KR20220158638A - 강재 및 이를 이용한 강 제품 - Google Patents

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KR1020220062961A
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마사미치 가와노
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다이도 토쿠슈코 카부시키가이샤
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Abstract

본 발명은 질량%로, 하기를 포함하는 강재에 관한 것이다: 0.310 ≤ C ≤ 0.410; 0.001 ≤ Si ≤ 0.35; 0.45 ≤ V ≤ 0.70; Cr ≤ 6.00 6.25 ≤ Mn+Cr; Mn/Cr ≤ 0.155; Cu+Ni ≤ 0.84; 0.002 ≤ P ≤ 0.030; 0.0003 ≤ S ≤ 0.0060; P+5S ≤ 0.040; 2.03 < Mo < 2.40; 0.001 ≤ Al ≤ 0.050; 0.003 ≤ N ≤ 0.050, 또한, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물.

Description

강재 및 이를 이용한 강 제품{STEEL MATERIAL AND STEEL PRODUCT USING THE SAME}
본 발명은 강재 및 이를 이용한 강 제품에 관한 것이다. 보다 구체적으로, 본 발명은 다이캐스팅과 같은 다양한 주조에서, 소재의 가열 및 가공의 단조에서, 핫 스탬핑(강판을 가열, 성형 및 담금질하는 방법)에서, 압출 가공에서, 수지(플라스틱 또는 비닐)의 사출 성형 또는 블로우 성형에서, 고무 또는 섬유 강화 플라스틱 등의 성형 또는 가공에서 소재로 사용되는 강재, 및 강재를 사용한 강 제품에 관한 것이다.
다이캐스팅 몰드 등의 소재로 사용되는 강재의 제조 공정은 “용융-정련-주조-균질화 열처리-열간 가공-(노멀라이징-템퍼링)-구형화 어닐링(spherodizing annealing)”을 주요 공정으로 포함한다. 노멀라이징과 템퍼링의 경우, 양자 또는 그 중 하나가 때때로 생략된다.
강재로부터 몰드를 제조하는 공정의 예는 "조가공(rough working)(거친 몰드 형상으로 가공)-담금질-템퍼링-가공-표면 개질"의 순서로 수행되는 HT 공정을 포함한다.
위의 공정에서 강재 및 몰드에 요구되는 5가지 중요한 특성은 (1) 구상화 어닐링 특성(SA 특성), (2) 가공성(machinability), (3) 담금질성(담금질 속도가 작을 때의 충격값), (4) 열 체크 저항성(heat checking resistance), 및 (5) 내연화성(softening resistance)이다. (1) SA 특성은 강재 제조에서 문제가 된다. (2) 기계 가공성 및 (3) 담금질성의 각각은 강재로부터 몰드를 제조할 때 문제가 된다. 또한, (3) 담금질성, (4) 열 체크 저항성, (5) 내연화성의 각각은 몰드의 사용에 문제가 된다. 이하, 이 5가지 특성이 필요한 이유를 설명한다.
<(1) SA 특성>
SA(spheroidizing annealing)는 예를 들어 로(furnace)에서 강재를 가열하여 얻어지는 "오스테나이트상에 탄화물이 분산되어 있고 페라이트상이 매우 작거나 없는 미세조직"에 서냉 방식(slow cooling method)을 적용하는 것을 의미하며, Ac3 온도-10℃에서 Ac3 온도+50℃의 온도 범위로 로에서 강재를 가열하여 얻어진다. Ac3 온도는 강의 열 처리에서 페라이트 상으로부터 오스테나이트 상으로의 변태가 완료되는 온도이다.
서냉 방식에서는 5℃/H 내지 60℃/H(냉각 속도는 조성 또는 입자 직경에 따라 다름)에서 제어 냉각을 수행하여 기지상(matrix phase)을 페라이트로 변환하고 동시에 탄화물의 성장을 허용하고, 오스테나이트가 남아 있지 않으면(조성 또는 냉각 속도에 따라 다르지만 550℃ 내지 800℃로 냉각될 때) 제어된 냉각을 중지한다. 그 후, 강재를 로에서 꺼낸다.
강재의 조성에 따라 다르지만 가열 온도는 830℃ 내지 950℃인 경우가 통상적이며, SA 이후의 강재는 비커스 경도로 260Hv 이하의 경도를 갖는다.
로에서 취출할 때 강재에 미변태 오스테나이트가 잔류한 경우, 로에서 취출한 후 냉각에 의해 오스테나이트가 베이나이트 또는 마르텐사이트로 변태된다. 이러한 강재는 "베이나이트 또는 마르텐사이트의 경질(300 Hv 이상) 부분"과 "페라이트 기지상에 탄화물이 분산된 부위(site), 즉 SA 미세구조인 연질(약 260 Hv 이하) 부분"의 혼합을 포함한다. 도 1은 이러한 SA 결함의 이미지를 나타낸다.
도 1은 SA 결함이 있는 강재에 경면 연마 및 화학적 부식을 가한 상태를 나타내며, 회색 영역과 흰색 영역이 혼재되어 있음을 알 수 있다(색조 또는 콘트라스트는 약액, 부식 시간, 이미지가 컬러인지 흑백인지의 여부 등에 따라 다름). 각 영역에 비커스 인덴터(Vickers indenter)를 인덴트하여 경도를 측정했다. 도 1에서 화살표로 표시된 "◆" 표시 각각은 함몰(dent)이다. 회색 영역에서는 함몰이 크고 경도는 198Hv였다. 이것은 일반 SA 미세조직의 경도이며, 회색 영역은 SA에 의해 확실히 부드러워진 "페라이트 기지상 탄화물이 분산된 부위"인 것으로 이해된다. 한편, 백색 영역에서는 함몰이 작고 경도가 462 Hv로 매우 높았다. 이는 서냉 방식의 제어 냉각 종료 후 강재를 로에서 취출할 때 잔류하는 미변태 오스테나이트가 후속 냉각 과정에서 베이나이트 또는 마르텐사이트로 변태되는 영역이다.
SA 결함부가 있는 강재를 톱으로 절단하면, 도 2에서 화살표로 가리켜진 바와 같이, 도 2에서, 표면 거칠기 또는 광택이 주변(도 1의 경질부)과 다른 부위가 절단면에 나타난다. 이 "입자(grain)" 모양의 부위는 300Hv 이상의 경질의(마르텐사이트 또는 베이나이트) 영역이다.
도 2에서 보는 바와 같이 SA 결함이 있는 강재로 전술한 HT 공정에 의해 몰드를 제작한 경우에는, 경질부는 가공(절삭) 공구에 심각한 마모를 초래하고 공구 수명을 단축시키는 단점을 초래한다.
따라서 강재는 "양호한 SA 특성"을 가져야 한다. 그러나, SA 특성이 좋은 강재는 일반적으로 담금질성이 좋지 않다. 일반적으로 SA 특성이 좋은 강재는 고C 저Mn 강인 경우가 많다. 이러한 강재는 담금질을 위한 냉각시 탄화물이 석출되기 쉽고, 페라이트 변태도 진행되기 쉬워 베이나이트 또는 마르텐사이트 미세조직을 얻기 어렵다.
<(2) 가공성>
몰드의 제조 공정에는 기계가공(machining)이 필수적으로 포함된다. 가공시 절단된 강재는 고속 가공시에도 작업 공구의 마모를 적게 할 것이 요구된다. 공구 마모가 심한 경우 공구 교체 빈도가 증가하여 비용이 증가하고, 또한 작업 속도를 줄여야 하므로 작업 능률이 저하된다. 가공은 저렴하고 신속하게 수행될 것이 요망된다. 따라서, 강재는 "좋은 가공성"을 갖는 것, 즉 저비용으로 효율적으로 가공될 것이 요구된다. 그러나 가공성이 좋은 강재는 일반적으로 열 체크 저항성이 떨어진다. 이는 일반적으로 가공성이 좋은 강재가 고Si 고P 고S 강이며, 이러한 강은 열전도율이 낮고, 취성이고, S 화합물을 다량 함유하여, 균열이 빠르게 형성되거나 발생하기 쉬운 재료에 높은 열 응력이 작용하도록 하는 비정상적인 물질을 초래할 수도 있다.
<(3) 담금질성(담금질 속도가 작은 경우의 충격값)>
몰드는 담금질 및 템퍼링에 의해 소정의 경도로 열정련(thermally refine)되어 다이캐스팅에 사용된다. 몰드는 경도뿐만 아니라 높은 충격값도 요구한다. 그 이유는 충격값이 높은 몰드가 대균열(gross cracking)을 일으킬 가능성이 적기 때문이다. 담금질 속도가 높을수록 충격값이 증가하므로 담금질에서 일반적으로 급속 냉각이 바람직하다. 담금질 속도가 높을수록 충격값이 증가하는 이유는 마르텐사이트 미세조직이 생성되기 때문이다. 담금질 속도가 낮은 경우, 베이나이트 미세조직이 생성되어 충격값이 낮다.
최근에는 다이캐스팅 몰드가 대형화되는 경향이 있다. 이러한 경향의 이면에는 자동차의 대형화에 따라 다이캐스팅 제품 자체가 대형화되고 있는 실정이 있다. 몰드를 크게 하면 담금질시 냉각 속도가 느려진다(냉각이 어려워진다). 이러한 경향은 특히 몰드 내부에서 두드러진다. 이에 따라 최근 몰드의 대형화에 따라 몰드 내부의 충격값 감소가 큰 문제가 되고 있다. 큰 몰드에서도 높은 충격값을 얻기 위해 담금질을 위한 냉각을 강화하는 경우, 냉각시 담금질 균열이 발생하기 쉽고, 균열이 없더라도 과도하게 큰 열변형이 일어나기 쉽다.
이러한 상황에서, 담금질 속도가 낮은 경우에도 높은 충격값을 얻을 수 있는 강재, 즉 "담금질성이 양호한" 강재(담금질 속도가 낮은 경우에도 조대 베이나이트가 형성되지 않음)가 강하게 요구된다. 그러나 담금질성이 좋은 강재는 일반적으로 SA 특성이 좋지 않다. 일반적으로 담금질성이 좋은 강재는 저C 고Mn 강이다. 이러한 강재에서는, SA 냉각시 탄화물이 성장하기 어렵고, 페라이트 변태도 거의 진행되지 않아, 페라이트 기지상에 탄화물이 분산된 SA 미세조직을 얻기 어렵다.
<(4) 열 체크 저항성>
다이캐스팅 몰드의 표면은, 용탕(moltem metal)과의 접촉에 의한 승온, 및 이형제(mold release agent)의 도포에 의한 냉각으로 구성되는 사이클에 노출된다. 이러한 온도 진폭은 열응력을 발생시키고, 몰드 클램핑이나 사출에 의한 기계적 응력과 결합하여 몰드 표면에 피로 미세균열(열 체크)이 발생한다. 균열처럼 보이는 열 체크는 평평한 표면이나 곡면에서 메쉬 또는 격자 패턴으로 분포하는 경우가 많다. 몰드를 절단하여 열 체크를 관찰하면 몰드 표면에 열 체크 개구가 있다. 용탕이 개구부에 들어가 응고되면, 거기에 볼록부가 형성되어 주조품(cast product) 표면으로 전사된다. 이와 같이 열 체크가 주조품으로 전달되는 경우, 주조품의 표면 품질이 저하된다.
이 때문에, 몰드는 열 체크가 거의 일어나지 않는, 즉 "열 체크 저항성이 양호"할 것이 요구된다. 그러나 열 체크 저항성이 좋은 강재는 일반적으로 가공성이 나쁘다. 일반적으로 열 체크 저항성이 좋은 강재는 저Si 저P 저S 강이다. 이러한 강재는 절삭 공구에 부착되기 쉽고, 절삭면에 윤활 작용을 하는 소량의 S 화합물을 함유하고 있으며, 인성과 점착성이 높아 연삭(grind)이 어렵다.
<(5) 내연화성>
다이캐스팅 몰드 표면의 온도는 용탕과의 접촉으로 인해 상승한다. 주조 샷(casting shot)의 수가 많을수록 고온에 노출되는 누적 시간이 증가하여 몰드 표면의 경도가 저하될 수 있다. 이와 같은 연화는 고온 강도의 저하를 수반하고, 그 결과 열 체크 저항성이 저하된다.
이 때문에, 다이캐스팅 몰드는 연화되기 어려운, 즉 "높은 내연화성"이 요구된다. 그러나, 내연화성이 높은 강재는 일반적으로 고온 강도가 낮다. 일반적으로 내연화성이 높은 강재는 저Cr 강이며, 이러한 강재는 고온에서의 고용 강화가 열화하기 때문이다.
전술한 (1) 내지 (5)의 5가지 특성을 모두 만족시키는 강재는 지금까지 알려져 있지 않다. 범용 다이캐스팅 몰드용 강인 SKD61에는 (3) 담금질성, (4) 열 체크 저항성, 및 (5) 내연화성이 부족한 특성이 있다. SKD61의 물성 (3), (4), 및 (5)를 개량한 강재는 (1) SA성, (2) 가공성이 부족하다. 즉, 원소가 상충되는 효과를 내는 특성을 동시에 강화하는 것은 매우 어렵다.
그런데, 본 발명의 관련 기술에 있어서, 특허문헌 1에 몰드 형상으로의 산업용 가공을 가능하게 것이 충분한 절삭성(cuttability)을 갖고, 범용 몰드강에 비해 열전도율이 높고 충격값이 높은 열간 가공 공구강이 개시되어 있다. 그러나, 이 특허문헌에는 본 발명이 달성하고자 하는 전술한 5가지 특성을 모두 균형 있게 증가시키는 사상이 부족하고, 본 발명의 화학 조성을 구체적으로 만족시키는 실시예의 개시도 결여되어 있다.
특허문헌 1: 일본공개특허공보 제2011-1572호
이러한 상황에서, 본 발명의 목적은 구상화 어닐링성, 가공성, 담금질성, 열 체크 저항성 및 내연화성이 우수한 강재 및 이를 사용한 강제품를 제공하는 것이다.
본 발명자들은 상기 목적을 달성하기 위해 많은 연구를 수행한 결과, 다음과 같은 점을 발견하였다.
(i) 열간 가공 후 냉각과정에서 조대망상(coarse network manner)으로 분포된 탄화물이 생성되는 경우, 후속 열처리에 의해 탄화물을 제거할 수 없어 몰드의 충격값을 감소시키는 요인이 된다. 이러한 탄화물의 석출은 Si 량 및 V량을 최적화함으로써 억제될 수 있고, 이에 의해 충격값이 고도로 안정화될 수 있다.
(ii) 파라미터 "Cr", "Mn+Cr", "Mn/Cr"에 의해, Mn량 및 C량이 좁은 범위로 지정되는 경우, 원소가 상충하는 효과를 나타내는 (1) SA 특성 및 (3) 담금질성 모두를 만족할 수 있고, 원소가 상충하는 효과를 나타내는 (3) 담금질성 및 (5) 내연화성도 모두 만족할 수 있으므로, (1) SA 특성, (3) 담금질성 및 (5) 내연화성을 높게 유지할 수 있다.
(iii) 저 Si 강재에서는 (2) 가공성을 확보하기 어렵지만, “P+5S”라는 파라미터로 P량과 S량을 좁은 범위로 지정하는 경우에는, Si가 낮음에도 불구하고, 실제의 사용에 견딜 수 있는 가공성을 가질 수 있고, 열 체크를 일으킬 가능성이 적고, 충격값의 감소를 최소화할 수 있다.
본 발명은 상기 지식에 기초하고 하기 구성 (1) 내지 (9)에 관한 것이다:
(1) 질량%로 다음을 포함하는 강재:
0.310 ≤ C ≤ 0.410;
0.001 ≤ Si ≤ 0.35;
0.45 ≤ V ≤ 0.70;
Cr ≤ 6.00
6.25 ≤ Mn+Cr;
Mn/Cr ≤ 0.155;
Cu+Ni ≤ 0.84;
0.002 ≤ P ≤ 0.030;
0.0003 ≤ S ≤ 0.0060;
P+5S ≤ 0.040;
2.03 < Mo < 2.40;
0.001 ≤ Al ≤ 0.050;
0.003 ≤ N ≤ 0.050,
또한, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물.
