KR20170053766A - 금형 및 그 제조방법 - Google Patents

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    • C23C8/24—Nitriding
    • C23C8/26—Nitriding of ferrous surfaces

Abstract

본 발명의 일 측면은 심부경도 및 표면경도가 우수한 금형 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 일 측면은 중량%로, C: 0.40~0.55%, Mn: 1.5% 이하 (0% 포함), Si: 0.5% 이하 (0% 포함), Cr: 0.1~0.3%, Al: 0.7~1.2%, B: 0.0008~0.0060%, Ti: 0.1~0.3%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강재로 이루어지고;
표면부(여기서, 표면부는 표면에서 내부로 0.1mm 이내의 부위를 의미함)에는 FeN, AlN 및 TiN이 포함된 질화층이 형성되어 있고, 심부(여기서, 심부는 표면 안쪽 10mm 지점을 기준으로 정의함)에는 강중 고용질소와 Ti의 반응에 의해 생성된 TiN을 포함하고;
상기 심부의 미세조직은 부피%로 90%이상의 템퍼드 마르텐사이트 및 10%이하(0% 포함)의 퍼얼라이트를 포함하고; 그리고
상기 질화층내의 FeN, AlN 및 TiN 함량은 FeN 〉AlN 〉TiN의 관계를 갖는 금형 및 그 제조방법에 관한 것이다
본 발명에 의하면, 심부경도 및 표면경도가 우수한 금형을 보다 경제적으로 제조할 수 있다.

Description

금형 및 그 제조방법{Metallic Mold and Method for Manufacturing the Metallic Mold}
본 발명은 B첨가 고탄소강을 이용한 금형 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 심부경도 및 내마모성이 우수한 금형 및 그 제조방법에 관한 것이다.
냉간 또는 열간의 고급 프레스 금형으로 사용되는 종래의 대표적인 강종은 STD11 [KS-STD11(JS-SKD11)]강 또는 STD61[KS-STD61(JS-SKD61) ]강이며, 저가형 금형용 강으로는 대표적인 범용 열처리 강재인 SM45C 등이 사용된다.
그런데 종래의 대표적인 금형용 강인 STD11 또는 STD61의 경우, Mo, Cr 등 고가의 합금원소를 포함하고 있어 경화능이 매우 높은 장점이 있으며, 이들이 각각 질화열처리 시 MoN 또는 Mo2N, CrN, 또는 Cr2N 화합물을 만들어 높은 경도를 가지는 질화층을 표면에 형성하기 때문에, 질화 열처리에 따른 표면 내마모성 확보에도 유리하다.
그러나, STD11 강 및 STD61 강은 다량의 고가 합금원소를 포함하고 있기 때문에 성분원가가 매우 비싼 단점이 있고, 또한 높은 합금원소 함량으로 인해, 1회의 급냉(Quenching)만으로는 상온에서 잔류 오스테나이트가 남기 때문에 최소 2회에서 4회까지의 템퍼링 및 급냉을 반복해야만 풀 마르텐사이트(Full Martensite)조직을 얻을 수 있는 문제점이 있다.
한편, 저가형 금형용 강의 대표격인 SM45C강의 경우, 1회의 급냉(Quenching) 만으로도 표면부에서는 충분한 분율의 마르텐사이트 조직을 얻을 수 있고, 고가의 합금원소를 다량 함유하고 있지 않기 때문에 가격 또한 열처리 강재 중에서는 비교적 저렴한 편인 장점이 있다.
그러나, SM45C강은 경화능이 충분치 않아 열전달 속도가 낮은 심부에서는 냉각할 때, 마르텐사이트 상이 충분히 형성되지 못해 심부 경도가 저하되며, 경화된 강재의 경도가 STD11 강 또는 STD61 강에 비해서는 낮은 편이며, 열간금형으로 사용할 경우, 고온강도를 향상시켜 주는 합금원소의 함량이 부족하여 고온내열성이 낮기 때문에 표면 열화가 빨리 진행되어 마모가 심해져서 금형 수명이 짧은 단점이 있다.
또한, 종래의 방법대로 금형용강에 표면의 내마모성을 높이기 위해 질화 열처리를 하는 경우, STD11강 또는 STD61강의 경우에는 잔류 오스테나이트를 제거하기 위한 템퍼링(Tempering)과 질화열처리를 동시에 할 수 없는 문제가 있다.
상기 STD11 강 및 STD61강의 질화열처리를 템퍼링과 동시에 실시하여, 강 중에 질소가 침투하면, 질소화합물이 생성되면서 급냉시 잔류 오스테나이트의 경화(Martensite변태)를 방해하기 때문에, 금형 조직의 풀 마르텐사이트(Full Martensite)화를 위한 반복 템퍼링을 먼저 실시한 후, 질화 또는 PVD / CVD코팅과 같은 열표면처리를 실시하는 것이 일반적인 방법이었다.
