KR20230159857A - 고온 침탄 기어 샤프트용 스틸 및 그 제조방법 - Google Patents

고온 침탄 기어 샤프트용 스틸 및 그 제조방법 Download PDF

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    • C23C8/20—Carburising
    • C23C8/22—Carburising of ferrous surfaces

Abstract

고온 침탄 기어 샤프트용 스틸 및 그 제조방법이 개시되어 있다. 고온 침탄 기어 샤프트용 스틸은 질량 백분율로 다음과 같은 화학 성분을 포함한다: 0.17-0.22%의 C, 0.05-0.35%의 Si, 0.80-1.40%의 Mn, 0.010-0.035%의 S, 0.80-1.40%의 Cr, 0.020-0.046%의 Al, 0.006-0.020%의 N, 0.002-0.030%의 Nb, 0.02% 이하의 V, 0.01% 이하의 Ti. 또한, 제련 및 주조 단계; 가열 단계; 단조 또는 압연 단계; 및 마무리 단계를 포함하는 고온 침탄 기어 샤프트용 스틸의 제조방법이 개시되어 있다. 본 발명의 기어 샤프트용 스틸은 스틸의 화학원소 조성을 합리적으로 제어함으로써 적절한 오스테나이트 결정립 크기와 고온 안정성을 유지할 수 있으며, 940~1050℃의 고온 진공 침탄 전후에 5~8 등급의 오스테나이트 입도를 유지할 수 있고, 자동차용 기어박스나 신에너지 자동차용 감속기, 차동 장치 등의 고급 부품에 효과적으로 적용할 수 있으며, 적용 및 가치 전망이 우수하다.

Description

고온 침탄 기어 샤프트용 스틸 및 그 제조방법
본 발명은 야금 기술 분야에 관한 것으로, 특히 고온 침탄 기어 샤프트용 스틸 및 그 제조방법에 관한 것이다.
자동차 산업의 글로벌화가 심화되면서 자동차의 안전, 환경 보호, 승차감에 대한 시장과 사용자의 요구가 높아지고 있으며, 자동차 부품에 대한 기술 요구 사항도 높아지고 있다. 고온 안정성, 높은 피로 수명(fatigue life), 가공 용이성 및 경제성을 갖춘 기어 또는 샤프트 부품을 얻는 것이 중요한 개발 방향 중 하나이다.
고성능 기어 또는 샤프트 부품의 표면은 일반적으로 침탄(carburizing), 담금질(quenching) 및 템퍼링(tempering) 처리를 통해 경도가 높은 표면과 인성이 우수한 코어를 얻고 최종적으로 우수한 피로 수명과 내마모성(wear resistance)을 얻는다. 최근에는 자동차 기어, 특히 신에너지 자동차의 감속기 및 차동 장치(differentials)에 대한 기술적 요구가 높아짐에 따라 고온 침탄(high-temperature carburizing) 기술이 널리 사용되고 있으며 우수한 성능의 침탄 기어를 얻을 수 있을 뿐만 아니라 또한 생산 효율성을 크게 향상시키고 가스 배출량을 줄이며 환경을 보호한다.
현재 국내외에서 일반적으로 사용되는 가스 침탄 온도는 일반적으로 930℃ 이하이지만 고온 진공 침탄 온도는 무산소 처리 환경으로 인해 960℃까지 높을 수 있으며 심지어 1000℃ 이상까지 올라갈 수 있다. 침탄 원리에 따르면, 침탄 온도를 약 50℃ 정도 높이면 동일한 두께의 경화층을 얻기 위한 침탄 시간을 약 50% 단축할 수 있다. 따라서 침탄 온도를 930℃에서 980℃로 높이면 침탄 시간을 원래의 침탄 시간의 50%까지 단축할 수 있어 생산효율이 크게 향상된다. 또한, 고온 진공 침탄으로 얻은 기어는 표면에 입계 산화(intergranular oxidation)가 거의 또는 전혀 없어 충격 파괴 저항(impact fracture resistance)을 분명히 향상시킬 수 있다. 고온 진공 침탄 기술은 그 자체의 장점으로 인해 점차 가스 침탄 기술을 대체할 수 있는 불가피한 선택이 되었다.
현재 널리 사용되는 MnCr 기반 침탄 기어 스틸은 뛰어난 종합 비용 성능으로 인해 신 에너지 자동차의 감속기 및 차동 장치에도 널리 사용된다. MnCr 기반 고온 침탄 기어 스틸의 주요 기술적 문제는 기어 내 혼합 결정 및 조대 입자 현상을 피하면서 침탄 온도를 높이는 방법이다. 비정상적인 결정립 성장이 발생하면 열처리 변형 및 조기 피로파괴가 일어나기 쉽고, 전달효율에 영향을 미쳐 교통사고를 일으킬 가능성이 있다. 또한, 형상이 복잡한 기어의 담금질 및 템퍼링에 대응하기 위해 고온 진공 침탄에 의한 가스 담금질이 널리 사용되고 있으며, 기어 스틸의 경화능(hardenability)에 대해서도 더 높은 요구 사항이 제시되고 있다.
MnCr계 침탄 기어 스틸에 Al, Nb, V, Ti 및 N 등의 원소를 첨가하면 탄질화물(carbonitrides)을 이용하여 고온 침탄 시 결정립 조대화를 방지할 수 있다는 것이 실험적으로 밝혀졌다. 그러나 기어의 결정립 조대화 온도가 충분히 높지 않고, 대량생산으로 얻어지는 기어 스틸의 결정립 크기가 불안정하다는 문제가 여전히 남아있다.
예를 들어, 중국특허 CN200610028265.8호에는 자동차용 고강도 기어 스틸이 기술되어 있으며, Nb, V 및 Al과 같은 합금 원소를 스틸에 복합 첨가하여 원래의 오스테나이트 입자를 미세화하고 스틸은 다음 성분을 질량 백분율로 포함한다: 0.20-0.40% C, 0.20-0.50% Si, 0.50-1.00% Mn, 0.80-1.30% Cr, 0.015-0.080% Nb, 0.030-0.090% V, 0.15-0.55% Mo 및 0.015-0.050% Al, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물이다. 미량의 Nb 및 V를 추가함으로써 기어 스틸의 입자 크기, 경화능 및 대역폭(bandwidth)이 모두 상당히 최적화된다. 동시에 기어 스틸의 포괄적인 기계적 특성이 증가하고 서비스 수명이 연장된다. 그러나 이 특허에는 구체적인 침탄 온도가 기술되어 있지 않으며 Al, Nb 및 V와 같은 미세합금 원소를 첨가하면 기존 가스 침탄의 온도 요구 사항만 충족할 수 있다.
또 다른 예를 들어, 중국특허 CN201310301638.4호는 다음 구성 요소를 포함하는 NbTi 복합 미세합금 20CrMnTi 쾌삭 기어 스틸(free-cutting gear steel)을 기술하고 있다: 0.17-0.22% C, 0.20-0.35% Si, 0.9-1.10% Mn, 0.025% 이하 P, 0.020-0.035% S, 1.05-1.30% Cr, 0.015-0.035% Al, 0.02-0.06% Ti, 및 0.02-0.06% Nb, 나머지는 철과 불가피한 불순물이다. Nb, Ti 및 Al과 같은 미세합금 원소의 함량을 제어함으로써 기어의 침탄 온도를 높이거나 침탄 시간을 단축할 수 있다(예: 1050℃*1h 또는 1000℃*6h). 이 특허에서는 Ti와 Nb를 0.02~0.06% 첨가하면 침탄 온도를 1000℃까지 높일 수 있다.
