐스트 금형, 압출 공구와 같은 여러 가지 열간 공구로서 사용될 때 최적이 되도록, 인성 및 고온 강도를 향상시킨 열간 공구강, 및 그의 제조 방법에 관한 것이다.

열간 공구는, 고온의 피가공 재료나 경질인 피가공 재료와 접촉하면서 사용되기 때문에, 열피로나 충격을 견딜 수 있는 강도와 인성을 겸비할 필요가 있다. 그래서, 종래 열간 공구의 분야에는, 예를 들면 JIS강 종류인 SKD61계 합금 공구강이 이용되고 있었다. 더욱 최근에는, 열간 공구를 사용해서 제조되는 제품의 제조 시간의 단축 및 복잡한 형상의 성형을 위해서 피가공 재료가 고온화되고 있는 점, 복수 개의 제품의 동시 가공에 따라 금형 등의 열간 공구도 대형화되고 있는 점 등으로 인해, 열간 공구 재료에는 더욱 높은 고온 강도와 대형 사이즈에서도 내부까지 높은 인성을 확보할 수 있는 것이 요구되고 있다.

합금 공구강의 인성과 고온 강도를 개선하는 것을 목적으로 하여, 화학 조성의 범위를 정함으로써 인성을 유지하면서 고온 강도를 개선하는 방법(특허 문헌 1 참조), 잔류 탄화물의 양을 규정함으로써 인성 및 고온 강도를 개선하는 방법 등이 제안되어 있다(특허 문헌 2 참조).

특허 문헌 1: 일본 특개평2-179848호 공보

특허 문헌 2: 일본 특개 2000-328196호 공보

전술한 특허 문헌 1은, 인성의 구체적인 측정치가 없기 때문에 인성의 수준을 평가할 수는 없지만, 본 발명자가 행한 검토 결과로부터 판단하면, 인성 및 고온 강도를 충분히 높은 레벨로 겸비하기 위해서는 화학 조성의 범위를 한정하는 것이 불충분하다. 또, 전술한 특허 문헌 2의 방법에 있어서도, 인성 및 고온 강도는 담금질(quenching) 후의 마르텐사이트 조직이나 베이나이트 조직 등의 조직의 영향을 크게 받기 때문에, 인성 및 고온 강도를 높은 레벨로 제어하기 위해서는 잔류 탄화물의 양을 규정하는 것만으로는 불충분하다.

본 발명의 목적은, 보다 확실하게 우수한 인성 및 고온 강도를 가지는 열간 공구강과, 그의 제조 방법을 제공하는 것이다.

본 발명자가 주의 깊게 연구한 결과, 인성 및 고온 강도에는 담금질 후의 조직이 크게 영향을 준다는 것을 규명하고, 우수한 인성 및 고온 강도를 겸비하기 위해서 바람직한 담금질 후의 조직을 밝혀 냈다. 바람직한 담금질 후의 조직을 얻기 위해서는, 각 원소의 함유량을 최적인 범위로 제어함으로써 비로소 얻어지는, 매우 좁은 양호한 조성 영역이 존재한다는 것을 발견하고, 본 발명에 도달했다.

즉, 본 발명은, 질량%로, C: 0.34∼0.40%, Si: 0.3∼0.5%, Mn: 0.45∼0.75%, Ni: 0∼0.5% 미만, Cr: 4.9∼5.5%, Mo 및 W는 단독 또는 복합으로 (Mo+1/2W): 2.5∼2.9%, V: 0.5∼0.7%, 나머지량의 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 것을 특징으로 하는, 인성 및 고온 강도가 우수한 열간 공구강이다. 본 발명의 열간 공구강은, 예를 들면 그것의 경도를 40HRC 이상으로 조절해서 사용하면 되지만, 43HRC 이상, 특히 45HRC 이상의 높은 경도 영역에 있어서, 우수한 인성 및 고온 강도의 겸비 효과를 발휘한다. 49HRC 이하가 바람직하다.

여기에서, 본 발명의 열간 공구강에 바람직하게는, 그것을 구성하는 C, Si, Mn, Ni, Cr, Mo, W, 및 V의 각 원소 중의 1종 또는 2종 이상이, 추가로 하기의 좁은 조성 영역을 충족시키는 것이다. 이것에 대해서는, 물론 그 모두를 충족시키는 것이 바람직하다.

C: 0.35∼0.39%,

Si: O. 35∼0.45%,

Mn: 0.5∼0.7%,

Ni: 0.01∼0.3%,

Cr: 5.0∼5.4%,

Mo 및 W는 단독 또는 복합으로 (Mo+1/2W): 2.6∼2.8%,

V: 0.55∼0.65%.

