KR20150146442A

KR20150146442A - 냉간 가공 도구용 강철

Info

Publication number: KR20150146442A
Application number: KR1020150087572A
Authority: KR
Inventors: 모토히로 이부키; 타카유키 시미즈
Original assignee: 다이도 토쿠슈코 카부시키가이샤
Priority date: 2014-06-19
Filing date: 2015-06-19
Publication date: 2015-12-31
Also published as: KR102311270B1; JP2016074968A; JP6439227B2

Abstract

본원발명은 질량%에 기초하여 C: 0.70% 내지 0.90%; Si: 0.60% 내지 0.80%; Mn: 0.30% 내지 0.50%; P: 0.30% 이하; S: 0.030% 이하; Cu: 0.01% 내지 0.25%; Ni: 0.01% 내지 0.25%; Cr: 6.0% 내지 7.0%; Mo + 1/2W: 2.50% 내지 3.00%; V: 0.70% 내지 0.85%; N: 0.020% 이하; O: 0.0100% 이하; 및 Al: 0.100% 이하, 그리고 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 함유하고, 1.66(Mo + 1/2W) + V < 5.7%를 만족하는 냉간 가공 도구용 강철에 관한 것이다.

Description

냉간 가공 도구용 강철{STEEL FOR COLD WORKING TOOL}

본원발명은 냉간 가공 도구용 강철에 관한 것으로, 특히 높은 인장 강철판을 형성하기에 바람직한 냉간 가공 도구용 강철에 관한 것이다.

일반적으로, SKD11로 대표되는 냉간 가공 도구용 강철은, 1,000℃ 이상의 온도에서 담금질(quenching) 처리를 하고 450℃ 이상의 온도에서 정련 처리를 한 후에, 대략 HRC 60 내지 HRC 63에서 보통 사용된다. 이러한 냉간 가공 도구용 강철의 주된 용도로서, 냉간 압연용 다이(die) 또는 냉간 단조용 다이가 예시된다. 예를 들어, 특허문헌 1은 탄화물(carbide)의 크기와 분포를 향상시켜서 높은 경도 및 높은 인성을 달성한 냉간 가공 도구용 강철을 개시한다.

다른 한편으로는, 최근에, 자동차 산업에서, 지구 온난화 문제에 대한 대책이 요구되었고, 가장 효율적인 해결책으로서, 많은 기업들은 운송수단의 무게의 감소에 집중했다. 운송수단의 무게의 감소가 이루어지는 경우에, 운송수단으로부터 배출될 이산화탄소의 양은 감소될 수 있을 것으로 생각된다. 이런 이유로, 종래의 강철판보다 얇은 두께로 사용되는 경우에도 운송수단 몸체의 물질로서 보통 적합한, 종래의 강철판과 동일한 강도를 제공할 수 있는 물질은 자동차 몸체 또는 구조적 구성요소로서 사용된다. 이러한 물질은 고 인장 강철판으로 불린다.

고 인장 강철판은 "고 인장 강도 강철판"으로도 불리고, 고 인장 강도를 갖는 강철판을 지시한다. 보통의 강철판은 270 MPa 이상의 인장 강도를 갖는 반면에, 일반적으로 340 MPa 내지 790 MPa의 인장 강도를 갖는 강철판은 고 인장 강철판으로 정의된다. 또한, 1,000 MPa 이상의 인장 강도를 갖는 강철판은 특히 초고 인장 강철판(super high tensile steel plate)으로 불린다.

JP-A-H02-277745

자동차의 운송수단 몸체의 무게의 감소에 대한 요구로부터, 냉간 가공 도구용 강철(냉간 가공 다이)은 초고 인장 강철판의 가공을 위해 점차 많이 적용되어 왔다. 이런 이유로, 초고 인장 강철판이 냉간 가공 다이를 사용하여 형성되는 경우에, 냉간 가공 다이에 대한 하중은 증가되었다. 만일 냉간 가공 다이가 하중을 견딜 수 없다면, 냉간 가공 다이는 변형되어서 자동차 몸체 또는 구조적 구성요소의 치수 정확도는 손상된다. 충분한 하중 내성을 얻기 위하여, 냉간 가공 다이의 경도 및 충격값을 보장하는 것이 필요하다. 자원 절약을 고려하면서 고 경도를 달성하기 위하여, 대량의 탄소가 담금질 처리에서 재료 강철(material steel)로 용융되어 고용체를 형성한 뒤, 정련 처리를 통해 2차 경화를 수행하는 것이 효과적이다.