또 다른 예를 들어, 중국특허 CN202010128336.1호는 다음과 같은 화학 성분을 포함하는 초순수 고온 세립 침탄 기어 스틸을 기술한다: 0.15-0.21% C, 0.12% 이하의 Si, 1.00-1.30% Mn, 1.00-1.30% Cr, 0.010-0.025% S, 0.025% 이하의 P, 0.70-1.00% Ni, 0.02-0.10% Mo, 0.0020-0.0040% B, 0.20% 이하의 Cu, 0.05% 이하의 Al, 0.0005% 이하의 Ca, 0.003% 이하의 Ti, 및 0.0080-0.016% N, N=(0.80~1.0)Х(0.5%Al+0.7%B), 나머지는 Fe 및 불가피 불순물이다. 960℃ 이상의 고온 침탄 후에도 여전히 6급 이상의 매트릭스 결정립 크기를 유지한다. 상기 특허에서는 B 원소를 첨가하고, Al과 B가 N과 충분히 결합하여 AlN 및 BN 입자를 형성함으로써, 1000℃*4시간에서 고온 처리 후에도 결정립 크기가 6등급 이상인 기어 라운드 스틸을 얻을 수 있다. .
고온 오스테나이트 결정립 크기를 제어하는 V 원소의 효과가 명확하지 않다는 점을 고려하면, 피로 수명에 영향을 미치는 Ti 원소 첨가 후 정사각형 개재물이 쉽게 형성되고, B 원소 함량이 높을수록 결정립계에서 편석이 발생하기 쉬우며, 점점 더 높아지는 침탄 기어 스틸의 기술적 요구 사항을 충족시키기 위해 고온(진공) 침탄 및 쾌삭에 적합한 기어 샤프트용 대형 MnCr계 침탄 스틸의 개발 및 제조가 매우 시급하다.
상기 분석에 비추어, 본 발명은 기어 샤프트용 스틸이 기존의 침탄 온도 요구조건만을 만족시킬 수 있으며, 고온 침탄시 결정립 조대화 및 결정립 크기 불안정으로 인한 열처리 변형 및 조기 피로 파괴가 쉽게 발생한다는 종래 기술에 존재하는 문제점을 해결하기 위하여 고온 침탄 기어 샤프트용 스틸 및 그 제조방법을 제공한다.
본 발명의 목적은 고온 침탄 기어 샤프트용 스틸을 제공하는 것이다. 본 발명의 원소 성분을 이용하여 제조된 기어 샤프트용 스틸은 고온에서 적절한 오스테나이트 결정립 크기 및 안정성을 유지할 수 있고, 경화능폭이 좁고, 가공이 용이하며, 기어 샤프트용 스틸의 생산 안정성 및 사용 안전성을 효과적으로 향상시킬 수 있다. 기어 샤프트용 스틸은 940~1050℃의 고온 침탄 전후에 오스테나이트 입도 5~8 등급을 유지하여 자동차용 기어박스나 감속기, 신에너지 자동차용 차동 장치 등 고급 부품에 효과적으로 적용할 수 있어 활용 가능성과 가치가 높다.
상기 목적을 달성하기 위해, 본 발명은 질량 백분율로 다음의 화학 성분을 포함하는 고온 침탄 기어 샤프트(carburized gear shaft)용 스틸을 제안한다: 0.17-0.22% C, 0.05-0.35% Si, 0.80-1.40% Mn, 0.010-0.035% S, 0.80-1.40% Cr, 0.020-0.046% Al, 0.006-0.020% N, 0.002-0.030% Nb, 0.02% 이하의 V, 0.01% 이하의 Ti. 본 발명에 따른 고온 침탄 기어 샤프트용 스틸에 있어서, 각 화학원소의 설계원리를 구체적으로 설명하면 다음과 같다.
C: 본 발명의 고온 침탄 기어 샤프트용 스틸에 있어서, C는 스틸 중의 필수 성분임과 동시에 C는 또한 스틸의 경화능에 영향을 미치는 가장 중요한 원소 중 하나이다. 침탄 기어 스틸은 높은 표면강도와 충분한 코어 충격인성이 요구되며, 스틸 중의 C 함유량이 너무 낮으면(예를 들어 0.17% 미만) 스틸의 강도가 불충분하고 우수한 경화능이 보장되지 않는다. 따라서 스틸의 C 원소 함량이 너무 높아서는 안 된다. 스틸 중 C 원소의 함량이 너무 높으면 기어의 코어 인성에 대한 요구 사항을 충족하지 못하고, C의 함량이 너무 높으면 스틸의 가소성에 해를 끼치며, 특히 Mn 함량이 높은 침탄 기어 스틸의 경우 더욱 그러하고, C의 함량이 0.22%를 초과하면 스틸의 가공성에 해를 끼친다. 따라서, 본 발명의 고온 침탄 기어 샤프트용 스틸에서 C의 질량 백분율을 0.17~0.22%로 제어한다.
Si: 본 발명의 고온 침탄 기어 샤프트용 스틸에 있어서, Si 원소는 스틸에 대한 산화철의 악영향을 더 잘 제거할 수 있을 뿐만 아니라 페라이트에 용해되어 페라이트를 강화하고 스틸의 강도, 경도, 내마모성과 탄성 및 탄성 한계를 향상시킬 수 있다. 동시에, Si 원소는 스틸의 Ac3 온도를 증가시켜 열전도율을 감소시켜 스틸에 크랙 위험과 탈탄 경향을 갖게 한다는 점에 유의해야 한다. 이에 기초하여, 본 발명의 고온 침탄 기어 샤프트용 스틸에서는 Si의 조합에 따른 유익한 효과와 부작용을 고려하여 Si의 질량 백분율을 0.05~0.35%로 제어한다.
Mn: 본 발명의 고온 침탄 기어 샤프트용 스틸에 있어서, Mn은 스틸의 경화능에 영향을 미치는 주요 원소 중 하나이다. Mn 원소는 탈산능력이 우수하여 스틸의 중의 산화철을 환원시킬 수 있으며 스틸의 수율을 효과적으로 높일 수 있다. Mn은 페라이트에 용해되어 스틸의 강도와 경도를 향상시킬 수 있으며, 열간압연 후 냉각 시 라멜라가 미세하고 강도가 높은 펄라이트를 갖게 할 수 있다. 또한, Mn은 스틸에서 S와 함께 MnS를 형성할 수 있어 S의 유해한 영향을 제거할 수 있다. Mn은 스틸에서 오스테나이트 조직을 형성하고 안정화하는 능력이 있고 스틸의 경화능을 크게 증가시킬 수 있으며, 스틸의 열간 가공성을 향상시킬 수 있다. 스틸 중의 Mn 원소 함량이 0.80% 미만이면 스틸의 경화능이 불충분하며; 스틸의 Mn 원소의 함량이 너무 높으면 스틸의 열가소성이 저하되고 생산에 영향을 미치며 물 담금질 중에 스틸이 균열되기 쉽다. 따라서, 본 발명의 고온침탄 기어 샤프트용 스틸에서 Mn의 질량 백분율을 0.80~1.40%로 제어한다.
S: 본 발명의 고온 침탄 기어 샤프트용 스틸에 있어서, S는 일반적으로 스틸 중의 불순물 원소로 존재하며, 스틸의 가소성 및 인성을 크게 저하시키므로 일정량의 S 원소는 Mn과 함께 비금속 개재물을 형성할 수 있으며, 적절한 양의 S는 스틸의 절삭 특성을 향상시킬 수 있다. 이를 토대로, 본 발명의 고온침탄 기어 샤프트용 스틸에서 S의 질량 백분율을 0.010~0.035%로 제어한다.