또, 본 발명은, 상기 성분 조성을 가지는 열간 공구강으로서, 그것의 담금질 시의 단면 조직은, 괴상(塊狀) 조직 및 침상(針狀) 조직을 포함하고,

괴상 조직(A%): 45면적% 이하,

침상 조직(B%): 40면적% 이하,

잔류 오스테나이트(C%): 5∼20체적%

인 것을 특징으로 하는, 인성 및 고온 강도가 우수한 열간 공구강이다.

상기 열간 공구강을, 하기 수식으로 나타내어지는 템퍼링 경도(HRC)와 조직 비율과의 관계치 X가 40 이상이 되도록 템퍼링하는 것을 특징으로 하는, 인성 및 고온 강도가 우수한 열간 공구강의 제조 방법이다. 템퍼링 경도는 40∼49HRC을 설정하면 되지만, 바람직한 템퍼링 경도는 43∼49HRC, 보다 바람직하게는 45∼49HRC이다.

X = [-0.36×(HRC)-1.47×(A%)-1.67×(B%)+6.55×(C%)+72.91]

본 발명에 의하면 열간 공구강의 인성 및 고온 강도를 매우 높은 레벨로 겸비할 수 있다. 그리고, 이 효과는 40HRC 이상의 경도 영역에 있어서 뿐 아니라, 예를 들면 43HRC 이상, 더 나아가 45HRC 이상, 46HRC 이상의 고경도 영역으로 조절했을 때에, 최대한으로 발휘된다. 따라서, 여러 가지 열간의 용도·환경에 적용이 가능한 열간 공구강의 실용화에 있어서 유효한 기술이 된다.

도 1은 본 발명의 열간 공구강의 담금질 조직의 일례를 나타내는 단면 마이크로 사진이다.
도 2는 도 1의 담금질 조직에 있어서, 괴상 조직을 선택한 모식도이다.
도 3은 도 1의 담금질 조직에 있어서, 침상 조직을 선택한 모식도이다.
도 4는 비교예의 열간 공구강의 담금질 조직의 일례를 나타내는 단면 마이크로 사진이다.
도 5는 도 4의 담금질 조직에 있어서, 괴상 조직을 선택한 모식도이다.
도 6은 도 4의 담금질 조직에 있어서, 침상 조직을 선택한 모식도이다.

상술한 바와 같이, 본 발명의 중요한 특징 중 하나는, 각 원소의 함유량을 최적의 범위로 제어하는 것에 있다. 즉, 본 발명의 한 측면은, 각 원소의 함유량을 한정된 범위로 제어하고, 더욱 바람직하게는, 후술하는 담금질 조직도 인식함으로써, 예컨대, 종래 제조 방법에서의 넓은 범위의 담금질 냉각 속도에서뿐만 아니라, 임의의 담금질 방법에서도 높은 수준의 인성 및 고온 강도를 제공할 수 있는 좁은 조성 영역이 존재함을 발견한 것이다. 즉, 기본 원소에 있어서는, C-Cr 함량의 관계는 종래의 밸런스를 따르면서도, 이것에 상호 관계하는 다른 탄화물 형성 원소인 Mo, W, V의 최적 조정과, 이들 기본 원소들의 조정의 결과로서의 특성에 커다란 영향을 미치는 Si나 Ni를 조정하는 것이 중요하다. 이하, 본 발명의 강의 좁은 조성 영역으로 구성되는 성분 한정의 이유에 대해 설명한다.

C는, 일부가 베이스 중에 고용(固溶)되어 강도를 부여하고, 일부는 탄화물을 형성함으로써 내마모성이나 스틱킹(sticking) 내성을 높이는, 열간 공구강에는 중요한 필수 원소이다. 또, 고용된 침입형 원자인 C는, Cr과 같은 탄소와 친화성이 큰 치환형 원자와 공첨가(共添加)한 경우, I(침입형 원자)-S(치환형 원자) 효과; 용질 원자의 드래깅(dragging) 저항으로서 작용하여 강도를 높이는 효과도 기대된다. 단, 함유량이 0.34질량% 미만일 경우에는 공구 부재로서 충분한 경도, 내마모성을 확보할 수 없게 된다. 한편, 과도한 첨가는 인성이나 열간 강도의 저하를 초래하기 때문에 상한을 0.40질량%로 한다. 바람직하게는 0.35∼0.39%, 더욱 바람직하게는 0.36∼0.38%이다.

