KR20170073730A - 피로 특성이 우수한 내마모성 강재 및 그 제조 방법 - Google Patents

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Abstract

질량%로 C : 0.30 내지 0.90%, Si : 0.05 내지 1.00% 이하, Mn : 0.10 내지 1.50%, P : 0.003 내지 0.030%, S : 0.001 내지 0.020%, Nb : 0.10 내지 0.70%를 함유하고, 필요에 따라 또한, Cr : 1.50% 이하, Mo : 0.50% 이하, V : 0.50% 이하, Ni : 2.00% 이하, Ti : 0.10% 이하, B : 0.0050% 이하의 1종 이상을 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖고, Nb 함유 탄화물이 분산된 조질 열처리 후의 금속 조직을 갖고, 입자 직경 1.0 ㎛ 이상의 Nb 함유 탄화물 입자의 수가 200개/㎟ 이상이며, 또한 극치통계법에 의해 추정되는 103㎣ 중의 Nb 함유 탄화물 입자의 최대 입자 직경(Dmax)이 18.0 ㎛ 이하로 조정되어 있는 극피로 특성이 우수한 내마모성 강재.

Description

피로 특성이 우수한 내마모성 강재 및 그 제조 방법{ABRASION-RESISTANT STEEL MATERIAL EXCELLENT IN FATIGUE CHARACTERISTICS AND METHOD FOR MANUFACTURING SAME}
본 발명은 경질 탄화물을 분산시킨 내마모성 강재에 있어서, 특히 피로 특성의 개선을 도모한 강재 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
자동차 부품, 산업 기계의 체인 부품, 기어 등의 동력 전달 부재나, 목재의 절단·풀베기 등에 사용하는 둥근톱, 띠톱 등의 칼날 부재에는 내마모성이 요구된다. 일반적으로 강재의 내마모성은 고경도화함으로써 향상된다. 이 때문에, 내마모성을 중시하는 부재에는, 담금질 후에 조금 낮은 온도로 뜨임을 행하여 보다 높은 경도로 조질(調質)한 강재나, 탄소 등의 합금 원소 함유량이 높은 강재가 사용되고 있다. 즉, 강재의 경도와 내마모성은 밀접한 관계에 있고, 종래, 강재에 내마모성을 부여하는 수법으로서는 경도를 증대시키는 수법을 채용하는 것이 일반적이다.
예를 들면 특허문헌 1 내지 3에는 C 함유량이 대략 0.2% 이하의 강에 있어서, 합금 원소의 함유량을 높게 설정하고, 고용(固溶) 강화, 석출 강화 등을 이용하여 경도를 높임으로써 내마모성을 향상시키는 것이 기재되어 있다. 그러나, 요즘에는 내마모성의 요구 레벨은 종래에도 늘어나 엄격해져 있고, 단지 경도를 높이는 것만으로는 충분히 만족할 수 있는 내마모성을 얻을 수 없는 경우가 많아졌다. 또한 특허문헌 1 내지 3과 같이 합금 원소의 함유량을 높이면, 결과적으로 소재의 제조성이나 가공성이 저하하고, 제조 비용이 증대한다는 문제도 있다.
한편, 동력 전달 부재나 칼날 부재는 안전상, 사용중에 파손되지 않는 것이 중요하다. 파손을 방지하기 위해서는 부재에 사용하는 강재의 인성을 충분히 확보할 필요가 있다. 일반적으로 강재의 인성을 향상시키기 위해서는 조질 경도를 낮게 억제하는 것이 유효하게 된다. 그렇지만, 조질 경도를 억제하면, 동시에 내마모성도 저하하는 것이 통상적이다. 즉, 강재에 있어서 「내마모성」과 「인성」은 균형 유지(trade off) 관계에 있다.
본 출원인은 내마모성과 인성을 양립시키는 기술을 다양하게 검토하여, 실용적인 수법을 특허문헌 4에 개시하였다. 그 수법은 인성 저하의 요인이 되는 Ti계 탄화물에 의존하지 않고 Nb 함유 탄화물의 분산을 이용하여 내마모성을 향상시키는 것이다. Nb 함유강을 주조할 때, 주물편의 고온 유지 시간을 충분히 길게 확보함으로써 미리 충분한 양의 Nb 함유 탄화물을 과잉으로 석출시켜 두고, 그 후의 열처리에 의해 Nb 함유 탄화물의 일부를 재고용시켜서 Nb 함유 탄화물의 석출량을 조정한다. 이에 의해 인성을 유지하면서 특히 연마재(abrasive) 마모에 대한 저항력을 증대시킬 수 있고, 고강도 기계 부품의 장기 수명화에 유효하다. 연마재 마모는 상대 마찰면의 표면 요철이나 마찰면에 개재하는 이물질에 의해 재료 표면이 깎이는 마모 형태이다.
특허문헌 1:일본 공개특허공보 특개소62-142726호 특허문헌 2:일본 공개특허공보 특개소63-169359호 특허문헌 3:일본 공개특허공보 특개평1-142023호 특허문헌 4:일본 공개특허공보 특개2010-216008호
비특허문헌 1:무라카미 유키타카(村上 敬宜)저 「금속 피로 미소 결함과 개재물의 영향」, 양현당(養賢堂), 1993년 발행, 제A3장 「일정 체적에 포함되는 최대 개재물의 √areamax의 추정 순서」
상술한 바와 같이 동력 전달 부재나 칼날 부재를 비롯한 고강도 강재의 수명에 크게 영향을 주는 요인으로서 「내마모성」과 「인성」을 들 수 있고, 특허문헌 4의 기술에 의해 이들 요인에 의한 수명 저하는 대폭 개선되었다. 「내마모성」과 「인성」이 개선된 고강도 강재의 수명을 더욱 향상시키기 위해서는, 「금속 피로」 에 대해서도 고려하는 것이 유효하다. 특허문헌 4의 기술에서는 금속 피로에 관해서는 충분한 대책이 마련되어 있지 않고, 수명 향상의 여지가 남겨져 있다.
