KR20180056965A - Mold steel for long life cycle die casting having high thermal conductivity - Google Patents
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Abstract
Description
본 발명은 고온 열전도도가 뛰어난 장수명 다이 캐스팅(die-casting)용 열간 금형강 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 구체적으로는 자동차 부품 등을 생산함에 있어서 사용되는 다이 캐스팅에 적용될 수 있는 것으로, 고온 열전도도 및 내구성이 뛰어난 열간 금형강과 이를 제조하는 방법에 관한 것이다.BACKGROUND OF THE INVENTION 1. Field of the Invention [0001] The present invention relates to a hot-formed die steel for a long-life die-casting with excellent high temperature thermal conductivity and a method for manufacturing the same, and more specifically to a die casting die used for producing automobile parts, And a method of manufacturing the same.
열간 금형강은 합금 원소로서 철 외에 특히 탄소, 크롬, 텅스텐, 실리콘, 니켈, 몰리브덴, 망간, 바나듐 및 코발트를 상이한 양으로 포함하는 합금된 금형강이다. 열간 금형강으로부터, 특히 다이 캐스팅, 압출 또는 다이 단조 시에 재료의 성형을 위해 적합한, 열간 금형강 대상물이 제조될 수 있다. 이러한 금형에 대한 예로는 높은 가공 온도에서 특별한 기계적 강도 특성을 가져야 하는 압출 다이, 단조 금형, 다이 캐스팅 몰드, 프레스 다이 또는 이와 유사한 것이 있다. Hot metal steels are alloyed metal steels containing different amounts of carbon, chromium, tungsten, silicon, nickel, molybdenum, manganese, vanadium and cobalt in addition to iron as an alloying element. A hot metal mold article suitable for molding of a material from hot mold steels, especially during die casting, extrusion or die forging, can be produced. Examples of such molds are extrusion dies, forged molds, die casting molds, press dies or the like, which must have special mechanical strength properties at high processing temperatures.
금형강, 특히 열간 금형강 및 이들로 제조된 강 대상물의 중요한 기능은 기술적 프로세스에 사용 시, 이전에 도입된 또는 프로세스 자체에 생긴 열의 충분한 방출을 보장하는 것이다.An important function of mold steel, especially hot metal molds and steel objects made therefrom, is to ensure sufficient release of heat previously introduced or introduced into the process itself when used in a technical process.
열간 금형강으로 제조되는 열간 금형은 높은 가공 온도에서 높은 기계적 안정성과 더불어 양호한 열전도율 및 높은 내열마모성을 가져야 한다. 열간 금형강의 다른 중요한 특성은 충분한 경도 및 강도와 더불어, 높은 사용 온도에서 우수한 경도 및 내마모성이다.Hot molds made of hot metal steels should have good thermal conductivity and high thermal wear resistance, as well as high mechanical stability at high processing temperatures. Another important property of hot metal steels is their good hardness and abrasion resistance at high service temperatures, with sufficient hardness and strength.
금형의 제조를 위해 사용되는 열간 금형강의 높은 열전도율은 많은 용도에서 매우 중요한데, 그 이유는 이것이 현저한 사이클 시간 단축을 야기할 수 있기 때문이다. 공작물의 열간 성형을 위한 열간 성형 장치의 작동은 비교적 많은 비용을 필요로 하기 때문에, 사이클 시간의 단축에 의해 많은 비용이 절감될 수 있다. 또한, 열간 금형강의 높은 열전도율은 다이 캐스팅 시에 바람직한데, 그 이유는 거기에 사용되는 몰드가 매우 높아진 열 내구성으로 인해 훨씬 더 긴 수명을 갖기 때문이다. 금형을 제조하기 위해 종종 사용되는 금형강은 통상적으로 실온에서 약 18 내지 24 W/mK 의 열 전도율을 갖는다. The high thermal conductivity of hot metal steels used for the production of molds is very important in many applications because this can cause significant cycle time shortening. Since the operation of the hot forming apparatus for hot forming the workpiece requires a relatively high cost, a large cost can be saved by shortening the cycle time. In addition, the high thermal conductivity of hot metal steels is preferred for die casting because the molds used therein have a much longer lifetime due to the increased thermal durability. Mold steels often used to make molds typically have a thermal conductivity of about 18 to 24 W / mK at room temperature.
한편, 열간 성형용 금형강으로 쓰인 STD61은 고온 열 전도도가 28 W/mK 미만으로 열전도도가 낮기 때문에 고온 작업 중 소재 부위에 따른 온도차로 인한 팽창율 차이로 히트체크 균열이 발생 빈도가 높아 금형 수명이 감소되며, 생산 제품의 냉각속도를 충분히 높일 수 없어서 높은 냉각속도를 필요로 하는 핫스테핑 제품의 품질 저하 및 생산성 감소를 유발시키는 문제점이 있었다. 또한, 고온에서 마모저항성을 유지하는 석출상이 낮은 경도의 크롬카바이드 계열이기 때문에 고온에서 마모저항성이 낮은 문제점이 있었다.On the other hand, STD61, which is used as mold steel for hot forming, has a high thermal conductivity of less than 28 W / mK and low thermal conductivity. Therefore, heat check cracking occurs frequently due to the difference of expansion rate due to temperature difference depending on the material part during high temperature operation. And the cooling rate of the produced product can not be sufficiently increased, resulting in deterioration of the quality and productivity of the hot stepping product requiring a high cooling rate. In addition, since the precipitation phase which maintains abrasion resistance at high temperature is a chromium carbide type having a low hardness, there is a problem that wear resistance is low at high temperature.
최근, 자동차 산업의 친환경·고연비 추세로 경량화를 달성하기 위하여 경량 비철 금속 사용이 늘고 있으며 이를 성형하기 위한 다이 캐스팅용 금형강의 수요가 늘고 있으나, 국내에서 사용되는 다이 캐스팅용 열간 금형강 시장은 히타치 사 등 해외 선진 기업들이 점유하고 있고 가격대는 높게 형성되어 있으나, 장수명 다이 캐스팅을 제조함에 있어서 금형강의 열전도도 또는 내구성 등이 만족할 만한 수준에 미치지 못하는 문제점이 있다.In recent years, the use of lightweight non-ferrous metals has been increasing in order to achieve lighter weight due to the environment-friendly and fuel-efficient trends in the automobile industry. Demand for die casting mold steels has been increasing, but the hot- And the price range is high. However, there is a problem in that the thermal conductivity or durability of the mold steel is not satisfactory in manufacturing long-life die casting.
본 발명은 열간 금형강을 이루는 조성과 그 제조 조건을 최적화함으로써, 고온 열전도도 및 고온 내구성이 뛰어나 장수명의 다이 캐스팅을 제조할 수 있는 열간 금형강을 제공하고자 한다. An object of the present invention is to provide a hot metal mold capable of producing long-life die-casting by optimizing the composition of the hot metal mold and the manufacturing conditions thereof, and thus is excellent in high temperature thermal conductivity and high temperature durability.
본 발명의 일 구현 예에 따르면, 전체 중량에 대하여, 탄소(C) 0.35 내지 0.45 중량%, 규소(Si) 0.20 내지 0.30 중량%, 망간(Mn) 0.30 내지 0.40 중량%, 니켈(Ni) 0.50 내지 1.20 중량%, 크롬(Cr) 1.5 내지 2.2 중량%, 몰리브덴(Mo) 2.0 내지 2.6 중량%, 텅스텐(W) 0.0001 내지 1.0 중량%, 티타늄(Ti) 0 초과 0.40 중량% 이하, 바나듐(V) 0.30 내지 0.50 중량%, 붕소(B) 0.0001 내지 0.003 중량% 및 구리(Cu) 0.005 내지 0.02 중량%를 포함하고, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는, 열간 금형강에 관한 것이다. According to one embodiment of the present invention, there is provided a steel sheet comprising 0.35 to 0.45 wt% of carbon (C), 0.20 to 0.30 wt% of silicon (Si), 0.30 to 0.40 wt% of manganese (Mn) (Ti) 0 to 0.40 wt.% Or less, vanadium (V) 0.30 wt.% Or less, vanadium (V) 0.30 wt.% Or less, To 0.50% by weight of boron, from 0.0001 to 0.003% by weight of boron and from 0.005 to 0.02% by weight of copper and the balance of Fe and unavoidable impurities.
본 발명에서 상기 열간 금형강은 알루미늄(Al) 0.02 내지 0.08 중량%를 더 포함할 수 있다. In the present invention, the hot metal steel may further include 0.02 to 0.08% by weight of aluminum (Al).
본 발명에서 상기 열간 금형강은 질소(N) 0.005 내지 0.06 중량%를 더 포함할 수 있다. In the present invention, the hot metal steel may further contain 0.005 to 0.06% by weight of nitrogen (N).
본 발명에서 상기 열간 금형강은 인(P) 0.001 내지 0.006 중량% 및 황(S) 0.0001 내지 0.002 중량%를 더 포함할 수 있다.In the present invention, the hot metal steel may further contain 0.001 to 0.006% by weight of phosphorus (P) and 0.0001 to 0.002% by weight of sulfur (S).
본 발명에서 상기 열간 금형강을 이루는 탄소, 규소, 망간, 크롬, 몰리브덴 및 니켈 각각의 함량 값을 하기 식 (1)에 대입하는 경우, 그 값이 25 이상일 수 있다:In the present invention, when the content values of carbon, silicon, manganese, chromium, molybdenum and nickel constituting the hot metal mold are substituted into the following formula (1), the value may be 25 or more:
[식 (1)][Formula (1)
F(C)×F(Si)×F(Mn)×F(Cr)×F(Mo)×F(Ni) F (C) x F (Si) x F (Mn) x F (Cr) x F (Mo) x F (Ni)
(단, 상기 식 (1)에서, (Wherein, in the above formula (1)
F(C) = 0.37 - 0.39 × (0.12^탄소 함량(%)); F (C) = 0.37 - 0.39 x (0.12 carbon content (%));
F(Si) = 0.7 × 규소 함량(%) + 1; F (Si) = 0.7 x silicon content (%) + 1;
F(Mn) = 3.35 × 망간 함량(%) + 1; F (Mn) = 3.35 x manganese content (%) + 1;
F(Cr) = 2.16 × 크롬 함량(%) + 1; F (Cr) = 2.16 x chromium content (%) + 1;
F(Ni) = 0.36 × 니켈 함량(%) + 1; 및F (Ni) = 0.36 x nickel content (%) + 1; And
F(Mo) = 3 × 몰리브덴 함량(%) + 1일 수 있다.)F (Mo) = 3 x molybdenum content (%) + 1).
본 발명에서 상기 열간 금형강을 이루는 탄소, 규소, 망간, 크롬, 몰리브덴 및 니켈 각각의 함량 값을 하기 식 (1)에 대입하는 경우, 그 값이 30 이상일 수 있다. In the present invention, when the contents of carbon, silicon, manganese, chromium, molybdenum and nickel constituting the hot metal mold are substituted into the following formula (1), the value may be 30 or more.