Si는, 제강(製鋼) 시의 탈산제임과 아울러 피삭성(被削性)을 높이는 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는 0.3질량% 이상을 첨가해야 하지만, 너무 많으면 후술하는 침상 조직을 발달시켜 인성을 저하시킨다. 또, 담금질 냉각 시의 베이나이트 조직 중의 세멘타이트계의 탄화물의 석출을 억제함으로써, 간접적으로 템퍼링 시의 합금 탄화물의 석출·응집·조대화를 촉진해서 고온 강도를 저하시킬 수도 있으므로 0.5질량% 이하로 한다. 바람직하게는 0.35∼0.45%이다.

Mn은, 담금질성을 높이고, 페라이트의 생성을 억제하고, 적당한 담금질 템퍼링 경도를 얻는 효과가 있다. 또, 비금속 개재물 MnS로서 조직 중에 존재하면, 피삭성의 향상에 큰 효과가 있다. 이러한 효과를 얻기 위해서는 0.45질량% 이상을 첨가해야 하지만, 너무 많으면 베이스의 점도가 높아져서 피삭성을 저하시키므로 0.75질량% 이하로 한다. 바람직하게는 0.5∼0.7%이다.

Ni는, 페라이트의 생성을 억제하는 원소이다. 또, C, Cr, Mn, Mo, W 등과 함께 본 발명의 강에 우수한 담금질성을 부여하고, 완만한 담금질 냉각 속도의 경우에도, 후술하는 침상 조직의 생성을 억제하는 효과가 있어, 마르텐사이트를 주체(主體)로 하는 조직을 형성시켜, 인성의 저하를 막기 때문에 중요한 첨가 원소이다. 또한, 베이스가 본질적인 인성 개선 효과를 부여하므로, 예를 들면, O.01% 이상인 첨가가 바람직한 원소이다. 그리고, 본 발명에 있어서 무엇보다도 중요한 것은, 이 Ni를 첨가한 경우라 해도, 상한을 엄격하게 규제 관리하는 것이다. 즉, 너무 많으면 베이스의 점도가 높아져서 피삭성을 저하시키거나, 고온 강도를 저하시키거나, 또, 후술하는 괴상 조직을 발달시켜서 인성을 저하시키거나 하므로, 0.5질량% 미만으로 할 필요가 있다. 바람직하게는, 0.3질량% 이하로 규제하는 것이다.

Cr은 담금질성을 높이고, 또한 탄화물을 형성해서 베이스의 강화나 내마모성을 향상시키는 효과를 가지는 원소로서, 템퍼링 연화(軟化) 저항 및 고온 강도의 향상에도 기여하는, 본 발명의 열간 공구강에는 필수적인 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서 4.9질량% 이상 첨가할 필요가 있다. 단, 과도한 첨가는 담금질성이나 고온 강도의 저하를 초래하기 때문에, 상한을 5.5질량%로 한다. 바람직하게는 5.0∼5.4%, 더욱 바람직하게는 5.1∼5.3%이다.

Mo 및 W는, 담금질성을 높이는 동시에, 템퍼링에 의해 미세 탄화물을 석출시켜서 강도를 부여하고, 연화 저항을 향상시키기 위해서 단독 또는 복합으로 첨가할 수 있다. W는 Mo의 약 2배의 원자량을 가지므로 Mo+1/2W로 규정할 수 있다(당연히, 어느 하나만을 첨가할 수도 있고, 쌍방을 공첨가할 수도 있다). 그리고, 상기 효과를 얻기 위해서는 (Mo+1/2W)로 2.5질량% 이상의 첨가가 필요하다. 너무 많으면 피삭성의 저하나 후술하는 침상 조직의 발달에 의한 인성의 저하를 초래하므로, (Mo+1/2W)로 2.9질량% 이하로 한다. 바람직하게는 (Mo+1/2W)로 2.6∼2.8%이다.

V는, 탄화물을 형성하고, 기지의 강화나 내마모성 향상의 효과를 가진다. 또, 템퍼링 연화 저항을 높이는 동시에 결정립의 조대화를 억제하고, 인성 향상에 기여한다. 이 효과를 얻기 위해서는 0.5질량% 이상을 첨가할 필요가 있지만, 너무 많으면 피삭성이나 인성의 저하를 초래하므로 0.7질량% 이하로 한다. 바람직하게는 0.55∼0.65%이다.