발명자들의 조사에 의하면, 특허문헌 4의 기술을 이용하여 Nb 함유 탄화물을 분산시킨 강재에서, 피로 특성이 약간 저하하는 케이스가 보였다. 그 원인을 상세하게 조사한 바, 주조시에 Nb 함유 탄화물을 과잉으로 생성시켜 두는 수법을 채용함으로써, 조대(粗大)한 Nb 함유 탄화물의 재고용이 불충분해지고, 그 Nb 함유 탄화물이 피로 파괴의 기점으로서 작용할 수 있는 것을 알았다.
본 발명은 Nb 함유 탄화물을 이용하여 내마모성을 부여하는 기술에 있어서, 피로 특성도 안정적으로 개선하는 수법을 제공하자고 하는 것이다.
발명자들은 Nb를 함유하는 고강도 강재에 대하여, 내마모성 및 피로 특성에 끼치는 Nb 함유 탄화물의 입자 직경의 영향을 상세하게 검토해 왔다. 그 결과, Nb 함유 탄화물 중 특히 입자 직경이 큰 입자가 피로 특성에 악영향을 끼치는 것을 알았다. 그리고, 500 내지 650 HV 레벨의 경도로 조질된 고강도 강재에 있어서는, 후술하는 최대 입자 직경(Dmax)이 18.0 ㎛ 이하가 되도록 과대한 Nb 함유 탄화물 입자를 배제함으로써, 피로 특성이 현저하게 개선되는 것이 확인되었다. 한편, 내마모성에 관해서는 적당한 입자 직경을 갖는 Nb 함유 탄화물의 분산에 의해 특허문헌 4의 기술과 같이 만족할 수 있는 레벨을 유지할 수 있다. 또한, 이러한 금속 조직 상태는 주조시의 냉각 속도와, 주물편 가열 처리시의 가열 온도를 엄밀하게 컨트롤함으로써 실현 가능한 것을 알았다. 본 발명은 이러한 지견에 근거하여 완성된 것이다.
즉, 상기 목적은 질량%로 C : 0.30 내지 0.90%, Si : 0.05 내지 1.00% 이하, Mn : 0.10 내지 1.50%, P : 0.003 내지 0.030%, S : 0.001 내지 0.020%, Nb : 0.10 내지 0.70%를 함유하고, 필요에 따라 또한, Cr : 1.50% 이하, Mo : 0.50% 이하, V : 0.50% 이하, Ni : 2.00% 이하, Ti : 0.10% 이하, B : 0.0050% 이하의 1종 이상을 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖고, Nb 함유 탄화물이 분산된 조질 열처리 후의 금속 조직을 갖고, 단면 조직 관찰에 의해 관측되는 개개의 Nb 함유 탄화물 입자의 면적의 제곱 평방근을 그 입자의 입자 직경이라고 정의할 때, 입자 직경 1.0 ㎛ 이상의 Nb 함유 탄화물 입자의 수가 200개/㎟ 이상이며, 또한 극치통계법에 의해 추정되는 103㎣ 중의 Nb 함유 탄화물 입자의 최대 입자 직경(Dmax)이 18.0 ㎛ 이하로 조정되어 있는 피로 특성이 우수한 내마모성 강재에 의해 달성된다.
상기 최대 입자 직경(Dmax)은, 비특허문헌 1에 기재된 「개재물」을 「Nb 함유 탄화물」로 치환하여 통계 처리를 실시함으로써 정할 수 있다. 조질 열처리는 오스테나이트 온도 대역으로부터 A1 변태점 미만의 온도 대역으로 급랭하는 과정을 포함하는 변태 처리에 의해 금속 조직을 경질화하는 처리이고, 대표적으로는 경화 담금질 처리, 및 오스템퍼 처리를 들 수 있다.
상기의 피로 특성이 우수한 고강도 강재를 얻는 수법으로서, 주조 및 주물편 가열 처리를 마친 강재로부터 최종적으로 조질 열처리가 실시된 내마모성 강재를 얻을 때에, 하기 (1)식에 의해 정해지는 G값이 0.53 이상이 되도록 강 중의 C 함유량 및 Nb 함유량에 따라 주물편 가열 처리에서의 가열 온도(T)(℃)를 설정하고, 또한 주조시의 주물편 중심부에 있어서의 1500 ℃에서 1000 ℃까지의 평균 냉각 속도(℃/min)가 상기 G값 이상이 되도록 주조 조건을 컨트롤하는 수법을 채용할 수 있다.
G값 = 0.39exp(3.94x)… (1)
여기에서,
x = Nb-10y/C
y = 3.42-7900/(T+273)
C는 강 중의 C 함유량(질량%)、Nb는 강 중의 Nb 함유량(질량%)、T는 주물편 가열 처리에서의 가열 온도(℃)이다.