고용체 중에 용해된 탄소의 양을 증가시키기 위한 방법에 있어서, 담금질 온도를 증가시키는 방법이 예시된다. 그러나, 담금질 온도가 증가되는 경우에, 강철 중에 결정립이 조대화되는 문제가 있을 수 있다. 조대화된 결정립은 다이 강철의 충격값의 감소를 가져온다, 따라서, 담금질 온도에서 결정립의 조대화를 방지하는 VC와 같은 탄화물을 함유하는 것이 필요하지만, 결정립의 조대화를 방지하는 탄화물의 양이 급격히 증가하는 경우에, 충격값도 감소한다. 또한, Mo 및 V와 같은 원소가 첨가되는 경우에, 2차 경화에 의해 경도의 향상이 예측된다.

이와 대조적으로, 냉간 가공 다이의 제작 공정에 초점을 맞추면, 냉간 가공 다이는 보통 실온에서 절삭되고 최종 형상으로 연마된다. 이런 절삭 공정은 다이 재료(냉간 가공 도구용 강철)의 전단 변형에 의한 파열의 반복, 및 파열된 토막의 마모 및 도구의 마모이고, 다이 재료의 절삭된 표면상에 온도는 일시적으로 그리고 순간적으로 증가한다. 만일 다이가 이런 고온에서 변형되기 어려우면, 즉, 만일 고온에서의 경도가 높으면, 절삭성은 감소한다. 즉, 다이를 절삭하는 도구에 대한 하중은 증가하고(도구 마모량은 증가함), 따라서 절삭 도구의 가격 및 다이를 제작하는데 걸리는 시간은 증가하고, 다이의 생산성은 감소한다.

본원발명은 전술한 상황을 고려하여 만들어졌고, 다이의 충분한 경도 및 충분한 충격값을 보장하면서 다이의 생산성을 향상시킬 수 있는 냉간 가공 도구용 강철을 제공하는 것에 의해 전술한 문제점을 해결하기 위한 것이다.

집중적인 연구의 결과로서, 본원의 발명자들은 전술한 문제점이 해결될 수 있다는 것을 발견했다. 상기 문제점을 해결하기 위한 구체적인 수단은 하기와 같다.

본원발명의 제1 양태는 냉간 가공 도구용 강철로서, 상기 냉간 가공 도구용 강철은 질량%에 기초하여:

C : 0.70% 내지 0.90%;

Si: 0.60% 내지 0.80%;

Mn: 0.30% 내지 0.50%;

P: 0.30% 이하;

S: 0.030% 이하;

Cu: 0.01% 내지 0.25%;

Ni: 0.01% 내지 0.25%;

Cr: 6.0% 내지 7.0%;

Mo + 1/2W: 2.50% 내지 3.00%;

V: 0.70% 내지 0.85%;

N: 0.020% 이하;

O: 0.0100% 이하; 및

Al: 0.100% 이하,

잔부로서 Fe 및 불가피한 불순물을 함유하고, 이때 1.66(Mo + 1/2W) + V < 5.7%를 만족한다.

본원발명의 제2 양태는 제1 양태에 따른 냉간 가공 도구용 강철로서, 상기 냉간 가공 도구용 강철은 질량%에 기초하여:

Nb: 0.001% 내지 0.30%,

Ta: 0.001% 내지 0.30%,

Ti: 0.20% 이하, 및

Zr: 0.001% 내지 0.30%

중 적어도 하나를 더 함유한다.

본원발명의 제3 양태는 제1 또는 제2 양태에 따른 냉간 가공 도구용 강철로서, 상기 냉간 가공 도구용 강철은 담금질 이후에 보유 오스테나이트의 양을 25 부피% 이하로 갖는다.