한편, 불가피한 불순물로서, 잔류할 가능성이 있는 주된 원소는, P, S, Co, Cu, A1, Ca, Mg, O, N 등이다. 본 발명의 작용 효과를 최대한으로 달성하기 위하여는, 이러한 불순물은 가능한 한 낮은 편이 바람직하지만, 한편으로는, 개재물의 형태 제어나, 그 밖의 기계적 특성, 혹은 제조 효율의 향상과 같은, 부가적인 작용 효과를 얻기 위해서는, 다소의 함유 및/또는 첨가가 가능할 수도 있다. 이 경우, 질량%로 P≤O.03%, S≤0.01%, Co≤0.05%, Cu≤0.25%, Al≤0.025%, Ca≤0.01%, Mg≤0.01%, O≤0.01%, N≤0.03%이면, 본 발명의 열간 공구강의 기본 특성에 특별히 큰 영향을 미치지 않는다고 생각되므로, 이 범위이면 허용가능하고, 바람직한 규제 상한이다.

전술한 성분 조성의 중요성에 더해서 바람직하게는, 본 발명은 그 조직으로부터의 해결 어프로치를 시험해 본 것에도, 큰 특징을 가진다. 즉, 합금 공구강의 기계적 특성에 영향을 미치는 "조직적 요인"도 연구함으로써, 본 발명의 극히 좁은 영역에서 이루어지는 최적인 성분 범위에 아울러, 최적인 조직도 특정한 것이다. 즉, 상기의 성분 조성을 충족시키는 본 발명의 열간 공구강은, 담금질 시의 단면 조직에 있어서, 괴상 조직 및 침상 조직을 포함하고,

괴상 조직(A%): 45면적% 이하,

침상 조직(B%): 40면적% 이하,

잔류 오스테나이트(C%): 5∼20체적%

이다.

먼저, 담금질 조직이란, 통상 이용되고 있는 바와 같은, 오스테나이트 온도 영역에서의 냉각에 의해 얻어진, 마르텐사이트 및/또는 베이나이트를 주체로 하여 구성된 조직이다. 그리고, 본 발명의 담금질 조직은, 실질적으로 상기 마르텐사이트 및/또는 베이나이트와, 다음으로는 적절한 소량의 잔류 오스테나이트로 구성되어 있는 바, 상기 괴상 조직 및 침상 조직은, 이 마르텐사이트 및/또는 베이나이트의 일부로 구성되어 있는 것이다. 여기서, 본 발명의 담금질 조직 중에서 정의되는 괴상 조직 및 침상 조직이란, 통상의 베이나이트 분별(分別)에 이용할 수 있는 깃털 모양 베이나이트(상부 베이나이트)나 침상 베이나이트(하부 베이나이트)의 정의에 따른 것과는 다르다.

즉, 본 발명의 괴상 조직이란, 그 조직 내부에 여러 종류의 방향성을 가진 미세한 탄화물이 다수 성장된 조직이다. 그리고, 강의 단면 조직에 있어서, 본 발명의 괴상 조직은, 그 표기와 같이, 모두 "덩어리 모양"을 나타낸다. 이 괴상 조직은, 사방 1Omm 정도의 작은 시료를 공냉할 만큼의 빠른 냉각 속도에서도 생성되므로, 실용 강괴의 담금질 시에는, 더욱 괴상 조직을 저감하는 것은 어렵지만, 전체 조직의 대부분을 차지하면, 인성의 저하를 초래한다. 따라서, 본 발명에 있어서는, 담금질 조직 중에 차지하는 괴상 조직을 45면적% 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 40면적% 이하, 더욱 바람직하게는 30면적% 이하이다.

다음으로, 본 발명의 침상 조직이란, 그 조직 내부에, 하나의 방향성을 가진 상기 괴상 조직 중의 탄화물에 비해서 긴 탄화물이, 다수 성장한 조직이다. 그리고, 단면 조직에 있어서, 본 발명의 침상 조직은 "바늘 모양"을 나타낸다. 이 침상 조직은, 괴상 조직이 생성하기 시작하는 냉각 속도보다도 늦은 냉각 속도로 생성되지만, 역시 실용 강괴의 담금질 시에는, 이 침상 조직도 저감하는 것은 어렵다. 그러나, 전체 조직의 대부분을 차지하면, 인성이 크게 나빠진다. 따라서, 본 발명에 있어서는, 담금질 조직 중에 차지하는 침상 조직을 40면적% 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, 25면적% 이하이다.