본 명세서에서 말하는 「주물편」에는 조괴법에 있어서의 잉곳(ingot)이나, 연속 주조에 있어서의 슬래브가 포함된다. 「주물편 가열 처리」는, 예를 들면 연속 주조 및 열간 압연을 거쳐 판재를 제조하는 공정에 있어서는, 열간 압연시의 가열을 이용하여 행할 수 있다.
본 발명에 의하면, Nb 함유 탄화물에 의해 내마모성을 부여한 고강도 강재 (특히 500 내지 650 HV 레벨의 경도로 조질된 것)에 있어서, 피로 특성이 현저하게 개선된다. 내마모성의 부여를 인성 저해 요인이 되기 쉬운 Ti계 탄화물에 의존하지 않으므로, 인성 저하에 의한 강재의 파손도 억제된다. 따라서 본 발명은 자동차 부품, 산업 기계의 체인 부품, 기어 등의 동력 전달 부재나, 둥근톱, 띠톱 등의 칼날 부재의 신뢰성 향상 및 수명 향상에 기여하는 것이다.
도 1은 용강(溶鋼)이 응고할 때의 냉각 속도를 컨트롤할 수 있는 실험 장치의 구성을 모식적으로 도시한 도면.
도 2는 피로 시험편의 형상을 모식적으로 도시한 도면.
〔화학 조성〕
본 명세서에 있어서, 강의 성분 원소에 관한 「%」는 특별히 언급하지 않는 한 「질량%」를 의미한다.
C는 조질 경도나 강도, 내마모성을 확보하기 위해서 중요한 원소이고, 본 발명에서는 0.30% 이상의 C 함유량의 강을 대상으로 한다. 0.32% 이상, 또는 0.45%를 초과하는 C 함유량을 확보하는 것이 보다 바람직하다. 다만 C 함유량이 많아지면 주조 공정에서 조대한 철계 공정 탄화물(세멘타이트)이 생성되기 쉬워져, 피로 특성 등의 재료 특성을 저하시키는 요인이 된다. C 함유량은 0.90% 이하로 제한되고, 0.85% 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.
Si는 용강의 탈산에 유효하고, 또한 뜨임 저항을 높이는 작용이 있다. 이들 작용을 충분히 발휘시키기 위해서 0.05% 이상의 Si 함유량을 확보한다. 다만 과잉의 Si 함유는 열연판, 냉연판을 경질로 하여 제조성을 저해하는 요인이 되므로, Si 함유량은 1.00% 이하의 범위로 한다.
Mn은 담금질성을 향상시키는 원소이고, 그 작용을 얻기 위해서 0.10% 이상의 함유량을 확보한다. 다만 Mn 함유가 많아지면 열연판, 냉연판이 경질이 되어 제조성이 저하하므로, Mn 함유량은 1.50% 이하로 제한된다.
P는 담금질시에 오스테나이트 입계에 편석하여 입계 강도를 저하시키고, 피로 특성이나 인성을 저하시키는 요인이 되므로, P 함유량은 0.030% 이하로 제한된다. 다만 과잉의 탈(脫)P는 제강의 부담을 증대시키므로, P 함유량은 0.003% 이상의 범위에서 조정하면 좋다.
S는 강 중에서 충격 파괴나 피로 파괴의 기점이 되는 MnS를 형성하고, 피로 특성이나 인성을 저하시키는 요인이 되므로, S 함유량은 0.020% 이하로 제한된다. 다만 과잉의 탈(脫)S는 제강의 부담을 증대시키므로, S 함유량은 0.001% 이상의 범위에서 조정하면 좋다.
Nb는 주조 후의 냉각 과정에서 강 중에 매우 경질인 Nb 함유 탄화물로서 석출하고, 내마모성, 특히 내연마재 마모성의 향상에 기여한다. 또한, 고용 Nb는 담금질시의 결정립을 미세화시켜, 인성의 향상에 기여한다. 이들 작용을 충분히 끌어내기 위해서는 0.10% 이상의 Nb 함유량을 확보할 필요가 있고, 0.20% 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다. 한편, Nb 함유량이 증대하면, 석출하는 Nb 함유 탄화물이 조대화하기 쉬워져, 과대한 Nb 함유 탄화물 입자를 배제한 원하는 금속 조직 상태가 실현되지 않게 될 경우가 있다. 그렇게 되면 피로 특성의 개선을 달성할 수 없다. 다양한 검토 결과, Nb 함유량은 0.70% 이하로 하는 것이 요망된다. 0.60% 이하, 또한 0.50% 이하로 관리해도 좋다.
Cr는 Mn과 같이 담금질성의 향상에 유효하다. 또한, 소둔시에 있어서의 탄화물의 조대화를 억제하는 작용을 갖고, 충격값(인성)의 개선에 유효하다. 이 때문에 필요에 따라 Cr을 함유시킬 수 있다. 상기 각 작용을 충분히 발휘시키기 위해서는 0.10% 이상의 Cr 함유량을 확보하는 것이 보다 효과적이다. 다만 다량의 Cr을 첨가하면 미용해 탄화물의 생성량이 증대하고, 인성이 현저하게 저하하는 경우가 있으므로, Cr을 첨가하는 경우에는 1.50% 이하의 범위에서 행한다.