본원발명의 제4 양태는 제1, 제2, 및 제3 양태 중 어느 하나에 따른 냉간 가공 도구용 강철로서, 상기 냉간 가공 도구용 강철은 450℃ 이상의 온도에서 정련 처리 후에 최고 경도를 64 HRC 이상으로 갖는다.

본원발명은 C, Si, Cr, Mo, W 및 V를 기결정된 범위 내로 조정하는 것에 의해 다이에 필요한 경도 및 충격값을 보장한다. 또한, 본원발명에서, Mo, W, 및 V간의 균형은 최적화되고, 1.66(Mo + 1/2W) + V < 5.7%의 관계식은 다이의 생산성을 향상시키기 위하여 특정된다. 보통, 다이는 실온에서 절삭되고, 다이의 온도는 일시적으로 그리고 순간적으로 절삭 중에 절삭 열에 의해 증가된다. 이 경우에서, 다이의 경도에 초점을 맞추면, 경도는 실온에서 가장 높고, 온도가 상승할수록 경도는 감소한다. 본원의 발명자들의 집중적인 연구의 결과로서, 다이의 온도가 절삭에 의해 일시적으로 그리고 순간적으로 상승하는 경우에, 특히 만일 기결정된 첨가량보다 많은 양으로 Mo, W, 및 V 각 원소들이 첨가되면, 절삭성은 손상되어서 절삭 효율이 악하된다고 밝혀졌다. 즉, 발명자들은 Mo, W, 및 V의 원소 첨가량이 다이의 생산성을 감소시키는 한 요인이라고 결론지었다.

그런데, 특허문헌 1에 개시된 냉간 가공 도구용 강철은, 탄화물의 크기 및 분포를 향상시키는 것에 의한 고 경도 및 고 인성을 인식하였지만, 본원발명의 특징을 갖지 않으므로 완전히 다른 기술적 사상을 갖는 것이다.

전술한 바와 같이, 본원발명의 냉간 가공 도구용 강철에 따르면, 다이에 필요한 경도 및 충격값을 보장하면서 다이의 생산성을 향상시키는 것이 가능하다.

도 1은 도구 마모량(절삭성), 및 Mo, W 및 V의 첨가량 간의 관계를 보여주는 다이어그램이다.
도 2는 본원발명의 강철 및 비교예 강철의 충격값 및 경도의 수치 간의 관계를 보여주는 다이어그램이다.

본원발명의 일 실시예에 따른 냉간 가공 도구용 강철(이하, 본 실시예의 냉간 가공 도구용 강철로 칭함)은 하기에서 구체적으로 설명될 것이다. 본 실시예의 냉간 가공 도구용 강철은 고장력강판에 대한 성형 다이, 펀치 및 냉간 단조용 다이, 벤딩 다이(bending die), 냉간 단조용 다이, 스웨이징용 다이(die for swaging), 나사 전조용 다이, 펀치 부재, 슬리터 나이프(slitter knife), 리드 프레임을 펀칭하기 위한 다이, 게이지, 딥 드로잉 펀치(deep drawing punch), 벤딩 펀치(bending punch), 전단날(shear blade), 스테인레스 강철용 벤딩 다이, 드로잉 다이(drawing die), 해딩(heading)과 같은 소성 가공용 도구, 기어에 대한 펀치, 캠 구성요소, 프레스 펀치용 다이, 점진적 펀칭용 다이(a die for progressive punching), 퇴적물운반 장치를 위한 밀봉판, 나사 부재, 콘크리트 분무 기계를 위한 회전판, IC 밀봉용 다이, 및 고도의 치수 정확성을 요구하는 정밀 프레스 다이에 적용될 수 있다. 또한, 본 실시예의 냉간 가공 도구용 강철은 CVD 처리, PVD 처리, 및 TD 처리와 같은 표면 처리를 수행한 후에 사용된 다양한 냉각 금속 다이들에 대해 사용될 수도 있다. 그 중에서, 특히 1,000 MPa 이상의 인장 강도를 갖는 초고 인장 강철판에 대해 사용되는 것이 바람직하다.

본 실시예의 냉간 가공 도구용 강철은 하기 원소들을 함유한다. 첨가된 이러한 원소, 그의 첨가 범위 및 그의 범위를 한정한 이유는 하기에서 설명된다.