(2) 질량%로 하기의 범위로 Cr 및 Mn을 포함하는 (1)에 따른 강재,
5.58 ≤ Cr ≤ 6.00 및
0.60 ≤ Mn ≤ 0.86.
(3) (1) 또는 (2)에 따른 강재로서, 질량%로 하기의 군으로부터 선택되는 적어도 하나의 원소를 포함하는 강재.
0.30 < W ≤ 2.00 및
0.30 < Co ≤ 1.00.
(4) (1) 내지 (3) 중 어느 하나에 따른 강재로서, 질량%로 하기의 군으로부터 선택되는 하기를 더 포함하는 강재.
0.0002 < B ≤ 0.0080.
(5) (1) 내지 (4) 중 어느 하나에 따른 강재로서, 질량%로 하기의 군으로부터 선택되는 적어도 하나의 원소를 포함하는 강재.
0.004 < Nb ≤ 0.100,
0.004 < Ta ≤ 0.100,
0.004 < Ti ≤ 0.100 및
0.004 < Zr ≤ 0.100.
(6) (1) 내지 (5) 중 어느 하나에 따른 강재로서, 질량%로 하기의 군으로부터 선택되는 적어도 하나의 원소를 포함하는 강재.
0.0005 < Ca ≤ 0.0500,
0.03 < Se ≤ 0.50,
0.005 < Te ≤ 0.100,
0.01 < Bi ≤ 0.50 및
0.03 < Pb ≤ 0.50.
(7) (1) 내지 (6) 중 어느 하나에 따른 강재로서, 상기 강재로부터 제작된 12mm × 12mm × 55mm의 사각봉(square bar)이 진공로에서 하기의 열처리에 의해 경도 45.5HRC 내지 46.5HRC로 열정련되고, 상기 사각봉으로부터 충격 시험편을 제작하고, 15℃ 내지 35℃에서 충격 시험을 수행할 때, 상기 강재의 충격값이 20[J/cm2] 이상이며,
상기 열처리에서, 상기 사각봉은 0.5시간 동안 1,250℃에서 유지되고; 그 후, 1,250℃부터 1,000℃까지 2℃/min 내지 10℃/min으로 냉각되고, 1,000℃부터 600℃까지 2℃/min으로 냉각되고, 600℃부터 150℃까지 2℃/min 내지 10℃/min으로 냉각되고; 그 후, Ac3 온도+25℃까지 가열되고; Ac3 온도+25℃에서 1시간 유지되고; 그 후, Ac3 온도+25℃부터 620℃까지 15℃/H로 냉각되고; 620℃부터 150℃까지 30℃/H 내지 60℃/H로 냉각되고; 이어서, 1시간 동안 1,030℃에서 유지되고; 그 후, 1,030℃부터 600℃까지 60℃/min 내지 100℃/min으로 냉각되고, 600℃부터 450℃까지 45℃/min 내지 100℃/min으로 냉각되고, 450℃부터 250℃까지 30℃/min 내지 100℃/min으로 냉각되고, 250℃부터 150℃까지 5℃/min 내지 30℃/min으로 냉각되고; 이어서, 580℃ 내지 630℃의 온도 범위로의 가열 및 100℃ 이하로의 냉각으로 구성되는 사이클이 1회 이상 적용되는, 강재.
충격 시험편의 형상은 JIS Z2242:2018(10 mm × 10 mm × 55 mm, 노치 팁(notch tip)의 호 반경 1 mm, 노치 깊이 2 mm, 노치 바닥 아래 부분의 시편 단면적은 0.8 cm2)이다. 충격값[J/cm2]은 흡수에너지[J]를 노치 하단부의 시편 단면적(0.8[cm2])으로 나눈 값으로, 본 명세서에서 충격값은 10개 시편의 충격값의 평균을 나타낸다.
또한 Ac3 온도는 시편을 200℃/H의 속도로 가열하였을 때 페라이트상의 비율이 거의 0%가 되는 온도로 측정한 값이며, 여기서 사용되는 Ac3 온도는 10개 시편의 평균값을 나타낸다. 기간 및/또는 속도에 관한 단위의 "H" 및 "min"은 각각 시간 및 분을 의미한다.
(8) (1) 내지 (6) 중 어느 하나에 따른 강재로서,
상기 강재가, 최대 길이가 0.3 ㎛를 초과하는 탄화물을 포함하지 않거나, 또는
상기 강재가, 최대 길이가 0.3 ㎛ 이상인 탄화물을 포함하는 경우,
50 ㎛ 이하의 간격으로 점선 형상의 불연속 스트링을 형성하는 탄화물이 0.3 ㎛ 초과 및 0.6 ㎛ 미만의 최대 길이를 갖거나, 또는
점선 형상의 불연속 스트링이 0.6 ㎛ 이상의 최대 길이를 갖는 탄화물로 형성되어 있을 때, 50㎛ 이하의 간격으로 점선 형상의 불연속 스트링의 길이는 300㎛ 미만인, 강재 .
(9) (7) 또는 (8)에 따른 강재로 형성된 강 제품.
여기서 "강 제품"은, 다이캐스팅과 같은 다양한 주조에서, 재료의 가열 및 가공의 단조에서, 핫 스탬핑, 압출 가공에서, 수지의 사출 성형 또는 블로우 성형에서, 및 고무 또는 섬유 강화 플라스틱의 성형 또는 처리에서 사용되는 몰드 또는 부품을 포함한다. 또한, “강 제품”에는, 본 발명의 강재를 포함하는 몰드 또는 부품으로서, 표면 처리 또는 엠보싱 가공이 실시된 것도 포함된다.
본 발명에 따르면, 구상화 어닐링성, 가공성, 담금질성, 열 체크 저항성 및 내연화성이 우수한 강재 및 이를 사용한 강 제품을 제공할 수 있다.
도 1은 SA 결함부의 미세구조를 나타내는 현미경 사진이다.
도 2는 SA 결함부를 포함하는 강재의 단면 사진이다.
도 3a는 충격값이 낮은 강재의 마르텐사이트 미세조직의 모식도이다.
도 3b는 도 3a의 탄화물의 예시적인 모드를 도시하는 개략도이다.
도 3c는 도 3a의 탄화물의 다른 예시적인 모드를 도시하는 개략도이다.
도 4는 열간 가공 후의 냉각 속도가 충격값에 미치는 영향을 조사할 때의 열처리 과정을 나타내는 도면이다.
도 5는 열간 가공 후의 냉각 속도와 충격값의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 6은 Si량과 충격값의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 7은 V량과 충격값의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 8은 충격값에 대한 Si와 V의 시너지 효과를 나타내는 그래프이다.
도 9는 도 8의 충격값을 부여한 충격 시험편의 파단면(fracture surface) 상태를 사진으로 나타낸 것이다.
도 10은 X=1℃분으로 냉각된 SKD61 재료의 공정 동안 미세구조를 각각 보여주는 현미경 사진을 포함하며; (a)는 재료를 1,250℃로 가열한 후 냉각시킨 후의 상태이며, (b)는 재료가 1,040℃에서 표준화된 후 구상화 어닐링된 후의 상태이며, (c)는 재료를 담금질 및 템퍼링한 후의 상태이다.
도 11은 X=100℃분으로 냉각된 SKD61 재료의 공정 동안 미세구조를 각각 보여주는 현미경 사진을 포함하며, (a)는 재료를 1,250℃로 가열한 후 냉각시킨 후의 상태이며, (b)는 재료가 1,040℃에서 표준화된 후 구상화 어닐링된 후의 상태이며, (c)는 재료를 담금질 및 템퍼링한 후의 상태이다.
도 12는 X=1℃/min으로 냉각된 SKD61 재료의 탄화물 모드 변화를 보여주는 현미경 사진을 포함한다.
도 13은 도 12와 다른 부위에서 탄화물 모드의 변화를 보여주는 현미경 사진을 포함한다.
도 14는 도 12 및 13에 도시된 담금질된 재료의 탄화물을 확대하여 보여주는 현미경 사진을 포함한다.
도 15는 Mn 및 Cr이 SA 특성에 미치는 영향을 조사할 때의 열처리 과정을 도시한 도면이다.
도 16은 Mn 및 Cr이 SA 특성에 미치는 영향을 나타내는 그래프이다.
도 17은 담금질성을 평가할 때의 열처리 공정을 나타내는 도면이다.
도 18은 도 17의 제어된 담금질의 세부사항을 예시하는 도면이다.
도 19는 담금질성에 대한 Mn 및 Cr의 영향을 나타내는 그래프이다.
도 20은 Mn량 및 Cr량의 적절한 범위를 나타내는 그래프이다.
도 21은 충격값에 대한 P 및 S의 영향을 나타내는 그래프이다.
도 22는 도 21의 충격값을 부여한 충격시험편의 파단면 상태를 나타내는 사진이다.
도 23은 충격값 평가용 시편 제작 시 열처리 과정을 도시한 도면이다.
도 24는 SA 특성 평가용 시편 제작 시 열처리 과정을 도시한 도면이다.
도 25는 담금질성 평가용 시편 제작 시 열처리 공정을 도시한 도면이다.
도 26a는 도 25의 제어된 담금질(서냉)의 세부사항을 도시하는 도면이다.
도 26b는 도 25의 제어된 담금질(급냉)의 세부사항을 예시하는 도면이다.
도 27a는 비교예 01의 탄화물의 형태를 나타내는 사진이다.
도 27b는 비교예 01의 탄화물의 형태를 나타내는 다른 사진이다.
도 27c는 실시예 01의 탄화물의 형태를 나타내는 사진이다.
이하, 본 발명의 강재에 대하여 상세하게 설명한다.
(본 발명에 이르른 발견)
다이캐스팅 몰드강의 대표적인 예는 JIS 규격강(JIS G 4404: 2015)인 SKD61(0.40C-1.03Si-0.40Mn-5.00Cr-1.21Mo-0.86V)이다. SKD61의 경우 가공성은 양호하나 Mn+Cr이 5.4%에 불과하여 담금질성이 낮다. 이후 담금질성을 향상시키기 위해 SKD61의 Mn과 Cr을 각각 0.8%, 5.9%로 높인 강(이하 SKD61H)을 사용하여 기초 연구를 진행하였다.
폭 800mm, 두께 350mm, 길이 2,300mm의 SKD61H 강재(이하, 블록재(block material)라 함)를 산업설비 및 제조방법을 이용하여 제작하였다. 또한, Ac3 온도 이상인 920℃에서 가열하는 SA에 의해, 강재를 100HRB 이하의 경도로 연화하여 가공이 용이하게 하였다. 블록 소재로 493kg의 몰드를 제작하고 1,030℃에서 담금질하고 580℃ 내지 630℃에서 여러 차례 템퍼링하여 45.5HRC 내지 46.5HRC의 경도로 열처리했다. 몰드 중앙부 부근에서 잘라낸 재료로 충격 시험을 한 결과 11J/cm2로 매우 낮은 값이었다. 대균열(gross cracking)을 피하기 위해 다이캐스팅 몰드에 20J/cm2 이상의 충격값이 필요하다. 따라서, 높은 담금질성을 갖는 SKD61H의 낮은 충격값은 "담금질성 이외의 요인"에 기인한 것으로 생각된다.
이에, 충분히 큰 담금질 속도, 즉, 담금질성이 문제가 되지 않는 조건을 갖는 블록재의 중심 부근에서 잘라낸 소재를 사용하여, 충격값을 평가하여 높은 담금질성에도 불구하고 SKD61H의 충격값이 낮은 원인을 규명하고자 하는 연구들이 시도되고 있다.
10개의 충격 시험편을 제작하였으며, 형상은 JIS Z2242:2018(10 mm × 10 mm × 55 mm, 노치 팁의 호 반경 1 mm, 노치 깊이 2 mm, 노치 바닥 아래 부분의 시편 단면적은 0.8 cm2)에 따랐다. 충격값[J/cm2]은 상온에서 측정된 흡수 에너지[J]를 노치 하부 부분의 시편 단면적 0.8[cm2]로 나눈 값이며, 10개 표본의 평균값을 나타낸다. 여기에서 설명하는 시편 형상 및 평가 방법(상온, 흡수에너지를 단면적으로 나눈 값, 10개 시편의 평균값)은 후술하는 충격값에도 적용된다.
블록재의 중심 부근에서 생성된 12 mm × 12 mm × 55 mm의 재료(봉재(bar material))를 1,030℃의 진공에서 가열하고 1시간 동안 유지한 후 급속 냉각에 의해 담금질하여 마르텐사이트 미세 조직을 생성했다. 충격값에 큰 영향을 미치는 450℃부터 250℃까지의 냉각 속도는 30℃/min의 크기였다(큰 다이캐스팅 몰드의 경우, 450℃부터 250℃까지의 냉각 속도는 일반적으로 1.2℃/min 내지 10℃/min). 이어서, 580℃ 내지 630℃에서 여러 차례 템퍼링하여 45.5HRC 내지 46.5HRC의 경도재료가 열정련되고, 봉재로부터 시편을 제작하여 충격값을 평가하였다. 그 결과 충격값은 14J/cm2로 낮았고, 이는 전술한 493kg 몰드의 중앙부보다 약간 높은 수준이었다. 이 시편의 파단면은 거친 결정립이 떨어져 나온 것처럼 매우 거친 상태를 나타내었다. 493kg 몰드의 중앙부에서 잘라낸 시편에서도 이러한 거친 파단면이 나타났다.
담금질이 급냉이었고 미세조직이 마르텐사이트 미세조직이었음에도 불구하고 충격값이 낮고 파단면이 거친 이유는, 탄화물 또는 탄질화물(이하, 간단히 "탄화물"이라 함)이 조대망상(coarse network manner)으로 분포되어 있기 때문이다. 이 상태는 도 3a에 개략적으로 도시되어 있다. 담금질 시의 오스테나이트 결정립은 평균 입경이 100 ㎛ 이하로 미세하다(도 3a에서 격자의 작은 사각형으로 표시). 한편, 저배율에서 다각형처럼 보이는 탄화물 네트워크(도 3a에서 굵은 선의 분포 상태에 의해 정의된 육각형 모양의 영역)는 매우 조대하다. 다각형의 한 변에 해당하는 부위의 길이는 200 ㎛를 초과하는 경우가 있으며, 이 경우 다각형으로서의 직경 D는 300 ㎛를 초과한다. 이 조대한 탄화물 네트워크는 파면 단위의 역할을 하며, 미세한 오스테나이트 결정립에서 마르텐사이트가 변태되었음에도 불구하고 충격값이 매우 낮고, 조대한 결정립이 떨어진(dropped off) 것처럼 보이는 조대한 파면을 생성한다.
탄화물 네트워크는 항상 면이 닫힌 다각형을 형성하는 것은 아니지만 종종 변이 실종된 다각형, 불규칙한 형상, U자형, 또는 도 3b에 도시된 바와 같은 단순히 선형 형상, 또는 도 3c에 도시된 바와 같은 호 형상을 형성한다. 또한, 도 3a에서, 탄화물 분포 또는 네트워크는 이해를 돕기 위해 과장되게 묘사된다.
"조대망상으로 분포된 탄화물"의 이력 추적을 명확히 하기 위해 블록재의 생산 공정을 확인하고 수치 해석을 통해 온도 변화를 추정했다. 생산 공정은 "용융-정련-주조-균질화 열처리-열간 가공-노멀라이징-템퍼링-SA"였다. 열간 가공은 균질화 처리된 잉곳을 블록 형상으로 성형하는 공정이다. 구체적으로, 1,150℃ 내지 1,350℃에서 균질화 열처리된 잉곳을 단조 등의 소성가공으로 성형한다. 소정의 형상으로 열간 가공을 완료한 후, 균열을 방지하기 위해 블록재를 급속 냉각을 피하면서 천천히 냉각한다.