Cr: 본 발명의 고온 침탄 기어 샤프트용 스틸에 있어서, Cr은 본 발명의 강에 첨가되는 주요 합금원소 중 하나로서, 스틸의 경화능, 강도, 내마모성 및 가공성 등을 현저히 향상시킬 수 있다. 또한, Cr은 스틸의 C 원소의 활성도를 감소시키고 가열, 압연, 열처리 시 탈탄을 방지할 수 있지만, Cr의 함량이 너무 높으면 담금질 및 템퍼링된 스틸의 인성이 크게 감소하여 결정립 경계를 따라 분포된 조대한 탄화물이 형성된다. 따라서, 본 발명의 고온 침탄 기어 샤프트용 스틸에서 Cr 원소의 질량 백분율을 0.80~1.40%로 제어한다.
Al: 본 발명의 고온 침탄 기어 샤프트용 스틸에 있어서, Al은 결정립을 미세화하는 원소에 속한다. Al 원소와 N의 조합은 결정립을 더욱 미세화하고 스틸의 인성을 향상시킬 수 있다. 결정립 미세화는 스틸의 기계적 특성, 특히 강도와 인성을 향상시키는 데 중요한 역할을 하며, 한편 결정립 미세화는 스틸의 수소 취화 민감성을 줄이는 데도 도움이 된다. 그러나 스틸에 포함된 Al 원소의 함량은 너무 많아서는 안 되며, Al의 함량이 너무 높으면 스틸에 개재물이 생성될 가능성이 쉽게 높아진다는 점에 유의해야 한다. 따라서, 본 발명의 고온 침탄 기어 샤프트용 스틸에서 Al 원소의 질량 백분율을 0.020~0.046%로 제어한다.
N: 본 발명의 고온 침탄 기어 샤프트용 스틸에 있어서, N은 스틸 중의 미세합금과 결합하여 MN-타입의 석출물("M"은 합금 원소를 의미함)을 형성할 수 있는 격자간 원자이며, 이는 고온에서 결정립계를 고정시켜 오스테나이트 결정립 성장을 억제한다. 스틸에서 N 원소의 함량이 낮으면 MN이 적게 형성되어 피닝 효과(pinning effect)가 크지 않고, 스틸에서 N 원소의 함량이 너무 높으면 제강 시 N 원소가 풍부해 스틸의 인성이 감소하는 경향이 있다. 따라서, 본 발명의 고온 침탄 기어 샤프트용 스틸에서 N 원소의 질량 백분율을 0.006~0.020%로 제어한다.
Nb: 본 발명의 고온 침탄 기어 샤프트용 스틸에서 Nb 원소를 스틸에 첨가하면 미세한 석출물을 형성함으로써 스틸의 재결정을 억제하고 효과적으로 입자를 미세화시킬 수 있다. 스틸에서 Nb 원소의 함량은 너무 높아서는 안 되며, 스틸의 Nb 함량이 너무 높으면 제련 과정에서 거친 NbC 입자가 형성되어 스틸의 충격 인성이 감소한다. 따라서, 본 발명의 고온 침탄 기어 샤프트용 스틸에서 Nb 원소의 질량 백분율을 0.002~0.030%로 제어한다.
V: 본 발명의 고온 침탄 기어 샤프트용 스틸에 있어서, V는 스틸의 경화능을 효과적으로 향상시킬 수 있다. V 원소는 스틸 중의 C 원소 또는 N 원소와 함께 석출물을 형성하여 스틸의 강도를 더욱 향상시킬 수 있다. C 원소와 V 원소의 함량이 너무 높으면 거친 VC 입자가 형성된다. 본 발명의 고온 침탄 기어 샤프트용 스틸은 제조원가 및 경쟁력을 고려하여 V 원소의 질량 백분율을 0.02% 이하로 제어한다.
Ti: 스틸에 Ti를 첨가하면 미세한 석출물이 형성될 수 있지만, 스틸에 Ti 원소의 함량이 너무 높으면 제련 과정에서 가장자리와 모서리가 있는 거친 TiN 입자가 형성되어 스틸의 충격 인성이 저하된다. 따라서, 본 발명의 고온 침탄 기어 샤프트용 스틸에서 Ti 원소의 함량을 0.01% 이하로 제어한다.
바람직하게는, 본 발명의 고온 침탄 기어 샤프트용 스틸은 Ni, Mo 및 Cu 원소 중 적어도 하나를 질량 백분율로, Ni 0.25% 이하, Mo 0.10% 이하, Cu 0.20% 이하를 추가로 포함할 수 있다.
본 발명에서, Ni, Mo 및 Cu 원소는 본 발명의 고온 침탄 기어 샤프트용 스틸의 성능을 더욱 향상시킬 수 있다.
Ni: 본 발명의 고온 침탄 기어 샤프트용 스틸에 있어서, Ni는 스틸 중에 고용(solid solution)된 형태로 존재하여 스틸의 저온 충격 성능을 효과적으로 향상시킬 수 있다. 그러나 Ni 함량이 너무 높으면 스틸에 잔류 오스테나이트 함량이 너무 높아져 스틸의 강도가 감소한다는 점에 유의해야 한다. 따라서, 제조원가 및 경쟁력을 고려하면, 본 발명의 고온 침탄 기어 샤프트용 스틸에서 Ni의 질량 백분율은 0.25% 이하로 제어하는 것이 바람직하다.
Mo: 본 발명의 고온 침탄 기어 샤프트용 스틸에 있어서, Mo는 스틸 중에 고용될 수 있어 스틸의 경화능 및 강도 향상에 유리하다. 더 높은 온도에서 템퍼링하면 미세한 탄화물이 형성되어 스틸의 강도가 더욱 향상된다. 몰리브덴과 망간의 조합 작용은 오스테나이트의 안정성을 크게 향상시킬 수 있다. Mo는 귀금속이고 가격이 높다는 점을 고려하면, 제조원가를 조절하기 위해 본 발명의 고온침탄 기어 샤프트용 스틸에서 Mo의 질량 백분율을 0.10% 이하로 조절하는 것이 바람직하다.
Cu: 본 발명의 고온 침탄 기어 샤프트용 스틸에 있어서, Cu는 스틸의 강도를 향상시킬 수 있고, 스틸의 내후성 및 내식성 향상에 유리하다. 스틸 중의 Cu 원소 함량은 너무 높아서는 안 되며, 스틸 중의 Cu 함량이 너무 높으면 가열 중에 결정립계에 Cu가 농축되어 결정립계가 약화되고 균열이 발생하게 된다. 따라서, 본 발명의 고온 침탄 기어 샤프트용 스틸에서 Cu의 질량 백분율은 0.20% 이하로 제어하는 것이 바람직하다.
바람직하게는, 본 발명의 고온 침탄 기어 샤프트용 스틸은 불가피 불순물 중 각 불순물 원소의 함량이 다음 요건을 만족한다: P≤0.015%, O≤0.0020%, H≤0.0002%, B≤0.0010% 및 Ca≤0.003%.
본 발명에 있어서 P, O, H, B 및 Ca는 모두 스틸 중의 불순물 원소로서, 기술 조건이 허용하는 경우 더 나은 성능과 더 나은 품질을 가진 스틸을 얻기 위해서는 스틸의 불순물 원소 함량을 최대한 줄여야 한다.
P: P는 스틸의 결정립계에 쉽게 편석되어(segregated) 결정립계 결합 에너지(grain boundary bonding energy)를 감소시키고 스틸의 충격 인성을 저하시킨다. 따라서, 본 발명의 고온 침탄 기어 샤프트용 스틸에서 P의 함량을 0.015% 이하로 제어한다.
O: O는 스틸 중의 Al 원소와 산화물 및 복합산화물 등을 형성할 수 있으며, 스틸 구조의 균일성과 저온 충격에너지 및 피로성능을 확보하기 위해, 본 발명의 고온 침탄 기어 샤프트용 스틸에서 O 원소의 함량을 0.0020% 이하로 제어할 수 있다.