여기서, 본 발명의 괴상 조직 및 침상 조직은, 그 형상의 차이를 이용함으로써, 단면 관찰에 의한 시각적인 분별·정량을 할 수 있다. 즉, 임의의 조직 단면에 있어서는, 예를 들면 정전위 전해 에칭법(SPEED법)에 의한 부식을 실시함으로써, 탄화물이 석출되지 않는 마르텐사이트 베이스에 비해서는 내식성이 떨어지는 양 조직은 우선적으로 부식된다. 그리고, 그 부식면을 주사 전자 현미경(×5000배)으로 관찰한 조직 사진이 도 1이지만, 보충의 모식도로서 도 2와 도 3에도 나타낸 바와 같이, 본 발명의 괴상 조직 및 침상 조직의 분별 정량이 가능하다. 한편, 이 경우, 본 발명에서는, 최대 길이로 약 0.5㎛ 이상의 양 조직을 관찰 대상으로 하고, 임의의 3 시야(視野)의 관찰을 행하면, 그 작용 효과를 특정하는 데에 충분하다. 도 1은, 괴상 조직이 27면적%, 침상 조직이 30면적%인, 후술하는 실시예 3의 본 발명 강 6에 상당하는 것 중의 1 시야이다. 그리고, 도 4는 괴상 조직이 44면적%, 침상 조직이 16면적%인, 후술하는 실시예 3의 종래 강 31에 상당하는 것 중의 1 시야이다.

또, 본 발명의 담금질 조직 구성에 있어서는, 또 하나 중요시 되는 것이, 잔류 오스테나이트이다. 이 조직은, 강도 특성의 열화 요인으로서, 저감의 바람직한 조직인 바, 본 발명에 있어서는, 적당한 잔류량이 인성의 향상에 기여한다. 따라서, 본 발명에서는, 담금질 조직 중에 차지하는 잔류 오스테나이트를 5∼20체적%로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, 10체적% 이상이다. 한편, 잔류 오스테나이트의 정량은, 통상적 방법에 따라, 예를 들면, 전해 연마한 시료를 이용해서 X선 회절법에 의한 회절 강도를 이용한 체적률 측정을 행하면 된다.

본 발명의 열간 공구강의 제조 방법에 있어서는, 상기의 성분 조성 및 담금질 조직 구성을 충족시킨 다음에는, 다음 공정의 템퍼링에서 목표로 하는 조질 경도를 정한 다음, 이하의 관계식 중 X가 40 이상이 되는 템퍼링을 실시함으로써, 인성이 우수한 열간 공구강이 만들어진다.

X=[-0.36×(HRC)-1.47×(A%)-1.67×(B%)+6.55×(C%)+72.91]

A%: 괴상 조직 면적%, B%: 침상 조직 면적%, C%: 잔류 오스테나이트 체적%

즉, 상기 식은, 템퍼링 후의 인성에 미치는, 담금질 시의 조직과, 템퍼링 경도의 영향도를 연구한 것으로, 그 구체적인 영향 파라미타를 명확히 한 것이다. 템퍼링 후의 인성을 확보하는 데에는, 괴상 조직 및 침상 조직의 저감이 유효하고, 양자 중에서도, 수식에 있어서 네거티브측에 큰 계수를 가진 침상 조직의 저감이 특히 유효하다. 한편으로는, 수식에 있어서 포지티브측에 큰 계수를 가지고 있으므로, 적량의 잔류 오스테나이트가 인성의 확보에 유리하게 작용한다는 것을 알 수 있다. 그리고, 목표로 하는 경도로서는, 예를 들면, 열간 공구강으로서 성립하는 40HRC 이상을 설정해도 되지만, 본 발명의 성분 조성과 담금질 조직 구성을 충족시킨 열간 공구강이면, 더욱 높은 경도, 예를 들면 43HRC 이상, 그리고 45HRC 이상의 경도를 목표로 해도, 충분한 인성을 확보할 수 있는 것이다. 그러나, 현저한 인성 향상 효과를 유지한 다음에는, 49HRC 이하의 템퍼링 경도에 그치는 것이 바람직하다.

실시예 1

표 1에 본 발명 강, 비교 강 및 종래 강의 화학 성분을 나타낸다. 비교 강은 본 발명의 한정된 좁은 성분 범위에서 벗어나 있는 화학 조성의 강철, 종래 강은 현재 일반적으로 사용되고 있는, 당연한 것이면서 본 발명의 성분 범위 외의 열간 공구강이다.

이러한 본 발명 강, 비교 강 및 종래 강은, 진공 유도 용해로에서 1Okg씩 용제한 강괴에, 1250℃에서 5시간의 균질화 열처리를 실시한 후, 1150℃에서 열간 단조함으로써 30mm두께×60mm폭의 강재를 제조했다. 그 후, 860℃에서 어닐링 처리한 뒤, 1030℃에서 담금질 처리했다. 담금질은 가압 가스 냉각으로 행하고, 담금질 온도(1030℃)로부터 담금질 온도와 실온(20℃)의 중간 온도(525℃)까지 냉각하는 데에 소요되는 시간을 반냉각 시간이라고 정의한 경우(예를 들면, 1030℃로부터 525℃까지 냉각하는 데에 10분 걸리는 경우 "반냉각 10분"이라고 나타낸다), 급랭에 대응하는 것으로서 반냉각 3분 정도, 대형 사이즈의 강재의 중심부와 같이 냉각 속도가 지연되는 부분에 대응하는 것으로서 반냉각 40분 정도로 냉각했다. 그 후, 여러 가지 온도에서 템퍼링 처리하여, 46HRC의 경도로 조질했다.