도 3a에 도시된 "조대망상으로 분포된 탄화물"은 "열간 가공 완료 후 600℃까지 냉각하는 동안 석출"될 가능성이 높다. 두 가지 이유가 있다. 첫 번째 이유는 네트워크의 크기와 모양이 열간 가공 시 오스테나이트 결정립의 크기와 모양이 매우 유사하다는 것이다. 두 번째 이유는 탄화물 석출에 필수적인 탄소 확산이 600℃ 이상의 온도 범위에서 활발하게 일어난다는 것이다. 600℃ 미만의 범위는 베이나이트 변태 또는 마르텐사이트 변태와 같은 비확산 변태가 일어나는 온도 범위로 탄소가 입계로 확산되어 탄화물을 형성하기 어렵다.
위의 가정에 기초하여 열간 가공 완료 후 600℃까지의 냉각 속도는 수치해석으로 추정하였으며, 폭 800mm, 두께 350mm의 블록재 중앙부에서 약 1℃/min으로 나타났다. 블록재의 크기는 폭이 200mm에서 1,500mm, 두께가 80mm에서 600mm까지 다양하지만 일반적으로 "대형" 블록재라고 하는 것은 폭이 300mm 이상이고 두께가 200mm 이상이다(일반적으로 더 작은 치수가 두께로 처리됨). 이와 같은 대형 블록재를 열간 가공 후 균열을 방지하기 위해 급냉을 피하면서 천천히 냉각한 경우 중앙부에서 600℃까지의 냉각 속도는 약 1.5℃/min 이하였다.
그리고 열간 가공 완료 후 600℃까지의 냉각 속도가 SKD61H의 충격값에 미치는 영향을 조사하였다. 산업적 생산 방식을 가정한 열처리 공정을 도 4에 도시하였다. 강재의 "용융-정련-주조-균질화 열처리-열간 가공-(노멀라이징-템퍼링)-SA"의 생산 공정 중 열간 가공 및 후속 공정을 시뮬레이션하고 노멀라이징 후 템퍼링을 생략하였다. SA 후의 담금질 및 템퍼링은 몰드의 열정련에 해당한다. 12mm × 12mm × 55mm 의 봉재 10개를 도 4의 공정을 통해 45.5HRC~46.5HRC의 경도로 열정련하였고, 얻어진 봉재로부터 시편을 제작하여 충격값을 평가하였다.
또한, 여기에서는 일련의 열처리에 진공로를 사용했다. 또한, 도 4의 1,030℃ 담금질의 "급냉각"은 충격값에 큰 영향을 미치는 450℃부터 250℃까지의 냉각 속도가 30℃/min이었음을 의미한다.
얻어진 충격값을 도 5에 나타내었다. 가로축의 냉각 속도 X는 열간 가공을 시뮬레이션한 1,250℃ 가열완료 후 600℃까지의 냉각 속도이다(도 4 참조). 도 5에 도시된 바와 같이, X가 감소함에 따라, 즉 열간 가공을 시뮬레이션한 가열 후 냉각이 느리면 충격값이 감소한다. 이에 대응하여, 도 4의 상태 (a), 즉 열간 가공 후 냉각이 완료된 상태에서 "조대망상으로 분포된 탄화물"은 X가 작을수록 두드러진다.
전술한 일련의 검증에 따르면, 1,030℃ 담금질의 냉각 속도가 크고 마르텐사이트가 형성되는 경우에도 열간 가공 후 600℃까지의 냉각 속도 X가 작으면 높은 충격값을 얻을 수 없다. 이 현상은 기존에 알려지지 않은 발견이다.
이상에서 발견된 현상은 본 발명의 강재를 개발하게 된 계기이며, 열간 가공 후 냉각 속도가 작은 경우에도 조대망상으로 분포된 탄화물의 석출을 억제할 수 있도록 각종 합금원소의 함량을 규정하고 있다.
(화학 조성 등을 한정하는 이유)
이하, 본 발명의 강재에 있어서의 화학 조성 등을 한정하는 이유에 대하여 상세하게 설명한다. 또한, 이하의 설명에서, 각 원소의 양은 "질량%"로 표시되고, "%"는 달리 명시되지 않는 한 "질량%"를 의미한다.
0.310 ≤ C ≤ 0.410:
C < 0.310의 문제점은 다음과 같다. 1,000℃내지 1,050℃에서의 담금질 가열에서는, 오스테나이트 결정립의 성장을 억제하는 직경이 0.6 ㎛ 미만인 소위 "피닝 입자(pinning particles)"라고 불리는 미세 입자(탄화물 또는 탄질화물)의 양이 줄어들고, 그 결과 결정립이 조대화되어 충격값, 파단 인성값, 연성 등 강재의 물성이 저하된다. 피닝 입자량이 부족한 경향은 Si량, V량 및 N량이 적은 경우에 두드러진다.
또한, C < 0.310의 경우, 555℃ 이상의 온도 범위에서 2시간 이상의 템퍼링을 수행하는 경우 52HRC 이상의 경도를 얻기 어렵다. 매우 높은 열 체크 저항성을 확보하고자 하는 경우에는 52HRC 이상의 고경도가 필요하다. 또한 555℃ 이상에서 템퍼링하는 데에는 두 가지 이유가 있다. 첫 번째 이유는 연화의 억제이다. 다이캐스팅 몰드의 표면은 때때로 용탕과의 접촉으로 인해 약 555℃에 도달한다. 이러한 고온에 노출되었을 때의 연화를 억제하기 위해, 담금질된 몰드는 미리 555℃ 이상의 온도에서 템퍼링된다. 555℃ 이상에서 템퍼링하는 두 번째 이유는 잔류 오스테나이트의 분해이다. 잔류 오스테나이트가 다이캐스팅 몰드으로 사용 중에 분해되면 응력이 발생하여 몰드 수명이 단축될 수 있다. 이러한 문제점을 방지하기 위해 담금질된 몰드는 미리 555℃ 이상에서 템퍼링하여 잔류 오스테나이트를 분해한다.
0.410 < C의 문제점은 다음과 같다. 강재의 "용융-정련-주조-균질화 열처리-열간 가공-(노멀라이징-템퍼링)-SA"의 제조공정에서 주조 응고 중에 조대한 상태로 결정화되는 탄화물 또는 탄질화물의 비율이 증가한다. 이와 같은 조대한 결정체는 후속 열처리(균질화 열처리, 템퍼링, SA)를 통해 고형화하여 제거하기 어렵다. 결국, 결정화된 생성물은 담금질-템퍼링 후에도 완전히 고용되지 않고 남게 된다(결정화된 생성물은 균질화 열처리에서 부분적으로 고용되어 작아지지만 아직 직경이 1㎛를 초과하는 상태에서 관찰됨). 그러면, 완전히 용해되지 않고 남아있는 결정체는 파단의 기점이 되어 충격값이나 피로강도의 저하로 이어진다. 조대한 결정체에 의한 문제점은 Si량, V량 및 N량이 많은 경우에 두드러지기 쉽다.
또한, 0.410 < C의 경우, 열간 가공 후 냉각 속도가 작은 경우(도 5 참조) 충격값이 감소하는 현상이 명백해진다. 이 경향은 Si량, V량 및 N량이 많은 경우에 두드러지기 쉽다.
범위는 바람직하게는 0.315 ≤ C ≤ 0.405, 보다 바람직하게는 0.325 ≤ C ≤ 0.400이다.
0.001 ≤ Si ≤ 0.35:
Si < 0.001의 문제점은 다음과 같다. Si 함량이 낮은 고가의 원료를 사용해야 하고, 강재 비용이 상승한다. 또한, 정련시 산소량을 저감하기 어려워져 조대 알루미나 또는 그 클러스터가 증가한다. 이러한 알루미나는 파단의 시작점이 되어 충격값이나 피로강도를 저하시킨다. 또한, Si 함량이 매우 낮으면 가공성이 현저히 저하되어 산업계에서 안정적으로 가공하기 어렵다.
0.35 < Si의 문제점은 다음과 같다. C량, V량 및 N량이 많은 경우, 조대한 결정화물이 점점 형성된다. 또한, 열간 가공 후 냉각 속도가 작은 경우(도 5 참조) 충격값이 감소하는 현상이 명백해진다. 또한, Si 함량이 높으면 열전도율 저하로 인해 주조 시 열응력이 증가하여 열 체크 저항성이 저하된다. 파단 인성값이 감소하고 차례로 대균열의 위험이 증가한다.
범위는 바람직하게는 0.005 ≤ Si ≤ 0.33, 보다 바람직하게는 0.010 ≤ Si ≤ 0.31이다. 양호한 열 체크 저항성을 중시하는 경우, 가공성이 약간 희생되는 Si ≤ 0.15의 범위가 적당하다.
이하에, 열간 가공 후의 냉각 속도가 작은 경우의 충격값의 관점에서, Si량을 지정하는 이유를 설명한다. 도 6은 SKD61의 Si량을 변화시켜 제조한 강재 총 6종의 충격값을 나타낸다. 이는 담금질성이 문제가 되지 않는 조건(작은 시편은 큰 냉각 속도로 담금질됨)에서의 검증이므로 SKD61을 표준강으로 사용하였다. 12 mm × 12 mm × 55 mm 시편인 봉재의 열처리 공정 및 조건은 도 4에 따랐으며, 1,250℃ 가열 후 냉각 속도는 X=2℃/min이었다. SKD61에서 Si의 양이 감소한 경우 충격값은 상승하였다. 다이캐스팅 몰드에 요구되는 충격값 20J/cm2 이상을 달성하기 위한 조건은 Si ≤ 0.35이다. 이러한 이유로 상한값은 Si ≤ 0.35로 한정된다. 또한, 다이캐스팅 몰드에 이상적으로 요구되는 25J/cm2 이상의 충격값을 만족시키기 위한 조건은 Si ≤ 0.15이다.
0.45 ≤ V ≤ 0.70:
V < 0.45의 문제점은 다음과 같다. 담금질 가열 시 피닝 입자의 양이 감소한다. 탄화물 또는 탄질화물에서와 같이 고정 입자로 작용하는 V 질화물의 양도 감소한다. 피닝 입자량이 감소하는 경향은 C량, Si량 및 N량이 적은 경우에 두드러진다. 또한 V < 0.45의 경우 템퍼링의 2차 경화 성능이 낮아 555℃ 이상에서 2시간 이상의 템퍼링을 하는 경우 52HRC 이상의 경도를 얻기 어렵다.
0.70 < V의 문제점은 다음과 같다. 조대한 결정화된 생성물이 점점 형성된다. 이 경향은 C량, Si량 및 N량이 많은 경우에 두드러진다. 또한, 열간 가공 후 냉각 속도가 작은 경우 충격값이 감소하는 현상이 나타난다. 또한, V 화합물을 원료로 하기 때문에 0.70 < V의 경우 강재 비용이 상승한다. 범위는 바람직하게는 0.46 ≤ V ≤ 0.69, 보다 바람직하게는 0.47 ≤ V ≤ 0.68이다.
이하에, 열간 가공 후의 냉각 속도가 작은 경우의 충격값의 관점에서, V량을 지정하는 이유를 설명한다. 도 7은 SKD61의 V량을 변화시켜 제조한 강재 총 9종의 충격값을 나타낸 것이다. 12 mm × 12 mm × 55 mm 시편인 봉재의 열처리 공정 및 조건은 도 4에 따랐고, 1,250C 가열 후 냉각 속도는 X = 2℃/min이었다. SKD61에서 V의 양이 감소한 경우 충격값이 증가했다. 다이캐스팅 몰드에 요구되는 충격값 20J/cm2 이상을 달성하기 위한 조건은 V ≤ 0.70이다. 이러한 이유로 V의 상한은 0.70%로 한정된다. 또한, 다이캐스팅 몰드에 이상적으로 요구되는 25J/cm2 이상의 충격값을 만족시키기 위한 조건은 V ≤ 0.68이다.
V의 양이 0.7%에서 더 감소하는 경우 충격값은 계속 상승하지만 V가 0.5% 이하가 되는 경우 충격값이 크게 감소한다. 피닝 입자의 양이 감소하여 담금질 중 결정립의 조대화로 인해 상당한 감소가 발생한다. V = 0.45%의 경우, 10개 시험편의 평균값으로 볼 때 다이캐스팅 몰드에 이상적으로 요구되는 25 J/cm2의 충격값이 달성되지만, 이는 피닝 입자의 양의 차이가 작음에 기인하여 입경의 편차가 현저한 영역이며, 결정 입자가 조대한 경우 충격값은 약 20 J/cm2가 될 수 있다. 이 때문에, 다이캐스팅 몰드에 필요한 20 J/cm2 이상을 안정적으로 얻을 수 있는 V의 하한을 0.45%로 한다.
전술한 바와 같이 X = 2℃/min의 경우에도 Si량과 V량을 최적화함으로써 충격값을 높게 안정화시킬 수 있음을 알 수 있었다. 2℃/min의 냉각 속도는 열간 가공 후 두께 200mm 이상의 대형 블록재를 균열이나 과도한 열변형이 발생하지 않는 조건에서 급속 냉각한 경우의 냉각 속도에 해당한다.
Si량과 V량의 시너지 효과와 X의 효과를 함께 도 8에 나타내었다. 12 mm × 12 mm × 55 mm 시편의 열처리 공정과 재료의 조건은 도 4에 따랐다. 즉, 도 8에서의 SKD61의 데이터는 도 5의 것과 동일하다. SKD61(●)의 Si량이 0.11%로 감소한 △로 표시된 시료(0.11Si 강)에 대하여, 10℃/min ≤ X에서의 충격값은 50 J/cm2 이상이며, X = 2℃/min의 경우에도 25J/cm2의 충격값을 얻을 수 있다. Si량 감소에 의한 효과가 다시 확인되었다.
또한 SKD61(●)의 V량이 0.57%로 감소한 ○로 표시된 시료(0.57V 강재)의 경우, 6℃/min < X에서의 충격값은 0.11Si 강보다 낮으나, X ≤ 6℃/min에서는 0.11Si 강보다 높기 때문에, X = 2℃/min에서도 30 J/cm2 이상의 높은 충격값을 얻을 수 있다. V량 감소에 따른 효과를 다시 확인함과 동시에 X가 작은 경우에 낮은 V량에 의한 효과가 현저함을 알 수 있었다.
또한, SKD61(●)의 Si량 및 V량이 각각 0.11% 및 0.57%로 감소된 ▲로 표시된 샘플(0.11Si-0.57V 강)은 0.11Si 강 및 0.57V 강의 장점을 모두 갖는 상태에 도달하고, 넓은 범위의 X에 걸쳐 높은 충격값을 얻는다. 0.11Si-0.57V 강재의 충격값은 X = 1℃/min에서도 39 J/cm2이며, 이 값은 X = 100℃/min의 경우 SKD61의 충격값인 45J/cm2의 충격값과 유사하다.
도 9는 도 8의 충격값을 제공하는 시편의 파단면을 나타낸다. 사진은 각 시료에 대해 평가된 10개의 시편 중 2개의 시편, 즉 가장 높은 충격값을 나타내는 시편과 가장 낮은 충격값을 나타내는 시편의 상태를 보여준다. 아래 사진에 기재된 충격값은 10개 시편의 평균값이다. SKD61에서 X = 1℃/min의 경우 SKD61은 거친 결정립이 떨어져 나온 것처럼 보이는 파단면을 보인다. 이 거친 영역이 파단면 단위로 작용하기 때문에 충격값이 낮다. 반면, SKD61에서 X = 100℃/min의 경우 SKD61에서도 매끄러운 파단면을 보이며 높은 충격값을 갖는다. SKD61의 Si량을 0.11%, V량을 0.57%로 줄인 강재의 경우 X = 1℃/min에서도 X = 100℃/min에서의 SKD61과 유사한 파단면을 나타내며, 충격값도 높다. 또한, 0.11Si-0.57V-SKD61(0.11Si-0.57V 강)은 X = 100℃/min에서의 SKD61보다 전단 립(shear lip)이 더 발달한 바람직한 파단면을 나타낸다.