H: H는 스틸의 결함 부위에 축적되어, 인장 강도가 1000 MPa를 초과하는 스틸에서는 수소 유도 지연 파괴(hydrogen-induced delayed fracture)가 발생할 것이다. 따라서, 본 발명의 고온 침탄 기어 샤프트용 스틸에서 H 원소의 함량을 0.0002% 이하로 제어한다.
B: B는 경화능에 더 민감한 원소로, B 원소가 쉽게 분리되기 때문에 B 함량을 조금만 변경하면 스틸의 경화능에 큰 변동이 발생하며, 기어 샤프트용 스틸에 B 원소를 첨가하면 기어 스틸에 대한 경화능 대역폭의 좁은 진폭 제어에 도움이 되지 않는다. 따라서, 본 발명의 고온 침탄 기어 샤프트용 스틸에서 B 원소의 함량을 0.0010% 이하로 제어한다.
Ca: 본 발명의 고온 침탄 기어 샤프트용 스틸에서 Ca 원소가 개재물을 형성하기 쉬워 최종 제품의 피로 성능에 영향을 미친다. 따라서 Ca 원소의 함량을 0.003% 이하로 제어할 수 있다.
바람직하게는, 본 발명은 미세합금 원소 계수(microalloying element coefficient) 을 MX(X는 C 또는 N을 나타냄) 침전물의 미세 분산을 설명하기 위해 정의하며, 여기서 이고, 식 중 각 화학원소는 해당 화학원소의 질량 백분율 함유량을 백분율 기호 앞의 숫자로 대체한다. 본 발명에서 Nb, V, Ti 및 Al은 모두 MX 미세합금 석출물을 형성할 수 있으며, 이는 오스테나이트 결정립을 미세화하고 결정립 안정성을 유지하는 데 특정 역할을 한다. 연구 결과, 본 발명의 기어 샤프트용 스틸에 사용되는 온도 조건 하에서는 나노 크기의 탄질화물 석출물을 형성하는 과정에서 MX, V 및 Nb는 경쟁 관계에 있으며, V 원소의 함량을 더욱 증가시키는 것은 고온 오스테나이트 입자 크기 제어에 큰 영향을 미치지 않는 반면, Ti 원소 자체는 탄소 및 질소 원소와 쉽게 개재물을 형성하여 스틸의 가공성에 영향을 미치며 Ti 원소가 Nb와 착물을 형성하고 제련 중에 큰 개재물을 형성하기 쉬워 오스테나이트 결정립을 정제할 때 Nb 석출물의 효과에 영향을 미친다. 따라서, 본 발명에서는 오스테나이트 결정립을 고온에서 안정하게 유지하기 위해 주로 Nb와 Al의 두 원소, 특히 미합금 원소인 Nb의 양을 조절하여 미세하게 분산된 MX 석출물을 형성한다. 위의 분석을 바탕으로 본 발명의 미세합금 원소 계수 는 상기한 바와 같이 계산되며, 그 범위는 0.5 내지 3.0이다. 제련 과정에서 미세합금 원소 계수는 적절한 범위 내에서 제어되어야 한다. 미세합금 원소 계수가 너무 크면 제련 과정에서 조대한 석출물이 형성되기 쉽고 스틸의 충격 인성과 피로 수명이 감소하고 미세합금 원소 계수가 너무 작으면 적절한 양의 미세 석출물이 형성되지 않아 결정립계를 고정하고 결정립계 이동을 억제하여 오스테나이트 결정립 성장을 억제하는 목적을 달성할 수 없다.
본 발명의 긍정적인 효과 중 하나는 기어 스틸의 미세합금 원소와 탄소 및 질소 원소의 함량과 미세합금 원소 계수를 조절함으로써 Al 및 Nb의 적절한 양이 과잉의 질소 및 탄소원소와 함께 석출되어 고온 단계에서 오스테나이트 결정립 성장을 효과적으로 억제한다.
바람직하게는, 본 발명의 고온 침탄 기어 샤프트용 스틸은 대표위치(representative position) J9mm에서 경화능(hardenability)이 30~43 HRC이고, 940-1050℃의 고온 진공 침탄 전후의 오스테나이트 입도 5-8 등급을 유지하는 것이 바람직하다. .
본 발명의 다른 목적은 고온 침탄 기어 샤프트용 스틸의 제조방법을 제공하는 것이다. 제조방법이 간단하고 적응성이 높으며, 본 발명의 방법에 의해 제조된 고온 침탄 기어 샤프트용 스틸은 고온 오스테나이트 안정성, 좁은 담금질폭, 높은 인성, 쾌삭성, 높은 치수 정밀도, 높은 피로 성능 등을 효과적으로 가질 수 있고, 자동차용 기어박스나 감속기, 신에너지 자동차용 차동 장치 등 요구도가 높은 부품에 효과적으로 적용할 수 있으며, 홍보 전망과 활용 가치가 높다.
상기 목적을 달성하기 위하여, 본 발명은 다음과 같은 단계를 포함하는 고온 침탄 기어 샤프트용 스틸의 제조방법을 제안한다:
제련(smelting) 및 주조 단계;
가열 단계;
단조(forging) 또는 압연 단계; 및
마무리 단계.
본 발명의 제조공정 중 제련 및 주조 단계에서의 제련은 전기로 제련 또는 전로 제련에 의해 수행될 수 있으며, 외부 정련, 진공 탈기 등의 정련 및 진공처리가 수행된다. 물론, 일부 다른 실시예에서는 제련을 위해 진공 유도로(vacuum induction furnace)가 사용될 수 있다. 전기로 제련용 용광로에는 저P 및 S 고철, 절단 끝단 및 고품질 선철(pig iron)을 사용할 수 있다. 합금은 크롬철(ferrochrome), 저인철망간(low phosphorus ferromanganese), 페로몰리브덴(ferromolybdenum) 등일 수 있다. 환원제는 탄화칼슘, 탄소 분말 및 알루미늄 분말을 포함할 수 있으며; 산화기간 중: P 제거를 위한 다빈도 슬래그 흐름(frequently flowing slag), 다빈도 슬래그 흐름이란 슬래그의 유입량과 제강슬래그의 양을 증가시켜 스틸 중의 P 함량을 감소시켜 P 성분을 제거하는 공정을 의미하며, 슬래그 배출 조건은 다음과 같이 제어할 수 있다: 슬래그 배출 온도는 1630-1660℃이고, [P]≤0.015%; 탭핑(tapping) 조건은 다음과 같이 제어할 수 있다: 탭핑 온도는 1630-1650℃이다; [P]≤0.011%, [C]≤0.03%.
전기로 제련 또는 전로 제련 완료 후, 용강(molten steel)을 레이들 정련로(ladle refining furnace)에서 정련하여 스틸 중의 유해가스 및 개재물을 제거하는 과정이 필요하다. 레이들 시팅(ladle seating), 온도 측정 및 분석을 제어하고 아르곤 압력을 상황에 따라 조정할 수 있다. LF의 초기 탈산은 0.04% Al을 공급한 다음 합금 블록을 추가하고 5~10분 동안 교반하여 달성할 수 있다. 용강의 온도를 측정하여 T=1650~1670℃일 때 진공탈기를 실시할 수 있으며, 진공탈기의 진공도를 66.7 Pa로 조절하고 15분 이상 유지하여 [O]≤0.0020% 및 [H]≤0.00015%를 보장할 수 있다. 또한, 본 기술방안에서는 크레인 레이들의 온도를 1550~1570℃로 제어할 수 있으며, 크레인 레이들의 온도가 낮아지므로 원소 확산이 촉진되어 수지상 편석(dendritic segregation)을 더욱 줄이는 데 유리한다. .