본 발명에서 상기 열간 금형강을 이루는 몰리브덴 및 텅스텐 각각의 함량 값을 하기 식 (2)에 대입하는 경우, 그 값이 2 이상 3 이하일 수 있다:In the present invention, when the content values of molybdenum and tungsten forming the hot metal mold are substituted into the following formula (2), the value may be 2 or more and 3 or less:
[식 (2)][Expression (2)]
몰리브덴 함량(%) + 0.5 × 텅스텐 함량(%)Molybdenum content (%) + 0.5 x tungsten content (%)
본 발명에서 상기 열간 금형강을 이루는 티타늄 및 바나듐 각각의 함량 값을 하기 식 (3)에 대입하는 경우, 그 값이 0.4 이상 0.5 이하일 수 있다:In the present invention, when the content of each of titanium and vanadium constituting the hot metal steel is substituted into the following formula (3), the value may be 0.4 or more and 0.5 or less:
[식 (3)][Expression (3)]
티타늄 함량(%) + 바나듐 함량(%)Titanium content (%) + Vanadium content (%)
본 발명에서 상기 열간 금형강을 이루는 크롬, 몰리브덴 및 텅스텐 각각의 함량 값을 하기 식 (4)에 대입하는 경우, 그 값이 9 이상일 수 있다:In the present invention, when the content values of chromium, molybdenum and tungsten constituting the hot metal mold are substituted into the following formula (4), the value may be 9 or more:
[식 (4)][Expression (4)]
크롬 함량(%) + 3.3 × {몰리브덴 함량(%) + 0.5 × 텅스텐 함량(%)}Cr content (%) + 3.3 x {molybdenum content (%) + 0.5 x tungsten content (%)}
본 발명에서 상기 금형강은 다이 캐스팅(die casting)용일 수 있다. In the present invention, the metal mold may be used for die casting.
본 발명의 다른 구현 예에 따르면, 전체 중량에 대하여, 탄소(C) 0.35 내지 0.45 중량%, 규소(Si) 0.20 내지 0.30 중량%, 망간(Mn) 0.30 내지 0.40 중량%, 니켈(Ni) 0.50 내지 1.20 중량%, 크롬(Cr) 1.5 내지 2.2 중량%, 몰리브덴(Mo) 2.0 내지 2.6 중량%, 텅스텐(W) 0.0001 내지 1.0 중량%, 티타늄(Ti) 0 초과 0.40 중량% 이하, 바나듐(V) 0.30 내지 0.50 중량%, 붕소(B) 0.0001 내지 0.003 중량% 및 구리(Cu) 0.005 내지 0.02 중량%를 포함하고, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강괴를 제조하는 단계;According to another embodiment of the present invention, there is provided a steel sheet comprising, in terms of the total weight, 0.35 to 0.45 wt% of carbon (C), 0.20 to 0.30 wt% of silicon (Si), 0.30 to 0.40 wt% of manganese (Mn) (Ti) 0 to 0.40 wt.% Or less, vanadium (V) 0.30 wt.% Or less, vanadium (V) 0.30 wt.% Or less, To about 0.50% by weight of boron (B), from about 0.0001 to about 0.003% by weight of boron (B), and from about 0.005 to about 0.02% by weight of copper (Cu), the balance being Fe and unavoidable impurities;
상기 강괴를 단조하여 금형 소재를 제조하는 단계; Preparing a mold material by forging the steel ingot;
상기 금형 소재를 ??칭(quenching)하는 단계; 및Quenching the mold material; And
상기 ??칭 후 템퍼링(tempering)하는 단계를 포함하는, 열간 금형강의 제조방법에 관한 것이다. And then performing the above-described post-tempering process.
본 발명에서 상기 강괴는 알루미늄(Al) 0.02 내지 0.08 중량%를 더 포함할 수 있다. In the present invention, the steel ingot may further include 0.02 to 0.08% by weight of aluminum (Al).
본 발명에서 상기 열간 금형강은 질소(N) 0.005 내지 0.06 중량%를 더 포함할 수 있다. In the present invention, the hot metal steel may further contain 0.005 to 0.06% by weight of nitrogen (N).
본 발명에서 상기 강괴는 인(P) 0.001 내지 0.006 중량% 및 황(S) 0.0001 내지 0.002 중량%를 더 포함할 수 있다.In the present invention, the steel ingot may further contain 0.001 to 0.006% by weight of phosphorus (P) and 0.0001 to 0.002% by weight of sulfur (S).
본 발명에서 상기 강괴를 단조하기에 앞서, 일렉트로 슬래그 재용해(Electro-slag remelting, ESR) 공정을 수행하는 단계를 더 포함할 수 있다.In the present invention, before the forging of the steel ingot, an electro-slag remelting (ESR) process may be further performed.
본 발명에서 상기 일렉트로 슬래그 재용해 공정은 아르곤 가스 분위기 하에서 수행될 수 있다.In the present invention, the above-described electro-slag remelting process may be performed under an argon gas atmosphere.
본 발명에서 상기 강괴를 단조하기에 앞서, 강괴를 800 내지 1300℃의 온도로 예비 열처리하는 단계를 더 포함할 수 있다. The present invention may further include a preliminary heat treatment step of heating the steel ingot to a temperature of 800 to 1300 캜 before forging the steel ingot.
본 발명에서 상기 단조는 5S 이상의 단조비로 수행될 수 있다.In the present invention, the forging can be performed with a forging ratio of 5S or more.
본 발명에서 상기 단조는 850 내지 1300℃의 온도 하에서 수행될 수 있다. In the present invention, the forging can be carried out at a temperature of 850 to 1300 ° C.
본 발명에서 상기 ??칭은 900 내지 1030℃의 온도 하에서 수행될 수 있다. In the present invention, the structure may be performed at a temperature of 900 to 1030 캜.
본 발명에서 상기 템퍼링은 500 내지 630℃의 온도 하에서 수행될 수 있다. In the present invention, the tempering may be performed at a temperature of 500 to 630 ° C.
본 발명에서 상기 템퍼링은, 580 내지 600℃의 온도 하에서 1차로 템퍼링하는 단계; 및In the present invention, the tempering includes: a first tempering at a temperature of 580 to 600 ° C; And
550 내지 590℃의 온도 하에서 2차로 템퍼링하는 단계를 포함할 수 있다. Secondarily tempering at a temperature of 550 to 590 < 0 > C.
본 발명에서 상기 2차로 템퍼링한 뒤, 610 내지 630℃의 온도 하에서 3차로 템퍼링하는 단계를 더 포함할 수 있다.In the present invention, the secondarily tempering may further include a third tempering step at a temperature of 610 to 630 [deg.] C.
본 발명에서 제공하는 열간 금형강은 고온 열전도도가 우수하여 고온에서 소재의 온도 차이가 적게 발생하므로 히트 체크(heat-checking) 특성이 뛰어나다. 따라서, 본 발명에 따른 열간 금형강을 다이 캐스팅으로 사용하는 경우, 상기 다이 캐스팅을 이용하여 생산되는 제품의 냉각 속도가 빨라 생산되는 제품의 물성이 향상되고, 냉각 시간이 단축되어 생산성을 향상시킬 수 있다. The hot metal steel provided in the present invention is excellent in heat-checking property because the temperature difference of the material is small at a high temperature due to its excellent high-temperature thermal conductivity. Therefore, when the hot metal mold according to the present invention is used for die casting, the product manufactured using the die casting has a high cooling rate, the physical properties of the produced product are improved, the cooling time is shortened, have.
더욱이, 본 발명에서 제공하는 열간 금형강은 고온 내구성 또한 우수하여, 상기 열간 금형강을 이용하여 제조되는 다이 캐스팅이 장수명의 특성을 가질 수 있다. Furthermore, the hot-formed metal steels of the present invention have excellent durability at high temperature, and the die casting manufactured using the hot-formed metal steels can have a long life.
도 1은 실험예 1에서 실시예 3에서 제조된 열간 금형강에 대하여 각 온도별로 열전도도를 측정하여 그 결과를 나타낸 것이다.
도 2는 실험예 2에서 실시예 2, 3 내지 5 및 10과, 비교예 2 및 4에서 제조된 열간 금형강의 경도에 대한 항복 강도의 값을 그래프로 나타낸 것이다.
도 3은 실험예 2에서 실시예 2, 3 내지 5 및 10과, 비교예 2 및 4에서 제조된 열간 금형강의 경도에 대한 인장 강도의 값을 도 3에 그래프로 나타낸 것이다.
도 4는 실험예 2에서 실시예 2, 3 내지 5 및 10과, 비교예 2 및 4에서 제조된 열간 금형강의 경도에 대한 충격 에너지의 값을 그래프로 나타낸 것이다.
도 5는 실험예 3에서 실시예 12, 비교예 7 및 8에서 제조된 열간 금형강에 대하여 온도에 따른 열전도도의 변화를 측정한 결과를 그래프로 나타낸 것이다.
도 6은 실험예 3에서 실시예 12, 비교예 7 및 8에서 제조된 열간 금형강에 대하여 경도에 대한 샤르피 U 노치 충격 에너지 값을 그래프로 나타낸 것이다.
도 7의 (a) 및 (b)는 각각 실험예 5에서 실시예 3 및 비교예 9에서 제조된 열간 금형강의 표면 입자 사진을 촬영한 결과를 나타낸 것이다.
도 8은 실험예 6에서 실시예 3과 동일한 공정으로 열간 금형강을 제조하되, ??칭 온도를 다양하게 조절하여, ??칭 온도에 따른 열간 금형강의 강도를 평가한 결과를 그래프로 나타낸 것이다.
도 9는 실험예 7에서 실시예 3과 동일한 공정으로 열간 금형강을 제조하되, ??칭 온도 및 템퍼링 온도를 다양하게 조절한 결과, 최종 제조된 열간 금형강의 조직 사진을 나타낸 것이다.
도 10은 실험예 8에서 상기 실시예 1 및 3과 동일한 공정으로 열간 금형강을 제조하되, 템퍼링 온도를 다양하게 조절하여, 템퍼링 온도에 따른 열간 금형강의 강도를 평가한 결과를 그래프로 나타낸 것이다.FIG. 1 shows the results of measuring the thermal conductivity of hot metal molds manufactured in Example 3 according to each temperature in Experimental Example 1. FIG.
Fig. 2 is a graph showing the values of yield strength with respect to hardness of the hot metal steels prepared in Examples 2, 3 to 5 and 10 and Comparative Examples 2 and 4 in Experimental Example 2. Fig.
Fig. 3 is a graph showing the tensile strength values of the hot metal steels prepared in Examples 2, 3 to 5 and 10 and Comparative Examples 2 and 4 in Example 2 in terms of hardness.
4 is a graph showing impact energy values for hardness of the hot metal steels prepared in Examples 2, 3 to 5 and 10 and Comparative Examples 2 and 4 in Experimental Example 2. [
FIG. 5 is a graph showing the results of measurement of changes in thermal conductivity according to temperature for the hot metal molds prepared in Example 12, Comparative Examples 7 and 8 in Experimental Example 3. FIG.
6 is a graph showing Charpy U notch impact energy values against hardness of the hot metal molds prepared in Example 12, Comparative Examples 7 and 8 in Experimental Example 3. FIG.
7 (a) and 7 (b) are photographs of surface particle photographs of the hot metal molds prepared in Example 3 and Comparative Example 9 in Experimental Example 5, respectively.
8 is a graph showing the results of evaluating the strength of the hot-formed steel according to the heating temperature by variously adjusting the heating temperature by preparing hot metal molds in the same manner as in Example 3 in Experimental Example 6 .
FIG. 9 is a photograph of a final hot-formed mold steel obtained by preparing a hot metal mold in the same manner as in Example 3 in Experimental Example 7, and variously adjusting the temperature and tempering temperature.
10 is a graph showing the results of evaluating the strength of the hot metal steel according to the tempering temperature by variously adjusting the tempering temperature by preparing hot metal molds in the same manner as in Examples 1 and 3 in Experimental Example 8. FIG.
이하, 본 발명의 바람직한 실시형태들을 설명한다. 그러나 본 발명의 실시형태는 여러 가지 다른 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 범위가 이하 설명하는 실시 형태로 한정되는 것은 아니다. 또한, 본 발명의 실시형태는 당해 기술분야에서 평균적인 지식을 가진 자에게 본 발명을 더욱 완전하게 설명하기 위해서 제공되는 것이다.Hereinafter, preferred embodiments of the present invention will be described. However, the embodiments of the present invention can be modified into various other forms, and the scope of the present invention is not limited to the embodiments described below. Further, the embodiments of the present invention are provided to more fully explain the present invention to those skilled in the art.