한편, SM45C강의 경우에는 표면 내마모성 향상을 위해 질화열처리를 실시하더라도, 경한 질화층을 형성할 합금원소가 없기 때문에 표면부에 상대적으로 경도가 낮은 FeN을 위주로 질화층이 형성되어 내마모성 확보가 충분치 않은 문제가 있었다.
본 발명의 일 측면은 심부경도 및 표면경도가 우수한 금형을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 다른 일 측면은 심부경도 및 표면경도가 우수한 금형을 보다 경제적으로 제조할 수 있는 금형의 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 일 측면은 중량%로, C: 0.40~0.55%, Mn: 1.5% 이하 (0% 포함), Si: 0.5% 이하 (0% 포함), Cr: 0.1~0.3%, Al: 0.7~1.2%, B: 0.0008~0.0060%, Ti: 0.1~0.3%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강재로 이루어지고;
표면부(여기서, 표면부는 표면에서 내부로 0.1mm 이내의 부위를 의미함)에는 FeN, AlN 및 TiN이 포함된 질화층이 형성되어 있고, 심부(여기서, 심부는 표면 안쪽 10mm 지점을 기준으로 정의함)에는 강 중 고용질소와 Ti의 반응에 의해 생성된 TiN을 포함하고;
상기 심부의 미세조직은 부피%로 90%이상의 템퍼드 마르텐사이트 및 10%이하(0% 포함)의 퍼얼라이트를 포함하고; 그리고
상기 질화층내의 FeN, AlN 및 TiN 함량은 FeN 〉AlN 〉TiN의 관계를 갖는 금형에 관한 것이다.
본 발명의 다른 일 측면은 중량%로, C: 0.40~0.55%, Mn: 1.5% 이하 (0% 포함), Si: 0.5% 이하 (0% 포함), Cr: 0.1~0.3%, Al: 0.7~1.2%, B: 0.0008~0.0060%, Ti: 0.1~0.3%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강재로 이루어진 금형을 준비하는 단계;
상기 금형을 760~950℃의 온도 범위에서 30분(min)이상 유지한 후, 급냉(Quenching)하는 단계; 및
상기와 같이 급냉된 금형을 질화분위기를 유지하면서 480~520℃의 온도 범위에서 템퍼링을 실시하는 단계를 포함하는 금형의 제조방법에 관한 것이다.
상기 급냉 단계 및 템퍼링 단계를 포함하는 열처리를 2회 이상 실시할 수 있다.
상기 급냉 시 냉각속도는 심부의 미세조직이 부피%로 90 %이상의 마르텐사이트가 얻어지도록 특정될 수 있다.
상기 급냉 시 금형의 냉각은 유냉방식 또는 수냉방식 등에 의해 행해질 수 있다.
본 발명에 의하면, 심부경도 및 표면경도가 우수한 금형을 보다 경제적으로 제조할 수 있다.
도 1은 본 발명의 일 측면에 따라 제조된 시험용 금형 베이스(Base)(발명예 1) 및 종래의 금형용 강인 STD61강 및 SM45C강을 발명예 1과 동일한 조건으로 열처리를 실시한 비교예 1 및 2에 대하여 금형 베이스의 표면으로부터 깊이에 따른 경도 변화를 나타낸 그래프이다
도 2는 본 발명의 일 측면에 따라 제조된 금형 베이스(발명예 1)의 표면부 미세조직(질화층)을 나타내는 사진이다
도 3은 본 발명의 일 측면에 따라 제조된 금형 베이스(발명예 1)의 표면으로부터 깊이에 따른 질소농도 변화를 나타내는 그래프이다
도 4는 본 발명의 일 측면에 따라 제조된 금형 베이스(발명예 1)의 심부 SEM 미세조직이다.
본 발명은 심부경도 및 표면경도가 우수한 금형을 보다 경제적으로 제조할 수 있는 방안에 대하여 연구 및 실험을 행한 결과에 기초하여 이루어진 것이다.
본 발명에서는 금형제조를 위한 출발 소재로 Al 및 Ti을 함유하는 질화처리용 보론 첨가 고탄소 강재를 사용한다.