C: 0.70% 내지 0.90%

C는 강도 및 내마모성을 보장하기 위해 필수적인 원소이고, Cr, Mo, W, V, 및 Nb와 같은 탄화물 형성 원소에 결합하는 것에 의해 탄화물을 형성한다. 또한, C는 매트릭스 상으로 용해되어 담금질 시에 고용체를 형성하고 이에 의하여 마텐자이트 구조를 형성하는 것이 경도를 보장하기 위해 필수적이다. 냉간 가공 도구용 강철에서 이러한 효과를 얻기 위하여, C 함량의 하한치는 0.70%로 정해진다. 반면에, C의 함량이 과량으로 많은 경우에, 탄화물 형성 원소 및 C는 결합하여 조대 탄화물(coarse carbide)을 형성하고, 이로 인해 충격값은 감소될 수 있다. 또한, 주조 이후에 잉곳에 대하여 열간 단조를 수행할 시에 열 가공성은 감소할 수 있다. 이런 이유로 인해, C 함량의 상한치는 0.90%로 정해진다. 전술한 관점으로부터, C 함량의 더 바람직한 범위는 0.75% 내지 0.85%이다.

Si: 0.60% 내지 0.80%

Si는 매트릭스 상으로 용해되어 고용체를 형성하고, 다른 탄화물의 침전을 가속할 수 있고, 2차 경화에 기여할 수 있다. 이러한 효과를 얻기 위하여, Si 함량의 하한치는 0.60%로 정해진다. 반면에, Si가 과량으로 첨가되는 경우에, 담금질 특성은 감소할 수 있다. 이런 이유로 인해, Si 함량의 상한치는 0.80%로 정해진다.

Mn: 0.30% 내지 0.50%

Mn은 담금질 특성을 향상시키고 오스테나이트를 안정화시키기 위해 첨가된다. 특히, 담금질 특성이 감소하는 경우에, 경도의 변화는 마이크로-수준에서 증가한다. 또한, S가 불가피하게 함유되는 경우에 Mn은 MnS를 형성하고, 열 처리에 의한 일그러짐(이방성의 촉진)에 의해 유발된 충격값의 감소를 방지할 수 있다. 이런 이유로 인해, Mn 함량의 하한치는 0.30%로 정해진다. 반면에, Mn의 함량이 과량으로 많은 경우에, 주조 후에 잉곳에 대한 열간 단조를 수행할 시에 열 가공성은 감소할 수 있다. 이런 이유로 인해, Mn 함량의 상한치는 0.50%로 정해진다.

P: 0.30% 이하

P는 불가피하게 강철 중에 함유된다. P는 결정립 경계상에서 쉽게 분리되어서 인성의 감소를 유발할 수 있다. 이런 이유로 인해, P 함량의 상한치는 0.3%로 정해진다.

S: 0.030% 이하

S는 불가피하게 강철 중에 함유된다. 보통, S는 절삭성을 향상시키기 위해 긍정적으로 첨가된다. 본원발명에서, MnS는, 열 처리에 의한 일그러짐(이방성의 촉진)에 의해 유발된 충격값의 감소를 방지하기 위하여 S를 첨가하는 것에 의해 형성될 수 있고, 따라서 S의 함량은 0.03% 이하로 제한된다.

Cu: 0.01 내지 0.25%

Cu는 오스테나이트를 안정화하는 원소이다. 그러나, Cu의 함량이 과량으로 많으면, 보유한 오스테나이트의 양은 증가할 수 있고, 따라서 시간이 지남에 따라 치수의 변화가 발생할 수 있다. 또한, Cu가 과량으로 첨가되는 경우에, 주조 후에 잉곳에 대한 열간 단조를 수행할 시에 열 가공성은 감소할 수 있다. 이러한 이유로 인해, Cu의 함량은 0.01% 내지 0.25%로 정해진다.

Ni: 0.01% 내지 0.25%

Ni는 오스테나이트를 안정화하는 원소이다. 그러나, Ni의 함량이 과량으로 많으면, 보유한 오스테나이트의 양은 증가할 수 있고, 따라서 시간이 지남에 따라 치수의 변화가 발생할 수 있다. 이러한 이유로 인해, Ni의 함량은 0.01% 내지 0.25%로 정해진다.