이하, 본 발명의 일 구현 예에 따른 열간 금형강에 대해서 설명한다.Hereinafter, a hot metal mold according to an embodiment of the present invention will be described.
본 실시예에 따른 열간 금형강은, 필수 원소로서 탄소(C), 규소(Si), 망간(Mn), 니켈(Ni), 크롬(Cr), 몰리브덴(Mo), 텅스텐(W), 티타늄(Ti), 바나듐(V), 붕소(B) 및 구리(Cu)를 포함하고, 나머지는 Fe(철), 미세원소 및 불가피한 불순물로 이루어진다. 본 실시예에 따른 열간 금형강은, 불가피한 불순물로서 인(P), 황(S), 알루미늄(Al), 질소(N) 및 산소(O)를 포함한다. 여기의 본 명세서에서, 질량으로 정의된 모든 퍼센티지는 중량으로 정의된 것과 각각 같다. 이하, 상기 열간 금형강의 성분 조성 및 그 수치 제한에 대한 이유에 대해서 설명한다.The hot metal steel according to the present embodiment is composed of carbon (C), silicon (Si), manganese (Mn), nickel (Ni), chromium (Cr), molybdenum (Mo), tungsten Ti), vanadium (V), boron (B) and copper (Cu), the balance being Fe (iron), fine elements and unavoidable impurities. The hot metal steel according to this embodiment contains phosphorus (P), sulfur (S), aluminum (Al), nitrogen (N) and oxygen (O) as unavoidable impurities. In the present specification, all the percentages defined by mass are equal to those defined by weight. Hereinafter, the composition of the hot metal steels and the reason for the numerical limitation will be described.
탄소(C)Carbon (C)
탄소(C)는 강의 강도를 조절하는데 필요한 필수 원소로서, 고용 강화로 기지 강도를 높이고, 소입성에 영향을 미치는 원소이다. 또한 열처리를 통하여 탄화물 형성한다. 상기 탄소 함량이 0.35 중량% 미만인 경우, 경도 및 강도가 낮아지고 경화능이 감소하여 균일한 단면 경도를 얻을 수 없고, 상기 탄소 함량이 0.45 중량%를 초과하는 경우, 경도가 포화 되기 쉽고, 동시에 탄화물 양은 과도하게 되어 피로 강도 및 충격값을 악화시킨다. 따라서, 본 발명의 열간 금형강은 상기 탄소를 0.35 내지 0.45 중량%로 포함하는 것이 바람직하다.Carbon (C) is an essential element for controlling the strength of steel, which is an element that enhances the strength of the base by solid solution strengthening and affects the ingotability. Also, carbide is formed through heat treatment. If the carbon content is less than 0.35% by weight, the hardness and strength are lowered and the hardenability is decreased, so that a uniform cross-sectional hardness can not be obtained. When the carbon content exceeds 0.45% by weight, the hardness tends to be saturated, Excessive fatigue strength and impact value are deteriorated. Therefore, the hot metal steel of the present invention preferably contains the carbon in an amount of 0.35 to 0.45% by weight.
규소(Si)Silicon (Si)
규소(Si)은 강의 피삭성을 조절하는데 필요한 필수 원소로서, 세멘타이트 생성을 억제하고, 고온에서 탄화물 생성을 촉진시켜 열전도도를 크게 증가시키는 원소이다. 상기 규소 함량이 0.20 중량% 미만이면, STD61의 절삭성과 같거나 더 높은 절삭성을 보장하기가 어렵게 되고, 상기 규소 함량이 0.30 중량%를 초과하면, 열전도도의 상당한 감소가 일어난다. 따라서, 본 발명의 열간 금형강은 상기 규소를 0.20 내지 0.30 중량%로 포함하는 것이 바람직하다.Silicon (Si) is an essential element required to control the machinability of steel, and is an element that inhibits cementite formation and promotes the formation of carbides at high temperatures, thereby greatly increasing the thermal conductivity. If the silicon content is less than 0.20 wt%, it is difficult to ensure machinability equal to or higher than the machinability of the STD 61, and if the silicon content exceeds 0.30 wt%, a significant reduction in thermal conductivity occurs. Therefore, the hot metal steel of the present invention preferably contains 0.20 to 0.30% by weight of silicon.
망간(Mn)Manganese (Mn)
망간은 변태 동작(경화능)을 향상시키기 위한 필수 원소로서, 소입성에 가장 높은 효과를 내는 원소이다. 상기 Mn 함량이 0.30 중량% 미만이면, 변태점 감소 및 미세구조 정제의 효과가 불충분하여 경도나 충격값을 확보하기가 어렵다. 상기 Mn 함량이 0.40 중량%를 초과하면, 충격값이 더 감소될 뿐만 아니라 높은 열전도도도 거의 유지될 수 없다. 따라서, 본 발명의 열간 금형강은 상기 망간을 0.30 내지 0.40 중량%로 포함하는 것이 바람직하다.Manganese is an essential element for improving the transformation behavior (hardenability) and is the element that has the highest effect on incombustibility. If the Mn content is less than 0.30% by weight, the effect of the transformation point reduction and microstructure refining is insufficient and it is difficult to secure hardness or impact value. If the Mn content exceeds 0.40 wt%, not only the impact value is further reduced but also the high thermal conductivity can hardly be maintained. Therefore, the hot metal steel of the present invention preferably contains 0.30 to 0.40 wt% of manganese.
니켈(Ni)Nickel (Ni)
상기 니켈(Ni)은 인성을 향상시키고, 경화능을 향상시킬 뿐만 아니라 고온에서의 안정성을 향상시키는 원소이다. 상기 니켈 함량이 0.50 중량% 미만 이면, 경도 및 강도의 증가에 따라서 필요한 인성 저하를 방지할 수 있는 인성의 향상 효과가 감소하고, 상기 니켈 함량이 1.20 중량%를 초과하면, 잔류 오스테나이트가 생성되어 조직이 불안정하고 사용 중 변형이 발생할 수 있으며, 절삭가공성이 감소하고, 비경제적이다. 따라서, 본 발명의 열간 금형강은 상기 니켈을 0.50 내지 1.20 중량%로 포함하는 것이 바람직하다.The nickel (Ni) improves toughness, improves hardenability, and improves stability at high temperature. If the nickel content is less than 0.50 wt%, the effect of improving the toughness, which can prevent the required toughness deterioration, decreases with increasing hardness and strength. If the nickel content exceeds 1.20 wt%, residual austenite is produced The structure is unstable, deformation may occur during use, the cutting workability is reduced, and it is uneconomical. Therefore, it is preferable that the hot metal steel of the present invention contains the nickel in an amount of 0.50 to 1.20% by weight.
크롬(Cr)Chromium (Cr)
상기 크롬(Cr)은 경화능을 향상시키고, 복합탄화물을 생성하여 경도, 강도, 뜨임연화 저항성 및 내마모성을 향상시키는 원소이다. 상기 크롬 함량이 1.5 중량% 미만이면, 경화능 향상 효과가 감소하여 균일한 단면 경도를 얻기 어려우며, 몰리브덴, 바나듐 등과 복합탄화물 생성이 감소하여 뜨임 연화 저항성이 감소하고 강도 및 내산화성에 대한 향상 효과가 적어진다. 반면, 상기 크롬 함량이 2.2 중량%를 초과하면 열전도도가 감소되고, 경도, 인장 강도 및 항복 강도의 특성 또한 급격히 저하된다. 따라서, 본 발명의 열간 금형강은 상기 크롬을 1.5 내지 2.2 중량%로 포함하는 것이 바람직하다.The chromium (Cr) is an element which improves hardenability and generates complex carbide to improve hardness, strength, softening resistance and abrasion resistance. If the chromium content is less than 1.5% by weight, the effect of improving the hardenability is decreased, and it is difficult to obtain a uniform cross-sectional hardness, and the generation of complex carbides such as molybdenum and vanadium is reduced to reduce the softening resistance and improve the strength and oxidation resistance . On the other hand, when the content of chromium exceeds 2.2% by weight, the thermal conductivity decreases and the characteristics of hardness, tensile strength and yield strength also sharply decrease. Accordingly, the hot metal steel of the present invention preferably contains 1.5 to 2.2% by weight of the chromium.
몰리브덴(Mo)Molybdenum (Mo)
상기 몰리브덴은 몰리브덴 카바이드와 같은 탄화물을 형성하여 고온 경도와 강도를 향상시키고, 또한 뜨임 시 고온에서 2차 경화현상을 일으켜 고온 강도를 증가시키고, 입계에 존재하는 인과 결합하여 뜨임 열처리 시 인에 의한 뜨임 취성을 방지하는 원소이다. 상기 몰리브덴의 함량이 2.0 중량% 미만이면 뜨임 취성을 억제하는 효과가 감소하고, 2차 경화현상이 낮아져 고온에서의 경도 및 강도가 감소한다. 그리고, 2.6 중량%를 초과하면 몰리브덴에 의한 효과가 감소할 뿐만 아니라 비경제적이다. 따라서, 본 발명의 열간 금형강은 상기 몰리브덴을 2.0 내지 2.6 중량%로 포함하는 것이 바람직하다.The molybdenum forms carbides such as molybdenum carbide to improve high-temperature hardness and strength, and secondary hardening phenomenon at high temperature during tempering to increase high-temperature strength. The molybdenum is combined with phosphorus present in the grain boundary, It is an element preventing brittleness. If the content of the molybdenum is less than 2.0 wt%, the effect of suppressing temper embrittlement is reduced, and the secondary hardening phenomenon is lowered, so that the hardness and strength at high temperature are decreased. If it exceeds 2.6 wt%, the effect of molybdenum is not only reduced but also economical. Accordingly, it is preferable that the hot metal steel of the present invention contains 2.0 to 2.6% by weight of the molybdenum.
텅스텐(W)Tungsten (W)
상기 텅스텐은 탄화물의 석출(석출 경화)로 강도를 증가시키기 위하여 첨가될 수 있는 선택적 원소이다. 상기 텅스텐의 함량이 0.0001 중량% 미만이면 상기 강도 증가의 효과가 작아지고, 상기 텅스텐 함량이 1.0 중량% 초과하면, 효과의 포화와 비용의 상당한 상승을 일으킨다. 따라서, 본 발명의 열간 금형강에서는 상기 텅스텐을 0.0001 내지 1.0 중량%로 포함하는 것이 바람직하다.The tungsten is an optional element that can be added to increase the strength by precipitation (precipitation hardening) of the carbide. If the content of tungsten is less than 0.0001 wt%, the effect of increasing the strength is small. If the content of tungsten is more than 1.0 wt%, saturation of the effect and a considerable increase in cost are caused. Therefore, in the hot metal steel of the present invention, the tungsten is preferably contained in an amount of 0.0001 to 1.0% by weight.
티타늄(Ti)Titanium (Ti)
티타늄(Ti)은 가장 강한 석출상을 생성하는 원소로서, 오스테나이트에서 용해도가 낮고, 조직 미세화 효과를 나타내는 원소이다. 본 발명의 열간 금형강에서는 상기 티타늄을 0 초과 0.40 중량% 이하로 포함하는 것이 경도 및 강도의 물성 향상에 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.10 내지 0.40 중량%로 포함할 수 있으며, 더욱 바람직하게는 0.15 내지 0.40 중량%로 포함할 수 있다.Titanium (Ti) is an element that produces the strongest precipitation phase, which is low in solubility in austenite and exhibits an effect of microstructure. In the hot metal steel of the present invention, it is preferable that the titanium is contained in an amount of more than 0 to 0.40% by weight in order to improve physical properties of hardness and strength, more preferably 0.10 to 0.40% by weight, more preferably 0.15 By weight to 0.40% by weight.