도 8 및 도 9에 도시된 실험은 공정 중 미세조직의 변화를 추적하면서 수행하였다(도 4의 상태 (a), (b), (c)). 도 10은 X = 1℃/min에서 SKD61의 상태를 보여준다. 화살표는 탄화물을 가리키고 탄화물이 조대망상으로 분포되어 있음을 나타낸다. 1,250℃ 가열 후 600℃로 냉각하는 동안 오스테나이트 결정립계에 탄화물이 석출되기 때문에 1,250℃ 가열시 오스테나이트 결정립의 크기에 해당하는 분포를 보인다. 그러면, 선행 오스테나이트 결정립계의 탄화물은 후속 열처리에서도 사라지지 않고 SA 후의 상태 (b)와 담금질 및 템퍼링 후의 상태 (c)를 유지한다. 도 9에서 X = 1℃/min에서 SKD61은 거친 결정립이 떨어져 나온 것처럼 보이는 파단면을 나타내는 이유는, 조대 탄화물 네트워크가 파단면 단위로 작용하기 때문이다.
도 11은 X = 100℃/min에서 SKD61의 상태를 보여준다. 도 10에 도시된 바와 다르게, 조대망상으로 분포된 탄화물은 거의 관찰되지 않는다. 도 9에서 X = 100℃/min에서 SKD61가 미세한 파단면을 나타내는 이유는 조대 탄화물 네트워크가 없기 때문이며, 1,030℃ 담금질 시 미세한 오스테나이트 결정립이 파단면 단위로 작용하기 때문이다. 따라서 충격값이 높았다.
SKD61의 경우 1,250℃ 가열 후 600℃로 냉각하는 동안 오스테나이트 결정립계에서 탄화물의 석출을 줄이기 위해서는 냉각 속도 X를 높여야 한다. 한편, Si량 및 V량이 감소된 본 발명의 강의 경우, X가 작은 경우에도 탄화물의 석출이 억제되며, 도 11과 유사한 미세조직이 얻어졌다. 결과적으로, X가 작은 경우에도 높은 충격값이 얻어진다(도 8 참조).
이상의 사항으로부터, 열간 가공 후의 냉각 속도가 작은 경우에도, Si 및 V의 양이 감소하면, 높은 충격값이 안정적으로 달성될 수 있음이 밝혀졌다. Si ≤0.35, V ≤ 0.70만 만족하면 X = 2℃/min에서도 20J/cm2 이상의 충격값(46HRC)을 확보할 수 있다.
또한, 열간 가공을 시뮬레이션한 1,250℃의 가열에서 600℃까지 냉각하는 과정에서 오스테나이트 결정립계에서 탄화물의 석출이 일어나는 온도 범위는 1,000℃이하인 것이 별도의 실험에 의해 확인되었다. 산업적 생산공정에 적용할 경우 열간 가공 완료 후 강재 단면적에서 가장 느린 속도로 냉각되는 부위(중앙부)가 1,000℃에 도달할 때까지 냉각 속도가 거의 영향을 미치지 않지만, 1,000℃부터 600℃까지의 400℃ 구간에서의 냉각 속도는 탄화물 침전(즉, 충격값)에 큰 영향을 미친다.
다음에서는 충격값을 줄이는 "조대망상으로 분포된 탄화물" 모드를 정량화한다. 도 10 및 도 11에서, 상태 (a), (b), (c) 상태는 동일한 부위가 아니지만, 각각의 상태에서 서로 다른 부위가 관찰된다. 또한, 상태(c)는 템퍼링 후이므로 문제를 일으키는 탄화물이 약간 불명확하다. 그런 다음, SA 재료(SA 후 재료)의 "조대망상으로 분포된 탄화물"이 담금질 후에도 남아 있는지 확인하기 위해 담금질 전후에 동일한 부위를 추적했다. 그 결과를 도 12에 나타내었다. 도 4의 상태 (b)에서 SA 물질의 미세조직을 관찰하였고, 비커스 경도 측정용 인덴터를 "조대망상으로 분포된 탄화물" 영역에 압입하고, 추적할 부위를 함몰로 표시하였다. 왼쪽 상단 광 마이크로그래프의 네 구석에서 "◆" 표시는 함몰이다.
배율을 높이면서 SA 물질을 관찰하면(상단 사진을 우측으로 관찰) 중앙과 우측 사진의 시야에 3개의 오스테나이트(도 12에서 종래의 γ로 표시) 결정립이 관찰되며, SA시에 이들 오스테나이트 결정립의 결정립계에서 탄화물은 점선 형상으로 불연속적인 결정립을 형성한다. 이것이 "조대망상으로 분포된 탄화물"의 문제이다. 종래의 γ 결정립 내에서, 맨 오른쪽 SEM 사진에서 볼 수 있듯이, 평균 입경이 0.6 ㎛ 미만인 미세한 탄화물이 페라이트 기지상으로 분산되어 있다. 성분이나 SA 조건에 따라 다르지만 탄화물의 평균 입자 직경은 종종 0.15 ㎛에서 0.30 ㎛이다. 적절한 SA 미세구조는 미세구조 전체에 걸쳐 이 상태에 있으며 "조대망상으로 분포된 탄화물"이 없거나 매우 적다.
도 12의 하단 3개의 사진는 SA재를 1,030℃에서 담금질하여 함몰이 사라지지 않도록 주의하면서 가볍게 연마한 후 재부식된 후 미세조직을 관찰한 상태를 나타낸다. 좌측 하단 사진의 함몰 위치를 보면, 담금질 전후에 동일한 부위가 관찰되는 것을 알 수 있다. 도 12의 하단 3개의 사진에 도시된 바와 같이, SA 재료의 "조대망상으로 분포된 탄화물"은 "담금질 후에도 모드를 크게 변경하지 않고 남아 있음"이 입증되었다.
도 13에서, 도 12와 다른 부위에도 불구하고, SA 재료의 "조대망상으로 분포된 탄화물"은 "담금질 후에도 모드를 크게 변경하지 않고 남아 있다"는 것이 명백하다. 또 다른 특징은, 조대한 탄화물이 점선 형상의 불연속 스트링을 형성하는 선형 또는 호 형상의 스트링의 길이가 300 ㎛ 이상 확장된다는 것이다. 도 13에서, 스트링은 점선으로 둘러싸여 있고, 이러한 스트링(즉, 오스테나이트 결정립의 윤곽)으로부터 형성된 네트워크의 개략도는 도 3a 내지 3c이다. 또한, 이 네트워크는 하나의 단위 역할을 하여 충격 시험에서 파단면을 거칠게 만든다(도 9 참조).
도 14에 도시된 바와 같이, "조대망상으로 분포된 탄화물"도 개별적으로 크고, 탄화물 A는 1.3㎛, 탄화물 B는 3.0㎛, 탄화물 C는 0.8㎛, 탄화물 D는 0.6㎛이다. 이는 SA재질의 페라이트 기지상에 분산된 미세 탄화물(도 13의 맨 오른쪽 사진)과 담금질 시 오스테나이트 기지상에 분산된 미세 탄화물의 직경이 0.6 ㎛ 미만인 점을 감안하면 명백히 크다. 더욱이, 이러한 0.6 ㎛ 이상의 큰 탄화물은 50 ㎛ 이하의 간격으로 점선 형상의 불연속적인 스트링을 형성한다. 스트링은 선형 또는 호 모양이며 길이가 300㎛ 이상이다. 경우에 따라 불연속 스트링에 0.6 ㎛ 미만의 탄화물이 포함된다.
담금질 시의 오스테나이트 결정립이 평균 입경으로 100 ㎛ 이하로 미세한 경우에도, 0.6 ㎛ 이상의 큰 탄화물이 300 ㎛ 이상의 점선 형상의 불연속 스트링을 형성하면 50 ㎛ 이하의 거리에서 선형 또는 호형으로 스트링이 결정립인 것처럼 파단에 작용하여 파단면이 거칠고 충격값이 낮다. 점선 형상의 불연속 스트링이 짧은 경우, 파단면이 거칠어지고 충격값이 감소하는 부작용이 적다. 따라서, 탄화물의 점선 형상의 불연속 스트링은 "점선 형상의 불연속 스트링이 0.6 ㎛ 이상의 최대 길이를 갖는 탄화물로 형성될 때, 50 ㎛ 이하의 간격의 점선 형상의 불연속 스트링의 길이가 300 ㎛ 미만"인 것이 바람직하다.
여기서, 전술한 탄화물의 크기(길이)는 최대 크기(최대 길이)를 의미한다. 이것은 탄화물 사이즈가 가장 크게 측정되는 방향으로 평가된 값이며, 타원 또는 막대 형상의 경우 장축측의 값이다. 마찬가지로, 탄화물이 "도그렉"(또는 V자형)형인 경우, 돌출 길이가 최대가 되는 크기를 간단히 평가하였다. 또한, 최대 길이가 0.6 ㎛ 이상인 탄화물의 간격은 최대 길이가 0.6 ㎛ 미만인 탄화물을 고려하지 않은 상태의 간격을 의미한다(도 3b에 도시된 간격).
따라서, 강재는 최대 길이가 0.3 ㎛ 이상인 탄화물을 포함하지 않는 것이 바람직하나, 만약 강재에 최대 길이가 0.3 ㎛ 이상인 탄화물을 포함하는 경우, 50 ㎛ 이하의 간격으로 점선 형상의 불연속 스트링을 형성하는 탄화물은 최대 길이가 0.3 ㎛ 초과 0.6 ㎛ 미만이거나, 또는 최대 길이가 0.6 ㎛ 이상인 탄화물이 50 ㎛ 이하의 간격으로 점선 형상의 불연속 스트링을 형성하는 영역이 300 ㎛ 미만이다.
전술한 바와 같이, 피해야 할 조대 탄화물의 형태와 조대 탄화물의 석출을 어렵게 하는 Si 및 V량이 명확해진다. 이하에서는 Cr-Mn-Cu-Ni를 이용한 담금질성 검증의 내용을 논의한다.
Cr ≤ 6:00:
6.00 < Cr의 문제점은 다음과 같다. 내연화성이 감소한다. 내연화성은 강재의 분산강도라고 하는 강화 메커니즘에 해당하며, 분산된 미립자의 수가 많을수록 내연화성이 증가한다(경도 저하가 감소한다). Ac1 변태 온도 미만의 고온에 노출되면 Cr 탄화물이 Mo 탄화물 또는 V 탄화물보다 조대화되기 쉬우므로 강재의 Cr 함량이 높을수록 내연화성이 저하된다. Ac1 변태 온도는, 강의 가열 처리에서 페라이트 상으로부터 오스테나이트 상으로의 변태가 시작되는 온도이다. 더욱 구체적으로, 다이캐스팅 몰드로 사용시 용탕과의 접촉으로 인해 고온에 노출된 몰드면이 쉽게 연화되고, 이러한 연화로 인해 고온강도가 저하되어 열 체크 저항성도 저하된다. 또한, 6.00 < Cr의 경우 열전도율이 크게 감소하고 열응력이 증가하여 열 체크 저항성도 감소한다. 또한, 저 Si의 경우 고 Cr을 도입하면 가공성이 현저히 저하된다. 범위는 바람직하게는 Cr ≤ 5.95, 보다 바람직하게는 Cr ≤ 5.90이다.
Cr 양의 하한은 약 5.40%이지만, Cr 양의 하한은 SA 특성을 관장하는 "Mn/Cr"과 담금질성을 관장하는 "Mn+Cr"의 두 가지 파라미터에 의해 규정된 Mn 양에 따라 결정된다. Cr의 양은 내연화성과 균형을 이루어야 SA 특성, 담금질성 및 고온 강도를 향상시킬 수 있다. SA성을 높이는 관점에서, Cr을 5.58% 이상 함유하는 것이 바람직하다.
Mn/Cr ≤ 0.155:
0.155 < Mn/Cr의 문제점은 다음과 같다. SA 특성이 저하되고 Ac3 온도를 초과하는 가열 온도에서 SA에서는 냉각 속도를 10℃ 미만으로 설정하지 않으면 강재가 100HRB 이하로 연화되지 않아, 결과적으로 소요 시간 SA 공정이 길어져 생산성이 저하된다. 또한, 결정립이 조대한 경우에는, 도 1 및 도 2에서와 같은 그러한 SA 결함이 10℃/H 미만의 냉각 속도에서도 발생하는 경향이 있다. 범위는 바람직하게는 Mn/Cr ≤ 0.153, 보다 바람직하게는 Mn/Cr ≤ 0.151이다.
다음은 SA 특성에 대한 Mn/Cr의 영향에 대해 설명한다. 연구용 소형 잉곳을 이용하여 단면이 작은 사각봉(square bar)을 제작하고, 사각봉으로 제작한 시편을 산업적 제조방법(몰드용 소재 및 몰드)을 시뮬레이트한 열처리 단계를 거쳤다.
강재의 주성분은 0.37C-0.12Si-0.012P-0.0018S-0.08Cu-0.11Ni-2.36Mo-0.63V-0.023Al-0.020N으로 Mn량과 Cr량을 체계적으로 변화시켰다. 이들 강재로부터 150kg의 잉곳을 준비하고, 침지시킨 후, 두께 80mm, 폭 85mm, 길이 2,200mm의 사각봉으로 열간 가공하였다. 사각봉을 거의 실온으로 냉각하고 Ac3 온도+25℃까지 가열하고 15℃/H로 620℃까지 냉각하는 SA를 적용했다. 각 강종의 Ac3 온도는 별도의 실험을 통해 미리 파악하였다. 본 명세서에서 Ac3 온도는 200℃/H의 속도로 가열하여 얻은 값으로 10개 시편의 평균값이다. 두께 80mm, 폭 85mm, 길이 2,200mm의 사각봉으로부터, SA 물성평가용 12mm×12mm×20mm의 시편을 제작하였다.
시편은 도 15의 진공 열처리를 수행하고, SA 특성에 대해 평가하였다. 강재의 "용융-정련-주조-균질화 열처리-열간 가공-(노멀라이징-템퍼링)-SA"의 제조 공정 중에서, 도 15의 진공 열처리는 노멀라이징 및 템퍼링이 생략된 열간 가공 및 후속 단계를 시뮬레이션했다.
또한, 열간 가공을 시뮬레이션한 1,250℃ 가열 후 600℃까지의 냉각 속도는 2℃/min으로 설정하였다. 이는 두께 200mm 이상의 대형 블록재를 균열 또는 과도한 열변형이 발생하지 않는 조건에서 급속 냉각하는 경우에 해당한다.
도 15의 과정을 거친 시편의 경도는 도 16에 도시되어 있다. 도 16에서 △로 표시된 각 샘플은, 경도가 100HRB를 초과하고 SA 특성이 나빴고 도 1 및 도 2에서와 같이 SA 결함이 있는 하드 레벨이다. 이러한 결과는 SA 공정 중 620℃까지 냉각할 때 남아있던 미변태 오스테나이트가 마르텐사이트 또는 베이나이트로 변태되었기 때문이다. 그러나 마르텐사이트나 베이나이트의 면적분율은 수준에 따라 차이가 있었다. ●로 표시된 각 샘플은 경도가 100HRB 이하로 연화되었고 SA 특성이 양호했다.
도 16에서. 도 16에서 점선은 시료 ●와 시료 △의 경계에 해당하는 Mn/Cr=0.155를 나타내며, 이는 본 발명에서 Mn/Cr ≤ 0.155로 설정하기 위한 근거이다. 상기와 같이 Mn/Cr ≤ 0.153의 범위가 바람직하며, 이 범위에서 Ac3 온도+25℃에서 18℃/H까지 냉각 속도를 높여도, 100HRB 이하로 연화된다. 보다 바람직한 범위는 Mn/Cr ≤ 0.151이며, 이 범위에서 Ac3 온도+25℃에서 21℃/H까지 냉각 속도를 높여도, 100HRB 이하로의 연화가 달성된다. Mn/Cr이 작을수록 더 큰 냉각 속도에서 연화가 이루어지므로 열처리 단계의 효율이 향상된다.