Cr: 6.0% 내지 7.0%

Cr은 내부식성을 향상시키는 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위하여, Cr 함량의 하한치는 6.0%로 정해진다. Cr의 함량이 과량으로 많은 경우에, 고용체를 형성하기 위하여 오스테나이트 구조 안으로 용해된 C의 함량은 감소할 수 있고, 따라서 충분한 경도는 얻어질 수 있다. 이런 이유로 인해, Cr 함량의 상한치는 7.0%로 정해진다.

Mo + 1/2W: 2.50% 내지 3.00%

Mo 및 W는 미세한 탄화물을 형성하고, 2차 경화에 기여하는 중요한 원소들이다. Mo와 동일한 효과를 얻기 위하여, 2배량의 W를 첨가하는 것이 필요하고, 따라서 본원발명에서 Mo의 함량 및 1/2 함량의 W의 총 함량은 제한된다. 2차 경화의 효과를 얻기 위하여, Mo + 1/2W 함량의 하한치는 2.50%로 정해진다. 반면에, Mo 및 W의 함량이 과량으로 많은 경우에, 담금질 시에 보유하는 탄화물의 양은 증가할 수 있고, 따라서 Mo + 1/2W 함량의 상한치는 3.00%로 정해진다.

V: 0.70% 내지 0.85%

V는 C에 결합하여 탄화물을 형성할 수 있다. 탄화물은 결정립 직경의 조대화의 억제에 기여할 수 있다. 이러한 효과를 얻기 위하여, V 함량의 하한치는 0.70%로 정해진다. V의 함량이 과량으로 많은 경우에, V의 탄질물(carbonitride)은 쉽게 결정화되어 충격값을 감소시킬 수 있다. 이런 이유로 인해, V 함량의 상한치는 0.85%로 정해진다.

N: 0.020% 이하

N은 침입형 원소이고 마텐자이트 구조의 경도를 증가시키는데에 기여할 수 있다. N은 동일한 침입형 원소인 탄소에 비해 더 강력한 γ 안정화 능력을 갖는다. 그러나, N의 함량이 과량으로 많은 경우에, 강철 재료 중에 질소는 고형화 과정에서 농축되어 질소 가스 방출의 한계를 초과할 수 있고, 따라서 공동은 잉곳 중에 쉽게 발생한다. 이런 이유로 인해, N 함량의 상한치는 0.020%로 정해진다.

O: 0.0100% 이하

O는 용강 중에 불가피하게 함유되는 원소이다. 그러나, O의 함량이 과량으로 많으면, O는 Si 및 Al에 결합하여 개재물이 되는 조대 산화물을 형성할 수 있고, 따라서 인성은 감소할 수 있다. 이를 방지하기 위한 관점으로부터, O 함량의 상한치는 0.0100%로 정해진다.

Al: 0.100% 이하

Al은 탈산화제로서 첨가되는 원소이다. 그러나, Al의 함량이 과량으로 많으면, Al은 O에 결합하여 조대 산화물을 형성할 수 있고, 이것은 균열의 시작점이 될 수 있다. 이런 이유로 인해, Al 함량의 상한치는 0.100%로 정해진다.

1.66(Mo + 1/2W) + V: 5.7% 미만

2차 경화를 증가시키기 위하여, Mo + 1/2W 및 V를 첨가하는 것이 필요하다. 반면에, 그들의 총 함량이 과량으로 많으면, 다이의 온도가 절삭 시에 절삭열 또는 절삭 저항에 의해 증가되는 경우에도, 다이의 경도는 증가하지 않을 수 있고, 따라서 절삭성은 악화될 수 있다. 이런 이유로 인해, 그들의 총 함량은 1.66(Mo + 1/2W) + V < 5.7을 만족하도록 특정된다.