바나듐(V)Vanadium (V)
바나듐(V)은 철에 치환 고용(solid solution)되어 인장 강도를 증가시키고, 불용성 탄화물을 만들어 고온 경도를 높이며, 뜨임 저항성을 증대시키는 원소로서, 특히 고온에서 안정한 석출상을 미세하게 생성하여 오스테나이트 입자 성장을 억제하는 효과를 나타낸다. 상기 바나듐의 함량이 0.30 중량% 미만이면 효과가 미미할 수 있고, 상기 바나듐의 함량이 0.50 중량% 초과하면 결정립 미세화현상이 두드러져 경화능이 저하되므로 균일한 단면경도를 얻을 수 없고, 비경제적이다. 따라서, 본 발명의 열간 금형강은 바나듐을 0.30 내지 0.50 중량%로 포함하는 것이 바람직하다.Vanadium (V) is an element which is solid solution in iron to increase the tensile strength, to make insoluble carbide, to increase high-temperature hardness, and to increase tempering resistance. In particular, a stable precipitation phase at high temperature is finely produced, And exhibits an effect of suppressing grain growth. If the vanadium content is less than 0.30 wt%, the effect may be insignificant. If the vanadium content is more than 0.50 wt%, the grain refinement phenomenon becomes conspicuous and the curability is degraded, so that a uniform sectional hardness can not be obtained. Therefore, the hot metal steel of the present invention preferably contains vanadium in an amount of 0.30 to 0.50% by weight.
붕소(B)Boron (B)
붕소는 극미량의 첨가로도 입계편석(Grain Boundary Segregation)에 의해 담금질(Quenching) 특성을 크게 향상시키며, 다른 원소인 망간, 크롬, 니켈 등과 같은 성분의 담금질 특성도 향상시키는 효과가 있는 반면, 붕소의 담금질 특성 향상 효과는 탄소량이 증가되면 감소하는 경향을 보인다. 본 발명의 열간 금형강은 상기 붕소를 0.0001 내지 0.003 중량%로 포함하는 것이 바람직하다.Boron has the effect of improving the quenching characteristics by grain boundary segregation even with the addition of trace amounts and improving the quenching characteristics of other elements such as manganese, chromium and nickel. On the other hand, boron The improvement effect of the quenching characteristics tends to decrease when the amount of carbon is increased. The hot metal steel of the present invention preferably contains 0.0001 to 0.003% by weight of the boron.
구리(Cu)Copper (Cu)
상기 구리(Cu)는 고철 중에 포함되어 들어가는 원소로써 0.02 중량% 초과하여 첨가하게 되면, 열간 단조시 표면 터짐 현상 등이 발생하여 단조성을 감소시키므로, 본 발명의 열간 금형강에서는 상기 구리를 0.02 중량% 이하, 바람직하게는 0.005 내지 0.02 중량%의 함량으로 포함하는 것이 바람직하다. When copper is added in an amount of more than 0.02% by weight, the surface of the steel is blunted during hot forging, thereby reducing the composition. Therefore, in the hot metal steel of the present invention, By weight or less, preferably 0.005 to 0.02% by weight.
인(P)In (P)
인은 강도를 증가시키는데 일부 기여하지만, 0.006 중량%를 초과하는 겨우, 용접성이 악화되는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서는 0.006 중량% 이하로 제한하고, 바람직하게는 0.001 내지 0.006 중량%이 바람직하다.Phosphorus contributes partly to increase the strength, but when it exceeds 0.006% by weight, the weldability deteriorates. Therefore, in the present invention, the content is limited to 0.006% by weight or less, preferably 0.001 to 0.006% by weight.
황(S)Sulfur (S)
황(S)은 대표적인 불가피한 불순물로서, 본 발명에서는 0.0001 내지 0.002 중량%가 바람직하다.Sulfur (S) is a typical unavoidable impurity, and in the present invention, 0.0001 to 0.002% by weight is preferable.
알루미늄(Al) 및 질소(N)Aluminum (Al) and nitrogen (N)
알루미늄 및 질소는 제강 중에 포함되는 불순물로써 최대한 저감시켜야 하지만, 붕소를 첨가하여 입계편석을 얻기 위한 경우에는 강의 성질에 해를 끼치지 않는 범위 이하에서 적량을 첨가하면 알루미늄-질소-붕소 간의 완충 작용이 일어날 수 있다. 상기한 바와 같이, 소입성 향상에 기여하는 결정 입계에 편석하는 고용 붕소 양이 확보되었는 바, 본 발명의 열간 금형강에서 알루미늄은 0.02 내지 0.08 중량%로 포함하는 것이 바람직하고, 질소는 0.005 내지 0.06 중량%로 포함하는 것이 바람직하다.Aluminum and nitrogen should be reduced as much as impurities contained in the steelmaking. However, when boron is added to obtain grain boundary segregation, the addition of an appropriate amount below the range that does not adversely affect the properties of the steel results in the buffering action of aluminum-nitrogen- Can happen. As described above, the amount of solid boron segregated at the crystal grain boundaries contributing to the improvement of the ingot property is secured. In the hot metal steel of the present invention, aluminum is preferably contained in an amount of 0.02 to 0.08% by weight, By weight.
본 발명에서는 상기 상술한 열간 금형강의 성분을 제외하고, 나머지는 실질적으로 철(Fe)로 이루어진다.In the present invention, the remainder consists essentially of iron (Fe), except for the components of the hot metal mold described above.
상기 나머지는 실질적으로 철(Fe)로 이루어진다는 말은 본 발명의 작용 효과를 방해하지 않는 한, 불가피한 불순물을 비롯하여 다른 미량 원소를 포함하는 것 조차 본 발명의 범위에 포함될 수 있다는 것을 의미한다.The fact that the remainder is substantially made of iron (Fe) means that even if it contains other trace elements, including unavoidable impurities, it can be included in the scope of the present invention as long as it does not hinder the action and effect of the present invention.
본 발명에서 상기 열간 금형강은 그 조성 중 특히 크롬의 함량을 특정한 범위로 조절함으로써 고온에서 높은 열전도도를 가지며, 강도 및 경도 또한 매우 우수한 열간 금형강을 제공할 수 있다. In the present invention, by controlling the content of chromium in the composition to a specific range, the hot metal steel can provide a hot metal steel having high thermal conductivity at high temperature, and having excellent strength and hardness.
한편, 본 발명에서 상기 금형강을 이루는 탄소, 규소, 망간, 크롬, 몰리브덴 및 니켈 각각의 함량 값을 하기 식 (1)에 대입하는 경우, 그 값이 25 이상인 것이 바람직하다. In the present invention, when the contents of carbon, silicon, manganese, chromium, molybdenum and nickel constituting the metal mold are substituted into the following formula (1), the value is preferably 25 or more.
[식 (1)][Formula (1)
F(C)×F(Si)×F(Mn)×F(Cr)×F(Mo)×F(Ni) F (C) x F (Si) x F (Mn) x F (Cr) x F (Mo) x F (Ni)
단, 상기 식 (1)에서 사용되는 각 인자의 정의는 다음과 같다.However, the definition of each factor used in the above equation (1) is as follows.
F(C) = 0.37 - 0.39 × (0.12^탄소 함량(%));F (C) = 0.37 - 0.39 x (0.12 carbon content (%));
F(Si) = 0.7 × 규소 함량(%) + 1;F (Si) = 0.7 x silicon content (%) + 1;
F(Mn) = 3.35 × 망간 함량(%) + 1; F (Mn) = 3.35 x manganese content (%) + 1;
F(Cr) = 2.16 × 크롬 함량(%) + 1; F (Cr) = 2.16 x chromium content (%) + 1;
F(Ni) = 0.36 × 니켈 함량(%) + 1; 및 F (Ni) = 0.36 x nickel content (%) + 1; And
F(Mo) = 3 × 몰리브덴 함량(%) + 1일 수 있다. F (Mo) = 3 x molybdenum content (%) + 1.
본 발명에서 상기 식 (1)로부터 얻어지는 값은 이상 임계 직경(단위는 inch)으로, 되도록 속히 냉각시켰을 때에 담금질이 되는 최대 지름을 의미하는 것으로, 그 값이 높을수록 일정 냉각 속도에서 심부까지 마르텐사이트로 만들 수 있는 제품의 크기가 커지므로 제품 생산에 유리하다. 따라서, 본 발명에서는 제조되는 열간 금형강의 열전도도, 강도 및 경도 등을 고려하고, 상기 제품의 생산성 또한 고려할 때 상기 식 (1)로부터 얻어지는 값은 25 이상인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 26 이상, 더욱 바람직하게는 30 이상일 수 있다. In the present invention, the value obtained from the above formula (1) means the maximum diameter which is quenched when the steel is rapidly cooled so as to have an ideal critical diameter (unit: inch). As the value becomes higher, Which is advantageous for production of a product. Therefore, in consideration of the thermal conductivity, strength and hardness of the hot metal mold produced in the present invention and the productivity of the product, the value obtained from the formula (1) is preferably 25 or more, more preferably 26 or more, More preferably 30 or more.
또한, 본 발명에서는 상기 열간 금형강의 조성 중 몰리브덴 및 텅스텐 각각의 함량 값을 하기 식 (2)에 대입하는 경우, 그 값이 2 이상 3 이하인 것이 바람직하다.Further, in the present invention, when the content of each of molybdenum and tungsten in the composition of the hot metal steel is substituted into the following formula (2), it is preferable that the value is 2 or more and 3 or less.
[식 (2)][Expression (2)]
몰리브덴 함량(%) + 0.5 × 텅스텐 함량(%)Molybdenum content (%) + 0.5 x tungsten content (%)
본 발명에서 제공하는 신규한 상기 식 (2)는 고온 강도 및 내부식성을 조절하는 요인으로서, 상기 식의 값이 2 미만이거나 3을 초과하는 경우 충분한 고온 강도 및 내부식성을 확보하기 어려워, 상기한 열간 금형강을 이용하여 다이 캐스팅을 제조하는 경우 수명이 짧아질 수 있다. The new formula (2) provided by the present invention is a factor controlling the high temperature strength and corrosion resistance. When the value of the above formula is less than 2 or more than 3, it is difficult to ensure sufficient high temperature strength and corrosion resistance. When die casting is manufactured using hot metal steel, the service life can be shortened.
또한, 본 발명에서는 상기 열간 금형강의 조성 중 티타늄 및 바나듐 각각의 함량 값을 하기 식 (3)에 대입하는 경우, 그 값이 0.4 이상 0.5 이하인 것이 바람직하다.In the present invention, when the content of each of titanium and vanadium in the composition of the hot metal steel is substituted into the following formula (3), the value is preferably 0.4 or more and 0.5 or less.
[식 (3)][Expression (3)]
티타늄 함량(%) + 바나듐 함량(%)Titanium content (%) + Vanadium content (%)
본 발명에서 제공하는 신규한 상기 식 (3)은 탄화물 관련 고온 열전도도를 조절하는 요인으로서, 상기 식의 값이 0.4 미만이거나 0.5를 초과하는 경우 충분한 고온 열전도도를 확보하기 어려워, 본 발명에 따른 열간 금형강으로 제조되는 다이 캐스팅을 이용한 제품의 품질이나 생산 속도에도 영향을 미칠 수 있다. The new formula (3) provided by the present invention is a factor controlling the high temperature thermal conductivity related to carbide. When the value of the above formula is less than 0.4 or more than 0.5, it is difficult to secure a sufficient high temperature thermal conductivity. The quality and production rate of the product using the die casting made of the hot metal steel may be affected.
또한, 본 발명에서 상기 열간 금형강의 조성 중 크롬, 몰리브덴 및 텅스텐 각각의 함량 값을 하기 식 (4)에 대입하는 경우, 그 값이 9 이상인 것이 바람직하다.In the present invention, when the content of each of chromium, molybdenum and tungsten in the composition of the hot metal steel is substituted into the following formula (4), it is preferable that the value is 9 or more.