따라서, 주조는 다이캐스팅 또는 연속주조에 의해 수행될 수 있다. 연속주조 공정에서는 스틸 레이들에 담긴 고온의 용강을 보호 슬리브를 통해 턴디쉬(tundish)에 부어 넣는데, 턴디시의 과열도(superheat degree)는 20~40℃이다. 턴디시는 사용하기 전에 완전히 세척하고 턴디쉬의 내부 표면은 내화 코팅으로 코팅되어 균열이 없어야 하며, 턴디쉬 내의 용강은 연속 주조 결정화기를 통해 전자기적 교반에 의해 충분히 교반되어 단면 치수가 140mm×140mm 내지 320mm×425mm인 적격한 연속주조 빌렛을 얻을 수 있다. 이 기술적 해결방안에서는 다양한 정사각형 빌렛 크기에 따라 주조 속도를 0.6~2.1 m/min으로 제어할 수 있다. 그 후, 연속 주조 빌렛을 서냉 피트(slow cooling pit)에서 24시간 이상의 서냉 시간 동안 서냉시킨다.
또한, 본 발명의 제조방법 중 단조 또는 압연단계에서는, 단조를 수행할 때 최종 완제품 크기로 직접 단조할 수 있으며; 압연 시에는 스틸 슬래브를 직접 압연하여 최종 완제품 크기로 만들 수도 있거나, 스틸 슬래브를 먼저 압연하여 지정된 중간 슬래브 크기로 만든 후 가열하여 최종 완제품 크기로 압연할 수도 있다. 그 중, 중간 슬래브의 가열온도는 1050~1250℃로 조절될 수 있고, 유지시간은 3~24시간으로 조절될 수 있다.
또한, 본 발명의 제조방법 중 마무리 단계에서는 원형 스틸의 스캘핑(scalping) 및 열처리와 품질 확보를 위한 비파괴 검사를 마무리 공정으로 포함한다. 마무리 단계에서, 필요에 따라 수행되는 스캘핑 공정은 터닝 스캘핑(turning scalping) 또는 그라인딩 휠 스캘핑(grinding wheel scalping) 등을 포함할 수 있다. 필요에 따라 수행되는 열처리 공정에는 어닐링(annealing), 등온 어닐링 등이 포함될 수 있으며; 필요에 따라 수행되는 비파괴 검사에는 초음파 검사, 자성 분말 검사 등이 포함될 수 있다.
바람직하게는, 상기 가열 단계는 예열구간에서 스틸 슬래브를 1차 가열하여 700℃ 이하로 가열한 후, 1차 가열 구간에서 980℃ 이하로 연속적으로 가열한다. 그리고 해당 온도에서 보온한 후 2차 가열 구간에서 950~1200℃까지 계속 가열한다. 그런 다음 해당 온도에서 보온한 후 1050~1250℃ 온도의 균열 구간(soaking section)으로 진입한다. 그리고 해당 온도에서 보온한 후 압연 또는 단조를 진행한다.
상기 기술적 해결방안에 있어서, 본 발명의 제조방법 중 가열 단계에서 채택한 기술방안은 종래기술에 비해 균열 구간에서 더 높은 온도를 갖는다. 균열 구간의 온도가 높을수록 스틸 슬래브 가열의 확산 과정에서 연속 주조 빌렛의 조성 균일성과 구조적 균일성을 향상시키는 데 유리할 수 있다. 이 온도에서 석출물은 더 빠른 고용 속도를 가지므로 높은 압연 가열 온도는 스틸에 원래 용해되지 않은 석출물 입자를 더 많이 용해시키고 매트릭스의 미세합금 원소 농도를 증가시키며 후속 냉각시 더 많은 분산 입자를 석출시킨다. 또한, 압연 가열 온도를 높인 후에야 최종 압연 온도를 높일 수 있어 압연 후 오스테나이트의 회수 및 재결정이 더욱 완전해지고 석출물 분포가 더욱 균일해진다.
바람직하게는, 본 발명의 제조방법은 단조 또는 압연 단계에서 최종 단조 또는 최종 압연 온도를 900℃ 이상이 되도록 제어한다.
본 발명의 제조방법 중 단조 또는 압연 단계에서는 스틸 슬래브를 퍼니스에서 방출한 후 고압수를 이용하여 스케일 및 산화물 피막을 제거하고, 초기 단조 또는 초기 압연 온도를 1150~1250℃로 조절하고 최종 단조 또는 최종 압연 온도는 900℃ 이상이 되도록 조절한다. 이는 이 공정에서 N이 감마 고용체에서 용해되어 스틸의 미세합금 원소와 결합하여 질화물을 형성하는 것이 유리하기 때문이다.
N은 γ-Fe보다 α-Fe에 대한 용해도가 낮고 상변태의 여기로 인해 석출량의 두 피크가 발생한다는 점에 유의해야 한다. 최종 단조 또는 최종 압연 온도가 낮을 경우 석출물의 최대 석출로 인해 석출물의 분포가 불균일해지고 회수 및 재결정이 불충분하여 미세조직에 이방성이 발생하게 된다. 따라서 최종 단조 또는 최종 압연 온도는 900℃ 이상이 되어 미세한 석출물이 균일하게 분산 분포된다. 또한, 최종 단조 또는 최종 압연 온도를 높이면 결정립이 더 미세해지며, 이는 과냉각 오스테나이트 변태 후 페라이트의 평균 결정립 직경과 망간-풍부 밴드 사이의 간격의 차이를 증가시키고 펄라이트를 형성하는 망간-풍부 밴드 경향을 감소시켜, 밴드 구조를 감소시킨다.
본 발명의 유익한 효과는 다음과 같다.
1. 본 발명에 따르면, 화학성분을 합리적으로 제어함으로써, 상기 고온 조건에서 오스테나이트 결정립을 안정적으로 유지할 수 있는 기어 샤프트용 스틸을 얻을 수 있다. 본 발명에서는 탄질화물 석출물 MX가 적절한 크기와 양을 갖도록 미세합금 원소 Nb, Al 및 V와 탄소 및 질소 원소의 함량을 주로 합리적으로 제어하여 오스테나이트 결정립계의 이동을 제한하고, 본 발명의 침탄 기어 샤프트용 스틸의 오스테나이트 결정립이 고온에서 적절한 결정립 크기와 안정성을 유지하게 한다. 그 중 Nb와 Al은 본 발명에서 석출물을 형성하는 주요 원소로서, 본 발명에서 고온 오스테나이트의 결정립 크기를 조절하는데 있어서 V와 Ti 원소의 효과는 분명하지 않으며, V 및 Ti 원소가 Nb와 착화하여 큰 개재물을 형성하기 쉽고, 이로 인해 Nb 침전물의 특성에 영향을 미치므로, 본 발명에서는 V 및 Ti 원소를 불순물 원소로 간주하여 낮은 범위로 제어함으로써 스틸 내 큰 입자의 유해 개재물 발생을 방지하고 스틸의 안정적인 생산 품질을 보장하며 스틸 생산 비용을 절감하고 바(bar) 생산 라인에서 대량 생산을 실현한다.
2. 본 발명의 고온침탄 기어 샤프트용 스틸은 Ni, Mo, Cu, V 등의 귀금속원소를 함유하지 않거나 소량만 함유하고 있어, 고온 침탄성, 고경화성, 협대역화, 쾌삭성 등을 전제로 스틸에 함유된 합금원소의 종류와 양을 제어함으로써 스틸의 적용성을 향상시킬 수 있다. 본 발명의 원소 조성 및 제조방법을 적용하여 얻은 고온 침탄 기어 샤프트용 스틸은 오스테나이트 입도, 경화능 및 원가경쟁력이 기존 특허기술보다 우수하다.
3. 본 발명에서는 가열, 단조 또는 압연 단계에서 열처리 온도를 증가시킴으로써 단조 또는 압연 후 오스테나이트의 회수 및 재결정이 보다 충분하며, 나노 크기의 탄질화물 석출물이 매트릭스 스틸 내에 균일하게 분산되며, 고온 침탄 시 오스테나이트의 결정립 안정성이 더욱 향상된다.