본 실시예의 냉간 가공 도구용 강철은 전술한 필수 원소들 외에도 하기 설명된 원소들로부터 선택된 하나 이상의 종류의 원소들을 선택적으로 함유할 수 있다. 즉, 본 실시예의 냉간 가공 도구용 강철은 질량% 기준으로 0.70≤C≤0.90; 0.60≤Si≤0.80; 0.30≤Mn≤0.50; P≤0.30; S≤0.030; 0.01≤Cu≤0.25; 0.01≤Ni≤0.25; 6.0≤Cr≤7.0; 2.50≤Mo + 1/2W≤3.00; 0.70≤V≤0.85; N≤0.020; O≤0.0100; 및 Al≤0.100, 그리고 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물로만 구성되고, 이때 1.66(Mo + 1/2W) + V < 5.7%를 만족할 수 있지만, 하기 설명되는 원소들과 그의 함량을 갖는 원소로부터 선택된 하나 이상의 원소들을 임의적으로 함유할 수 있다.

Nb: 0.001% 내지 0.30%, Ta: 0.001% 내지 0.30%, Ti: 0.20% 이하, 및 Zr: 0.001% 내지 0.30%

Nb, Ta, Ti 및 Zr은 C 및 N과 결합하여 탄질물을 형성하는 원소들이고, 결정립의 조대화의 억제에 기여할 수 있다. 반면에, Nb, Ta, Ti 및 Zr이 과량으로 첨가되는 경우에, 연마시에 절삭성은 감소할 수 있고, 따라서 다이의 생산성은 감소할 수 있다. 이런 이유로 인해, 각 원소의 함량은 전술한 범위 내로 정해진다.

또한, 본 실시예의 냉간 가공 도구용 강철에 있어서, 담금질 이후에 보유 오스테나이트의 양은 25 부피% 이하인 것이 바람직하다. 그 이유는 담금질 이후에 보유 오스테나이트의 양이 증가하는 경우, 다이의 크기 변화가 정련 후에 분해될 보유 오스테나이트의 양 때문에 증가할 수 있고, 따라서 다이에 대하여 정밀한 절삭을 수행하는 시간이 더 걸릴 것이다. 더 나아가, 담금질 온도가 1,000℃ 내지 1,100℃인 것이 바람직하다.

또한, 본 실시예의 냉간 가공 도구용 강철에 있어서, 450℃ 이상의 온도에서 정련 처리한 후 최고 경도는 64 HRC 이상인 것이 바람직하다. 특히, 본 실시예의 냉간 가공 도구용 강철이 고 인장 강철판에 대한 냉간 가공 다이로서 사용되는 경우에, 2차 경화를 적용하여 경도 및 충격값을 보장하는 것이 필요하다.

실시예

하기에서, 본원발명은 실시예를 참조하여 구체적으로 설명될 것이다.

표 1 및 2에 제시된 화학적 조성(질량%)을 갖는 각각의 강철들은 진공 유도로에서 용융되었고, 50kg 중량을 갖는 개별적인 잉곳으로 주조되었다. 주조 후에 이러한 잉곳들은 열간 단조를 거치고 60mm²의 개별적인 봉 재료로 형성되었다. 열간 단조 후에, 이러한 봉 재료들은 재료들이 880℃로부터 7℃/시의 냉각 속도로 천천히 냉각되는 구상화 어닐링을 거쳤다. 수득한 강철 재료 각각은 경도 측정 시험, 샤르피 충격 시험, 절삭성 시험, 및 보유 오스테나이트의 양의 측정 시험에 대해 평가되었다.

경도 측정 시험

모서리가 10mm인 정육면체 시험편은 전술한 열처리 이후에 봉 재료로부터 절단되었고, 표 3에 제시된 열처리 조건에서 처리되었다(담금질 온도 및 정련 온도). 정육면체 시험편의 측정 표면 및 연마 표면은 #400까지 연마되었다. 그 후에, 정육면체 시험편의 경도는 로크웰 C 스케일(Rockwell C Scale)을 사용하여 측정되었다. 경도는 450℃ 이상의 온도에서 정련 처리가 수행되는 경우에 최고 경도를 나타냈다.

샤르피 충격 시험

전술한 60mm 정사각형의 봉 재료로부터 절단된 10mm x 10mm x 55mm의 정사각 봉 재료 중에 10R의 깊이를 갖는 2mm의 노치가 형성되어 있는 10R-노치 샤르피 시험편은 준비되었다. 10R-노치 샤르피 시험편은 표 3에서 제시된 온도에서 담금질 처리 및 정련 처리를 거쳤고, 그 후에 그의 충격값은 실온에서 측정되었다. 충격값은 3개의 시험편들의 평균값으로서 얻어졌다.