[식 (4)][Expression (4)]
크롬 함량(%) + 3.3 × {몰리브덴 함량(%) + 0.5 × 텅스텐 함량(%)}Cr content (%) + 3.3 x {molybdenum content (%) + 0.5 x tungsten content (%)}
본 발명에서 제공하는 상기 식 (4)는 고온에서의 부식 저항성을 조절하는 요인으로, 상기 식의 값이 9 미만인 경우 충분한 고온 부식성을 확보하기 어렵다. 따라서, 본 발명에서는 상기 식 (4)로부터 얻어지는 값은 9 이상인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 9.5 이상, 더욱 바람직하게는 10 이상일 수 있다. The formula (4) provided by the present invention is a factor for controlling the corrosion resistance at high temperature, and when the value of the formula is less than 9, it is difficult to secure sufficient high temperature corrosion resistance. Therefore, in the present invention, the value obtained from the formula (4) is preferably 9 or more, more preferably 9.5 or more, and further preferably 10 or more.
본 발명에서 상기와 같은 조성을 갖는 열간 금형강은 고온 내구성 및 고온 열전도도가 우수하여 고온에서 소재의 온도 차이가 적게 발생하므로 히트 체크(heat-checking) 특성이 뛰어나다. 따라서, 본 발명에 따른 상기 열간 금형강을 다이 캐스팅에 적용하는 경우, 상기 다이 캐스팅의 수명이 길어지고, 또한 상기 다이 캐스팅을 이용하여 생산되는 제품의 냉각 속도가 빨라져 생산되는 제품의 물성이 향상되고, 냉각 시간이 단축되어 생산성을 향상시킬 수 있다.In the present invention, the hot-formed steel having the above composition is excellent in high-temperature durability and high-temperature thermal conductivity, and has a good heat-checking property because the temperature difference of the material is small at high temperature. Therefore, when the hot metal mold according to the present invention is applied to die casting, the life of the die casting becomes long, and the cooling rate of the product produced by using the die casting is increased, , The cooling time is shortened and the productivity can be improved.
이하, 상술한 바와 같은 강의 성분을 이용한 열간 금형강의 제조방법에 대해 설명한다.Hereinafter, a method for manufacturing a hot metal steel using the steel components as described above will be described.
본 발명에서는 우선 상기의 조성을 갖는 강괴를 제조할 수 있다. 인위적인 열원으로, 예를 들면 전기로, 진공유도로 및 대기유도로 중 어느 하나를 이용하여 금속을 녹인 후, 제강 작업 시 발생하는 산소, 수소, 질소 등의 가스를 효과적으로 제거하여 강괴를 제조할 수 있다.In the present invention, a steel ingot having the above composition can be produced first. As an artificial heat source, for example, it is possible to melt a metal by using any one of electric furnace, vacuum induction furnace and air induction furnace, and effectively remove oxygen, hydrogen, nitrogen, have.
본 발명에서 상기 강괴는 필수 원소로서 탄소(C), 규소(Si), 망간(Mn), 니켈(Ni), 크롬(Cr), 몰리브덴(Mo), 텅스텐(W), 티타늄(Ti), 바나듐(V) 및 붕소(B)를 포함하고, 나머지는 Fe(철), 미세원소 및 불가피한 불순물로서 예를 들어, 인(P), 황(S), 알루미늄(Al), 질소(N) 및 산소(O)를 포함한다. 바람직하게는, 상기 강괴는 탄소(C) 0.35 내지 0.45 중량%, 규소(Si) 0.20 내지 0.30 중량%, 망간(Mn) 0.30 내지 0.40 중량%, 니켈(Ni) 0.50 내지 1.20 중량%, 크롬(Cr) 1.5 내지 2.2 중량%, 몰리브덴(Mo) 2.0 내지 2.6 중량%, 텅스텐(W) 0.0001 내지 1.0 중량%, 티타늄(Ti) 0 초과 0.4중량% 이하, 바나듐(V) 0.30 내지 0.50 중량%, 붕소(B) 0.0001 내지 0.003 중량% 및 구리(Cu) 0.005 내지 0.02 중량%를 포함하고, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함할 수 있으며, 추가로 알루미늄(Al) 0.02 내지 0.08 중량%, 질소(N) 0.005 내지 0.06 중량%, 인(P) 0.001 내지 0.006 중량% 및 황(S) 0.0001 내지 0.002 중량%를 더 포함할 수 있다.In the present invention, the steel ingot may be formed of at least one selected from the group consisting of carbon (C), silicon (Si), manganese (Mn), nickel (Ni), chromium (Cr), molybdenum (Mo), tungsten (W), titanium (P), sulfur (S), aluminum (Al), nitrogen (N), and oxygen (B) as impurities, (O). Preferably, the steel ingot comprises 0.35 to 0.45 wt% of carbon (C), 0.20 to 0.30 wt% of silicon (Si), 0.30 to 0.40 wt% of manganese (Mn), 0.50 to 1.20 wt% of nickel (Ni) ), 1.5 to 2.2% by weight of boron, 2.0 to 2.6% by weight of molybdenum, 0.0001 to 1.0% by weight of tungsten (W), 0 to 0.4% (B) and 0.005-0.02% by weight of copper and the balance of Fe and unavoidable impurities, further comprising 0.02 to 0.08% by weight of aluminum (Al), 0.005% by weight of nitrogen (N) 0.001 to 0.006% by weight of phosphorus (P) and 0.0001 to 0.002% by weight of sulfur (S).
본 발명에서 상기 강괴의 조성 중 각 성분 별 함량 한정 이유는 상기 열간 금형강의 조성에 기재된 바와 중복되어 이하 그 자세한 기재를 생략한다. In the present invention, the reason for limiting the content of each component in the composition of the steel ingot is the same as that described in the composition of the hot metal steel, and detailed description thereof will be omitted.
본 발명에서는 상기와 같이 강괴가 준비되면, 선택적으로 일렉트로 슬래그 재용해(Electro-slag remelting, ESR) 공정을 수행하여 강괴를 정련할 수 있다. In the present invention, when the steel ingot is prepared as described above, the steel ingot can be selectively refined by performing an electro-slag remelting (ESR) process.
또한, 본 발명에서는 상기 일렉트로 슬래그 재용해 공정 시 불활성 가스 분위기 하에서 수행할 수 있고, 바람직하게는 아르곤 가스 분위기 하에서 수행하는 것이, 공기 중으로부터 용해된 질소에 의한 질화물의 형성으로 인해 소재의 인성이 저하되는 것을 방지할 수 있다. 단, 본 발명에서 상기 일렉트로 슬래그 재용해 공정은 당해 기술 분야에서 일반적으로 사용되는 방법, 혹은 통상의 기술자가 상기 방법으로부터 자명하게 변경할 수 있는 범위 내에서 수행될 수 있는 것이고, 가스 분위기 외의 구체적인 공정 조건은 특별히 제한하지 않는다. In the present invention, the electroless slag remelting process may be carried out in an inert gas atmosphere, preferably under an argon gas atmosphere, because the toughness of the material is deteriorated due to the formation of nitride by nitrogen dissolved in the air Can be prevented. However, in the present invention, the above-described electro-slag remelting process can be carried out within a range of methods generally used in the technical field or can be changed by those skilled in the art from the above-mentioned process, Is not particularly limited.
본 발명에서는 상기 일렉트로 슬래그 재용해 공정 후 얻어진 일렉트로 슬래그 재용해 강괴를 제조하고자 하는 규격의 형상을 만들기 위한 공정인 단조를 수행하기에 앞서 예비 열처리를 수행할 수 있다.In the present invention, the preliminary heat treatment may be performed prior to performing the forging, which is a process for forming a standard shape to produce the electroslag slag remelted ingot obtained after the above-described electroslag remelting process.
본 발명에서 상기 예비 열처리의 온도는 특별히 제한하지는 않으나, 바람직하게는 800 내지 1300℃일 수 있다. 상기 예비 열처리의 온도가 800℃ 미만인 경우 단조 중 온도 하락으로 인하여 작업이 어려우며, 상기 예비 열처리의 온도가 1300℃를 초과하는 경우 과열로 인해 고온 취화 현상이 발생할 수 있다. In the present invention, the temperature of the preliminary heat treatment is not particularly limited, but preferably 800 to 1300 ° C. If the temperature of the preliminary heat treatment is less than 800 ° C, the operation is difficult due to the temperature drop during forging. If the temperature of the preliminary heat treatment exceeds 1300 ° C, high temperature brittleness may occur due to overheating.
또한, 본 발명에서 상기 예비 열처리는 1150 내지 1300℃의 온도 하에서 15 내지 25시간 동안 1차로 열처리하는 단계; 및 1100 내지 1200℃의 온도 하에서 8 내지 13시간 동안 2차로 열처리하는 단계를 포함할 수 있다.Also, in the present invention, the preliminary heat treatment may include: a first heat treatment for 15 to 25 hours at a temperature of 1150 to 1300 ° C; And a second heat treatment at a temperature of 1100 to 1200 DEG C for 8 to 13 hours.
본 발명에서는 상기 예비 열처리 후 강괴를 단조하여 금형 소재로 제조할 수 있다. 구체적으로, 상기 열처리된 강괴를 850 내지 1300℃의 온도 하에서 단조하여 강괴의 주조 조직을 파괴하고, 응고 시 생기는 강괴 내부의 기공을 압착 및 제거하여 내부 품질을 향상시키고 금형 소재의 형상을 만들 수 있다. 본 발명에서 상기 단조 공정의 수행 온도가 850℃ 미만일 경우, 단조 작업 중 변형이 어려워 균열이 발생하고, 1300℃를 초과하면 과열에 의한 고온 취화 현상이 발생하여 균열이 발생할 수 있다. In the present invention, the preliminarily heat-treated steel ingot may be forged to produce a metal mold. Specifically, the heat treated steel ingot is forged at a temperature of 850 to 1300 ° C to break the casting structure of the steel ingot, and the pores inside the steel ingot formed during solidification can be squeezed and removed to improve the internal quality and shape the metal mold . In the present invention, if the performing temperature of the forging process is less than 850 ° C, cracking occurs due to difficulty in deformation during forging, and if it exceeds 1300 ° C, cracking may occur due to high temperature brittleness due to overheating.
또한, 본 발명에서는 상기 단조 공정 시 단조비는 5S 이상인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 5 내지 10S일 수 있다. 본 발명에서는 5S 이상의 단조비로 강괴를 단조함으로써, 강괴 내부에 존재하는 기공을 압하하여 소멸시킴에 따라 최종적으로는 금형강의 조직을 미세하게 형성할 수 있다. 하지만, 상기 단조비가 5S 미만인 경우 금형강의 조직이 조대해져 인성이 취약해지고, 이러한 금형강을 다이 캐스팅으로 적용하는 경우 생산되는 제품의 품질 또한 악화될 수 있다. 한편, 상기 단조비가 10S를 초과하는 경우, 주조 강괴의 제한된 크기와 단조 프레스의 작업 범위에 있어서 문제가 될 수 있으므로, 본 발명에서는 5 내지 10S의 단조비로 단조 공정을 수행하는 것이 바람직하다.Further, in the present invention, the forging ratio in the forging step is preferably 5S or more, and more preferably 5 to 10S. In the present invention, by forging a steel ingot with a forging ratio of 5S or more, the pores present in the steel ingot are reduced and extinguished, and finally, the structure of the steel steel can be finely formed. However, when the forging ratio is less than 5S, the structure of the mold steel becomes coarse and the toughness becomes weak. When such a mold steel is applied by die casting, the quality of the produced product may also deteriorate. On the other hand, if the forging ratio exceeds 10S, it may be a problem in the limited size of the cast ingot and the working range of the forging press. Therefore, in the present invention, it is preferable to perform the forging process with a forging ratio of 5 to 10S.