6.25 ≤ Mn+Cr:
Mn+Cr < 6.25의 문제점은 다음과 같다. 담금질성이 부족하고 특히 대형 몰드 내부에서 충격값이 현저히 감소한다. 범위는 바람직하게는 6.27 ≤ Mn+Cr, 보다 바람직하게는 6.30 ≤ Mn+Cr이다.
다음에 Mn+Cr이 담금질성에 미치는 영향을 설명한다. SA 특성을 평가한 경우와 동일한 제조방법으로 제작한 두께 80mm, 폭 85mm, 길이 2,200mm의 사각봉으로부터 12mm × 12mm × 55mm의 재료 10개를 준비하였다. 강재의 주성분은 0.37C-0.12Si-0.012P-0.0018S-0.08Cu-0.11Ni-2.36Mo-0.63V-0.023Al-0.020N으로 Mn량과 Cr량이 체계적으로 변화하였다.
상기와 같이 제조된 재료에 도 17 및 도 18의 진공 열처리를 수행하였고, 45.5 ~ 46.5 HRC의 경도로 열정련하였다. 도 17은 열처리 공정의 전체를 도시한 것으로, 강재의 "용융-정련-주조-균질화 열처리-열간 가공-(노멀라이징-템퍼링)-SA"의 제조 공정 중에서, 열간 가공 및 후속 공정을 시뮬레이션하였다. 노멀라이징 및 템퍼링은 생략되었다.
도 17에서, SA까지의 공정은 "몰드용 재료의 제조"에 해당한다. 열간 가공을 시뮬레이션한 1,250℃ 가열 후 600℃까지의 냉각 속도를 2℃/min으로 설정하였다. 이는 두께 200mm 이상의 대형 블록재를 균열 또는 과도한 열변형이 발생하지 않는 조건에서 급속 냉각하는 경우에 해당한다. 1,000℃까지의 냉각 속도는 전술한 바와 같이 탄화물의 입계석출(즉, 충격값)에 거의 영향을 미치지 않으므로, 온도 제어를 단순화하기 위해 1,250℃부터 600℃까지의 냉각 속도를 2℃/min으로 설정하였다. SA 후 제어된 담금질 및 템퍼링은 몰드의 열 정련에 해당한다. 도 18은 제어된 담금질의 세부사항을 도시하고, 대형 몰드(종래 300kg 이상)를 담금질하는 경우 몰드 단면에서 가장 느린 속도로 냉각되는 부위를 시뮬레이션한다. 충격값에 큰 영향을 미치는 450℃부터 250℃까지의 냉각 속도는 1.2℃/min으로 설정하였다. 대형 다이캐스팅 몰드의 450℃부터 250℃까지의 냉각 속도는 몰드 단면에서 가장 느린 속도로 냉각되는 부위에서 1.2℃/min 내지 10℃/min이다.
도 17 및 도 18의 공정을 거친 재료로 시편을 제조하고, 충격값에 대해 평가되었다. 그 결과를 도 19(46HRC)에 나타냈다. 도 19에서, △로 표시된 각 샘플은 충격값이 20J/cm2 미만으로 낮은 수준이며, 담금질성이 불량하다. ●로 표시된 각 샘플은 충격값이 20J/cm2 이상으로 높은 수준이며, 우수한 담금질성을 얻을 수 있다. 도 19에서, 점선은 샘플 ●과 샘플 △의 경계에 해당하는 Mn+Cr = 6.25를 나타내며, 이는 본 발명에서 6.25 ≤ Mn+Cr을 설정하기 위한 근거이다. 전술한 바와 같이 6.27 ≤ Mn+Cr의 범위가 바람직하며, 이 범위에서 경도를 46.5HRC 내지 47.5HRC의 범위로 증가시킨 경우에도 20J/cm2 이상의 충격값을 달성한다. 보다 바람직한 범위는 6.30 ≤ Mn+Cr이며, 이 범위에서 경도가 47.5HRC 내지 48.5HRC의 범위로 증가된 경우에도 20J/cm2 이상의 충격값을 달성한다. 즉, Mn+Cr이 클수록 20J/cm2 이상의 충격값을 얻을 수 있는 경도가 높아진다.
대균열을 피하기 위해 다이캐스팅 몰드는 20J/cm2 이상의 충격값이 필요하다. 충격값은 경도에 반비례하므로 높은 충격값을 얻기 위해서는 경도를 줄여야 하는 경우가 많다. 경도는 열 체크 저항성에 매우 큰 영향을 미치며 경도가 낮으면 열 체크 저항성이 저하된다. 즉, 경도가 낮아지면 열 체크 저항성이 저하되고, 경도가 높아지면 대균열이 발생하기 쉽다. 따라서, 대균열을 방지함과 동시에 우수한 열 체크 저항성을 달성하기가 어렵다.
한편, Mn+Cr이 큰 본 발명의 강재는 20J/cm2 이상의 충격값을 얻을 수 있는 경도가 높기 때문에, 대균열에 대한 저항성과 양호한 열 체크 저항성을 모두 얻을 수 있다. 도 19에서, JIS SKD61(JIS G 4404:2015)에 대응하는 위치는 Mn = 0.4 및 Cr = 5.0이며, SKD61의 담금질성이 매우 낮은 것이 명백하다.
(Cr 및 Mn의 범위)
상기 Cr의 설명에서 논의한 바와 같이, 내연화성의 관점에서 Cr ≤ 6.00이 필요하다. 또한, 도 15 내지 도 19로부터, SA 특성 및 담금질성에 대한 Cr 및 Mn의 영향이 명확해진다. 상기 사항에 기초하여 규정된 Cr 및 Mn의 범위는 도 20에 도시되어 있다. 세 개의 실선으로 둘러싸인 삼각형 영역(즉, Cr = 6.00, Mn+Cr = 6.25, Mn/Cr = 0.155)은 본 발명의 범위이다. Cr ≤ 6.00, Mn/Cr ≤ 0.155 및 6.25 ≤ Mn+Cr은 내연화성, SA 특성 및 담금질성에 따라 각각 규정된다. Mn 함유량은 0.60 ≤ Mn ≤ 0.86이 바람직하고, 0.64 ≤ Mn ≤ 0.85가 더욱 바람직하다. Cr 함유량은 5.58 ≤ Cr ≤ 6.00이 바람직하고, 5.64 ≤ Cr ≤ 5.90이 더욱 바람직하다. 도 15 내지 도 20에 도시되고 예시된 "Cr 및 Mn의 최적화"는 "본 발명의 제2 특징"이다. 파라미터 "Cr", "Mn+Cr" 및 "Mn/Cr"의 도입으로 인해 Mn 양 및 Cr 양의 좁은 범위, 여기서 (1) SA 특성, (3) 담금질성 및 (5) 내연화성이 높게 유지되는 것이 발견되었다. 원소가 상충되는 효과를 내는 (1) SA 특성과 (3) 담금질성이 동시에 만족되고, 원소가 상충되는 효과를 내는 (3) 담금질성과 (5) 내연화성이 동시에 만족된다.
Cu+Ni ≤ 0.84:
본 발명에서, (1) SA 특성, (3) 담금질성 및 (5) 내연화성은 Cr과 Mn의 균형에 의해 확보된다. Cu 및 Ni는 담금질성을 향상시키는 데는 효과적이나 어닐링성을 저하시키고 내연화성에 거의 영향을 미치지 않는다. 그들의 부작용은 오히려 두드러진다. 그리고, 담금질성, 어닐링성에 영향이 적은 범위를 상한으로 하여 Cu, Ni를 규정한다. 이하, 그 내용을 기술한다.
합금 원소가 강의 담금질성 증가에 미치는 영향의 지표에는 "담금질 특성값"이 포함된다. 수치가 클수록 담금질성 향상 효과가 크다. 담금질 특성값은 각 합금 원소 및 첨가량에 대해 결정된다. 조성이 다른 강의 담금질성은 합금 원소의 종류 및 함량에 따른 담금질 특성값을 가산하여 평가한다.
여기서, 0.10% 첨가된 Mn의 담금질 특성값은 0.125이다. 한편, Ni 0.42% 첨가의 담금질성 특성값은 0.062이고, Cu 0.42% 첨가의 담금질성 특성값도 0.062이다. 보다 구체적으로, Cu와 Ni를 각각 0.42% 첨가한 경우(합계 0.84% 첨가), 담금질 특성값(부가된 값)은 0.124이고, 이 값은 0.10% 첨가된 Mn의 담금질 특성값인 0.125와 거의 동등하다. 즉, Cu+Ni ≤ 0.84%는 담금질성 향상에 미치는 영향이 작다. 또한, Cu+Ni가 약 0.84%인 경우 고온 강도 향상 효과도 작다.
한편, Cu+Ni가 0.84%보다 큰 경우에는 다양한 문제가 발생한다. 구체적으로는, 예를 들면 열간 가공시에 균열이 발생하기 쉽고, SA 특성이 악화되거나, 비용이 상승한다. 결과적으로 이 파라미터는 Cu+Ni ≤ 0.84%로 규정된다. 담금질성을 확보하는 Mn+Cr은 6.25% 이상이므로 Cu+Ni ≤ 0.84%는 담금질성에 큰 영향을 미치지 않음을 알 수 있다. 열간 가공성, SA성, 비용면에서 Cu+Ni는 0.60% 이하가 바람직하고, 0.39% 이하가 보다 바람직하다.
(P, S 및 P+5S)
Si ≤ 0.35의 경우 강재의 가공성이 그다지 좋지 않다. 그 다음, 기지재(matrix material)를 약간 취화시키도록(embrittle) 적절한 양의 P를 첨가하고 MnS를 약간 분산시키도록 적절한 양의 S를 첨가하여 가공성을 향상시키려는 것이다. 가장 중요한 것은 충격값의 감소를 억제하는 것이다.
SA 특성 및 담금질성을 평가한 경우와 동일한 제조방법으로 제작한 두께 80mm, 폭 85mm, 길이 2,200mm의 사각봉에서 12mm × 12mm × 55mm의 재료 10개를 준비하였다. 강재의 주성분은 0.37C-0.11Si-0.75Mn-0.09Cu-0.09Ni-5.77Cr-2.36Mo-0.63V-0.023Al-0.019N으로 P량과 S량을 체계적으로 변화시켰다.
상기와 같이 제조된 봉재에 도 17 및 도 18의 진공 열처리를 행하고, 45.5 HRC ~ 46.5 HRC의 경도로 열정련되었다. 재료에서 시편을 준비하고 충격값을 평가했다. 그 결과를 도 21(46HRC)에 나타내었다. 도 21에서, △로 표시된 각 샘플은 20J/cm2 미만으로 충격값이 낮은 수준이고, ●로 표시된 각 샘플은 20J/cm2 이상으로 충격값이 높은 수준이다. 본 발명의 강재는 X = 2.0℃/min에서도 높은 충격값을 발휘하는 성분계(component system)와 대형 몰드에 상응하는 작은 담금질 속도를 가지지만, P와 S량이 증가하면 충격값 20J/cm2 이상은 만족할 수 없다. 그 이유는 P량의 증가로 인해 결정립계에 편석된 P량이 증가하여 취화가 일어나고, S량의 증가로 인해 MnS의 분산량도 증가하여 균열의 형성 또는 전파가 용이해지기 때문이다.
도 21에서, 파선은 샘플 ●과 샘플 △의 경계에 해당하며, 이는 본 발명의 범위에서 채택된다. 구체적으로, P ≤ 0.030, S ≤ 0.0060 및 P+5S ≤ 0.040이다. 또한, 다이캐스팅 몰드에 이상적으로 요구되는 충격값 25J/cm2 이상을 만족하는 조건은 P ≤ 0.020, S ≤ 0.0040, P+5S ≤ 0.030이다.
도 22는 충격 시험편의 파단면 상태에 대한 P 및 S의 영향을 나타낸다. 0.018P-0.0021S의 파단면은 요철이 뚜렷하여 방향을 바꾸면서 균열이 발생하였음을 시사한다. 결과적으로, 0.018P-0.0021S는 높은 충격값을 갖는다. 한편, 0.027P-0.0055S의 파단면은 평탄하여 균열 전파에 대한 저항이 작다는 것을 알 수 있다. 따라서, 0.027P-0.0055S는 충격값이 낮다.
0.002 ≤ P ≤ 0.030:
P < 0.002의 문제점은 다음과 같다. 고순도의 원료를 사용해야 하므로 강재의 생산 비용이 상승한다.
0.030 < P의 문제점은 도 21에 도시된 바와 같으며, 충격값뿐만 아니라 파단 인성 값 또는 연성(ductility)도 감소한다. 또한 다양한 특성의 이방성이 증가한다. 이방성이란 재료에서 시편을 채취하는 방향에 따라 물성이 달라지는 상태를 의미한다. 범위는 바람직하게는 0.002 ≤ P ≤ 0.025, 보다 바람직하게는 0.003 ≤ P ≤ 0.020이다.
0.0003 ≤ S ≤ 0.0060:
S < 0.0003의 문제점은 다음과 같다. 고순도의 원료를 사용해야 하므로 강재의 원가가 상승한다.
0.0060 < S의 문제점은 도 21에 도시된 바와 같으며, 충격값뿐만 아니라 파단 인성값 또는 연성도 감소한다. 또한 다양한 특성의 이방성이 증가한다. 범위는 바람직하게는 0.0003 ≤ S ≤ 0.0050, 보다 바람직하게는 0.0004 ≤ S ≤ 0.0040이다.
P+5S ≤ 0.040:
범위는 바람직하게는 P+5S ≤ 0.035이고 보다 바람직하게는 P+5S ≤ 0.030이다.
2.03 < Mo < 2.40:
Mo ≤ 2.03의 문제점은 내연화성 및 고온강도가 불충분하고 열 체크 저항성이 불량하다는 점이다.
2.40 Mo의 문제점은 다음과 같다. 가공성이 감소한다. 특히, Si량이 적은 경우에는 가공성의 현저한 저하가 발생한다. 또한, 2.40 ≤ Mo의 경우 파단 인성이 감소한다. 이 경향은 Si량이 많은 경우에 두드러진다. 또한, 원료인 Mo 화합물은 고가이기 때문에 Mo량을 과도하게 증가시키면 비용 상승을 초래한다. 범위는 바람직하게는 2.05 ≤ Mo ≤ 2.39, 보다 바람직하게는 2.07 ≤ Mo ≤ 2.38이다.
0.001 ≤ Al ≤ 0.050:
본 발명의 강재에서는 열간 가공 후의 냉각 속도가 작은 경우에도 높은 충격값을 얻을 수 있도록 V량을 0.70% 이하로 규정한다. 결과적으로, 담금질 가열 시 피닝 입자로 작용하는 V 탄화물, 탄질화물 또는 질화물의 양이 SKD61보다 적다. 그러면, Al은 0.001 ≤ Al ≤ 0.050의 범위에 포함되며, AlN 입자는 오스테나이트 결정립의 성장 억제를 위해 조합하여 사용된다.
Al < 0.001의 문제점은 다음과 같다. 정련시 산소 함유량을 감소시키는 것은 어려우며, 이는 산화물 함량을 증가시키고 충격값을 감소시키는 원인이 된다. 피닝 입자가 되는 AlN량이 부족하고, 담금질 가열시에 오스테나이트 결정립이 조대화되어 충격값, 파단 인성값 또는 연성이 저하된다.
0.050 < Al의 문제점은 다음과 같다. 조대 알루미나 입자가 증가하고 충격값 또는 피로 강도가 감소한다. 열전도율이 감소하고 열 체크 저항성이 낮아진다. 범위는 바람직하게는 0.002 ≤ Al ≤ 0.045, 보다 바람직하게는 0.003 ≤ Al ≤ 0.040이다. 또한, 가공성을 향상시키기 위해 Ca를 첨가하는 경우, 복합 모드를 최적화하는 관점에서 Al량은 매우 중요하다.