4. 본 발명의 기술적 해결방안을 이용함으로써 960℃, 심지어 1000℃ 이상의 고온에서도 진공 침탄이 가능하고, 침탄 시 오스테나이트 결정립의 안정성을 유지하며, 혼합 결정과 거친 입자의 현상을 피할 수 있는 기어 샤프트용 스틸을 얻을 수 있다. 1000℃까지의 온도에서 4시간 동안 진공 침탄시킨 후의 입도는 5~8 등급으로 안정적으로 유지되며, 그 특성은 기어 샤프트용 스틸의 사용성능지수에 도달한다. 본 발명의 스틸을 이용하면 스틸의 침탄 온도를 960℃ 이상으로 높일 수 있으며, 이러한 고온 조건에서 침탄하면 기어 샤프트의 침탄 시간을 대폭 단축할 수 있고, 기어의 생산원가를 절감할 수 있으며, 이산화탄소 배출을 감소시키고, 에너지 절약 및 환경 보호, 광범위한 산업 응용 전망을 가지고 있다.
이하에서는 본 발명의 실시예를 구체적인 실시예와 함께 설명할 것이며, 본 명세서의 개시로부터 본 발명의 다른 장점 및 효과는 당업자에게 쉽게 이해될 것이다. 본 발명은 바람직한 실시예와 관련하여 설명될 것이지만, 본 발명의 특징이 단지 이 실시예에만 제한되는 것은 아니다. 반대로, 실시예와 관련된 본 발명의 설명은 본 발명의 청구범위에 기초하여 도출될 수 있는 다른 대안 또는 수정을 포괄하도록 의도된다. 다음의 설명은 본 발명의 철저한 이해를 제공하기 위해 수많은 특정 세부사항을 포함한다. 본 발명은 이러한 세부사항 없이도 실시될 수 있다. 또한, 본 발명의 요지를 혼동하거나 모호하게 하는 것을 피하기 위해 일부 구체적인 내용은 설명에서 생략한다. 본 발명의 실시예와 실시예에 기재된 특징은 서로 충돌없이 결합될 수 있다는 점에 유의해야 한다.
실시예 1~8 및 비교예 1~4
실시예 1~8의 고온 침탄 기어 샤프트용 스틸은 모두 다음 단계를 사용하여 제조되었다.
(1) 하기 표 1에 기재된 화학적 조성에 따라 제련 및 주조를 수행한다. 여기서 제련은 50 kg 진공유도로(vacuum induction furnace), 150 kg 진공유도로 또는 500 kg 진공유도로를 사용하여 수행할 수 있고, 또는 전기로 제련+외정련(external refining)+진공탈기를 이용하여 제련을 실시할 수도 있고, 또는 전로 제련+외정련+진공탈기를 이용하여 제련을 실시할 수도 있다. 그리고 주조방법은 다이캐스팅이나 연속주조로 수행할 수 있다.
(2) 가열: 스틸 슬래브를 예열 구간에서 1차 가열한 후 700℃ 이하로 가열한 후, 1차 가열 구간에서 계속 가열하며, 설정 가열 온도는 980℃ 이하이다. 이 단계에서 스틸 슬래브의 온도는 600-980℃이다. 보온 후 2차 가열 구간에서 950~1200℃까지 계속 가열하고, 보온 후 균열 구간에 진입한다. 균열 구간의 온도는 1050~1250℃이며, 보온에 의해 스틸 슬래브 심부온도와 스틸 슬래브 표면온도가 동일하게 유지된다.
(3) 단조 또는 압연 : 최종 단조 또는 최종 압연 온도는 900℃ 이상으로 조절한다.
(4) 마무리: 마무리에는 스캘핑, 어닐링 또는 노멀라이징이 포함된다.
실시예 1~8의 고온 침탄 기어 샤프트용 스틸과 비교예 1~4의 스틸에 대한 구체적인 공정은 다음과 같다.
실시예 1: 아래 표 1에 나타낸 화학 조성에 따라 50 kg 진공 유도로에서 제련을 수행한다. 용융된 스틸을 강괴(steel ingots)로 주조하고 가열하여 빌렛으로 단조하며, 상기 강괴를 예열 구간에서 700℃까지 가열한 후 1차 가열 구간에서 계속해서 900℃까지 가열한다. 그리고 보온 후에는 2차 가열 구간에서 1000℃까지 계속 가열한다. 보온 후 온도 1100℃의 균열 구간에 투입한다. 그리고 보온 후 후속 단조를 진행하여 최종적으로 Φ60 mm의 바(bar)를 제작하며, 이때, 최종 단조 온도는 910℃로 조절하고, 단조 후 920℃에서 100분간 노멀라이징한다.
실시예 2: 아래 표 1에 표시된 화학 조성에 따라 150 kg 진공 유도로에서 제련을 수행한다. 용융된 스틸을 강괴로 주조하고 가열하여 빌렛으로 단조하며, 강괴를 예열 구간에서 650℃까지 가열한 후 1차 가열 구간에서 계속해서 950℃까지 가열한다. 보온 후에는 2차 가열 구간에서 1100℃까지 계속 가열한다. 보온 후 온도 1200℃의 균열 구간에 투입하고 보온 후 후속 단조를 진행하여 최종적으로 Φ75 mm의 바를 제작하며, 이때, 최종 단조 온도는 1000℃로 조절하고 단조한 후, 터닝 스캘핑(turning scalping)을 수행한다.
실시예 3: 표 1의 화학 조성에 따라 전기로 제련을 실시하고 정련 및 진공처리를 한 후 320 mm×425 mm의 연속주조 빌렛으로 주조하고, 연속주조된 빌렛을 예열 구간에서 600℃까지 1차 가열하고, 1차 가열 구간에서 980℃까지 계속 가열한다. 그리고 보온 후에 2차 가열 구간에서 1200℃까지 계속 가열한다. 그 후, 보온 후 1220℃ 온도의 균열 구간에 투입하고, 보온 후 후속 압연을 실시한다. 스틸 슬래브는 가열로에서 배출되어 고압수 디스케일링(high-pressure water descaling) 후 압연을 시작하여 최종적으로 Φ120 mm의 바로 압연하며, 이때, 최종 압연 온도는 1000℃로 제어된다. 압연 후 공냉, 650℃에서 12시간 어닐링 처리한 후 초음파 검사, 자성 분말 검사 등으로 검사한다.
실시예 4: 표 1의 화학 조성에 따라 전기로 제련을 실시하고 정련 및 진공처리를 실시한 후, 280 mm×280 mm의 연속 주조 빌렛에 주조하고, 연속 주조 빌렛을 예열 구간에서 620℃로 1차 가열한 다음, 1차 가열 구간에서 950℃까지 계속 가열한다. 그리고 보온 후에는 2차 가열 구간에서 1150℃까지 계속 가열한다. 그런 다음 보온 후 온도 1200℃의 균열 구간에 투입한다. 그리고 보온 후 후속 압연을 수행한다. 가열로에서 배출된 스틸 슬래브는 고압수 디스케일링 후 압연을 시작하여 최종적으로 Φ90 mm의 바로 압연되며, 최종 압연 온도는 970℃로 조절한다. 압연 후 공냉, 지석 스캘핑, 초음파 검사, 자성 분말 검사 등으로 검사한다.