본 발명에서는 상기와 같이 단조 공정에 의하여 얻어진 금형 소재를 구상화 열처리를 수행할 수 있다. 상기 단조 공정으로 인하여 금형 소재의 미세 조직과 결정립이 조대하고 불균일하게 된다. 따라서, 본 발명에서는 구상화 열처리를 통하여 금형 소재의 불균일한 결정립과 미세조직을 재결정화시키고 미세화시켜 균일화시킴으로써, 후공정인 ??칭 및 템퍼링에서 양호한 요구 성질을 얻을 수 있다.In the present invention, the mold material obtained by the forging process can be subjected to spheroidizing heat treatment. Due to the forging process, the microstructure and crystal grains of the mold material become coarse and non-uniform. Therefore, in the present invention, non-uniform crystal grains and microstructures of the mold material are recrystallized and refined and homogenized through the spheroidizing heat treatment, thereby obtaining favorable properties in post-processing and tempering.
본 발명에서 상기 구상화 열처리의 수행 온도는 650 내지 850℃인 것이 바람직하다. 상기 구상화 열처리의 수행 온도가 650℃ 미만인 경우 재결정 및 결정립이 불균일하게 되어 구상화 열처리 후에도 미세조직이 불균일하고, 상기 구상화 열처리의 수행 온도가 850℃를 초과하면 결정립이 조대화되어 이후의 ??칭 및 템퍼링 공정에서 목적하는 성질을 얻기 어려울 수 있다.In the present invention, the performing temperature of the spheroidizing heat treatment is preferably 650 to 850 ° C. When the temperature for performing the spheroidizing heat treatment is less than 650 ° C., the recrystallization and the crystal grains become nonuniform and the microstructure is uneven even after the spheroidizing heat treatment. When the temperature for performing the spheroidizing heat treatment exceeds 850 ° C., It may be difficult to obtain the desired properties in the tempering process.
본 발명에서는 상기와 같이 구상화 열처리 후 10 내지 30℃/hr의 냉각 속도로 200 내지 300℃의 냉각 마침 온도까지 냉각하는 공정을 수행할 수 있다. 상기 냉각하는 방법은 특별히 제한하지 않으며, 유냉, 공냉 및 수냉 중 어느 하나에 의할 수 있다. In the present invention, after the spheroidizing heat treatment as described above, a step of cooling to a cooling finish temperature of 200 to 300 ° C at a cooling rate of 10 to 30 ° C / hr may be performed. The cooling method is not particularly limited, and may be any one of oil cooling, air cooling, and water cooling.
본 발명에서는 상기의 냉각 공장 후 금형 소재를 열처리하는 ??칭(quenching) 공정을 수행할 수 있다. 본 발명에서 상기 ??칭 수행 온도는 900 내지 1030℃인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 940 내지 1030℃일 수 있다. ??칭 수행 온도가 900℃ 미만인 경우 첨가된 합금 원소의 고용 효과가 작고, 조직의 균질화 효과가 저하될 수 있으며, ??칭 수행 온도가 1030℃를 초과하는 경우 입자의 조대화로 인하여 금형 소재의 경도가 급격히 저하될 수 있다. In the present invention, a quenching process for heat-treating the metal mold material after the cooling plant may be performed. In the present invention, the crystallization temperature is preferably 900 to 1030 ° C, and more preferably 940 to 1030 ° C. When the working temperature is less than 900 ° C., the effect of the added alloying element is small and the homogenizing effect of the structure may be deteriorated. If the working temperature exceeds 1030 ° C., The hardness of the substrate can be drastically lowered.
또한, 본 발명에서는 상기 ??칭 공정 후 고압의 가속냉각기를 이용하여 0.5℃/s 이상, 바람직하게는 0.5 내지 3.0℃/s의 냉각 속도로 80 내지 100℃의 냉각 마침 온도까지 급냉하는 공정을 추가로 수행함으로써, 최종 제조되는 금형강의 강도를 더욱 향상시킬 수 있다.Further, in the present invention, the step of quenching is carried out at a cooling rate of 0.5 DEG C / s or more, preferably 0.5 to 3.0 DEG C / s to a cooling finish temperature of 80 to 100 DEG C using a high-pressure accelerating cooler after the above- Further, the strength of the finally produced mold steel can be further improved.
또한, 본 발명에서는 상기와 같이 급랭된 금형 소재를 템퍼링(tempering)하는 공정을 수행할 수 있다. 본 발명에서 상기 템퍼링 수행 온도는 500 내지 630℃인 것이 강의 취성을 개선하고 잔류 응력을 제거하며, 또한 미세 탄화물의 생성으로 인하여 소정의 강도와 충격 인성을 얻을 수 있다. 상기 템퍼링의 수행 온도가 500℃ 미만일 경우, 온도가 낮아서 잔류응력이 잔존하고, 취성을 가진 마르텐사이트의 인성 개선 효과가 적으며, 상기 템퍼링의 수행 온도가 630℃를 초과할 경우, 경도가 급격히 저하될 수 있다. Also, in the present invention, a process of tempering the quenched metal mold material as described above may be performed. In the present invention, the temperature for performing the tempering is 500 to 630 占 폚 to improve the brittleness of the steel, to remove the residual stress, and to obtain the desired strength and impact toughness due to the formation of fine carbides. When the temperature for performing the tempering is less than 500 ° C, the residual stress remains because the temperature is low and the effect of improving the toughness of the brittle martensite is small. When the temperature for performing the tempering exceeds 630 ° C, .
또한, 본 발명에서는 급랭된 금형 소재를 580 내지 600℃의 온도 하에서 3 내지 6시간 동안 1차로 템퍼링한 뒤 550 내지 590℃의 온도 하에서 3 내지 6시간 동안 2차로 템퍼링하고, 610 내지 630℃의 온도 하에서 1 내지 4시간 동안 3차로 템퍼링할 수 있다. In the present invention, the quenched metal mold is firstly tempered at a temperature of 580 to 600 ° C for 3 to 6 hours, then secondarily tempered at a temperature of 550 to 590 ° C for 3 to 6 hours, and then heated at a temperature of 610 to 630 ° C RTI ID = 0.0 > 1 < / RTI > to 4 hours.
본 발명에서 상기 1차 템퍼링에 의하여, 금형 소재의 조직 내 잔류 오스테나이트는 제거되고, 미세 탄화물이 형성되며, 마르텐사이트의 템퍼링에 의하여 상기 금형 소재의 강도가 향상될 수 있다.According to the present invention, residual austenite in the structure of the mold material is removed, fine carbide is formed, and the strength of the mold material can be improved by tempering of the martensite by the first tempering.
또한, 본 발명에서는 상기 2차 템퍼링에 의하여, 금형 소재의 조직 내 미세 탄화물이 형성되고, 프레쉬(fresh) 마르텐사이트의 템퍼링에 의하여 상기 금형 소재의 강도가 보다 향상될 수 있다.Further, in the present invention, by the secondary tempering, microcavities in the mold of the mold material are formed and the strength of the mold material can be further improved by tempering of fresh martensite.
또한, 본 발명에서는 상기 3차 템퍼링에 의하여, 금형 소재의 경도를 정밀하게 조절할 수 있다. Further, in the present invention, the hardness of the mold material can be precisely controlled by the third tempering.
다만, 상기 1차, 2차 및 3차 템퍼링 공정을 수행한 후에는 각기 유냉, 공냉 및 수냉 중 어느 하나의 냉각 방법을 이용하여 80℃ 이하의 온도까지 냉각함으로써 균일하고 미세한 탄화물 또는 마르텐사이트 조직을 형성시킬 수 있다. However, after the primary, secondary and tertiary tempering processes are carried out, it is possible to cool uniformly fine carbide or martensite structure to a temperature of 80 ° C or less by using any one of cooling method of oil cooling, air cooling and water cooling. .
또한, 본 발명에서는 선택적으로 상기와 같이 템퍼링된 금형 소재를 검사할 수 있다. 상기와 같은 공정을 통하여 얻어진 금형 소재에 대하여 불건전부가 있는지 검사하고, 불건전부가 있을 경우 제거하고, 출하할 수 있다.In addition, in the present invention, it is possible to selectively inspect the tempered mold material. The mold material obtained through the above process can be inspected for unauthorized parts, and if there is an unacceptable part, it can be removed and shipped.
상술한 바와 같이 검사하는 공정이 완료되면, 본 발명에 따른 열간 금형강을 얻을 수 있다. 본 발명에서 제조된 열간 금형강은 자동차 부품 제조 등에 사용되는 다이 캐스팅용으로 사용될 수 있다. When the inspection process is completed as described above, the hot metal steel according to the present invention can be obtained. The hot metal steel produced in the present invention can be used for die casting used in automobile parts manufacturing and the like.
본 발명은 특정한 조성을 갖는 강괴를 대상으로 하여 특정한 공정 조건 하에서 열간 금형강을 제조함으로써, 최종적으로는 고온 열전도도 및 고온 내구성이 우수한 열간 금형강을 제조할 수 있다. 본 발명에서 제조된 열간 금형강은 장기간 사용할 수 있어 친환경적이고, 상기 금형강으로부터 제조되는 제품의 생산 품질 및 생산 속도를 모두 높일 수 있다. The present invention can produce a hot metal steel having excellent high temperature thermal conductivity and high temperature durability by manufacturing a hot metal steel under specific process conditions on a steel ingot having a specific composition. The hot metal mold manufactured in the present invention can be used for a long period of time and is environmentally friendly, and the production quality and the production speed of the product manufactured from the metal mold can be increased.
이하, 구체적인 실시예를 통해 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다. 하기 실시예는 본 발명의 이해를 돕기 위한 예시에 불과하며, 본 발명의 범위가 이에 한정되는 것은 아니다. Hereinafter, the present invention will be described more specifically by way of specific examples. The following examples are provided to aid understanding of the present invention, and the scope of the present invention is not limited thereto.
실시예Example
[실시예 1 내지 12 및 비교예 1 내지 8][Examples 1 to 12 and Comparative Examples 1 to 8]
우선, 하기 표 1 및 2의 조성을 갖는 강괴를 준비한 뒤, 아르곤 가스 분위기 하에서 일렉트로 슬래그 재용해 공정을 수행하고, 1180℃에서 5.2S의 단조비로 단조하여 금형 소재를 제조한 뒤 800℃에서 구상화 열처리를 수행하였다. 이후, 하기 표 3에 나타난 조건으로 ??칭, 급속 냉각 및 3차 템퍼링 공정을 수행하여 열간 금형강을 제조하였다.First, a steel ingot having the composition shown in Tables 1 and 2 below was prepared. Then, an electroslag remelting process was performed under an argon gas atmosphere, and a mold material was produced by forging with a forging ratio of 5.2S at 1180 ° C. Respectively. Thereafter, the hot metal mold was manufactured by performing the flame quenching, the rapid cooling and the third tempering process under the conditions shown in Table 3 below.
[실험예 1] 열전도도 평가[Experimental Example 1] Evaluation of thermal conductivity
상기 실시예 3에서 제조된 금형강에 대하여 각 온도별로 열전도도를 측정하여 그 결과를 하기 표 4 및 도 1에 나타내었다. The mold steel produced in Example 3 was measured for thermal conductivity by temperature and the results are shown in Table 4 and FIG.
상기 표 4 및 도 1에서 보는 바와 같이, 본 발명에 따라 제조된 열간 금형강은 상온 이상에서 30W/mK 이상의 열 전도율을 보이고, 100℃ 이상의 고온에서는 대략 35W/mK 이상의 열 전도율을 보이며, 600~700℃의 매우 고온에서도 31W/mK 이상의 열 전도율을 보이고 있다. As shown in Table 4 and FIG. 1, the hot metal steel produced according to the present invention exhibits a thermal conductivity of 30 W / mK or more at room temperature or higher, a thermal conductivity of about 35 W / mK or more at a high temperature of 100 ° C or higher, And has a thermal conductivity of 31 W / mK or more even at a very high temperature of 700 ° C.