0.003 ≤ N ≤ 0.050:
담금질 가열 시에 AlN 입자를 오스테나이트상으로 분산시키기 위해 Al량과 함께 N량이 특정된다.
N < 0.003의 문제점은 다음과 같다. 피닝 입자로 작용하는 AlN량이 부족하고, 담금질 가열시에 오스테나이트 결정립이 조대화되어 충격값, 파단 인성값 또는 연성이 저하된다. 또한, 피닝 입자인 V 탄질화물 또는 질화물의 양도 부족하다.
0.050 < N의 문제점은 다음과 같다. 통상의 정련으로 조절 가능한 N량을 초과하기 때문에 전용 장비를 이용한 적극적인 N 첨가가 필요하며, 재료비가 상승한다. 또한, 조대한 결정 생성물의 양이 증가한다. 이 경향은 C량, Si량 및 V량이 많은 경우에 두드러진다. 또한, 조대 AlN의 양이 과도하게 증가하여 충격값이 감소한다. 범위는 바람직하게는 0.004 ≤ N ≤ 0.045, 보다 바람직하게는 0.005 ≤ N ≤ 0.040이다.
이상, 본 발명에 있어서의 강재의 기본 성분에 대하여 설명하였지만, 본 발명에서는 필요에 따라 이하의 원소를 적절히 함유할 수 있다.
0.30 < W ≤ 2.00, 0.30 < Co ≤ 1.00:
본 발명의 강재는 시판되는 고기능강에 비해 Mo 및 V의 함량이 적어 용도에 따라 강도가 부족하다. 그리고 강도를 높이기 위해서는 W 및 Co로 이루어진 군에서 선택되는 1종 이상의 원소를 첨가하는 것이 효과적이다. 두 원소에 대하여 상기 범위를 초과하여 첨가하면 재료비의 상승을 초래하여, 기계적 특성의 열화 또는 현저한 편석으로 인한 이방성 증가를 야기한다.
0.0002 < B ≤ 0.0080:
P의 함량이 높을 경우 결정립계에 편석된 P는 결정립계 강도를 감소시키고 충격값은 감소한다. 입계강도를 향상시키기 위해서는 B를 첨가하는 것이 효과적이다. B가 강 중에 단독으로(화합물을 형성하지 않고) 존재하지 않는 한, 입계 강도 향상 효과는 발휘되지 않는다. 즉, B가 BN을 형성한다면 B를 더하는 것은 무의미하다. 그러면, N 함유강에 B를 첨가할 때, N은 B 이외의 원소와 결합되어야 한다. 구체적으로, N은 Ti, Zr 또는 Nb와 같이 질화물을 형성하기 쉬운 원소와 결합하도록 한다. 이러한 원소는 불순물 수준의 양으로도 유효하나, 부족할 경우에는 다음과 같은 양으로 첨가할 수 있다. 또한, 가공성을 향상시키기 위해 BN을 분산시키고자 하는 경우, N을 질화물 형성 원소와 적극적으로 결합시키는 조치를 취할 필요는 없다.
0.004 < Nb ≤ 0.100, 0.004 < Ta ≤ 0.100, 0.004 < Ti ≤ 0.100, 0.004 < Zr ≤ 0.100:
열간 가공 후의 냉각 속도가 작은 경우에도 높은 충격값을 얻기 위해, 본 발명의 강재에서는 V량을 0.70% 이하로 규정한다. 결과적으로, 담금질 가열 동안 피닝 입자로 작용하는 V 탄화물, 탄질화물 또는 질화물의 양이 SKD61보다 적다. AlN은 또한 조합하여 피닝 입자로서 사용할 수 있지만 고온 및 장기간의 담금질 가열에서 오스테나이트 결정립은 여전히 과도하게 성장할 가능성이 있다. 그리고, 탄화물, 질화물 또는 탄질화물의 양을 증가시켜 결정립 성장을 억제할 수 있다. 구체적으로, Nb, Ta, Ti 및 Zr로 이루어진 군에서 선택된 하나 이상의 원소가 첨가될 수 있다. 이들 원소 모두에 대하여, 상기 범위를 초과하여 첨가하는 경우, 탄화물, 탄질화물 또는 질화물은 주조시 응고시 조대한 상태로 결정화되며, 균질화 열처리시에도 사라지지 않고, SA 또는 담금질로 인해 충격값 또는 피로 강도가 감소한다. 또, 재료비의 상승이 발생한다.
0.0005 < Ca ≤ 0.0500, 0.03 < Se ≤ 0.50, 0.005 < Te ≤ 0.100, 0.01 < Bi ≤ 0.50, 0.03 < Pb ≤ 0.5:
본 발명의 강재는 Si량이 많지 않은 고 Cr강이므로 절삭 조건에 따라 가공성이 불충분할 수 있다. 가공성을 향상시키기 위해서는 Ca, Se, Te, Bi 및 Pb로 이루어진 군에서 선택된 하나 이상의 원소를 첨가하는 것이 효과적이다. 이들 원소를 상기 범위를 초과하여 첨가하면 열간 가공시에 균열이 발생하기 쉽고 충격값이나 피로 강도 등이 저하되는 등의 문제가 있다.
여기서, 본 발명의 강재에 있어서, 상기 원소를 제외한 나머지는 Fe 및 불가피적 불순물이다. 불가피적 불순물로서 후술하는 성분이 포함될 수 있다.
예를 들어, O ≤ 0.005, W ≤ 0.30, Co ≤ 0.30, B ≤ 0.0002, Nb ≤ 0.004, Ta ≤ 0.004, Ti ≤ 0.004, Zr ≤ 0.004, Ca ≤ 0.005, Se ≤ 0.03, Te ≤ 0.005, Bi ≤ 0.01, Pb ≤ 0.03, Mg ≤ 0.02 등이다. 강재에는 불가피하게 편석이 존재하며, 위의 원소량은 편석부와 같이 매우 좁은 영역을 EPMA 등으로 분석한 값이 아니라, 강한 편석부, 약한 편석부, 중간 편석부를 포함하는 일정 체적의 강재를 산에서 녹이는 화학분석법에 의한 "강재의 평균 원소 함유량"이다.
(제조 방법)
본 발명의 강재를 용융-정련-주조-균질화 열처리-열간 가공-노멀라이징-템퍼링-구형화 어닐링의 각 단계를 거쳐 제조할 수 있다.
용융, 정련, 주조 공정에서는 소정의 조성이 되도록 배합된 원료를 용융하고, 용탕을 몰드에서 주조하여 잉곳을 얻는다.
균질화 열처리에서는 얻어진 잉곳의 성분이 균질화된다. 균질화 열처리는 일반적으로 잉곳을 1,150~1,350℃에서 약 10~30시간 동안 유지하여 수행한다.
열간 가공에서는 1,150~1,350℃에서 단조 등의 소성 가공을 거쳐 잉곳을 소정의 형상으로 성형한다. 소정의 형상으로 열간 가공을 완료한 후, 성형된 재료를 급속 냉각을 피하면서 서서히 냉각한다. 여기서, 두께 200mm 이상, 폭 300mm 이상, 길이 2,000mm 이상의 대형 강재를 냉각하는 경우, "조대망상으로 분포된 탄화물"의 발생을 억제하는 관점에서, 강재 단면에서 가장 느린 속도로 냉각되는 부위에서의 1,000℃부터 600℃까지의 냉각 속도는 2℃/min 이상으로 설정하는 것이 바람직하다.
또한, 강재를 냉각할 때의 방법은, 강재에 강제적으로 공기 또는 불활성 가스를 가하여 냉각하는 방법, 230℃ 이하의 액체에 강재를 침지하여 냉각하는 방법, 300℃ 내지 600℃에서 항온조에 강재를 넣어 냉각하는 방법 중 어느 하나를 사용할 수 있다. 또한 이러한 냉각 방법을 조합하여 사용할 수도 있다.
구상화 어닐링은 강재의 경도가 비커스 경도로 260Hv 이하가 되도록 하는 것이 바람직하다. 구상화 어닐링은, 위에서 설명한 바와 같이 Ac3 온도-10℃에서 Ac3 온도+50℃의 온도 범위에 있는 로에서 강재를 가열하여 얻어지는 "오스테나이트상 중에 탄화물이 분산되어 있고 페라이트상 분율이 매우 작거나 없는 미세조직"에 전술한 서냉 방식 등을 적용하여 실시한다.
또한, 예를 들어 결정립을 미세화하거나 재료를 연화시킬 목적으로, 열간 가공과 구상화 어닐링 사이에 노멀라이징 또는 템퍼링을 적절하게 수행하는 것도 가능하다.
이후, 본 발명에서는 "조가공(거친 몰드 형상으로 가공)-담금질-템퍼링-가공-표면 개질"의 순서로 수행되는 HT 공정을 통해 상기 강재를 이용하여 몰드를 제조할 수 있다.
조가공은 연화된 재료(강재)를 소정의 형상으로 가공하여 수행한다.
조가공된 재료가 원하는 경도를 가질 수 있도록 담금질 및 템퍼링을 수행한다. 담금질 조건 및 템퍼링 조건 각각은 성분 및 요구되는 물성에 따라 최적의 조건을 선택하는 것이 바람직하다. 담금질은 일반적으로 재료를 1,000 내지 1,050℃에서 0.5 내지 5시간 동안 유지한 다음 급속 냉각하여 수행한다. 템퍼링은 일반적으로 580 내지 630℃에서 1 내지 10시간 동안 유지하여 수행한다. 템퍼링은 소정의 경도를 얻기 위해 복수회 수행할 수도 있다.
마무리 가공 후 표면 개질에는 두 가지 유형이 있다. 첫 번째 유형은 질화처리나 PVD(Physical Vapor Deposition) 등으로 강재와 성분이 다른 층이나 피막을 형성하는 처리이고, 두 번째 유형은 잔류 응력을 인가하여 표면 거칠기를 변화시키고 표면, 샷 피닝(shot peening) 또는 스파크 증착 등에 의해 요철을 부여하는 처리이다. 표면 개질은 때때로 생략된다.
실시예
다음으로, 본 발명의 실시예를 이하에 설명한다. 여기서 강재의 물성은 시험용 소형 잉곳을 사용하여 검증하며, 산업용 대형(1,000kg 이상) 잉곳은 사용하지 않는다. 강재의 물성 검증은 산업 공정을 시뮬레이션하여 실제 사용시 성능을 정확하게 결정된다.
대상은 하기 표 1에 나타낸 실시예 및 비교예의 총 29종의 강종이다. 강의 범주로서, 그들 모두는 5.0-6.5Cr 열간 다이 강이다.
각각의 강종을 150kg의 잉곳으로 주조하여, 그 잉곳을 1,240℃에서 24시간 동안 균질화 열처리한 후 열간 가공하여 두께 80mm, 폭 85mm 및 길이 2,200 mm의 사각봉을 제작하였다. 실온에 가깝게 냉각된 사각봉은 Ac3 온도+25℃까지 가열되고 15℃/H에서 620℃까지 냉각하는 SA를 받았다. 또한, 조성에 따라, 도 1에 도시된 바와 같은 SA 결함이 발생할 것이 예상되었기 때문에, SA 후에, Ac1 온도 미만인 680℃에서 8시간 유지함으로써 어닐링을 첨가하여, 시편을 가공이 가능한 경도로 부드럽게 하였다.
위의 사각봉을 이용하여 "열간 가공을 시뮬레이션한 가열 후 냉각 속도가 작은 경우에도 높은 충격값이 달성"되고, 그에 따라, (1) SA 특성, (2) 가공성, (3) 담금질성(담금질 속도가 작은 경우의 충격값), (4) 열 체크 저항성, 및 (5) 내연화성을 동일한 사각봉을 이용하여 조사하였다.
Figure pat00001
<열간 가공을 시뮬레이션한 가열 후 냉각 속도가 작은 경우의 충격값 검토>
도 23에 도시된 프로세스에 의해 두께 80mm, 폭 85mm, 길이 2,200mm의 열처리된 사각봉에서 12mm × 12mm × 55mm의 10가지 재료를 준비하고, 이후, 봉재로 시편을 제작하여 충격값을 평가하였다. 시편의 형상 및 평가방법은 앞서 설명한 내용과 동일하다. SA 이전의 공정은 몰드용 블록재 제조를 가정하고, 담금질 후의 공정은 블록재로 제작된 몰드의 열정련을 가정한다. 도 23의 실험은 도 4와 동일한 개념을 갖지만, 두 가지 점에서 다르다.
첫 번째 차이점은 1,250℃부터 1,000℃까지의 냉각 속도이다. 1,000℃ 이상의 온도 범위에서 냉각 속도는 전술한 바와 같이 충격값에 큰 영향을 미치지 않기 때문에 도 23에 도시된 바와 같이 시편을 1,250℃부터 1,000℃까지 2℃/min으로 냉각한 후, 600℃까지의 냉각 속도 X를 제어하였다.
두 번째 차이점은 SA 이전에 노멀라이징을 생략한 것이다.
냉각 속도 X는 1℃/min, 2℃/min, 30℃/min의 3단계로 설정되었다. X는 산업적 열간 가공 후 냉각되는 블록재의 중앙 부분의 냉각 속도를 가정한다. 두께 200mm 이상의 대형 블록재를 균열을 피하기 위해 천천히 냉각하는 경우 냉각 속도는 X ≤ 1.5℃/min이고, 두께 200mm 이상의 큰 블록재를 균열을 방지하면서 급냉시키는 경우 냉각 속도는 2℃/min ≤X 이고, 수냉과 같이 냉각 강도가 매우 강한 방법으로 작은 블록재를 냉각하는 경우 냉각 속도는 30℃/min ≤ X이다. 큰 블록재를 가정한 이 검증에서, 작은 블록재의 X = 30℃/min에 가까운 높은 충격값이 반드시 X = 2℃/min에서도 얻어져야 하며, 동시에, 일반적인 냉각 속도 X = 1℃/min에서의 충격값도 확인된다.
결과를 표 2에 나타낸다. 등급은 30 J/cm2 ≤ 충격값에 대해 "S", 25 J/cm2 ≤ 충격값 < 30 J/cm2에 대해 "A", 20 J/cm2 ≤ 충격값 < 25 J/cm2에 대해 "B"이고, 충격값 < 20 J/cm2의 경우 "C"이다. C 등급은 다이캐스팅 몰드에 필요한 20J/cm2 이상을 만족하지 못하는 매우 나쁜 수준이다. A, S 등급은 다이캐스팅 몰드에 이상적으로 요구되는 25J/cm2 이상을 만족하는 수준이다.
X ≤ 2℃/min으로 S, A 등급을 받은 경우, 시편은 후술하는 담금질성에 대한 의미있는 논의를 유도하는 강재로 판단할 수 있다. 이번 검증은 담금질성이 문제가 되지 않는 조건(작은 시편은 큰 냉각 속도로 담금질)에서 수행된다. 구체적으로, 도 23의 1,030℃ 담금질의 "급냉"은 충격값에 큰 영향을 미치는 450℃부터 250℃까지의 냉각 속도가 30℃/min(냉각하기 어려운 대형 다이캐스팅 몰드의 경우 1.2 ℃/min 내지 10℃/min)임을 의미한다. 따라서 급냉 검증에서 높은 충격값을 얻지 못한다면 Mn+Cr의 값이 아무리 높아도 대형 블록재로 제작된 대형 몰드(담금질 속도가 작음)의 충격값은 증가하고, 담금질성을 논하는 것은 무의미하다.
Figure pat00002
표 2(계속)
Figure pat00003
표 2에 나타낸 바와 같이, 실시예에서는 모든 X에서 등급이 S 또는 A이며, 의도한 바와 같이 낮은 Si 및 낮은 V에 의한 효과를 얻을 수 있다. 실시예 09에서 X = 1℃/min에서 A등급을 부여한 이유는, C와 Si의 양이 많고, X = 1℃/min의 서냉시 입계에 석출되는 탄화물의 양이 다른 실시예에서보다 많기 때문이다. 그러나 X = 2℃/min에서 S 등급을 받기 때문에, 산업 공정에 적용할 경우, 열간 가공 후의 블록재를 균열을 피하면서 2℃/min 이상으로 냉각시키면 안정적으로 높은 충격값을 얻을 수 있다고 말할 수 있다.