Mo 및 V는 모두 인성의 향상에 유효한 원소이고, 필요에 따라 첨가할 수 있다. Mo의 경우에는 0.10% 이상, V의 경우도 0.10% 이상의 함유량을 확보하는 것이 보다 효과적이다. 다만 Mo, V는 고가인 원소이며 과잉 첨가는 비용 증가를 초래한다. Mo, V의 1종 또는 2종을 첨가하는 경우에는, Mo, V 모두 0.50% 이하의 함유량범위로 한다.
Ni는 담금질성의 향상에 유효하고, 필요에 따라 첨가할 수 있다. 이 경우, 0.10% 이상의 Ni 함유량을 확보하는 것이 보다 효과적이다. 다만 Ni의 과잉 첨가는 비용 증대 요인이 되므로, Ni를 첨가하는 경우에는 2.00% 이하의 범위에서 행한다.
Ti는 Nb와 같이 주조 후의 강 중에 매우 경질인 Ti 함유 탄화물을 형성하고, 내마모성의 향상에 기여하는 동시에, 주조 후에 재고용시킨 Ti는 담금질시의 결정립을 미세화시켜, 인성의 향상에 기여한다. 또한 Ti는 N과의 결합력이 강하기 때문에, B를 첨가한 경우에 BN의 생성을 방지하고, B의 담금질성 향상 작용을 끌어내어 유리하다. 이 때문에 본 발명에서는 필요에 따라 Ti를 첨가할 수 있다. 상기의 각 작용을 충분히 얻기 위해서는 0.01% 이상의 Ti 함유량을 확보하는 것이 보다 효과적이다. 그렇지만, 발명자들의 검토에 의하면, Ti 함유 탄화물이 강재 중에 다량으로 존재한 경우에는, 인성 저하를 초래하기 쉬운 것을 알았다. 다양한 검토 결과, Ti를 첨가하는 경우에는 0.10% 이하의 범위에서 행하는 것이 중요하다.
B는 담금질성의 향상에 유효한 원소이고, 필요에 따라 첨가할 수 있다. 담금질성 향상 작용을 충분히 발휘시키기 위해서는 0.0005% 이상의 B 함유량을 확보하는 것이 보다 효과적이다. 다만, 그 작용은 대략 0.0050%에서 포화하므로, B를 첨가하는 경우에는 0.0050% 이하의 범위에서 행한다.
〔금속 조직〕
본 발명에서는 내마모성을 현저하게 향상시키기 위해서 Nb 함유 탄화물을 이용한다. 본 명세서에서 말하는 Nb 함유 탄화물은 NbC를 주성분으로 하는 탄화물이다. 이 종류의 탄화물은 매우 경질이고, 적당한 크기의 Nb 함유 탄화물이 매트릭스 중에 분산되어 있음으로써 내마모성(특히 내연마재 마모성)이 현저하게 향상된다. 강 중에 관찰되는 석출 입자가 Nb 함유 탄화물에 해당하는지 아닌지는 EDX 등에 의한 미시적 분석에 의해 확인할 수 있다. Ti를 첨가한 경우에는 Nb와 Ti를 함유하는 복합 탄화물이 되는 경우도 있을 수 있다고 생각되지만, 이러한 복합 탄화물도 Nb 함유 탄화물에 해당한다.
본 출원인은 특허문헌 4에서, 조질 열처리 후의 금속 조직에 있어서 입자 직경(원 상당 직경) 1 ㎛ 이상의 Nb 함유 탄화물이 200 내지 1000개/㎟의 밀도로 매트릭스 중에 존재하고 있을 때, 내마모성이 현저하게 향상되고, 또한 인성을 손상시키는 폐해도 회피되는 것을 개시하였다. 이러한 비교적 큰 Nb 함유 탄화물 입자를 다량으로 분산시키는 수법으로서, 주조시에 조대한 Nb 함유 탄화물 입자를 석출시키고, 그것을 재고용시키는 수법을 채용하였다. 그러나, 이 수법에서는 과대한 Nb 함유 탄화물 입자가 잔존하기 쉽고, 그것들이 피로 파괴의 기점으로서 작용하기 때문에, 피로 특성을 안정적으로 개선하는 것이 어렵다. 경우에 따라서는 피로 파괴에 의해 재료의 수명이 지배되는 경우도 있고, 고강도 재료의 수명 향상을 위해서는 피로 특성의 개선이 과제가 되고 있었다.
상기의 피로 파괴를 방지하기 위해서는, 그 원인이 되는 과대한 Nb 함유 탄화물 입자가 잔존하지 않는 조직 상태로 하면 좋다. 그러기 위해서는, 존재가 허용되는 Nb 함유 탄화물의 최대 입자 직경을 규정하는 것이 유효하다. 그런데, 몇개의 관찰 시야에서 피로 파괴의 기점이 될 것이라고 생각되는 조대한 Nb 함유 탄화물이 관측되지 않아도, 피로 특성을 충분히 개선할 수 없는 케이스가 많이 있고, 피로 특성을 안정적으로 개선할 수 있는 조직 상태를 정량적으로 규정하는 것은 용이하지 않았다. 그 원인으로서, 관찰 시야 이외의 어딘가에 조대한 Nb 함유 탄화물이 약간이라도 존재하고 있으면, 그것이 피로 파괴의 기점으로서 작용하는 것을 생각할 수 있다.