이를 통하여 본 발명에 따른 열간 금형강은 고온 열전도도가 뛰어난 것을 알 수 있다. As a result, it can be seen that the hot metal steel according to the present invention is excellent in high temperature thermal conductivity.
[실험예 2] 물성 평가[Experimental Example 2] Evaluation of physical properties
크롬 및 티타늄의 함량 변화에 따른 강도 변화를 확인하기 위하여, 상기 실시예 2, 3 내지 5 및 10과, 비교예 2 및 4에서 제조된 열간 금형강의 경도에 대한 항복 강도 및 인장 강도의 값을 도 2 및 3에 그래프로 나타내었고, 경도에 대한 충격 에너지의 값을 도 4에 그래프로 나타내었다. The values of the yield strength and tensile strength with respect to the hardness of the hot metal molds prepared in Examples 2, 3 to 5 and 10 and Comparative Examples 2 and 4 were evaluated in order to confirm the change in strength with changes in the contents of chromium and titanium 2 and 3, and the value of the impact energy with respect to hardness is shown graphically in FIG.
도 2 및 3에서 보는 바와 같이, 크롬의 함량이 본 발명의 범위에 속하는 실시예 2, 3 내지 5 및 10의 경우 경도, 항복 강도(Yield Strength) 및 인장 강도(Tensile Strength)가 매우 높은 결과를 보이지만, 크롬의 함량이 본 발명의 범위에 벗어나는 비교예 2 및 4의 경우 경도 및 항복 강도가 현저히 낮은 값을 갖는 것을 볼 수 있다. 또한, 실시예 10의 경우 실시예 2 및 3 내지 5보다도 경도 및 항복 강도가 매우 높은 것을 볼 수 있다. As shown in FIGS. 2 and 3, in Examples 2, 3 to 5 and 10 in which the content of chromium falls within the range of the present invention, hardness, Yield Strength and Tensile Strength are very high It can be seen that Comparative Examples 2 and 4 in which the content of chromium is out of the range of the present invention have significantly lower hardness and yield strength. It can be seen that the hardness and yield strength of Example 10 are higher than those of Examples 2 and 3 to 5.
도 4에서 보는 바와 같이, 크롬의 함량이 본 발명의 범위에 속하는 실시예 2, 3 내지 5 및 10의 경우 충격 에너지가 매우 낮은 반면, 크롬의 함량이 본 발명의 범위에 벗어나는 비교예 2 및 4의 경우 충격 에너지가 매우 높은 값을 갖는 것을 볼 수 있다. 또한, 실시예 10의 경우 실시예 2 및 3 내지 5보다도 충격 에너지가 더욱 낮은 것을 볼 수 있다. As shown in FIG. 4, in Examples 2, 3 to 5 and 10 in which the content of chromium is in the range of the present invention, the impact energy is extremely low, while in Comparative Examples 2 and 4 in which the content of chromium is out of the range of the present invention It can be seen that the impact energy has a very high value. In addition, the impact energy of Example 10 is lower than that of Examples 2 and 3 to 5.
[실험예 3] 물성 평가[Experimental Example 3] Evaluation of physical properties
상기 실시예 12, 비교예 7 및 8에서 제조된 열간 금형강에 대하여 온도에 따른 열전도도의 변화를 측정하여 그 결과를 도 5에 나타내었고, 히트 체크의 수행 결과는 하기 표 5에 나타내었으며, 인성 평가 결과는 도 6에 나타내었다. The results are shown in FIG. 5, and the results of the heat check are shown in Table 5, and the results are shown in Table 5. [Table 5] < EMI ID = The toughness evaluation results are shown in Fig.
단, 히트 체크 평가 조건은 700℃에서 13초 가열 후 12초 냉각을 1,000회 반복 후 평균 균열 길이(mm)와 최고 균열 길이(mm)를 측정하였다. 또한, 인성 평가는 규격 NADCA에 따라, U노치 충격인성 20J/cm2 이상으로 평가하였다. However, the heat-cracking evaluation conditions were as follows: average crack length (mm) and maximum crack length (mm) were measured after heating for 13 seconds at 700 ° C and for 12 seconds after cooling for 1000 times. In addition, the toughness evaluation was carried out according to the standard NADCA with U-notch impact toughness of 20 J / cm 2 or more.
도 5 및 6에서 보는 바와 같이, 실시예 12의 열간 금형강이 비교예 7 및 8의 열간 금형강 보다 열전도도 및 충격 인성의 특성이 현저히 우수한 것을 볼 수 있다. As shown in FIGS. 5 and 6, it can be seen that the hot metal steels of Example 12 have significantly better thermal conductivity and impact toughness properties than the hot metal steels of Comparative Examples 7 and 8.
또한, 상기 표 5에서 보는 바와 같이, 히트 체크 특성 또한 실시예 12가 비교예 7보다 현저히 뛰어나고, 비교예 8과는 동등 이상의 수준을 갖는 것을 볼 수 있다. Also, as shown in Table 5, the heat-check property of Example 12 is remarkably superior to that of Comparative Example 7, and it can be seen that the heat-check property is equal to or higher than that of Comparative Example 8.
[실험예 4] 일렉트로 슬래그 재용해 조건 평가[Experimental Example 4] Electro-slag remelting condition evaluation
상기 실시강 1의 강괴에 대하여 대하여 각각 공기(20톤 주입) 또는 아르곤 가스(100kg 주입) 하에서 일렉트로 슬래그 재용해 공정을 수행하였다. 상기 강괴의 용해 상태 소재와, 공기 또는 아르곤 가스 분위기 하에서 일렉트로 슬래그 재용해 공정 수행 후 얻어진 강괴 내 수소, 산소 및 질소의 함량을 평가하여 그 결과를 하기 표 6에 나타내었다. Electrolytic slag remelting process was performed on the steel mass of the above-described steel 1 under air (20 tons of injection) or argon gas (100 kg of injection). The contents of hydrogen, oxygen and nitrogen in the ingots obtained after performing the electro-slag remelting process under the atmosphere of the molten steel and the atmosphere of air or argon were evaluated. The results are shown in Table 6 below.
상기 표 6에서 보는 바와 같이, 열간 금형강을 제조하기 위하여 일렉트로 슬래그 재용해 공정을 수행함에 있어, 아르곤 가스 분위기 하에서 수행한 경우 강괴 소재에 있어, 질소 함량이 용해 상태에 비하여 약간 증가하였으나, 공기를 주입한 경우에는 공기 중으로부터 용해된 질소 상당량이 질화물을 형성된 것을 볼 수 있었다. As shown in Table 6, when performing the electro-slag remelting process to produce hot metal steels, the nitrogen content in the steel ingot material slightly increased compared to the dissolved state in the case of performing the argon gas atmosphere, In the case of injection, it was found that the nitride was formed in a considerable amount of nitrogen dissolved in the air.
[실험예 5] 단조비 조건 평가[Experimental Example 5] Forging condition evaluation
단조비에 따른 효과 차이를 비교하기 위하여, 상기 실시예 3에서 제조된 열간 금형강을 준비하고, 상기 실시예 3과 동일한 공정으로 열간 금형강을 제조하되, 단조비를 3.2S로 하여 단조를 수행하여 제조된 열간 금형강을 비교예 9로 준비하였다. 상기 실시예 3과 비교예 9의 열간 금형강의 표면 입자 사진을 촬영한 결과를 하기 도 7의 (a) 및 (b)로 나타내었다. In order to compare the difference in effect according to the forging ratio, the hot metal steel manufactured in Example 3 was prepared, hot metal steel was manufactured by the same process as in Example 3, and the forging ratio was changed to 3.2S to perform forging The hot metal steels were prepared as Comparative Example 9. The results of photographing the surface particle photographs of the hot metal molds of Example 3 and Comparative Example 9 are shown in Figs. 7 (a) and 7 (b).
도 7의 (a)에서 보는 바와 같이, 실시예 3의 열간 금형강은 입자 사이즈가 ASTM #7 이상으로, 조밀한 구조를 갖는 것을 볼 수 있으나, 비교예 9의 열간 금형강은 입자 사이즈가 ASTM #2.5 정도로, 입자가 조대화된 것을 확인할 수 있었다. As shown in FIG. 7 (a), the hot-mold steel of Example 3 had a dense structure with a particle size of ASTM # 7 or more, but the hot-mold steel of Comparative Example 9 had a particle size of ASTM # At about # 2.5, we could confirm that the particles were coarsened.
[실험예 6] ??칭 온도 조건 평가[Experimental Example 6] Evaluation of temperature condition
??칭 온도 조건에 따른 강도 변화를 평가하기 위하여, 상기 실시예 3과 동일한 공정으로 열간 금형강을 제조하되, ??칭 온도를 940℃, 970℃, 1000℃, 1030℃ 및 1060℃로 조절하였다. ??칭 온도에 따른 최종 제조된 열간 금형강의 강도를 평가하여 그 결과를 하기 도 8에 나타내었다. In order to evaluate the strength change according to the temperature condition, a hot metal mold was manufactured in the same process as in Example 3, and the mold temperature was adjusted to 940 ° C, 970 ° C, 1000 ° C, 1030 ° C and 1060 ° C Respectively. The strength of the final hot-formed steel according to the temperature was evaluated and the results are shown in FIG.
도 8에서 보는 바와 같이, ??칭 온도가 940℃, 970℃ 및 1000℃로 올라갈수록 강도 또한 증가하는 추세를 보이며, 1030℃에서 가장 우수한 강도를 보였으나, 1060℃에서 강도가 급격히 감소하는 것을 볼 수 있다. As can be seen from FIG. 8, the strength increased with the increase in the temperature of 940 ° C., 970 ° C. and 1000 ° C., and the highest strength at 1030 ° C. was observed. However, the intensity decreased sharply at 1060 ° C. can see.
[실험예 7] ??칭 온도 및 템퍼링 온도 조건 평가[Experimental Example 7] Evaluation of temperature and tempering temperature conditions
??칭 온도 및 템퍼링 온도 조건에 따른 강도 변화를 평가하기 위하여, 상기 실시예 3과 동일한 공정으로 열간 금형강을 제조하되, ??칭 온도를 1000℃, 1020℃ 및 1040℃로 조절하고, 템퍼링은 1단계로 수행하되, 수행 온도는 각각 400℃, 550℃ 및 625℃로 조절하였다. ??칭 온도 및 템퍼링 온도에 따른 최종 제조된 열간 금형강의 조직 사진을 하기 도 9에 나타내었다. In order to evaluate the strength change according to the forming temperature and the tempering temperature condition, the hot metal mold was manufactured by the same process as in Example 3, and the mold temperature was adjusted to 1000 캜, 1020 캜 and 1040 캜, Was carried out in one step, and the temperature was adjusted to 400 ° C, 550 ° C and 625 ° C, respectively. Fig. 9 shows a micrograph of the final manufactured hot metal mold according to the temperature and tempering temperature.
도 9에서 보는 바와 같이, ??칭을 1000℃ 및 1020℃에서 수행하고, 템퍼링을 550℃에서 수행한 경우, 열간 금형강의 조직 입자가 미세하고, 안정적인 구조를 갖는 것을 볼 수 있으나, ??칭을 1040℃에서 수행한 경우 템퍼링을 550℃에서 수행하였어도 열간 금형강의 입자가 조대화되어, 조직이 불규칙한 구조를 갖는 것을 볼 수 있다. As shown in FIG. 9, it can be seen that when the crystallization is carried out at 1000 ° C. and 1020 ° C. and the tempering is carried out at 550 ° C., the texture particles of the hot metal steel are fine and have a stable structure, Was carried out at 1040 캜, the particles of the hot metal steel were coarsened even if the tempering was performed at 550 캜, and the structure was irregular.