상기와 같이 해서 제조한 표 1의 본 발명 강, 비교 강 및 종래 강으로부터, 단조 후의 강재의 폭 방향에 시험편의 길이 방향, 강재의 길이 방향에 시험편의 노치(notch) 방향이 오도록(즉, T 방향으로부터 채취) 해서 제조한 2mm U-노치 샤르피(Charpy) 충격 시험편을 이용하여, 실온에서 샤르피 충격 시험한 결과를 표 2에 나타낸다. 이 T 방향으로부터 채취하고, 비교적 높은 경도인 46HRC로 조질한 시험편으로 샤르피 충격 시험을 행한 경우, 단조 조직의 영향을 받아서 충격치가 낮아지기 쉽기 때문에, 34(J/㎠)을 초과하는 충격치가 얻어지면 우수한 인성을 가진다고 말할 수 있다. 특히 40(J/㎠)을 초과하는 충격치가 얻어지면 그 인성은 매우 우수하다.

시료	2mm U-노치 샤르피 충격치(J/㎠)
시료	반냉각 3분 담금질	반냉각 40분 담금질
본 발명 강 1	49.8	37.5
본 발명 강 2	52.5	36.2
본 발명 강 3	57.2	43.3
본 발명 강 4	53.9	34.4
본 발명 강 5	53.0	40.6
본 발명 강 6	52.5	41.1
본 발명 강 7	52.5	47.9
본 발명 강 8	54.9	41.1
본 발명 강 9	48.4	41.5
본 발명 강 10	42.4	36.6
본 발명 강 11	47.0	34.4
본 발명 강 12	49.3	39.7
본 발명 강 13	43.8	34.4
비교 강 21	38.0	29.8
비교 강 22	52.1	32.3
비교 강 23	54.9	43.8
비교 강 24	44.3	31.4
비교 강 25	37.5	33.6
비교 강 26	51.6	30.1
비교 강 27	47.9	33.6
종래 강 31	42.4	21.6
종래 강 32	41.1	34.4

표 2의 결과로부터, 급랭에 의한 담금질을 실시하면, 본 발명의 조성 외인 비교 강이나 종래 강인 경우에도, T 방향으로부터 채취한 시험편에서도 비교적 높은 충격치가 얻어진다. 그러나, 반냉각 40분 정도의 느린 냉각 속도로 담금질한 경우, 비교 강 21은 처음부터 Mo량이 낮은 것에 더하여, Ni도 무첨가이기 때문에, 비교 강 22는 Mo량이 낮기 때문에, 각각 담금질성이 뒤떨어지고, 충격치도 낮아진다. 또, Si량이 지나치게 많은 비교 강 24∼27도 충격값이 낮아진다.

종래 강 31은, 처음부터 Mo량이 낮은 것에 더하여, 조금 낮은 C량과 Ni도 무첨가이기 때문에 담금질성이 상당히 뒤떨어지고, 충격치가 가장 낮다. Mo량이 많고, 충격치가 낮은 경향에 있는 종래 강 32는 Si도 매우 낮으므로, 피삭성이 불충분하다.

이에 반해, 화학 조성을 최적으로 조정한 본 발명 강 1∼13은, 느린 냉각 속도에서의 담금질이더라도 우수한 인성을 유지한다. 한편, 비교 강 23은, 본 발명으로 의한 최적 조성과 비교해서 인성을 향상시키는 원소인 Ni만이 높게 벗어난 조성이기 때문에, 냉각 속도가 느려져도 인성은 양호하다.

실시예 2

다음으로, 표 1의 본 발명 강 및 비교 강 중에서 충격치가 양호했던 비교 강 23을 이용해서 고온 강도를 비교했다. 인장 시험편은, 단조 후의 강재의 길이 방향에 시험편의 길이 방향이 오도록 채취하여(즉, L 방향으로부터 채취하여), 650℃에서 고온 인장 시험했을 때의 인장 강도로 평가했다. 인장 시험은, 시험편이 650℃에 도달한 후 10분 유지하고 나서 시작했다. 결과를 표 3에 나타낸다.