본 발명에서는 Al 및 Ti을 함유하는 질화처리용 보론 첨가 고탄소 강재를 출발 소재로 사용하고 금형의 급냉공정과 질화 및 템퍼링 동시 공정조건을 적절히 제어하여 AlN 등의 알루미늄 질화물 및 TiN 등의 티타늄 질화물을 금형 표면에 형성시켜 우수한 표면경도를 확보함과 함께, TiN 등의 티타늄 질화물을 금형 심부에 형성시키고 이로 인하여 금형심부의 고용 보론 함량을 증가시킴으로써 티타늄 질화물 및 고용 보론에 의해 우수한 심부 경도를 확보한다.
이와 같이, 본 발명에서는 심부경도 및 표면경도가 우수한 금형을 보다 경제적으로 제공할 수 있다.
본 발명의 바람직한 금형의 일례는 중량%로 C: 0.40~0.55%, Mn: 1.5% 이하 (0% 포함), Si: 0.5% 이하 (0% 포함), Cr: 0.1~0.3%, Al: 0.7~1.2%, B: 0.0008~0.0060%, Ti: 0.1~0.3%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강재로 이루어진다.
상기 금형의 표면부에는 FeN, AlN 및 TiN이 포함된 질화층이 형성되어 있고, 심부에는 강 중 고용질소와 Ti의 반응에 의해 생성된 TiN을 포함한다.
여기서, 심부는 표면효과가 없을 만큼 표면으로부터 두께방향으로 내부로 충분히 들어간 지점을 의미하며, 표면 안쪽 10mm 지점을 기준으로 정의된다.
여기서 정의된 심부에서만 강중 고용질소와 Ti의 반응에 의해 생성된 TiN을 포함하는 것이 아니라, 적어도 심부에서 상기 TiN을 포함하여야 하고, 표면부와 심부 사이의 영역에서 질화열처리 중 확산침투한 질소 또는 강 중 고용질소와 Ti의 반응에 의해 생성된 TiN 및 심부 보다 더 깊은 영역에서 강 중 고용질소와 Ti의 반응에 의해 생성된 TiN을 포함할 수 있음은 물론이다.
상기 질화층내의 FeN, AlN 및 TiN 함량은 FeN 〉AlN 〉TiN의 관계를 갖는다.
즉, 상기 질화층내에서는 FeN 함량이 가장 많고, 그 다음 많은 것이 AlN이고, 그 다음 많은 것이 TiN이다.
상기 심부의 미세조직은 부피%로 90%이상의 템퍼드 마르텐사이트 및 10%이하(0% 포함)의 퍼얼라이트를 포함한다.
여기서 정의된 심부에서만 상기 미세조직을 포함하는 것이 아니라, 적어도 심부에서 상기 미세조직을 포함하여야 하고, 표면부와 심부 사이의 영역 및 심부 보다 더 깊은 영역에서도 부피%로 90%이상의 템퍼드 마르텐사이트 및 10%이하(0% 포함)의 퍼얼라이트를 포함할 수 있음은 물론이다.
상기 템퍼드 마르텐사이트의 분율이 90%미만인 경우에는 심부의 경도 및 강도가 떨어지게 된다.
상기 심부의 바람직한 미세조직은 100% 템퍼드 마르텐사이트를 포함하는 것이다.
본 발명에 따르는 금형 중의 일례의 표면부 경도는 1000 Hv이상이고, 심부 경도는 400 ~ 600Hv 일 수 있다.
본 발명의 다른 일 측면에 따라 금형을 제조하기 위해서는 중량%로 C: 0.40~0.55%, Mn: 1.5% 이하 (0% 포함), Si: 0.5% 이하 (0% 포함), Cr: 0.1~0.3%, Al: 0.7~1.2%, B: 0.0008~0.0060%, Ti: 0.1~0.3%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강재로 이루어진 금형을 준비한다.
이하, 상기 금형의 강재 성분 및 성분 범위에 대하여 설명한다.
C: 0.40 ~ 0.55%
탄소가 다량 함유된 강은 급냉에 의한 마르텐사이트 조직확보가 유리하고, 확보된 마르텐사이트 조직이 강도에 크게 이바지한다.
금형의 냉각과정에서 질화층 아래를 받쳐주는 심부의 경화조직을 형성하기 위해 충분한 양의 마르텐사이트가 필요하기 때문에, 이의 원활한 확보를 위하여 C의 하한을 0.40%로 설정하는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 0.55% 초과 시에는 본 발명의 중요한 작용기구인 B첨가에 의한 경화능 향상 정도가 점차 포화되어 B첨가에 의한 강의 경화능 증가 효과가 미미해진다.
따라서, 탄소의 함량은 0.40~0.55%로 제한하는 것이 바람직하다.
Mn: 1.5% 이하(0% 포함)
Mn은 경화능 증가에 도움을 주나, 그 효과는 보론(B)에 비해 크지 않으며, 너무 많으면 중심편석 혹은 미소편석 등의 편석이 심해지게 된다. 이러한 이유로 그 상한은 1.5%로 제한하는 것이 바람직하다.