발명자들은 상세한 검토 결과, 극치통계법에 의해 추정되는 103㎣ 중의 Nb 함유 탄화물 입자의 최대 입자 직경(Dmax)에 의해, 500 내지 650 HV 레벨의 경도로 조질된 상기 조성 범위의 고강도 강재에 있어서의 피로 특성 개선의 정도를 정밀도 좋게 판정하는 것이 가능한 것을 찾아내었다. 구체적으로는 비특허문헌 1에 기재된 「개재물」을 「Nb 함유 탄화물」로 치환하여 통계 처리를 실시함으로써, 상기 문헌의 √areamax에 대응하는 값으로서 최대 입자 직경(Dmax)을 정한다. 여기에서, 개개의 입자의 입자 직경은 강재의 단면 조직을 현미경 관찰했을 때에 관측되는 입자 면적(투영 면적)의 제곱 평방근의 값을 채용한다. 상기의 입자 직경은 현미경 관찰 화상을 컴퓨터에 의해 해석함으로써 구할 수 있다. 관찰 시야는 100 ㎟, 관찰 시야수는 30 이상으로 하면 좋다.
조질 열처리 후의 강재에 있어서, 상기의 방법으로 극치통계법에 의해 추정되는 103㎣ 중의 Nb 함유 탄화물 입자의 최대 입자 직경(Dmax)(이하, 단지 「최대 입자 직경(Dmax)」이라고 함)이 18.0 ㎛ 이하로 조정되어 있을 때, 내마모성이 요구되는 고강도 부품의 피로 파괴 억제의 관점에서 충분한 피로 특성(예를 들면 600 HV 조질재에서는 주파수:20㎐, 응력비: -1의 조건으로 107회까지 파단하지 않는 시험편의 비율이 50% 이상이 되는 부여 응력의 최대값, 즉 피로한도가 800 N/㎟가 되는 피로 특성)을 안정적으로 얻을 수 있다. Dmax는 16.5 ㎛ 이하인 것이 보다 바람직하고, 15.5 ㎛ 이하인 것이 더욱 바람직하다.
한편, 내마모성을 충분히 확보하기 위해서는 입자 직경이 1 ㎛ 정도 이상으로 큰 Nb 함유 탄화물이 분산되어 있는 것이 유효하다. 다양한 검토 결과, 입자 직경 1.0 ㎛ 이상의 Nb 함유 탄화물 입자의 수가 200개/㎟ 이상인 조직 상태로 함으로써 우수한 내마모성을 실현할 수 있다. 본 발명에서 규정하는 화학 조성의 강은 C 함유량 및 Nb 함유량에 따라 주물편 가열 처리에서의 가열 온도가 지나치게 높아지지 않도록 배려함으로써 입자 직경 1.0 ㎛ 이상의 Nb 함유 탄화물 입자의 수를 상기한 바와 같이 조정할 수 있다.
본 발명에 따른 강재의 매트릭스(강 소지(素地))는 경화 담금질 처리재에서는 마르텐사이트 조직 또는 마르텐사이트+페라이트 조직, 오스템퍼 처리재에서는 베이나이트 조직 또는 베이나이트+페라이트 조직이다.
〔제조 공정〕
본 발명에 따른 내마모성 강재는 주조, 열간 가공, 조질 열처리를 거치는 공정으로 제조된다. 열간 가공으로서는 열간 압연이나 열간 단조를 들 수 있다. 열연 강판을 소재로서 내마모성 부품을 얻는 경우에는 예를 들면 「주조→열간 압연→마무리 소둔→성형 가공→조질 열처리」의 공정, 냉연 강판을 소재로 하는 경우에는 예를 들면 「주조→열간 압연→소둔→냉간 압연→마무리 소둔→성형 가공→조질 열처리」의 공정을 채용할 수 있다. 이하, 후자의 경우를 예로 각 공정에 대하여 설명한다.
〔주조〕
주조 후의 냉각 과정을 이용하여 Nb 함유 탄화물을 석출시킨다. 그 때, 강 중의 C 함유량, Nb 함유량, 및 후공정에서 실시하는 주물편 가열 처리에서의 가열 온도에 따라, 주조시의 냉각 속도를 엄밀하게 컨트롤하는 것이 수요이다. 구체적으로는, 주조시의 주물편 중심부에 있어서의 1500 ℃에서 1000 ℃까지의 평균 냉각 속도(℃/min)가 하기 (1)식에 의해 정해지는 G값 이상이 되도록 주조 조건을 컨트롤한다.
G값 = 0.39exp(3.94x)… (1)
여기에서,
x = Nb-10y/C
y = 3.42-7900/(T+273)
C는 강 중의 C 함유량(질량%)、Nb는 강 중의 Nb 함유량(질량%)、T는 주물편 가열 처리에서의 가열 온도(℃)이다.
상기 (1)식의 G값은 C 함유량, Nb 함유량, 및 후공정에서 실시하는 주물편 가열 처리에서의 주물편의 가열 온도에 따라 정해지는 주조시의 1500 ℃에서 1000 ℃까지의 평균 냉각 속도의 허용 하한값(℃/min)을 나타내는 지표이다. 주물편 중심부의 평균 냉각 속도가 느릴수록 Nb 함유 탄화물의 조대화가 진행되지만, 주물편 중에 과잉으로 조대화한 Nb 함유 탄화물이 존재하면 후공정에서 실시하는 주물편 가열 처리에 있어서 재고용을 도모해도 피로 파괴의 기점이 되는 과대한 Nb 함유 탄화물 입자가 잔존하게 된다. 강 중의 Nb 함유량, C 함유량이 많을수록 Nb 함유 탄화물은 조대화하기 쉬우므로 G값이 높아지고, 피로 특성을 개선하기 위해서 필요한 주조시의 냉각 속도의 허용 하한은 오른다. 한편, 주물편 가열 처리시의 가열 온도가 높아질수록 Nb 함유 탄화물의 재고용화가 진행되므로, 주조시의 냉각 속도의 허용 하한은 완화된다. 여기에서, x는 C 함유량이 0.30 내지 0.90%의 강에 있어서 재고용 후에 입자 직경 1 ㎛ 이상의 Nb 함유 탄화물이 잔존하는 정도를 나타내는 지표이다.