실시예 5: 표 1의 화학 조성에 따라 전기로 제련을 실시하고 정련 및 진공처리를 한 후 320 ㎜×425 ㎜의 연속주조 빌렛으로 주조하고, 이 연속주조 빌렛을 예열 구간에서 600℃로 1차 가열한 다음, 1차 가열 구간에서 950℃까지 계속 가열한다. 그리고 보온 후에는 2차 가열 구간에서 1200℃까지 계속 가열한다. 그런 다음 보온 후 온도가 1230℃인 균열 구간에 투입한다. 그리고 보온 후 후속 압연을 실시한다. 스틸 슬래브는 가열로에서 배출되어 고압수 디스케일링 후 중간 슬래브로 압연되기 시작하는데, 이때, 1차 최종 압연 온도는 1050℃로 제어하고 중간 슬래브의 크기는 220 mm×220 mm이다. 그런 다음 중간 슬래브를 680℃로 예열하고 이어서 먼저 1050℃로 가열한 다음 1200℃로 가열한다. 그리고 보온 후 균열 온도를 1220℃로 하여 균열 후의 슬래브를 퍼니스 밖으로 배출하고 고압수 디스케일링 후 압연을 시작하여 Φ50 mm 규격의 완제품 바를 얻는데, 이때, 2차 최종 압연 온도는 950℃로 조절한다. 압연 후 공냉, 등온 어닐링 처리(900℃에서 90분간 유지)하고, 이어서 600℃로 공냉하고, 120분간 유지 후 퍼니스에서 배출, 공냉하고, 초음파 검사 및 자성 분말 검사 등으로 검사한다.
실시예 6: 표 1의 화학 조성에 따라 전기로 제련을 실시하고 정련 및 진공처리를 한 후 280 mm×280 mm의 연속주조 빌렛으로 주조하고, 이 연속주조 빌렛을 예열 구간에서 680℃로 1차 가열한 다음, 1차 가열 구간에서 900℃까지 계속 가열한다. 그리고 보온 후에는 2차 가열 구간에서 1180℃까지 계속 가열한다. 그런 다음 보온 후 온도가 1200℃인 균열 구간에 투입한다. 그리고 보온 후 후속 압연을 실시한다. 스틸 슬래브는 가열로에서 배출되어 고압수 디스케일링 후 중간 슬래브로 압연되기 시작하는데, 이때, 1차 최종 압연 온도는 1000℃로 제어하고 중간 슬래브의 크기는 140 mm×140 mm이다. 그런 다음 중간 슬래브를 700℃로 예열하고 이어서 먼저 1100℃로 가열한 다음 1220℃로 가열한다. 그리고 보온 후 균열 온도를 1220℃로 하여 균열 후의 슬래브를 퍼니스에서 배출하고, 고압수 디스케일링 후 압연을 시작하여 Φ20 mm 규격의 완제품 바를 얻는데, 이때, 2차 최종 압연 온도는 920℃로 조절한다. 압연 후 공냉, 터닝 스캘핑, 초음파 검사 및 자성 분말 검사 등으로 검사한다.
실시예 7: 표 1의 화학 조성에 따라 전로 제련을 실시하고 정련 및 진공처리를 한 후 다이캐스트 슬래브로 주조하고, 주조 슬래브를 예열 구간에서 620℃로 1차 가열한 다음, 1차 가열 구간에서 950℃로 계속 가열한다. 그리고 보온 후에는 2차 가열 구간에서 1150℃까지 계속 가열한다. 그런 다음 보온 후 온도가 1200℃인 균열 구간에 투입한다. 그리고 보온 후 후속 압연을 실시한다. 스틸 슬래브는 가열로에서 배출되어 고압수 디스케일링 후 압연을 시작하여 최종적으로 Φ110 mm의 바로 압연되며, 최종 압연 온도는 970℃로 조절한다. 압연 후 공냉, 그라인딩 휠 스캘핑, 초음파 검사 및 자성 분말 검사 등으로 검사한다.
실시예 8: 표 1의 화학 조성에 따라 전로 제련을 실시하고 정련 및 진공처리를 한 후 다이캐스트 슬래브로 주조하고, 이 주조 슬래브를 예열 구간에서 600℃로 1차 가열한 다음, 1차 가열 구간에서 950℃로 계속 가열한다. 그리고 보온 후에는 2차 가열 구간에서 1200℃까지 계속 가열한다. 그런 다음 보온 후 온도가 1230℃인 균열 구간에 투입한다. 그리고 보온 후 후속 압연을 실시한다. 스틸 슬래브는 가열로에서 배출되어 고압수 디스케일링 후 중간 슬래브로 압연되기 시작하는데, 이때, 1차 최종 압연 온도는 1050℃로 제어하고, 중간 슬래브의 크기는 260 mm×260 mm이다. 그런 다음 중간 슬래브를 680℃로 예열하고 이어서 먼저 1050℃로 가열한 다음 1200℃로 가열한다. 그리고 보온 후 균열 온도를 1220℃로 하여 균열 후의 슬래브를 퍼니스에서 배출하고, 고압수 디스케일링 후 압연을 시작하여 Φ60 mm 규격의 완제품 바를 얻는데, 이때, 2차 최종 압연 온도는 950℃로 조절한다. 압연 후 공냉하고, 초음파 검사 및 자성 분말 검사 등으로 검사한다.
비교예 1 및 2의 스틸은 상업용 재료로 제조된 것이다.
비교예 3: 실시 방법은 실시예 1과 동일하며, 표 1의 화학 조성에 따라 50 kg 진공 유도로에서 제련하고, 용강을 강괴로 주조하고, 가열하여 빌렛으로 단조하며, 상기 강괴를 예열 구간에서 먼저 700℃까지 가열한 후 1차 가열 구간에서 900℃까지 계속 가열한다. 그리고 보온 후에는 2차 가열 구간에서 1000℃까지 계속 가열한다. 그런 다음 보온 후 온도 1100℃의 균열 구간에 투입한다. 그리고 보온 후 후속 단조를 실시하여 Φ60 mm의 바로 최종 단조하며, 최종 단조 온도는 910℃로 조절하고, 단조 후 920℃에서 100분간 노멀라이징한다.
비교예 4: 실시 방법은 실시예 5와 동일하며, 표 1의 화학조성에 따라 전기로 제련을 실시하고 정련 및 진공처리를 실시한 후 320도의 연속주조 빌렛으로 주조하고, 이 320 mmХ425 mm의 연속주조 빌렛으로 주조하고, 이 연속주조 빌렛을 예열 구간에서 600℃로 1차 가열한 다음, 1차 가열 구간에서 950℃까지 계속 가열한다. 그리고 보온 후에는 2차 가열 구간에서 1200℃까지 계속 가열한다. 그런 다음 보온 후 온도가 1230℃인 균열 구간에 투입한다. 그리고 보온 후 후속 압연을 실시한다. 스틸 슬래브는 가열로에서 배출되어 고압수 디스케일링 후 중간 슬래브로 압연되기 시작하는데, 이때, 1차 최종 압연 온도는 1050℃로 제어하고 중간 슬래브의 크기는 220 mm×220 mm이다. 그런 다음 중간 슬래브를 680℃로 예열하고 이어서 먼저 1050℃로 가열한 다음 1200℃로 가열한다. 그리고 보온 후 균열 온도를 1220℃로 하여 균열 후의 슬래브를 퍼니스 밖으로 배출하고, 고압수 디스케일링 후 압연을 시작하여 Φ50 mm 규격의 완제품 바로 얻는데, 이때, 2차 최종 압연 온도는 950℃로 조절한다. 압연 후 공랭, 등온 어닐링 처리(900℃에서 90분간 유지)하고, 이어서 600℃로 공냉하고, 120분간 유지 후 퍼니스에서 배출, 공냉하고, 초음파 검사, 자성 분말 검사 등으로 검사한다.
표 1에는 실시예 1~8의 고온 침탄 기어 샤프트용 스틸과 비교예 1~4의 비교 스틸의 각 화학 원소의 질량 백분율과 미합금 원소 계수 rM/X가 나열되어 있다.