Si: 0.5% 이하(0% 포함)
Si은 강도증가에 기여하나, 그 함량이 너무 많으면 심한 적스케일 등의 표면결함을 생성시키게 된다. 금형 표면에 결함이 생성되는 경우, 표면열처리를 통한 내마모성 확보의 의미가 없어지므로, 표면결함의 생성을 억제하기 위하여 그 상한은 0.5%로 제한하는 것이 바람직하다.
Cr: 0.1~0.3%
Cr은 용강표면에 Cr층을 형성하여 용강의 탈탄을 방지하는 효과가 있고, 또한 경화능 향상에 도움이 된다. 본 발명에서는 B첨가를 통해 금형용 강의 경화능을 확보할 수 있기 때문에 Cr은 용강의 탈탄방지를 목적으로 0.1%이상 첨가하는 것이 바람직하며, 비용 및 효과 포화 측면을 고려하여, 그 상한은 0.3%로 한정하는 것이 바람직하다.
Al: 0.7~1.2%
Al은 본 발명에서 가장 핵심적인 원소 중 하나로 표면에 강력한 질화층인 AlN 층을 형성하여, 내마모성을 향상시키고, 심부에서는 질소(N)가 경화능을 확보하기 위해 첨가한 B과 결합하는 것을 Ti와 함께 보조적으로 방지하는 역할을 한다.
저 원가화를 위해 본 발명에서는 기존의 고가 금형용 강인 STD11 및 STD61, 또는 질화열처리용 강인 SACM645강에 비해 표면을 경화시킬 수 있는 Mo, Cr을 대폭 줄였기 때문에, 그 역할을 대부분 Al이 감당한다.
상기한 Al의 역할을 충분히 확보하기 위해서는 0.7%이상 첨가하여야 한다.
그러나 Al은 주조에 상당한 무리를 주는 원소로 너무 많이 첨가하게 되면 코너 크랙 발생 등 연속주조의 안정성을 저해시키므로 그 상한은 1.2%로 한정하는 것이 바람직하다.
B: 0.0008~0.0060%
B은 경화능 향상 원소로서, 결정립계에 편석하여 입계 에너지를 낮춤에 의하여 오스테나이트가 페라이트나 펄라이트 또는 베이나이트로 변태하는 것을 억제하는 역할을 한다.
B이 질소(N)와 결합하여 BN을 형성하는 경우에는 경화능이 저하되므로 BN 형성을 억제하기 위하여 Ti과 같이 첨가한다.
보론(B)이 8ppm 미만 첨가 시에는 B첨가에 의한 경화능 증가 효과가 미미하며, 너무 많이 첨가하면 B 석출물의 입계 석출에 의한 인성 열화 및 소입성 저하가 우려되므로, 그 상한은 0.0060%로 한정하는 것이 바람직하다.
보다 바람직한 B의 함량은 0.001~0.003%이다.
Ti: 0.1~0.3%
Ti는 금형 강 중에 존재하는 질소를 TiN으로 고정함에 의하여 질소(N)가 고용 B과 결합하여 BN으로 석출함으로써 B첨가강의 경화능이 저하되는 현상을 방지하기 위해 첨가된다.
금형용 강 중의 질소는 보통 100ppm 이하로 Ti이 0.1% 이상 첨가되면 충분히 강 중에 존재하는 대부분의 질소와 결합하여 TiN을 형성할 수 있기 때문에 Ti 함량의 하한은 0.1%로 제한하는 것이 바람직하다. 그러나, Ti 첨가량이 너무 많으면 인성이 현저히 저하되기 때문에 그 상한은 0.3%로 제한하는 것이 바람직하다.
급냉 단계 및 템퍼링 단계를 포함하는 열처리를 2회 이상 실시하는 경우, 특히, Ti은 심부에서 고용질소는 물론, 질화 및 템퍼링 시 표면부 경계를 넘어 안쪽으로 도입된 질소와 결합하여 TiN을 형성하게 된다. 이렇게 Ti이 고용질소는 물론, 질화 및 템퍼링 시 심부로 도입된 질소와 결합하여 TiN을 형성함으로써 표면부 경계 안쪽에서는 금형강 중에 첨가된 보론이 BN 형태가 아닌 고용 보론 형태로 존재하게 된다.
본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
본 발명의 금형은 예를 들면, 주조방식에 의해 준비될 수 있다.
상기 주조방식은 특별히 한정되는 것은 아니며, 일반적으로 사용되는 방식이라면 모두 적용될 수 있다.