〔주물편 가열 처리〕
주물편 가열 처리로서, 열간 압연시에 행하는 주물편(대표적으로는 연주조 슬래브)의 가열을 이용하여 주물편 중에 석출시킨 Nb 함유의 일부를 재고용시킬 수 있다. 열간 압연시의 주물편 가열 온도(주물편 중심부의 최고 도달 온도)는 일반적으로 1100 내지 1350 ℃의 범위이고, 본 발명에서도 그 조건 범위에 있어서 강재 가열 온도(T)를 설정할 수 있다. 가열 유지 시간(강재 중심부가 강재 가열 온도 -20 ℃ 이상이 되는 시간)은 30 내지 300 min으로 하면 좋다. 다만, 상기 (1)식에 의해 정해지는 G값이 0.53 이상, 보다 바람직하게는 0.55 이상이 되도록 강 중의 C 함유량 및 Nb 함유량에 따라 주물편 가열 처리에서의 가열 온도(T)(℃)를 설정하는 것이 요망된다. G값이 상기보다 작아지는 가열 온도(T)에서 주물편을 가열하면, Nb 함유 탄화물의 고용화가 과도하게 진행되는 경우가 있고, 내마모성을 부여하여 불리해진다. 따라서, 적정한 G값이 되도록 주물편 가열 처리에서의 가열 온도(T)를 설정하고, 그 G값에 근거하여 상술한 주조 조건을 컨트롤하는 것이 중요하다.
〔열간 압연〕
열연 조건은 예를 들면 마무리 압연 온도 800 내지 900 ℃, 권취 온도 750 ℃ 이하로 할 수 있다.
〔소둔·냉간 압연〕
필요에 따라 열연판 소둔 및 냉간 압연을 행하고, 목표판 두께로 조정한다. 열연판의 소둔은, 예를 들면 600 ℃ 이상 Ac1점 미만의 온도 대역에 10 내지 50h 가열 유지하는 조건을 채용할 수 있다. 「소둔→냉간 압연」의 공정을 복수회 실시해도 좋다. 이 경우, 중간 소둔도 600 ℃ 이상 Ac1점 미만의 온도 대역에 가열하는 것이 바람직하다.
〔마무리 소둔·성형 가공〕
소정의 판 두께로 조정된 열연 강판 또는 냉연 강판에 대하여, 마무리 소둔을 실시하고, 연질화된 재결정 페라이트 조직(소둔 조직)을 갖는 소재 강판을 얻는다. 마무리 소둔은 Ac1점 미만의 온도 대역에서 행할 필요가 있다. 재결정화를 촉진시키기 위해서, 600 ℃ 이상 Ac1점 미만의 온도 대역에 가열하는 것이 바람직하다. 유지 시간은 8 내지 40h의 범위에서 최적 조건을 설정하면 좋다. 상술한 주물편 가열 처리를 거침으로써 조정된 강재 중의 Nb 함유 탄화물의 분포 상태는 이 마무리 소둔 후에도 거의 유지된다. 마무리 소둔 후에는 부품 형상에 대한 성형 가공이 행하여진다. 마무리 소둔 후의 소재 강판의 단면 경도는 대략 150 내지 250 HV의 범위에 있고, 부품 형상에 대한 성형 가공이 충분히 가능하다.
〔조질 열처리〕
소재 강판에서 부품 형상으로 성형 가공된 부재는 경화 담금질, 오스템퍼 등의 조질 열처리에 제공되고, 예를 들면 500 내지 650 HV로 조질된다. 다만, 조질 열처리의 용체화 온도는 오스테나이트 영역이며 1000 ℃ 이하의 범위로 하는 것이 바람직하다. 상기 온도를 초과하면, 이미 조정되어 있는 Nb 함유 탄화물의 분포 형태가 무너질 우려가 있다. 조질 열처리 조건은 용체화의 상한 온도가 과도하게 높아지지 않도록 배려하는 것 이외에는 일반적인 수법을 따르면 좋다.
이상과 같이 하여, 동력 전달 부재나 칼날 부재에 적합한 내마모성 및 피로 특성을 높은 레벨로 겸비한 고강도 기계 부품을 얻을 수 있다.
실시예
표 1에 기재한 화학 조성의 강을 용제하고, 이들 강의 슬래브에서 용융·응고 실험용 30kg의 강 블록을 잘라내었다. 이 강 블록을 도가니 중에서 용융시켜서 용강으로 하고, 응고시의 냉각 속도를 다양하게 바꾼 조건으로 냉각시킴으로써, 주조시의 냉각 속도가 컨트롤된 주물편을 모의한 응고 덩어리를 얻었다.