절삭성 시험(엔드밀 절삭성 시험(End Mill Machining Test))

절삭성 시험은 어닐링 후에 강철 재료로부터 절단된 하기 시험편에 대하여 수행되었다. 시험 조건은 하기와 같다.

시험편: 55mm x 55mm x 200mm

절삭 도구: 초경질 M20의 정사각 엔드밀(φ10mm)

절삭 거리: 10m

절삭 속도: 100m/분

회전 당 운반 속도: 0.2mm/회전

절단 폭(수평 거리): 0.5mm

절단 높이(수직 거리): 0.5mm

기계 오일: 없음

평가에서, 엔드밀은 10m의 절삭 후에 홀더로부터 분리되었고, 정사각 엔드밀의 코너부의 최대 마모량은 측정되었다. 정사각 엔드밀의 코너부의 최대 마모량은 3 배율의 CCD 카메라를 사용하여 실측정에 의해 측정되었다. 여기서, "정사각 엔드밀의 코너부의 최대 마모량"은 정사각 엔드밀의 코너부의 끝단으로부터 벗겨짐 및 마모가 확인될 수 있는 위치까지의 거리의 최대값을 나타낸다.

보유 오스테나이트의 양의 측정 시험

60mm²의 봉 재료로부터 절단된 10mm x 10mm x 2mm의 정사각 봉 재료는 표 3에 제시된 담금질 온도에서 30분동안 유지되었고, 이후에 50℃/분의 평균 냉각 속도로 냉각되었다. 다음으로, 정사각 봉 재료(시험편)의 측정 표면은 JIS-R6001(1998)에 의해 정의된 #800까지 연마되었고, X-레이 회절 장치에 의해 측정되었다. 페라이트의 (200) 및 (211) 피크 강도 및 오스테나이트의 (200), (220) 및 (311)의 피크 강도는 X-레이 측정에 의해 얻어졌고, 그 후에 보유 오스테나이트의 양(부피%)는 피크 강도 비율로부터 계산되었다.

표 1 및 2에서, 본원발명의 강철 및 비교예의 강철의 화학적 조성은 제시된다. 표 3에서, 본원발명의 강철 및 비교예의 강철의 열처리 조건 및 시험 결과는 제시된다. 또한, 도 1에서, 본원발명의 강철 및 비교예 강철의 도구 마모량(절삭성) 및 Mo, W 및 V의 첨가량 간의 관계는 제시된다. 도 2에서, 본원발명의 강철 및 비교예 강철의 충격값 및 경도의 수치값 간의 관계는 제시된다.

표 1, 표 2, 표 3, 도 1 및 도 2를 비교하면, 다음과 같은 점이 발견될 수 있다. 먼저, 비교예 강철 1 내지 6에 있어서, 1.66(Mo + 1/2W) + V는 5.7 이상이었다. 이런 이유로 인해, 도구 마모량은 증가하고, 다이의 생산성은 감소한다. 구체적으로, 도 1을 참조하면, 1.66(Mo + 1/2W)가 5.7 이상인 점은 비교예 강철 1 내지 6을 지시한다. 반면에, 1.66(Mo + 1/2W)가 5.7 미만인 점은 본원발명의 강철 1 내지 9 및 비교예 강철 7 내지 12를 지시한다. 도 1에서 볼 수 있듯이, 1.66(Mo + 1/2W)가 합금 조성 중에서 5.7 이상인 경우에, 도구 마모량은 증가하고, 절삭성은 감소하고, 다이의 생산성은 감소한다.

표 1, 표 2, 표 3, 및 도 2를 참조하면, S 및 V 중 어느 하나 또는 둘 모두가 본원발명의 제한 범위의 상한치를 초과했기 때문에, 비교예 강철 8 내지 12는 낮은 충격값을 가졌다.