본 발명의 금형은 냉간 또는 열간의 프레스 금형에 바람직하게 적용될 수 있으며, 물론 이에 한정되는 것은 아니며, 우수한 심부경도 및 표면경도가 요구되는 금형이라면 어느 것에도 적용될 수 있음은 물론이다.
상기와 같이 형성된 금형을 760~950℃의 온도 범위에서 30분(min)이상 유지한 후, 급냉(Quenching)한다.
금형의 크기와 목표 경도 수준에 따라 급냉을 위한 유지온도 및 시간은 조절될 수 있다.
상기 금형의 유지온도가 760℃ 미만인 경우에는 오스테나이트화가 충분히 달성되지 않아 충분한 량의 마르텐사이트 확보가 어렵고, 950℃를 초과하는 경우에는 결정립이 과도하게 조대화 되어 강도가 저하되고 취성이 발생될 우려가 있다.
상기 유지시간이 30분 미만인 경우에는 오스테나이트화가 충분히 달성되지 않아 충분한 량의 마르텐사이트 확보가 어렵다.
상기 유지시간의 상한은 결정립이 과도하게 조대화 되지 않도록 특정되고 금형 두께 등에 의해 제어되며, 유지시간 상한의 일례는 10시간이다.
상기 급냉 시 금형의 냉각은 유냉방식 또는 수냉방식 등에 의해 행해질 수 있으며, 바람직하게는 유냉 방식에 의해 행하는 것이다.
상기 급냉 시 냉각속도는 심부의 미세조직이 부피%로 90%이상의 마르텐사이트가 얻어지도록 특정되는 것이 바람직하다.
상기 급냉 전의 금형 강재내에 존재하는 고용 보론(solute boron)의 함량은 0.0008~0.0060%이 되도록 하는 것이 바람직하며, 0.001~0.003%가 되도록 하는 것이 보다 바람직하며, 이 때 대부분의 고용 보론(solute boron)은 입계에 위치하도록 하는 것이 바람직하다.
즉, 본 발명에서는 급냉 전의 금형내에 존재하는 보론을 가능한 한 BN과 같은 화합물 형태가 아닌 고용 보론 형태로 존재하도록 하는 것이다.
상기와 같이 급냉된 금형을 질화분위기를 유지하면서 480~520℃온도 범위에서 템퍼링을 실시하여 심부경도 및 표면경도가 우수한 표면 질화열처리된 금형을 제조한다.
상기 질화 및 템퍼링 조건은 표면에 도입된 질소가 강 중의 Al 및 Ti와 결합하여 AlN 및 TiN을 형성하도록 제어되는 것이 바람직하다.
이때, 도입된 질소는 강 중의 Fe와 결합하여 FeN도 형성한다.
상기 질화 및 템퍼링은 특별히 한정되는 것은 아니지만, 밀폐형 배치(Batch) 열처리로를 사용하고, 예를 들면, 암모니아 등을 연소시켜 로의 분위기를 질소침투가 용이한 분위기로 유지하는 것이 바람직하다.
상기 질화 및 템퍼링 온도가 480℃미만인 경우에는 템퍼링이 충분히 일어나지 않아 취성이 발생될 우려가 있고, 520℃를 초과하는 경우에는 템퍼링이 과도하게 일어나 경도 저하를 초래하고 특히 600 ℃ 부근에서 템퍼링 후 서냉하는 경우에는 고온 템퍼취성(Temper Embrittlement)이 발생될 우려가 있다.
상기 질화 및 템퍼링 시간이 너무 짧은 경우에는 템퍼링이 충분히 일어나지 않아 취성이 발생될 우려가 있고, 너무 긴 경우에는 기지조직이 과도하게 템퍼링 되어 경도가 과도하게 저하될 우려가 있어 상기 질화 및 템퍼링 시간은 2분 ~ 2시간으로 한정하는 것이 바람직하며, 보다 바람직한 질화 및 템퍼링 시간은 10 ~ 40분이다.
상기 급냉 단계 및 템퍼링 단계를 포함하는 열처리를 1회 실시하여 심부에서 목적하는 분율의 템퍼드 마르텐사이트를 확보하지 못한 경우, 상기 급냉 단계 및 템퍼링 단계를 포함하는 열처리를 2회 이상 실시할 수 있다.
이 때, 특히, Ti은 심부에서는 고용질소와 결합하고, 표면부경계 안쪽에서는 질화 및 템퍼링 시 심부로 도입된 질소와 결합하여 TiN을 형성하게 된다. 이렇게 Ti이 고용질소는 물론, 질화 및 템퍼링 시 심부로 도입된 질소와 결합하여 TiN을 형성함으로써 N가 표면을 통해 과도하게 공급되는 질화열처리 표면부를 제외한 다른 지점에서는 보론이 BN 형태가 아닌 고용 보론 형태로 존재하게 된다.