Figure pat00001
도 1에, 실험에 사용한 용융·응고 장치의 구성을 모식적으로 도시하였다. 단열재(1)로 덮어진 공간에 설치된 원통 도가니(2) 중에서, 히터(3)의 발열에 의해 강 블록을 용융시켜 용강(4)을 얻었다. 도가니(2)는 내화(耐火) 벽돌(5)을 통하여 승강 가능한 스테이지(6)에 실려 있다. 용강 온도 1700 ℃의 상태로부터 용강(4)이 수용된 도가니(2)를 스테이지(6)의 하강에 의해 수냉 코일(7)이 배치된 냉각 존으로 이동시켜서, 용강(4)을 응고시켰다. 이 때, 도가니(2)의 중심부에 설치한 열전대(8)에 의해 용강(4) 및 그것이 응고된 응고 덩어리의 온도를 모니터하고, 1500 ℃에서 1000 ℃까지의 평균 냉각 속도가 0.5 내지 20 ℃/min의 소정값이 되도록, 스테이지(6)의 하강 속도, 히터(3)로부터의 발열량, 수냉 코일(7)에 의한 발열량을 조정하였다. 이렇게 하여 얻어진 응고 덩어리는 주조시의 주물편 중심부의 냉각 속도가 컨트롤된 주물편을 모의한 것이다. 이하, 이 응고 덩어리를 「모의 주물편」이라고 부르고, 상기의 평균 냉각 속도를 「주조시의 주물편 중심부에 있어서의 1500 ℃에서 1000 ℃까지의 평균 냉각 속도」로 간주한다.
〔공시재(供試材)의 제작〕
각 모의 주물편을 소재에 사용하여 「열간 압연→소둔→냉간 압연→마무리 소둔→조질 열처리」의 공정에 의해 판 두께 1.5 ㎜, 조질 경도 600±15 hV의 공시재를 얻었다. 각 공정에서의 제조 조건은 이하와 같다.
·열간 압연 : 모의 주물편의 가열 온도:1250 내지 1350 ℃(표 2에 기재), 가열 유지 시간 : 60 min, 마무리 압연 온도 : 850 ℃, 권취 온도 : 550 ℃, 열연판 판 두께 : 3.5 ㎜
·소둔 : 690 ℃×15 h, 그 후 절삭으로 판 두께 3.0 ㎜로 조정
·냉간 압연 : 원판(元板) 두 께: 3.0 ㎜, 냉연판 판 두께:1.5 ㎜
·마무리 소둔 : 670 ℃×15 h
·조질 열처리 : 820 ℃×15 min의 가열 처리 후, 60 ℃의 유욕(油浴)에 담금질, 그 후에 조성에 따라 조질 경도 600 HV를 목표로 하는 온도로 30 min의 뜨임
〔G값의 산출〕
각 공시재에 대하여 강 중의 C 함유량, Nb 함유량, 모의 주물편의 가열 온도로부터 상기 (1)식에 의해 G값을 산출하였다.
〔조직 관찰〕
각 공시재에 대하여 광학 현미경으로 압연 방향과 판 두께 방향으로 평행한 단면(L 단면)을 관찰함으로써, 극치통계법에 의해 추정되는 103 ㎣ 중의 Nb 함유 탄화물 입자의 최대 입자 직경(Dmax)(상술)을 구하였다. 비특허문헌 1에 기재된 「개재물」을 「Nb 함유 탄화물」로 치환하여 통계 처리를 실시함으로써, 상기 문헌의 √areamax에 대응하는 값을 최대 입자 직경(Dmax)으로 하였다. 측정 조건은 이하와 같다.
·측정 장치 : 광학 현미경(관찰 배율:100 내지 1000배)
·검사 기준 면적(S0) : 100 ㎟
·검사 회수(n): 30회
·예측 체적(V) : 1000 ㎣
또한, 각 공시재에 대하여, L 단면을 분석 주사형 전자현미경에 의해 관찰하고, 관찰 면적 61×61 ㎛2×20 시야 중에 존재하는 Nb 함유 탄화물 입자 중, 입자 직경 1.0 ㎛ 이상의 탄화 입자의 수를 카운트하고, 1 ㎟당 수로 환산하였다. 입자 직경은 입자 면적의 제곱 평방근의 값(상술)이고, 입자 직경 1.0 ㎛ 이상의 입자를 화상 처리에 의해 픽업하였다.
〔내마모성 시험〕
공시재로부터 마찰면이 1변 1.5 ㎜의 정방형이 되는 시험편을 잘라내고, 핀온 디스크형 마모 시험기에 의해 시험을 행하였다. 마모 상대재는 염욕처리에 의해 평면인 강판 표면 위에 형성한 VC(바나듐카바이드) 피막으로 하였다. 이 피막 경도는 2400 HV 정도에 상당한다. 시험편을 시료 홀더에 고정하여, 회전하는 마모 상대재에 시험편 표면을 시험 하중 F = 500 N으로 꽉 누르면서, 마찰 속도 1 m/sec, 마찰 거리 L = 3600m의 조건으로 마모 시험을 행하였다. 시험 전후의 시료판 두께 차이로부터 마모에 의해 소실된 재료의 체적을 산출하고, 이를 마모 감량(W)(㎣)으로 하였다. 그리고, 하기 (2)식에 의해 비마모량(C)(㎣/Nm)을 구하였다.
비마모량(C)=마모 감량(W)/(시험 하중(F)×마찰 거리(L))… (2)
조질 경도 600 HV의 재료에 있어서, 이 비마모량(C)이 0.35×10-7 ㎣/Nm 이하이면, C 함유량 0.90% 이하의 강을 사용한 동력 전달 부재나 칼날 부재에 사용되고 있는 현재 사용(現用) 강에 비해 매우 우수한 내마모성을 갖는다고 평가된다. 따라서, 비마모량(C)이 0.35×10-7㎣/Nm 이하인 것을 합격(내마모성 : 양호)이라고 판정하였다.