실시예 19가 A등급을 받은 이유는 Ca를 첨가하여 함유물의 모드를 변화시켜 가공성을 높였기 때문이다. 그럼에도 불구하고, A등급은 X에 상관없이 안정적으로 부여된다. 다른 실시예에서는 X = 1℃/min에서도 높은 충격값을 보인다. 산업 공정에 적용하면 열간 가공 후의 블록재에 균열 방지 서냉을 실시함으로써 높은 충격값을 얻을 수 있다고 말할 수 있다. 즉, 냉각 강도가 높은 냉각 방식을 적용할 경우 균열이나 과도한 열변형의 위험이 없이 기존의 서냉으로도 높은 충격값을 얻을 수 있다. 또한 동일한 S등급이라도 X가 클수록 충격값이 더 높게 나타났다. 따라서, 2℃ 이상의 열간 가공 후 균열을 피하면서 블록재를 냉각하는 방법을 확립하면, 고(高)충격값을 안정적으로 달성하기 위한 저 Si 함유량 및 저 V 함유량의 효과를 더욱 높일 수 있다.
비교예에 대하여, 비교예 05 및 비교예 08은 실시예와 마찬가지로 S 또는 A 등급을 갖는다. 이들 강종도 Si량이 적고 V량이 적고, 비교예 08에서는 C, V의 양이 많기 때문에, X=1℃/min의 서냉시 입계에 석출되는 탄화물의 양이 다른 실시예보다 크다. 한편, Al량이 많은 비교예 09에서는 Si량이 적고 V량이 적더라도 충격값이 낮다. 그 이유는 산소 함량이 높기 때문에 조대한 알루미나 및 그 클러스터 증가하고 균열의 형성 또는 전파가 촉진되기 때문이다. 다른 비교예에서는 Si 또는 V의 양이 많기 때문에 특히 X=1℃에서 충격값이 낮다. 비교예 07에서는 Mo량이 지나치게 많기 때문에 충격값이 낮다. 일부 강종에서는, X = 2℃/min으로 B 또는 C 등급을 받아 균열을 피하면서 2℃ 이상의 열간 가공 후 블록재를 냉각시키는 방법이 확립되어 있어도, 높은 충격값을 얻을 수 없다고 이해된다. 산업적 공정에 적용하면 비교예 05 및 비교예 08을 제외한 비교예에서는 작은 블록재에서 높은 충격값을 얻을 수 있지만 큰 블록재에서 높은 충격값을 얻지 못한다고 말할 수 있다.
또한, 충격값을 조사한 시편에 대하여 충격시험 후 연마 및 부식을 실시하여, 광학현미경, 전자현미경 또는 EPMA 등으로 관찰 또는 분석하고, 동시에, 오스테나이트 입계에 석출된 탄화물을 조사하였다.
도 27a 내지 27c는 관찰된 탄화물(탄질화물 포함)을 나타낸다. 도 27a는 "비교예 01의 X = 1℃"에서 충격값이 13J/cm2인 시편이다. 도 27a 내지 도 27c에서 좌측 그림은 분석 시야의 상태를 나타내고, 우측 그림은 C 농도에 따라 음영(실제로는 색상)이 첨가된 상태를 나타낸다. 도 27a는 본 발명이 피하고자 하는 열등한 미세조직으로, 0.6 ㎛ 이상의 큰 탄화물의 스트링이 관찰된다.
도 27b는 "비교예 01의 X = 2℃/min"에서 충격값이 17J/cm2인 시편이다. 비교예 01은 Si 및 V량이 많은 강종이므로 냉각 속도 X를 증가시켜도 0.6 ㎛ 이상의 탄화물 스트링이 제거되지 않는다.
한편, 도 27c는 "비교예 01의 X = 2℃/min"에서 충격값이 45J/cm2인 시편이다. 일련의 탄화물이 관찰되고 불분명하지만 탄화물 크기는 0.6 ㎛ 미만이다.
조사 결과, 표 2의 충격값 판정 결과가 "S" 또는 "A"인 시험편에서 최대 길이가 0.3 ㎛ 이상의 탄화물을 관찰했을 때, A를 형성하는 탄화물의 최대 길이 50㎛ 이하의 간격으로 점선 형상의 불연속 스트링이 0.3㎛ 이상 0.6㎛ 미만이거나, 최대 길이가 0.6㎛ 이상인 탄화물이 50㎛ 이하의 간격으로 점선 형상의 불연속 스트링을 형성하는 영역이 300㎛ 미만이었다. 한편, 판정 결과가 "S" 또는 "A"를 제외한 시편에 대해서는, 상기 탄화물이 300 ㎛ 이상에서 점선 형상의 불연속 스트링을 형성하는 영역이 관찰된다.
이러한 결과는 열간 가공을 시뮬레이션한 1,250℃ 가열 후 냉각 속도가 2℃/min 이하인 경우에도 실시예의 시편이 높은 충격값을 가짐을 나타낸다. 다음으로, (1) SA성, (2) 가공성, (3) 담금질성(담금질 속도가 작은 경우의 충격값), (4) 열 체크 저항성, (5) 내연화성을 평가한다. .
<SA 특성의 평가>
두께 80mm, 폭 85mm, 길이 2,200mm인 상기 어닐링된 사각봉으로 제작된 12mm × 12mm × 20mm의 시편에 대해 도 24의 진공 열처리를 행하고, SA 특성에 대해 평가하였다. 도 24의 실험은 도 15(예: Ac3 온도 사전 파악, SA 이전에 노멀라이징 생략을 생각하는 방식)와 동일한 사상이며, SA 냉각 속도는 15℃/H와 30℃/H의 2단계로 설정하였다. 산업적으로는 처리 시간을 단축하기 위해 SA의 냉각 속도를 높게 설정하는 것이 바람직하다. 그 후, SA의 냉각 속도의 영향도 확인했다.
SA 후 시편의 절단면을 먼저 육안으로 관찰한 후 시편을 연마하여 경도를 측정하였다. 또한, 시편을 부식시킨 후 현미경으로 미세조직을 관찰하고, 미세조직 및 경도의 관점에서 SA 특성을 평가하였다.
그 결과를 표 3에 나타내었다. 등급은 도 1에서 보는 바와 같이 시편의 전면에 단단한 부분이 없는 부드러운 상태를 "S"로 하고, HRB 경도가 100 이하이다. "C" 등급은 도 1에 도시된 바와 같이 경질 부분(베이나이트 또는 마르텐사이트)이 형성된 경우이며, 경도 측정에서의 인덴팅(indenting)은 베이나이트 또는 마르텐사이트를 포함하는 영역에 적용될 수 있으므로, HRB 경도가 100을 초과하는 측정점이 발생할 수 있다. C 등급은 도 1에서와 같은 SA 결함이며, 산업적으로 이것은 절대적으로 피해야 한다. SA 후 적절한 미세 조직 또는 결함 미세 조직이 결정되므로, 등급도 S 또는 C의 두 가지 선택이 가능하다.
Figure pat00004
표 3(계속)
Figure pat00005
Mn/Cr ≤ 0.155 및 Cu+Ni ≤ 0.84인 실시예에서, 두 냉각 속도 모두에서 S 등급이 부여되었다. 실시예의 시편은 우수한 SA 특성을 가짐을 확인하였다. Mn/Cr이 작은 강은 SA의 냉각 속도를 30℃/H 이상으로 더 높여도 100HRB 이하로 연화하여 공정시간을 단축할 수 있을 것으로 기대된다.
비교예와 관련하여, 실시예가 비교예 01, 비교예 02, 비교예 04, 비교예 06, 비교예 08인 것과 마찬가지로 냉각 속도에 관계없이 S 등급을 부여한다. 이들 강종은 각각 Mn/Cr ≤ 0.125를 갖는다. 비교예 03은 Mn/Cr이 0.129로 작으나 Cu+Ni가 1.12로 크므로 두 냉각 속도 모두에서 C 등급이 부여된다. 한편, Ni+Cu=0.74인 비교예 07과 Mn/Cr=0.154인 비교예 09의 두 강종은 15℃/H, 즉, 일반작인 냉각 속도에서 S 등급을 받았지만, 30℃/H에서는 C 등급이 주어지며, 이는 공정 시간을 단축하기 위한 SA의 냉각 속도 증가 요구에 부응하지 못하는 것으로 이해된다. 그러나 일반적인 냉각 속도 15℃/H를 만족하는 한, 도 1과 같은 SA 결함은 발생하지 않는다.
산업용 SA 공정에 적용하면, 다음과 같은 결과를 얻을 수 있다. 공정은 1,000kg 이상의 대형 잉곳으로부터 생산된 대형 블록재를 Ac3 온도를 초과하는 적정 온도의 로에서 가열 유지한 후 30℃ 이하의 속도로 냉각하는 조건에 해당하며, 620℃에 도달하면 블록재가 로에서 제거된다. 이러한 실제 생산을 시뮬레이션하는 SA 공정에서는 실시예의 시편을 100HRB 이하로 연화하였다. 따라서, 실시예의 강은 대형 몰드용 블록재의 실제 제조에서도 양호한 SA 특성을 나타내는 것으로 판단된다.
<가공성의 평가>
50mm × 55mm × 200mm의 재료가 두께 80mm, 너비 85mm, 길이 2,200mm를 갖는 상기의 어닐링된 사각봉에서 준비되었다. 재료의 엔드밀 가공성은 절삭 속도 400m/min에서 절삭거리 30m에 도달한 지점에서 절삭공구의 마모량으로 판단하였다. 결과는 표 4에 나와 있다.
등급은 마모량 ≤ 0.15mm에 대해 "S", 0.15mm < 마모량 ≤ 0.30mm에 대해 "A", 0.30mm < 마모량 ≤ 0.50mm에 대해 "B", 0.50mm < 마모량에 대해 "C"이다. C 등급은 마모량이 많고 동시에 절삭공구의 치핑이 자주 발생하는 다이캐스팅 몰드의 가공에 필요한 가공성을 만족하지 못하는 매우 불량한 등급이다. B 등급도 좋지는 않지만 실용에 견딜 수 있을 정도의 가공성을 가지고 있어 산업적으로는 다이캐스팅 몰드의 가공이 가능하다(단, 작업능률을 저하시킬 필요가 있다). A 및 S 등급은 가공성이 좋은 상태이며, 특히 S 등급은 가공시 트러블이나 문제가 거의 발생하지 않는 매우 바람직한 상태이다.
Figure pat00006
표 4(계속)
Figure pat00007
실시예 19 및 실시예 20을 제외한 실시예에서는 B등급을 부여하였다. 0.004Si의 실시예 08은 C 등급을 받을 가능성이 있5었지만 P+5S = 0.031로 설정함으로써 B 등급의 가공성을 확보했다. Si량을 0.01까지 증가시킨 실시예 05에서는 P+5S가 0.023 이하로 실시예 08보다 낮지만 B 등급이 부여된다. 쾌삭 원소(free-cutting element)가 추가된 실시예 19 및 실시예 20에서는 A 등급이 부여된다. 실시예는 저Si 타입으로, 가공성이 좋지 않으나, 실용에 견딜 수 있을 정도의 가공성을 가지고 있음을 확인할 수 있었다.
비교예에 있어서, 강이 0.01Si이고 P+5S = 0.002인 비교예 05가 C등급을 받았다. Si와 P+5S는 모두 낮기 때문에 가공성이 나쁘다. Si가 대략 0.4 내지 0.5인 비교예 02, 비교예 03 및 비교예 07은 A 등급을 갖는다. 또한, Si량이 많은 비교예 01(SKD61)은 S 등급을 가지며, SKD61의 가공성이 매우 우수하다는 산업적 평가와 일치한다. 다른 비교예에서는, Si량이 실시예와 동등하므로, 등급은 실시예와 동일한 B이다.
산업용 SA 공정에 적용하면, 다음과 같은 결과를 얻을 수 있다. 이 공정은 1,000kg 이상의 대형 잉곳에서 제조된 대형 블록재를 어닐링으로 연화시킨 후 기계가공에 의해 대략적으로 다이캐스팅 몰드로 작업하는 공정에 해당한다. 실제 생산을 시뮬레이션하는 이러한 공정에서 실시예의 시편은 실용에 견딜 수 있을 만큼 충분한 가공성을 나타내었다. 따라서, 대형 블록재를 가공하여 몰드를 가공하는 경우에도, 실시예의 강재 가공에 사용한 절삭공구의 마모가 현저하게 가속되지 않고, 실시예의 강재의 기계가공이 산업적으로 확립된 것으로 판단된다.
<담금질성 평가(담금질 속도가 작은 경우의 충격값)>
두께 80mm, 폭 85mm, 길이 2,200mm의 어닐링된 사각봉에서 12mm × 12mm × 55mm의 10개 재료를 준비하고, 도 25, 26a, 26b의 진공 열처리를 수행하여, 45.5 HRC 내지 46.5 HRC의 경도로 열정련한다. SA 이전의 공정은 몰드용 블록재 제조를 가정하고, 담금질 후의 공정은 블록재로 제작된 몰드의 열처리를 가정한다. 1,250C 가열 후 600℃까지의 2℃/min의 냉각 속도는, 두께 200mm 이상의 대형 블록재를 균열 또는 과도하지 않은 열 변형을 초래하지 않는 조건 하에서 급냉한 경우의 냉각 속도에 해당한다.
도 25, 26a 및 26b의 실험은 도 17 및 18(예를 들어, 1,250℃부터 1,000℃까지의 냉각 속도가 탄화물의 입계 석출에 미치는 영향, SA 이전에 노멀라이징의 생략을 생각하는 방식)에서와 동일한 사상을 갖지만, 한 가지 점에서 상이하다. 차이점은 도 6b에 도시된 바와 같이 급냉된 재료도 평가하는 것이다. 급냉이란 충격값에 큰 영향을 미치는 450℃부터 250℃까지의 냉각 속도가 30℃/min 정도로 크고 이상적임을 의미한다. 냉각이 어려운 대형 다이캐스팅 몰드의 경우, 450℃부터 250℃까지의 냉각 속도는 1.2℃/min 내지 10℃/min으로 되며, 이를 시뮬레이션에서 최악의 조건으로 도 20a에 나타내었다.
도 25, 26a 및 26b의 공정에서 45.5 HRC 내지 46.5 HRC의 경도로 열정련된 재료로부터 시편을 제조하고, 충격값을 평가했다. 결과는 표 5에 나와 있다. 등급은 30 J/cm2 ≤ 충격값에 대해 "S"이고, 25 J/cm2 ≤ 충격값 < 30 J/cm2에 대해 "A"이고, 20 J/cm2 ≤ 충격값 < 25 J/cm2에 대해 "B"이고, 충격값 < 20 J/cm2의 경우 "C"이다. C 등급은 다이캐스팅 몰드에 필요한 충격값 20J/cm2를 만족하지 못하는 매우 나쁜 수준이다. A, S 등급은 다이캐스팅 몰드에 이상적으로 요구되는 충격값 25J/cm2 이상을 만족하는 수준이다. 서냉된 재료가 급냉된 재료와 동등한 충격값을 갖는 경우 강은 높은 담금질을 갖는다고 할 수 있다.
Figure pat00008
모든 실시예에서, 서냉 재료(1.2℃/min)는 급냉 재료(30℃/min)와 동일한 S 또는 A 등급을 가지며, 담금질성이 높음을 알 수 있다. A등급은 실시예 09와 실시예 19의 두 강종에만 부여되고 나머지는 S등급이다. C와 Si량이 많은 실시예 09에서는 열간 가공을 시뮬레이션한 1,250℃ 가열 후 2℃/min으로 냉각하는 동안 결정립계에 석출된 탄화물의 양이 다른 실시예보다 많고 충격값이 약간 감소하여, 결과적으로 A 등급이다. Si, V량이 적고 Mn+Cr이 6.40으로 큰 실시예 19에서는, 가공성 향상을 위해 첨가한 Ca에 의해 함유물의 모드가 변화하고, 이러한 변화가 충격값에 악영향을 미치므로, 결과적으로 A 등급이 부여된다.