시료	650℃에서의 인장 강도(MPa)
시료	반냉각 3분 담금질	반냉각 40분 담금질
본 발명 강 1	645	603
본 발명 강 2	656	606
본 발명 강 3	675	621
본 발명 강 4	638	632
본 발명 강 5	650	635
본 발명 강 6	678	641
본 발명 강 7	664	628
본 발명 강 8	657	638
본 발명 강 9	661	621
본 발명 강 10	648	622
본 발명 강 11	667	614
본 발명 강 12	638	596
본 발명 강 13	675	636
비교 강 23	603	589

본 발명의 최적 조성의 좁은 범위로부터 벗어나는 비교 강 23은, Ni 함유량이 지나치게 많기 때문에, 인성은 우수했지만 고온 강도가 떨어지는 것을 알 수 있다. 한편, 본 발명 강은 모두 높은 고온 강도를 가지는 것을 알 수 있다.

실시예 3

실시예 1에서 제조한 본 발명 강 6, 비교 강 2i∼23, 26 및 종래 강 31, 32에 대해서는, 그의 반냉각 40분 정도의 느린 냉각 속도로 담금질한 강재를 대상으로 하고, 템퍼링하기 전에는, 이하와 같이 사전에 조직 관찰을 행했다. 우선, 이러한 강재로부터, 사방 1Omm의 조직 관찰용 시료를 채취하고, SPEED법으로 부식시킨 시료를 이용해서 주사 전자 현미경에 의한 5000배의 관찰을 행했다. 일례로서 본 발명 강 6 및 종래 강 31로부터 얻어진 화상을 도 1 및 도 4에 나타낸다. 이러한 화상을 이용하여, 괴상 조직 및 침상 조직을 화상해석에 의해 면적률 측정했다. 역시 일례로서 본 발명 강 6 및 종래 강 31의 괴상 조직을 측정한 모식도를 도 2 및 도 5, 동일하게 본 발명 강 6 및 종래 강 31의 침상 조직을 측정한 모식도를 도 3(× 표시는 제외됨) 및 도 6에 나타낸다. 이러한 측정을 각 시료의 각 조직에 대해서 3 시야씩 행함으로써, 그 평균을 면적률로 했다. 또, 상기 시료를 재연마 후, 전해 연마로 마감 처리한 시료에 대해서 X선 회절법에 의한 잔류 오스테나이트량의 측정을 행했다. 이상의 결과를 종합한 것을 표 4에 나타낸다.

시 료	괴상 조직의 면적% (A%)	침상 조직의 면적% (B%)	잔류 오스테나이트의 체적% (C%)
본 발명 강 6	23	36	12
비교 강 21	34	17	8
비교 강 22	46	2	8
비교 강 23	43	2	9
비교 강 26	55	5	9
종래 강 31	39	20	9
종래 강 32	32	22	9

실시예 1에서는 이미 개시되어 있지만, 샤르피 충격 시험의 결과를, 시험편의 템퍼링 경도, 그리고 본 발명의 경도와 조직 비율의 관계식으로부터 도출되는 값 X와 함께 표 5에 나타낸다.

시 료	2mm U-노치 샤르피 충격치 (J/㎠)	샤르피 충격 시험편 의 경도 (HRC)	X
본 발명 강 6	41.1	45.2	41.3
비교 강 21	29.8	45.1	30.7
비교 강 22	32.3	46.0	37.8
비교 강 23	43.8	45.3	49.0
비교 강 26	30.1	45.6	26.2
종래 강 31	21.6	46.2	24.5
종래 강 32	34.4	46.5	31.3

이러한 결과로부터, 반냉각 40분 정도의 느린 냉각 속도로 담금질한 경우, 충격치가 낮은 비교 강 21 및 종래 강 31의 담금질 조직을 평가하면, 비교적 괴상 조직이 많을 뿐 아니라 잔류 오스테나이트도 낮은 상태에서는, 인성에 대한 악영향 정도가 높은 침상 조직이 발달하고, 게다가 X값도 상당히 낮다. 충격치가 낮은 종래 강 32도, 그것의 담금질 조직은 비교 강 21 및 종래 강 31에 가깝지만, 각 구성 조직의 밸런스 개선(즉, X값의 상승)에 의해, 인성이 향상되는 경향이 있다.

Mo량이 낮은 비교 강 22 및 비교 강 26은, Ni량이 지나치게 많아서 괴상 조직이 발달하기 때문에, 충격값이 낮다. 한편, 양시료에 있어서는, 비교 강 26은, 추가로 Si량도 많기 때문에, 침상 조직이 생성되는 경향도 보인다.