표 1, 표 2, 표 3 및 도 2를 참조하면, Si, Mo, 및 V의 함량이 본원발명의 제한 범위의 하한치 미만이었고 Cr의 함량이 본원발명의 제한 범위의 상한치를 초과했기 때문에, 비교예 강철 13은 충분한 경도를 달성할 수 없었다. 또한, C의 함량이 본원발명의 제한 범위의 상한치를 초과했기 때문에, 비교예 강철 13은 낮은 충격값을 가졌다.

표 1, 표 2 및 표 3을 참조하면, Mo 및 V의 함량이 본원발명의 제한 범위의 하한치 미만이었고 Cr의 함량이 본원발명의 제한 범위의 상한치를 초과했기 때문에, 비교예 강철 14는 충분한 경도를 달성할 수 없었다. 또한, C의 함량이 본원발명의 제한 범위의 상한치를 초과했기 때문에, 비교예 강철 14는 낮은 충격값을 가졌다. 한편, 표 3에서의 비교예 강철 16은, 표 2의 비교예 강철 14와 동일한 조성을 갖고 표 3의 비교예 강철 14와 상이한 정련 온도 및 담금질 온도의 조건에서 수행된 시험의 예시이다.

표 1, 표 2 및 표 3을 참조하면, C, Mo 및 V의 함량이 본원발명의 제한 범위의 하한치 미만이었고 Cr의 함량이 본원발명의 제한 범위의 상한치를 초과했기 때문에, 비교예 강철 15는 충분한 경도를 달성할 수 없었다.

반면에, 본원발명의 강철은 경도 측정 시험, 샤르피 충격 시험, 절삭성 시험, 및 보유 오스테나이트의 양의 측정 시험 중 어떤 시험 결과에서도 비교예 강철들에 비해 우수한 결과를 달성했다. 전술한 결과로부터, 본 실시예의 냉간 가공 도구용 강철에 따르면, 다이의 필요한 경도 및 필요한 충격값을 보장하면서 다이의 생산성을 향상시키는 것이 가능하다.

본원발명은 구체적으로 그리고 그의 특정 실시예들을 참조하여 설명되었지만, 다양한 변화 및 변형이 이러한 실시예 및 예시에 제한되지 않고 그 안에서 이루어질 수 있다는 것이 자명할 것이다.

본 출원은 2014년 6월19일에 출원된 일본특허출원 제2014-125901호, 2014년 10월28일에 출원된 일본특허출원 제201-218985호, 및 2014년12월2일에 출원된 일본특허출원 제2014-243681호에 기초한 것으로, 그 내용은 참조로서 본원의 일부로서 포함된다.

Claims

질량%에 기초하여,
C: 0.70% 내지 0.90%;
Si: 0.60% 내지 0.80%;
Mn: 0.30% 내지 0.50%;
P: 0.30% 이하;
S: 0.030% 이하;
Cu: 0.01% 내지 0.25%;
Ni: 0.01% 내지 0.25%;
Cr: 6.0% 내지 7.0%;
Mo + 1/2W: 2.50% 내지 3.00%;
V: 0.70% 내지 0.85%;
N: 0.020% 이하;
O: 0.0100% 이하; 및
Al: 0.100% 이하,
잔부로서 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
1.66(Mo + 1/2W) + V < 5.7%를 만족하는 것을 특징으로 하는 냉간 가공 도구용 강철.
제 1 항에 있어서,
질량%에 기초하여,
Nb: 0.001% 내지 0.30%,
Ta: 0.001% 내지 0.30%,
Ti: 0.20% 이하, 및
Zr: 0.001% 내지 0.30%
중 적어도 하나를 더 포함하는 것을 특징으로 하는 냉간 가공 도구용 강철.
제 1 항에 있어서,
담금질 이후에, 보유 오스테나이트를 25 부피% 이하의 양으로 갖는 것을 특징으로 하는 냉간 가공 도구용 강철.
제 2 항에 있어서,
담금질 이후에, 보유 오스테나이트를 25 부피% 이하의 양으로 갖는 것을 특징으로 하는 냉간 가공 도구용 강철.
제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 있어서,
450℃ 이상의 온도에서 정련 처리 후에 64 HRC 이상의 최고 경도를 갖는 것을 특징으로 하는 냉간 가공 도구용 강철.