이하, 본 발명의 일 실시예를 통해 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다.
(실시예 1)
하기 표 1의 조성을 갖는 잉곳트(발명강) 및 주조재(비교강 1 및 2)를 준비하였다. 하기 표 1에서 나머지 성분은 Fe 및 불순물이다. 하기 표 1의 강 조성은 OES로 분석한 것이다. 이때, 발명강의 잉고트는 시험용 전기로에서 50kg의 잉곳트 형태로 제조한 것이며, 상기 비교강재1 및 2의 주조재는 구입한 것이다.
구분 C Mn Si Cr Al B Ti Mo V
발명강 0.50 0.25 0.20 0.20 1.03 0.0018 0.19 - -
비교강1(STD61) 0.40 0.42 0.95 4.89 - - - 1.21 1.02
비교강2(SM45C) 0.47 0.21 0.19 0.11 - - - - -
상기 잉곳트 및 주조재를 50mm * 50mm * 70mm의 크기로 기계 절단 가공하여 시편을 만든 후, 1200℃에서 2시간 균질화 처리 후 노냉하였다.
상기와 같이 노냉된 시편을 900℃로 유지된 Ar Gas 분위기 상태의 박스 열처리로에 장입하여 60분간 유지 후, 노 하부의 상온 유냉 욕조에 인입시켜 급냉하였다.
상기와 같이 급냉된 각 시편을 120번, 320번 사포를 각각 이용하여, 표면스케일을 제거하고, 표면부 경도 측정을 실시하였다.
경도측정을 마친 시편은 다시 밀폐형 열처리로를 이용하여 암모니아를 태우면서 침질분위기를 유지하며, 500℃에서 30분(min) 동안 유지 후 냉각하는 방법으로 템퍼링(Tempering) 및 표면질화 열처리를 실시하였다.
상기와 같이 열처리된 최종 샘플을 방전가공을 통해 중심부를 절단하고, 다이아몬드 커터로 재단하여 짧은 면이 원 시편의 표면부인 가로 25mm, 세로 15mm의 경도 측정용 샘플과 가로 세로 높이 15mm의 표면부 조직관찰용 샘플, 조직관찰용 샘플을 두께 직각방향으로 얇게 절단한 깊이에 따른 질소농도 측정 샘플을 제작하였다.
상기 급냉(Quenching) 직후 및 최종상태에서의 시편[금형 베이스(Base) 모사 시험재(발명예 1 및 비교예 1 및 2)]의 경도를 측정하고, 그 결과를 하기 표 2 및 도 1에 나타내었다.
도 1은 발명예 1 및 비교예 1 및 2에 대한 시편(금형 베이스)의 표면으로부터 깊이에 따른 경도 변화를 나타낸다.
구분 강종 급냉 직후
표면경도(Hv)		 템퍼링 및 동시 질화 열처리 후 표면경도 시험재의 심부경도(Hv)
(표면 안쪽 10mm 지점)
발명예1 발명강 537 1059 515
비교예1 비교강1 697 1142 657
비교예2 비교강2 548 652 267
상기 표 2 및 도 1에서 알 수 있는 바와 같이, 본 발명의 일 측면에 따라 제조된 발명예 1은 고가의 금형강인 STD61강을 이용한 비교예 1 보다는 전반적으로 경도가 약간 낮지만, 저가형 금형강인 SM45C강을 이용한 비교예 2 보다는 높은 경도를 나타내고 있다.
특히, 극표면부 질화층의 경도는 발명예 1의 경우 강중에 함유된 Al, Ti 등이 AlN, TiN 등 고경도 질화물이 함유된 질화층을 형성하므로, STD61강을 이용한 비교예 1과 유사한 수준까지 경도가 증가하고 있는 것을 알 수 있다.
도 1에서 극표면부경도 (깊이 0mm에서의 경도)를 제외하고, 표면부에서 안쪽으로 깊게 경도가 유지되는 강종은 경화능이 큰 강종이며, 표면부 인근에서 경도가 낮아지는 강종은 경화능이 낮은 강종이다.
도 1에 나타난 바와 같이, 발명예 1의 경화능은 STD61 강을 이용한 비교예 1보다는 약간 낮은 수준이지만, 표면에서부터 10mm 깊이까지 500Hv 이상의 경도를 유지하는 등 상당한 경화능을 보여주고 있다.