이에 반하여, 화학 조성을 최적으로 조정한 본 발명 강 6의 담금질 조직을 평가하면, 침상 조직이 발달되어도, 괴상 조직이 적고, 또한, 무엇보다도 인성의 향상에 유효한 잔류 오스테나이트가 많이 잔존하고 있다. 그리고, 상기 구성 조직의 밸런스(즉, X값)도 우수하다. 한편, 다량의 Ni를 포함하기 때문에 인성이 양호한 비교 강 23의 담금질 조직은, 괴상 조직이 많으면서도, X값이 40 이상을 충족시키고 있다. 그러나, 고온 강도가 떨어지는 것은 전술한 바와 같다.

본 발명을 적용해서 열간 공구강의 인성 및 고온 강도를 향상시킴으로써, 프레스 금형이나 단조 금형, 다이캐스트 금형, 압출 공구와 같은 여러 가지 열간 공구에 대한 적용은 물론, 더 나아가 사용 부하가 큰 금형 등의 열간 공구 부재에도 적용할 수 있다.

Claims

질량%로, C: 0.34∼0.40%, Si: 0.3∼0.5%, Mn: 0.45∼0.75%, Ni: 0∼0.5% 미만, Cr: 4.9∼5.5%, Mo 및 W는 단독 또는 복합으로 (Mo+1/2W): 2.5∼2.9%, V: 0.5∼O.7%, 나머지량의 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 것을 특징으로 하는, 인성(靭性) 및 고온 강도가 우수한 열간 공구강.
제1항에 있어서,
질량%로, C: 0.35∼0.39%인 것을 특징으로 하는, 인성 및 고온 강도가 우수한 열간 공구강.
제1항에 있어서,
질량%로, Si: 0.35∼0.45%인 것을 특징으로 하는, 인성 및 고온 강도가 우수한 열간 공구강.
제1항에 있어서,
질량%로, Mn: 0.5∼0.7%인 것을 특징으로 하는, 인성 및 고온 강도가 우수한 열간 공구강.
제1항에 있어서,
질량%로, Ni: 0.01∼0.3%인 것을 특징으로 하는, 인성 및 고온 강도가 우수한 열간 공구강.
제1항에 있어서,
질량%로, Cr: 5.0∼5.4%인 것을 특징으로 하는, 인성 및 고온 강도가 우수한 열간 공구강.
제1항에 있어서,
질량%로, Mo 및 W는 단독 또는 복합으로 (Mo+1/2W): 2.6∼2.8%인 것을 특징으로 하는, 인성 및 고온 강도가 우수한 열간 공구강.
제1항에 있어서,
질량%로, V: 0.55∼0.65%인 것을 특징으로 하는, 인성 및 고온 강도가 우수한 열간 공구강.
제1항에 있어서,
경도가, 40HRC 이상인 것을 특징으로 하는, 인성 및 고온 강도가 우수한 열간 공구강.
제1항에 있어서,
경도가, 43HRC 이상인 것을 특징으로 하는, 인성 및 고온 강도가 우수한 열간 공구강.
제1항에 있어서,
경도가, 45HRC 이상인 것을 특징으로 하는, 인성 및 고온 강도가 우수한 열간 공구강.
제9항 내지 제11항 중 어느 한 항에 있어서,
경도가, 49HRC 이하인 것을 특징으로 하는, 인성 및 고온 강도가 우수한 열간 공구강.
제1항에 있어서,
담금질 시의 단면 조직은, 괴상(塊狀) 조직 및 침상(針狀) 조직을 포함하고,
괴상 조직(A%): 45면적% 이하,
침상 조직(B%): 40면적% 이하,
잔류 오스테나이트(C%): 5∼20체적%
인 것을 특징으로 하는, 인성 및 고온 강도가 우수한 열간 공구강.
제13항에 기재된 열간 공구강을, 하기 수식으로 나타내어지는 템퍼링(tempering) 경도(HRC)와 조직 비율과의 관계치 X가 40 이상이 되도록 템퍼링하는 것을 특징으로 하는, 인성 및 고온 강도가 우수한 열간 공구강의 제조 방법:
X = [-0.36×(HRC)-1.47×(A%)-1.67×(B%)+6.55×(C%)+72.91]
제14항에 있어서,
40∼49HRC로 템퍼링하는 것을 특징으로 하는, 인성 및 고온 강도가 우수한 열간 공구강의 제조 방법.
제14항에 있어서,
43∼49HRC로 템퍼링하는 것을 특징으로 하는, 인성 및 고온 강도가 우수한 열간 공구강의 제조 방법.
제14항에 있어서,
45∼49HRC로 템퍼링하는 것을 특징으로 하는, 인성 및 고온 강도가 우수한 열간 공구강의 제조 방법.