따라서, 상기 실험예 6 및 7에 의하면, ??칭을 940 내지 1030℃에서 수행하는 것이, 열간 금형강의 조직을 치밀하게 하여 강도 및 인성을 높일 수 있어 바람직한 것을 알 수 있다. Therefore, according to Experimental Examples 6 and 7, it is preferable that the crystallization is performed at 940 to 1030 ° C because the structure of the hot metal mold can be dense to increase the strength and toughness.
[실험예 8] 템퍼링 온도 조건 평가[Experimental Example 8] Evaluation of tempering temperature condition
템퍼링 온도 조건에 따른 강도 변화를 평가하기 위하여, 상기 실시예 1 및 3과 동일한 공정으로 열간 금형강을 제조하되, 템퍼링은 1단계로 수행하며 그 수행 온도를 0℃, 400℃, 500℃, 550℃, 565℃, 580℃, 600℃, 625℃ 및 650℃로 조절하였다. 템퍼링 온도에 따른 최종 제조된 열간 금형강의 강도를 평가하여 그 결과를 하기 도 10에 나타내었다. In order to evaluate the strength change according to the tempering temperature condition, the hot metal steel was manufactured in the same process as in Examples 1 and 3, tempering was performed in one step, and its performance temperature was set to 0, 400, 500, 550 565 占 폚, 580 占 폚, 600 占 폚, 625 占 폚 and 650 占 폚. The strength of the finally prepared hot metal mold according to the tempering temperature was evaluated and the results are shown in Fig.
도 10에서 보는 바와 같이, 템퍼링을 500 내지 600℃의 온도 하에서 수행한 경우 강도가 최대가 되는 것을 볼 수 있지만, 템퍼링 수행 온도가 600℃를 초과하자 경도가 급격히 감소하는 것을 볼 수 있었다. As can be seen from FIG. 10, when the tempering is carried out at a temperature of 500 to 600 ° C., the strength is maximized. However, when the tempering temperature exceeds 600 ° C., the hardness is drastically decreased.
이상에서 본 발명의 실시예에 대하여 상세하게 설명하였지만 본 발명의 권리범위는 이에 한정되는 것은 아니고, 청구범위에 기재된 본 발명의 기술적 사상을 벗어나지 않는 범위 내에서 다양한 수정 및 변형이 가능하다는 것은 당 기술분야의 통상의 지식을 가진 자에게는 자명할 것이다.While the present invention has been particularly shown and described with reference to exemplary embodiments thereof, it is to be understood that the invention is not limited to the disclosed exemplary embodiments, but, on the contrary, It will be obvious to those of ordinary skill in the art.
Claims (23)
상기 열간 금형강은 알루미늄(Al) 0.02 내지 0.08 중량%를 더 포함하는, 열간 금형강. The method according to claim 1,
And the hot metal steel further comprises 0.02 to 0.08% by weight of aluminum (Al).
상기 열간 금형강은 질소(N) 0.005 내지 0.06 중량%를 더 포함하는, 열간 금형강. The method according to claim 1,
And the hot metal steel further comprises 0.005 to 0.06% by weight of nitrogen (N).
상기 열간 금형강은 인(P) 0.001 내지 0.006 중량% 및 황(S) 0.0001 내지 0.002 중량%를 더 포함하는, 열간 금형강. The method according to claim 1,
Wherein the hot metal steel further comprises 0.001 to 0.006 wt% of phosphorus (P) and 0.0001 to 0.002 wt% of sulfur (S).
상기 열간 금형강을 이루는 탄소, 규소, 망간, 크롬, 몰리브덴 및 니켈 각각의 함량 값을 하기 식 (1)에 대입하는 경우, 그 값이 25 이상인, 열간 금형강:
[식 (1)]
F(C)×F(Si)×F(Mn)×F(Cr)×F(Mo)×F(Ni)
(단, 상기 식 (1)에서,
F(C) = 0.37 - 0.39 × (0.12^탄소 함량(%));
F(Si) = 0.7 × 규소 함량(%) + 1;
F(Mn) = 3.35 × 망간 함량(%) + 1;
F(Cr) = 2.16 × 크롬 함량(%) + 1;
F(Ni) = 0.36 × 니켈 함량(%) + 1; 및
F(Mo) = 3 × 몰리브덴 함량(%) + 1일 수 있다.)The method according to claim 1,
Wherein the value of the content of each of carbon, silicon, manganese, chromium, molybdenum and nickel constituting the hot metal steel is substituted into the following formula (1)
[Formula (1)
F (C) x F (Si) x F (Mn) x F (Cr) x F (Mo) x F (Ni)
(Wherein, in the above formula (1)
F (C) = 0.37 - 0.39 x (0.12 carbon content (%));
F (Si) = 0.7 x silicon content (%) + 1;
F (Mn) = 3.35 x manganese content (%) + 1;
F (Cr) = 2.16 x chromium content (%) + 1;
F (Ni) = 0.36 x nickel content (%) + 1; And
F (Mo) = 3 x molybdenum content (%) + 1).
상기 열간 금형강을 이루는 탄소, 규소, 망간, 크롬, 몰리브덴 및 니켈 각각의 함량 값을 하기 식 (1)에 대입하는 경우, 그 값이 30 이상인, 열간 금형강.6. The method of claim 5,
Wherein the value of each content of carbon, silicon, manganese, chromium, molybdenum and nickel constituting the hot metal mold is substituted into the following formula (1), the value being 30 or more.
상기 열간 금형강을 이루는 몰리브덴 및 텅스텐 각각의 함량 값을 하기 식 (2)에 대입하는 경우, 그 값이 2 이상 3 이하인, 열간 금형강:
[식 (2)]
몰리브덴 함량(%) + 0.5 × 텅스텐 함량(%)The method according to claim 1,
Wherein the molybdenum and tungsten content values of the hot metal mold are substituted into the following formula (2)
[Expression (2)]
Molybdenum content (%) + 0.5 x tungsten content (%)
상기 열간 금형강을 이루는 티타늄 및 바나듐 각각의 함량 값을 하기 식 (3)에 대입하는 경우, 그 값이 0.4 이상 0.5 이하인, 열간 금형강:
[식 (3)]
티타늄 함량(%) + 바나듐 함량(%)The method according to claim 1,
Wherein the value of the content of each of titanium and vanadium constituting the hot metal mold is substituted into the following equation (3), the value is 0.4 or more and 0.5 or less:
[Expression (3)]
Titanium content (%) + Vanadium content (%)
상기 열간 금형강을 이루는 크롬, 몰리브덴 및 텅스텐 각각의 함량 값을 하기 식 (4)에 대입하는 경우, 그 값이 9 이상인, 열간 금형강:
[식 (4)]
크롬 함량(%) + 3.3 × {몰리브덴 함량(%) + 0.5 × 텅스텐 함량(%)}The method according to claim 1,
Molybdenum, and tungsten constituting the hot metal mold is substituted into the following formula (4), the value of the content of chromium, molybdenum,
[Expression (4)]
Cr content (%) + 3.3 x {molybdenum content (%) + 0.5 x tungsten content (%)}
상기 열간 금형강은 다이 캐스팅(die-casting)용인, 열간 금형강. The method according to claim 1,
The hot-mold steel is die-casting, hot-mold steel.
상기 강괴를 단조하여 금형 소재를 제조하는 단계;
상기 금형 소재를 ??칭(quenching)하는 단계; 및
상기 ??칭 후 템퍼링(tempering)하는 단계를 포함하는, 열간 금형강의 제조방법에 관한 것이다. 0.30 to 0.40 wt% of nickel (Ni), 0.5 to 1.20 wt% of nickel (Ni), 1.5 to 1.5 wt% of chromium (Cr), 1.5 to 1.5 wt% of silicon (Si) (B), about 0.30 to about 0.50 wt.% Of vanadium (V), about 0.5 to about 2 wt.% Of molybdenum (Mo), about 2.0 to about 2.6 wt.% Of molybdenum (Mo), about 0.0001 to about 1.0 wt.% Of tungsten From 0.0001 to 0.003% by weight and copper (Cu) from 0.005 to 0.02% by weight, the balance being Fe and unavoidable impurities;
Preparing a mold material by forging the steel ingot;
Quenching the mold material; And
And then performing the above-described post-tempering process.
상기 강괴는 알루미늄(Al) 0.02 내지 0.08 중량%를 더 포함하는, 열간 금형강의 제조 방법. 12. The method of claim 11,
Wherein the steel ingot further comprises 0.02 to 0.08% by weight of aluminum (Al).
상기 강괴는 질소(N) 0.005 내지 0.06 중량%를 더 포함하는, 열간 금형강의 제조방법. 12. The method of claim 11,
Wherein the steel ingot further contains 0.005 to 0.06% by weight of nitrogen (N).
상기 강괴는 인(P) 0.001 내지 0.006 중량% 및 황(S) 0.0001 내지 0.002 중량%를 더 포함하는, 열간 금형강의 제조방법. 12. The method of claim 11,
Wherein the steel ingot further comprises 0.001 to 0.006% by weight of phosphorus (P) and 0.0001 to 0.002% by weight of sulfur (S).
상기 강괴를 단조하기에 앞서, 일렉트로 슬래그 재용해(Electro-slag remelting, ESR) 공정을 수행하는 단계를 더 포함하는, 열간 금형강의 제조방법. 12. The method of claim 11,
Further comprising the step of performing an electro-slag remelting (ESR) process prior to forging the steel ingot.
상기 일렉트로 슬래그 재용해 공정은 아르곤 가스 분위기 하에서 수행되는, 열간 금형강의 제조방법. 16. The method of claim 15,
Wherein the electroslag remelting process is performed in an argon gas atmosphere.
상기 강괴를 단조하기에 앞서, 강괴를 800 내지 1300℃의 온도로 예비 열처리하는 단계를 더 포함하는, 열간 금형강의 제조방법.12. The method of claim 11,
Further comprising preliminarily heat-treating the steel ingot at a temperature of 800 to 1300 캜 before forging the steel ingot.
상기 단조는 5S 이상의 단조비로 수행되는, 열간 금형강의 제조방법. 12. The method of claim 11,
Wherein the forging is performed with a forging ratio of 5S or more.
상기 단조는 850 내지 1300℃의 온도 하에서 수행되는, 열간 금형강의 제조방법. 12. The method of claim 11,
Wherein the forging is performed at a temperature of 850 to 1300 占 폚.
상기 ??칭은 900 내지 1030℃의 온도 하에서 수행되는, 열간 금형강의 제조방법. 12. The method of claim 11,
Wherein the process is performed at a temperature of 900 to 1030 占 폚.
상기 템퍼링은 500 내지 630℃의 온도 하에서 수행되는, 열간 금형강의 제조방법. 12. The method of claim 11,
Wherein the tempering is performed at a temperature of 500 to 630 占 폚.
상기 템퍼링은, 580 내지 600℃의 온도 하에서 1차로 템퍼링하는 단계; 및
550 내지 590℃의 온도 하에서 2차로 템퍼링하는 단계를 포함하는, 열간 금형강의 제조방법. 12. The method of claim 11,
Wherein the tempering comprises: firstly tempering at a temperature of 580 to 600 占 폚; And
And secondarily tempering at a temperature of 550 to 590 占 폚.
상기 2차로 템퍼링한 뒤, 610 내지 630℃의 온도 하에서 3차로 템퍼링하는 단계를 더 포함하는, 열간 금형강의 제조방법. 23. The method of claim 22,
Further comprising tertiary tempering at a temperature of 610 to 630 DEG C after the secondarily tempering.
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