또한, 주된 비교 대상인 SM45C 강을 이용한 비교예 2와 비교해 보면 극표면부 질화층의 경도를 제외한 표면부의 경도는 유사하지만, 10mm 안쪽의 심부 경도는 큰 차이를 나타냄을 알 수 있다.
또한 발명예 1의 질화층의 경도는 Al, Ti, Mo, Cr 등 고경도 질화물 형성 원소를 충분히 포함하지 않은 SM45C 강을 이용한 비교예 2의 질화층 경도에 비해 상당히 향상됨을 알 수 있다.
한편, 본 발명의 일 측면에 따라 제조된 발명예 1(금형 베이스 시편)의 표면부 미세조직(질화층)을 관찰하고, 그 결과를 도 2에 나타내고, EDS 선분석을 통해 관찰한 표면에서부터의 깊이 변화에 따른 질소농도 변화를 조사하고, 그 결과를 도 3에 나타내고, 그리고 심부(10mm 안쪽) SEM 미세조직을 관찰하고, 그 결과를 도 4에 나타내었다.
도 2에 나타나 있는 바와 같이, 약 80㎛의 깊이까지 백색의 질화층이 형성되어 있고, 그 아래로는 템퍼드 마르텐사이트(Tempered Martensite )조직이 형성되어 있음을 알 수 있다.
도 3에 나타난 바와 같이, 대략 80㎛ 깊이까지 질소 농도가 상대적으로 높은 값을 나타냄을 알 수 있다.
도 4에 나타난 바와 같이, 심부의 미세조직은 모두 템퍼드 마르텐사이트 (Tempered Martensite) 조직으로 구성되어 경화가 이루어졌음을 알 수 있다.
(실시예 2)
상기 표 1의 발명강 조성을 갖는 금형 베이스 시편을 하기 표 3의 조건으로 급냉과 질화 및 템퍼링 동시 처리를 행하고, 표면 및 심부 경도, 미세조직 및 질화층(질화물) 형성에 대하여 조사하고, 그 결과를 하기 표 4에 나타내었다.

 급냉공정 질화 및 템퍼링 공정
구분 유지온도
(℃)		 유지시간
(분)		 냉각방법 유지온도
(℃)		 유지시간
(분)
발명예 2 850 60 유냉 490 30
비교예 3 700 60 유냉 500 30
비교예 4 1000 60 수냉 미실시 미실시
비교예 5 850 10 유냉 500 30
발명예 3 900 30 유냉 520 40
비교예 6 900 30 유냉 300 20
표면
경도
(Hv)		 심부경도(Hv)
(표면안쪽
10m지점)		 미세조직
(부피 %)		 표면부 질화층 심부질화물
발명예 2 1008 532 템퍼드 마르텐사이트: 95%
퍼얼라이트: 5%		 FeN, AlN, TiN 등 TiN 위주
비교예 3 1065 268 퍼얼라이트: 100% FeN, AlN, TiN 등 TiN 위주
비교예 4 급냉시 균열로 금형 표면 파손
비교예 5 1033 302 퍼얼라이트:65%
템퍼드 마르텐사이트:35%		 FeN, AlN, TiN 등 TiN 위주
발명예 3 1038 550 템퍼드 마르텐사이트: 97%
퍼얼라이트: 3%		 FeN, AlN, TiN 등 TiN 위주
비교예 6 650 583 템퍼드 마르텐사이트: 95%
퍼얼라이트: 5%		 질화층이 거의 없음 TiN 위주
상기 표 4에 나타난 바와 같이, 비교예3의 경우, 급냉을 위한 유지온도(Austenitization 온도)가 본 발명의 유지온도 보다 낮아, 역변태가 일어나지 않으므로 급냉을 하여도 마르텐사이트가 심부에 형성되지 않으므로 심부에 퍼얼라이트 조직을 보이며, 그에 따라 낮은 심부경도를 보임을 알 수 있다. 템퍼링 및 질화처리 후 극표면부 표면경도는 정상적으로 표면 질화된 발명예와 유사하다.
비교예 4의 경우, 고온 유지를 통해 오스테나이트 형성은 충분하였으나, 과도한 고온유지로 인해 결정립이 커졌고, 이 상태에서 수냉을 하면서, 뒤틀림 및 이에 동반된 균열로 인해 표면부가 갈라져 금형으로써 사용이 불가능한 상태가 되었다.
비교예 5의 경우, 급냉을 위한 유지시간이 충분하지 않아서, 오스테나이트 (Austenite)로의 역변태가 전부 진행되지 않은 상태에서 급냉이 되면서, 퍼얼라이트 기지에 마르텐사이트가 혼합된 조직이 나타났으며, 이로 인해 충분한 마르텐사이트 분율을 확보하지 못해 심부경도가 낮음을 알 수 있다.