비교예 중에서, 실시예와 마찬가지로 등급이 S 또는 A인 비교예는 비교예 05 및 비교예 08이다. 이들 강종은 실시예와 마찬가지로 Si 및 V 함량이 적기 때문에, 열간 가공을 시뮬레이션한 1,250℃ 가열 후에 2℃/min으로 냉각하는 동안 결정립계에 석출되는 탄화물의 양은 작고, Mn+Cr은 6.60 이상으로 크다. 한편, Si 및 V량이 비교예 08과 동일한 비교예 09에서는, Al의 양이 많기 때문에, 조대한 알루미나 또는 그 클러스터가 증가하여 균열의 형성 또는 전파가 가속화되고, 따라서, 충격값이 낮다. Si 및 V의 양이 감소되고 Mn+Cr이 증가된 경우에도, 다른 원소의 종류 및 양이 적절하지 않으면, 서냉 재료의 충격값을 높게 할 수 없음이 이해된다. SKD61인 비교예 01은, Si와 V의 양이 많을 뿐만 아니라 Mn+Cr이 작아 입계에서의 탄화물 석출과 담금질성의 2가지 문제로 충격값이 매우 낮다. 이 결과는 도 5와도 일치한다. 이 시험 공정을 산업 공정에 적용하는 경우는 다음과 같다. 이 공정은 1,000kg 이상의 대형 잉곳에서 열간 가공하여 생성된 대형 블록재를 냉각할 때, 블록재의 중심부에서 1,000℃부터 600℃까지의 냉각 속도가 2℃/min 이상으로 설정된 경우에 해당하는데, 1,000kg 이상의 블록재질을 어닐링하여 연화시킨 후, 가공하여 대형 다이캐스팅 몰드를 제작하고, 또한 냉각 속도를 450℃부터 250℃까지 1.2℃/min 이상으로 냉각 속도를 설정하여 담금질하고, 46 HRC로 열정련하였다. 이러한 실제 생산을 시뮬레이션하는 과정에서 실시예의 시편은 25 J/cm2 이상의 높은 충격값을 나타내었다. 따라서, 실시예의 강재로 이루어진 실제의 대형 다이캐스팅 몰드에서도 높은 충격값을 얻을 수 있음을 알 수 있다.
<열 체크 저항성 평가>
두께 80mm, 폭 85mm, 길이 2,200mm의 어닐링된 사각봉으로부터 직경 73mm × 51mm의 두 개의 재료를 준비하고, 도 25, 26a, 26b의 진공 열처리를 수행함으로써 45.5 HRC 내지 46.5 HRC의 경도까지 열정련하였다. 직경 72mm × 50mm의 시편(한 면의 끝면(end face)에 대해서 모따기(chamfering) C5를 행함)을 재료로부터 준비하고, 열 체크 저항성을 평가했다. 모따기 측 끝면을 고주파 복사에 의해 575℃ 내지 585℃로 가열하고, 주입수(injection water)에 의해 40℃ 내지 100℃로 냉각하고, 냉각 도중에 열 회복(thermal recuperation)에 의해 120℃ 내지 180℃로 복귀하는 지점에서 다시 고주파 복사열로 가열하는, 열 사이클(thermal cycle)을 25,000회 반복하였다. 도달 온도가 범위를 갖는 이유는 강재의 열전도율이 다르기 때문이다. 이 열 사이클 시험에서는 실제 다이캐스팅 몰드에서 열전도율에 따른 도달 온도의 차이가 발생하는 것을 시뮬레이션한다. 25,000 사이클 후 가열 및 냉각된 시편의 표면을 5개 지점(표면의 중앙 부분과 중심과 끝 사이의 중간 원주 방향으로 90° 간격으로 4개 지점)에서 잘라내어 균열 깊이를 평가하였고, 열 체크 저항성은 최대 균열 길이에 의해 결정되었다.
결과는 표 6에 나타난다. 등급은 최대 균열 길이 < 1.5 mm에 대해 "S", 1.5 mm ≤ 최대 균열 길이 < 2.5 mm에 대해 "A", 2.5 mm ≤ 최대 균열 길이 < 3.5mm에 대해 "B"이고, 3.5mm < 최대 균열 길이에 대해 "C"이다. C 등급은 실제 다이캐스팅 몰드라면 대균열로 이어질 위험성이 높은 매우 나쁜 수준이다.
Figure pat00009
모든 실시예에서 등급은 S 또는 A이며, 얕은 균열이 있는 바람직한 상태를 제공한다. 제어된 담금질 속도가 1.2℃/min 정도로 작은 경우에도 30℃/min의 급냉에서와 동일한 성능을 나타내며, 높은 담금질성은 높은 열 체크 저항성에도 기여함을 알 수 있다. 또한 Si ≤ 0.15의 예는 S 등급을 가지고 있어, Si가 열 체크 저항성에 큰 영향을 미친다는 것을 알 수 있다.
S 등급이 부여된 비교예는 비교예 05, 비교예 08 및 비교예 09이다. 이들 3가지 강종은 실시예와 마찬가지로 담금질성이 높고(Mn+Cr ≤ 6.25) S ≤ 0.15이다. 담금질성이 불량한 강의 경우, 담금질 속도가 1.2℃/min 정도로 작은 경우에는 30℃/min의 급냉시보다 열 체크 저항성이 나빠진다.
<내연화성 평가>
12mm × 12mm × 20mm의 두 개의 재료가 상기의 두께 80mm, 너비 85mm, 길이 2,200mm를 갖는 어닐링된 사각봉을 준비하고, 도 25, 26a 및 26b의 진공 열처리를 수행함으로써 경도 45.5HRC~46.5HRC로 열정련하였다. 이 재료를 진공 중에서 580℃로 가열하여 24시간 유지한 후 실온으로 냉각하여 경도를 측정하였다. 580℃ 가열 후의 경도의 감소가 작을수록, 내연화성이 높고, 이는 바람직하다.
결과는 표 7에 나타난다. 등급은 경도 감소 < 2.5 HRC에 대해 "S"이고, 2.5 HRC ≤ 경도 감소 < 3.2 HRC에 대해 "A"이고, 3.2 HRC ≤ 경도 감소 < 4.0 HRC에 대해 "B"이며, 4.0 HRC < 경도 감소의 경우 "C"이다. C등급은 실제 다이캐스팅 몰드일 경우 표면이 현저히 연화되어 열 체크 저항성을 크게 저하시키는 요인이 되는 매우 불량한 수준이다.
Figure pat00010
모든 실시예에서 등급은 S 또는 A이며, 경도 감소가 적은 바람직한 상태를 제공한다. 제어된 담금질 속도가 1.2℃/min 정도로 작은 경우에도 30℃/min의 급냉과 동일한 성능을 나타내며, 높은 담금질성은 내연화성의 높은 안정화에 추가적으로 기여함을 알 수 있다. 실시예 중에서, A 등급으로 판정된 5종의 강종에 있어서, Si는 0.23 이상이며, Si량이 많으면, C의 방출이 촉진되어 탄화물이 조대화되고 경도가 감소하기 쉬운 것도 알 수 있다.
S등급이 부여된 비교예는 비교예 04, 비교예 05, 비교예 06이다. 이들 3종의 강종은 Si량이 적고 Cr량이 적고 Mo량이 많다. 따라서, 탄화물이 조대화되기 어렵고, 경도도 저하되기 어렵다. Cr량이 많은 비교예 08은 탄화물의 조대화가 촉진되어 고Cr강의 경도가 저하되기 쉽기 때문에 C 등급이다. 비교예 01 및 비교예 07에서, 1.2℃/min의 제어된 담금질 속도에서의 내연화성이 30℃/min의 경우보다 더 높다. 그 이유는 담금질성이 불량하여 담금질 속도가 작은 경우 상이 베이나이트가 되기 때문이다. 베이나이트는 마르텐사이트보다 내연화성이 높다.
<특성의 요약>
표 2 내지 7의 결과를 표 8에 함께 나타내었다. 실시예에서, 5개의 중요한 물성에 "C"는 부여되지 않는다. 한편, 비교예에서는 적어도 하나의 "C"가 부여된다. 이러한 방식으로 실시예는 기존의 모든 문제를 해결하고 (1) SA 특성, (2) 가공성, (3) 담금질성, (4) 열 체크 저항성 및 (5) 내연화성 사이에서 매우 우수한 균형을 제공한다. 또한, 열간 가공 후 냉각 속도가 작은 경우에도 높은 충격값을 얻을 수 있어 "고(高)담금질성을 극대화할 수 있는 기반"을 제공하다.
Figure pat00011
표 8(계속)
Figure pat00012
이상, 본 발명을 상세하게 설명했지만, 본 발명은 실시예에 한정되지 않고, 본 발명의 요지를 일탈하지 않는 범위에서 다양한 변경 및 수정이 가능하다. 실시예에서는 다이캐스팅 몰드를 가정하여 검증을 수행하였지만, 본 발명은 다이캐스팅 뿐만 아니라 다양한 주조에 사용되는 몰드 또는 부품에 적용될 수 있다. 또한, 본 발명은 주조 외에, 소재를 가열 및 가공하는 단조에, 핫 스탬핑(강판을 가열, 성형 및 담금질하는 방법)에, 압출 가공에, 수지(플라스틱 또는 비닐)의 사출 성형 또는 블로우 성형에, 또는 고무 또는 섬유 강화 플라스틱의 성형 또는 가공에 사용되는 몰드 또는 부품에 적용할 수 있다. 검증에서는 46HRC에서 물성을 평가하였으나, 용도에 따라 넓은 범위에서 경도를 조절하여 본 발명을 몰드가나 부품에 적용할 수 있음은 물론이다.
물성 검증에서는 잉곳으로 형성된 블록재를 예로 들어 설명하지만, 본 발명의 강재는 이를 분말, 봉(bar) 또는 선재(wire)로 성형하여 활용할 수도 있다. 본 발명의 강재를 분말로 성형하는 경우, 상기 분말은 적층 가공(SLM 시스템, LMD 시스템 등) 또는 플라즈마 분말 용접(PPW)과 같은 다양한 순차적 제조에 적용될 수 있다. 본 발명의 강재를 잉곳로부터 봉으로 성형한 경우, 그로부터 몰드 또는 부품을 제조할 수 있다. 본 발명의 강재를 잉곳으로부터 봉 또는 선재로 성형하는 경우, 봉 또는 선재는, 이를 적층하는 순차 제조 또는 수리(텅스텐 불활성 가스 용접(TIG), 레이저 용접 등)에 적용될 수 있다. 본 발명의 강재를 판상으로 성형하는 경우, 판을 접합하여 몰드나 부품을 제조하는 것도 가능하다. 물론, 본 발명의 강재로 이루어진 부재를 접합하여 몰드나 부품을 제조하는 것도 가능하다. 전술한 바와 같이, 본 발명의 강재를 구성하는 강재는 다양한 형상으로 적용될 수 있다. 또한, 각각이 본 발명의 강재의 성분으로 이루어진 다양한 형상의 재료로부터 다양한 방법에 의해 몰드 또는 부품을 제조 또는 수리할 수 있다.
본 출원은 2021년 5월 24일에 출원된 일본특허출원 제2021-087176호에 기초하며, 그 내용은 여기에 참조로 편입된다.

Claims (9)

  1. 질량%로, 하기를 포함하는 강재.
    0.310 ≤ C ≤ 0.410;
    0.001 ≤ Si ≤ 0.35;
    0.45 ≤ V ≤ 0.70;
    Cr ≤ 6.00
    6.25 ≤ Mn+Cr;
    Mn/Cr ≤ 0.155;
    Cu+Ni ≤ 0.84;
    0.002 ≤ P ≤ 0.030;
    0.0003 ≤ S ≤ 0.0060;
    P+5S ≤ 0.040;
    2.03 < Mo < 2.40;
    0.001 ≤ Al ≤ 0.050;
    0.003 ≤ N ≤ 0.050,
    또한, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물.
  2. 제1항에 있어서,
    질량%로, 하기의 범위의 Cr 및 Mn을 포함하는 강재.
    5.58 ≤ Cr ≤ 6.00 및
    0.60 ≤ Mn ≤ 0.86.
  3. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    질량%로, 하기의 군으로부터 선택되는 적어도 하나의 원소를 더 포함하는 강재.
    0.30 < W ≤ 2.00 및
    0.30 < Co ≤ 1.00.
  4. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    질량%로, 하기를 더 포함하는 강재.
    0.0002 < B ≤ 0.0080.
  5. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    질량%로, 하기의 군으로부터 선택되는 적어도 하나의 원소를 더 포함하는 강재.
    0.004 < Nb ≤ 0.100,
    0.004 < Ta ≤ 0.100,
    0.004 < Ti ≤ 0.100 및
    0.004 < Zr ≤ 0.100.
  6. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    질량%로, 하기의 군으로부터 선택되는 적어도 하나의 원소를 더 포함하는 강재.
    0.0005 < Ca ≤ 0.0500,
    0.03 < Se ≤ 0.50,
    0.005 < Te ≤ 0.100,
    0.01 < Bi ≤ 0.50 및
    0.03 < Pb ≤ 0.50.
  7. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    상기 강재로부터 제작된 12mm × 12mm × 55mm의 사각봉(square bar)이 진공로에서 하기의 열처리에 의해 경도 45.5HRC 내지 46.5HRC로 열정련되고, 상기 사각봉으로부터 충격 시험편을 제작하고, 15℃ 내지 35℃에서 충격 시험을 수행할 때, 상기 강재의 충격값이 20[J/cm2] 이상이며,
    상기 열처리에서, 상기 사각봉은 0.5시간 동안 1,250℃에서 유지되고; 그 후, 1,250℃부터 1,000℃까지 2℃/min 내지 10℃/min으로 냉각되고, 1,000℃부터 600℃까지 2℃/min으로 냉각되고, 600℃부터 150℃까지 2℃/min 내지 10℃/min으로 냉각되고; 그 후, Ac3 온도+25℃까지 가열되고; Ac3 온도+25℃에서 1시간 유지되고; 그 후, Ac3 온도+25℃부터 620℃까지 15℃/H로 냉각되고; 620℃부터 150℃까지 30℃/H 내지 60℃/H로 냉각되고; 이어서, 1시간 동안 1,030℃에서 유지되고; 그 후, 1,030℃부터 600℃까지 60℃/min 내지 100℃/min으로 냉각되고, 600℃부터 450℃까지 45℃/min 내지 100℃/min으로 냉각되고, 450℃부터 250℃까지 30℃/min 내지 100℃/min으로 냉각되고, 250℃부터 150℃까지 5℃/min 내지 30℃/min으로 냉각되고; 이어서, 580℃ 내지 630℃의 온도 범위로의 가열 및 100℃ 이하로의 냉각으로 구성되는 사이클이 1회 이상 적용되는, 강재.
  8. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    상기 강재가, 최대 길이가 0.3 ㎛를 초과하는 탄화물을 포함하지 않거나, 또는
    상기 강재가, 최대 길이가 0.3 ㎛ 이상인 탄화물을 포함하는 경우,
    50 ㎛ 이하의 간격으로 점선 형상의 불연속 스트링을 형성하는 탄화물이 0.3 ㎛ 초과 및 0.6 ㎛ 미만의 최대 길이를 갖거나, 또는
    점선 형상의 불연속 스트링이 0.6 ㎛ 이상의 최대 길이를 갖는 탄화물로 형성되어 있을 때, 50㎛ 이하의 간격으로 점선 형상의 불연속 스트링의 길이는 300㎛ 미만인, 강재.
  9. 제7항에 기재된 강재로 형성된 강 제품.
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