〔피로 시험〕
공시재로부터 도 2에 도시된 형상의 피로 시험편(판 두께 1.5 ㎜, 길이 방향이 압연 방향에 일치)을 제작하고, 유압 서보식 피로 시험기를 사용하여 주파수 : 20 ㎐, 응력비:-1의 조건으로, 부여 응력 800 N/㎟에서 1000 N/㎟까지 50 N/㎟ 피치로 각 응력 단계 10회씩, 합계 50회의 시험을 행하고, 반복수 107회까지 파괴되지 않는 시험편이 과반수 발생한 최대의 부여 응력을 그 공시재의 피로한도로 정하였다.
결과를 표 2에 기재하였다. 표 2 중 「주물편 냉각 속도」는 모의 주물편의 중심부에 있어서의 1500 ℃에서 1000 ℃까지의 평균 냉각 속도, 「1.0 ㎛ 이상의 입자수」는 입자 직경 1.0 ㎛ 이상의 Nb 함유 탄화물 수를 의미한다.
Figure pat00002
표 2에서 알 수 있는 바와 같이, 본 발명예의 것은 상기 (1)식에 의해 정해지는 G값이 0.53 이상이 되도록 주물편 가열 처리에서의 가열 온도(T)를 설정하고, 또한 모의 주물편의 주물편 중심부에 있어서의 1500 ℃에서 1000 ℃까지의 평균 냉각 속도(℃/min)가 G값 이상이 되도록 모의 주물편의 냉각 속도를 컨트롤함으로써, 입자 직경 1.0 ㎛ 이상의 Nb 함유 탄화물의 수를 200개/㎟ 이상이며, 또한 극치통계법에 의해 추정되는 103㎣ 중의 Nb 함유 탄화물 입자의 최대 입자 직경(Dmax)을 18.0 ㎛ 이하로 조정할 수 있었다. 그 결과, 우수한 내마모성을 갖는 조질 열처리재에 있어서, 피로 특성이 안정적으로 개선되었다.
이에 대하여 비교예인 No.1 내지 3은 강의 C 함유량이 과잉이기 때문에 주조시(모의 주물편 제조시)에 철계의 조대한 공정 탄화물이 생기고, 그것이 피로 파괴의 기점이 되어 피로 특성이 저하하였다. No.4는 강의 C 함유량이 부족하고, No.7은 강의 Nb 함유량이 부족하기 때문에 입자 직경 1.0 ㎛ 이상의 Nb 함유 탄화 물의 수가 부족하고, 내마모성이 떨어졌다. No.5, 6은 강의 Nb 함유량이 과잉이기 때문에 과대한 Nb 탄화물이 잔존하고, 그것이 피로 파괴의 기점이 되어 피로 특성이 저하하였다. No.8은 Nb 무첨가 강이기 때문에 내마모성이 떨어졌다. No.9, 10은 강의 Ti 함유량이 과잉이기 때문에 과대한 Ti 함유 탄화물이 생성되고, 그것이 피로 파괴의 기점이 되어 피로 특성이 저하하였다. No.44는 주물편 가열 처리에서의 가열 온도를 G값이 0.53 미만이 되는 온도로 설정했기 때문에, 상기 가열 처리로 Nb 함유 탄화물의 재고용이 과도하게 진행되고, 내마모성의 개선이 불충분하였다. 상기 이외의 각 비교예는 본 발명에서 규정하는 화학 조성을 갖는 강을 채용한 것이지만, 주물편 냉각 속도를 G값 미만으로 함으로써 Dmax가 18.0 ㎛를 초과하였다. 이들은 과대한 Nb 함유 탄화물이 피로 파괴의 기점으로서 작용함으로써 피로 특성은 개선되지 않았다.
1: 단열재
2: 도가니
3: 히터
4: 용강
5: 내화 벽돌
6: 스테이지
7: 수냉 코일
8: 열전대

Claims (2)

  1. 질량%로 C : 0.30 내지 0.90%, Si : 0.05 내지 1.00% 이하, Mn : 0.10 내지 1.50%, P : 0.003 내지 0.030%, S : 0.001 내지 0.020%, Nb : 0.10 내지 0.70%, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖고, Nb 함유 탄화물이 분산된 조질 열처리 후의 금속 조직을 갖고, 단면 조직 관찰에 의해 관측되는 개개의 Nb 함유 탄화물 입자의 면적의 제곱 평방근을 그 입자의 입자 직경이라고 정의할 때, 입자 직경 1.0 ㎛ 이상의 Nb 함유 탄화물 입자의 수가 200개/㎟ 이상이며, 또한 극치통계법에 의해 추정되는 103㎣ 중의 Nb 함유 탄화물 입자의 최대 입자 직경(Dmax)이 18.0 ㎛ 이하로 조정되어 있는 피로 특성이 우수한 내마모성 강재.
  2. 제1항에 있어서, Cr : 1.50% 이하, Mo : 0.50% 이하, V : 0.50% 이하, Ni : 2.00% 이하, Ti : 0.10% 이하, B : 0.0050% 이하의 1종 이상을 추가로 함유하는 화학 조성을 갖는 피로 특성이 우수한 내마모성 강재.
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