비교예 6의 경우, 심부경도 및 미세조직은 발명예들과 유사하나, 템퍼링 및 질화열처리 온도가 너무 낮아서 확산(N의 금형강 표면부로의 침투)이 부족하기 때문에, 질화층이 거의 형성되지 않아 극표면부 표면경도가 현저히 낮음을 알 수 있다.
한편, 본 발명에 부합되는 발명예 2 및 3의 경우에는 표면 경도 및 심부 경도가 모두 우수함을 알 수 있다.

Claims (15)

  1. 중량%로, C: 0.40~0.55%, Mn: 1.5% 이하 (0% 포함), Si: 0.5% 이하 (0% 포함), Cr: 0.1~0.3%, Al: 0.7~1.2%, B: 0.0008~0.0060%, Ti: 0.1~0.3%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강재로 이루어지고;
    표면부(여기서, 표면부는 표면에서 내부로 0.1mm 이내의 부위를 의미함)에는 FeN, AlN 및 TiN이 포함된 질화층이 형성되어 있고, 심부(여기서, 심부는 표면 안쪽 10mm 지점을 기준으로 정의함)에는 강중 고용질소와 Ti의 반응에 의해 생성된 TiN을 포함하고;
    상기 심부의 미세조직은 부피%로 90%이상의 템퍼드 마르텐사이트 및 10%이하(0% 포함)의 퍼얼라이트를 포함하고; 그리고
    상기 질화층내의 FeN, AlN 및 TiN 함량은 FeN 〉AlN 〉TiN의 관계를 갖는 금형.
  2. 제1항에 있어서, 상기 B의 함량이 0.001~0.003%인 것을 특징으로 하는 금형.
  3. 제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 표면부의 경도는 1000 Hv이상이고, 상기 심부의 경도는 400 ~ 600Hv인 것을 특징으로 하는 금형.
  4. 중량%로, C: 0.40~0.55%, Mn: 1.5% 이하 (0% 포함), Si: 0.5% 이하 (0% 포함), Cr: 0.1~0.3%, Al: 0.7~1.2%, B: 0.0008~0.0060%, Ti: 0.1~0.3%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강재로 이루어진 금형을 준비하는 단계;
    상기 금형을 760~950℃의 온도 범위에서 30분(min)이상 유지한 후, 급냉(Quenching)하는 단계; 및
    상기와 같이 급냉된 금형을 질화분위기를 유지하면서 480~520℃온도 범위에서 템퍼링을 실시하는 단계를 포함하는 금형의 제조방법
  5. 제4항에 있어서, 상기 급냉 단계 및 템퍼링 단계를 포함하는 열처리를 2회 이상 실시하는 것을 특징으로 하는 금형의 제조방법.
  6. 제4항 또는 제5항에 있어서, 상기 B의 함량이 0.001~0.003%인 것을 특징으로 하는 금형의 제조방법.
  7. 제4항 또는 제5항에 있어서, 상기 급냉 시 냉각속도는 상기 심부의 미세조직이 부피%로 90%이상의 마르텐사이트가 얻어지도록 특정되는 것을 특징으로 하는 금형의 제조방법.
  8. 제4항 또는 제5항에 있어서, 상기 급냉 시 냉각은 유냉방식 또는 수냉방식 에 의해 행해지는 것을 특징으로 하는 금형의 제조방법.
  9. 제4항 또는 제5항에 있어서, 상기 급냉 전의 금형내에 존재하는 고용 보론(solute boron)의 함량이 0.0008~0.0060%인 것을 특징으로 하는 금형의 제조방법.
  10. 제4항 또는 제5항에 있어서, 상기 급냉 전의 금형내에 존재하는 고용 보론(solute boron)의 함량이 0.001~0.003%인 것을 특징으로 하는 금형의 제조방법.
  11. 제9항에 있어서, 상기 고용 보론(solute boron)은 입계에 위치하는 것을 특징으로 하는 금형의 제조방법.
  12. 제4항 또는 제5항에 있어서, 템퍼링 시간은 2분 ~ 2시간인 것을 특징으로 하는 금형의 제조방법.
  13. 제12항에 있어서, 템퍼링 시간은 10 ~ 40분인 것을 특징으로 하는 금형의 제조방법.
  14. 제4항 또는 제5항에 있어서, 상기 금형 준비단계에서 금형은 주조방식에 의해 준비되는 것을 특징으로 하는 금형의 제조방법.
  15. 제4항 또는 제5항에 있어서, 상기 금형은 냉간 또는 열간의 프레스 금형인 것을 특징으로 하는 금형의 제조방법.
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