표 2는 상기 공정 단계에서 실시예 1~8의 고온 침탄 기어 샤프트용 스틸과 비교예 1~4의 비교 스틸의 구체적인 공정 변수를 나열한 것이다.
[표 1] (%, 나머지는 Fe 및 P, B, V, Ti 이외의 불가피 불순물)
참고: , 식 중 각 화학원소는 해당 화학원소의 질량 백분율 함유량을 백분율 기호 앞의 숫자로 대체한다.
[표 2]
위의 표 2에서 실시예 5, 6 및 8과 비교예 4는 본 발명의 상기 공정에서 단계 (2)와 단계 (3)에서 두 개의 열의 매개변수를 갖고 있는데, 그 이유는 위의 세 가지 실시예에서 압연하는 동안 스틸 슬래브를 먼저 지정된 중간 슬래브 크기로 압연한 다음 다시 가열하여 최종 완제품 크기로 압연하기 때문이다.
제조된 실시예 1~8의 고온 침탄 기어 샤프트용 스틸과 비교예 1~4의 비교 스틸을 각각 채취하여 모의 침탄 담금질 시험(simulated carburizing quenching test), 경화능 시험(hardenability test) 및 경도 시험(hardness test)을 실시하고, 실시예 및 비교예에서 얻은 스틸의 시험 결과를 각각 표 3에 나타내었다.
모의 침탄 담금질 시험, 경화능 시험 및 경도 시험에 대한 관련 방법은 다음과 같다:
모의 침탄 담금질 시험: 940℃에서 5시간 동안 유지; 960℃, 980℃ 및 1000℃에서 각각 4시간 동안 유지하고; 1020℃에서 3시간 동안 유지하고; 1050℃에서 2시간 동안 유지한 후 물 담금질을 수행하고 샘플을 채취하여 실시예 및 비교예의 스틸의 조직을 관찰하고 표준 ASTM E112에 따라 오스테나이트 결정립 크기를 평가한다.
경화능 시험: 실시예의 스틸 및 비교예의 스틸에 대해 국가 표준 GB/T 225에 따라 열간 압연 원형 스틸에서 샘플을 채취하여 준비하고 GB/T 5216을 참조하여 최종 경화능 시험(Jominy test)을 실시한다. 여기서 노르말라이징 온도는 920±10℃로 제어되고, 담금질 온도는 870±5℃로 제어된다. 그리고 GB/T 230.2에 따라 로크웰 경도시험(Rockwell hardness test)을 실시하여 특정 위치에서의 경도값(hardness value, HRC), 예를 들어 담금질 끝에서 9 mm에서의 경도, 즉 J9 mm를 구한다. 위의 공정 매개변수는 협상을 통해 결정될 수도 있다.
실시예 1~8의 고온 침탄 기어 샤프트용 스틸과 비교예 1~4의 비교 스틸의 시험 결과를 표 3에 나타낸다.
[표 3]
표 3에 나타낸 바와 같이, 본 발명의 실시예 1~8의 고온 침탄 기어 샤프트용 스틸에 대하여 모의 침탄 담금질 시험에서 1000℃ 이하의 4개 온도에서 모의 침탄을 실시한 후, 오스테나이트 입도는 5~8 등급 범위 내에서 유지되며, 혼합 결정이나 비정상적으로 조대한 입자 등의 현상은 관찰되지 않는다. 그리고 생성된 스틸의 가공성은 기술적 요구 사항을 충족하며, 여기서 실시예 1 및 실시예 3의 스틸은 1040℃에서 2시간 동안 가열된 후 5 등급의 결정립 크기를 갖는다.
비교예 2의 비교 스틸을 960℃의 온도에서 모의 침탄 및 담금질한 후 혼합 결정 현상(1 등급)이 관찰되는데, 여기서 6(1)은 6 등급의 평균 결정립 크기, 1 등급의 비정상 조대화가 국부적으로 발생하는 것을 나타낸다. 비교예 1, 3 및 4의 비교 스틸의 모의 침탄 온도를 980℃ 이상으로 계속 증가시키면 오스테나이트 결정립의 이상 성장이 심해지며, 여기서 5.5(1)은 평균 결정립 크기가 5.5 등급의 평균 결정립 크기 및 1 등급 조대화가 국부적으로 발생하는 것을 나타낸다. 비교예 3에서는 스틸에 TiN계 개재물이 존재하여 피로성능에 악영향을 미치는 것을 확인할 수 있다. 비교예 1의 비교 스틸은 경화능이 낮고, EN 10084-2008에 명시된 20MnCrS5H 고경화능 기어 스틸의 요구사항을 충족하지 못한다.
정리하면, 본 발명에서는 합리적인 화학성분 설계와 최적화된 공정을 통해 본 발명에 따른 고온 침탄 기어 샤프트용 스틸은 고온 오스테나이트 결정립 안정성, 높은 경화능, 좁은 경화능 대역폭 및 우수한 고온 입자 안정성을 가질 수 있다. 또한, 쾌삭성이 있어 고온 침탄에 적합하다. 그리고 대표 위치 J9mm에서 30~43 HRC의 경화능을 가지며, 최대 1000℃의 고온 진공 침탄 전후에 5~8 등급의 오스테나이트 입도를 유지한다. 기어 샤프트용 고경도능 스틸로 압연 또는 단조한 바를 기어로 효과적으로 가공할 수 있으며, 고온 침탄 등의 열처리를 거쳐 적절한 강도와 인성을 갖게 된다. 기어 샤프트용 스틸은 자동차용 기어박스나 신에너지 자동차용 감속기, 차동 장치 등의 고급 부품에 효과적으로 적용할 수 있으며, 적용 및 가치 전망이 우수하다.
또한, 본 발명에 있어서 다양한 기술적 특징의 조합은 본 발명의 청구범위에 기재된 조합이나 구체적인 실시예에 기재된 조합에 한정되지 않으며, 본 발명에 설명된 모든 기술적 특징은 기술적 특징들 간에 충돌이 없는 한 어떤 방식으로든 자유롭게 결합되거나 통합될 수 있다.
또한, 위에 나열된 예는 단지 본 발명의 특정 예일 뿐이라는 점에 유의해야 한다. 물론, 본 발명은 상기 실시예에 제한되지 않으며, 본 발명에 개시된 내용으로부터 당업자가 직접적으로 도출하거나 쉽게 생각해 낼 수 있는 유사한 변형이나 수정은 본 발명의 보호 범위에 속한다.

Claims (10)

  1. 질량 백분율로 다음의 화학 성분을 포함하는 고온 침탄 기어 샤프트(carburized gear shaft)용 스틸: 0.17-0.22%의 C, 0.05-0.35%의 Si, 0.80-1.40%의 Mn, 0.010-0.035%의 S, 0.80-1.40%의 Cr, 0.020-0.046%의 Al, 0.006-0.020%의 N, 0.002-0.030%의 Nb, 0.02% 이하의 V, 0.01% 이하의 Ti.
  2. 제1항에 있어서, 나머지가 Fe 및 불가피한 불순물인 것을 특징으로 하는 고온 침탄 기어 샤프트용 스틸.
  3. 제1항에 있어서, 상기 스틸은 Ni, Mo 및 Cu 원소 중 적어도 하나를 질량 백분율로, Ni 0.25% 이하, Mo 0.10% 이하, Cu 0.20% 이하를 추가로 포함하는 고온 침탄 기어 샤프트용 스틸.
  4. 제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 스틸은 질량 백분율로 P 0.015% 이하, O 0.0020% 이하, H 0.0002% 이하, B 0.0010% 이하, Ca 0.003% 이하를 추가로 포함하는 고온 침탄 기어 샤프트용 스틸.
  5. 제1항에 있어서, 상기 고온 침탄 기어 샤프트용 스틸 중 Nb, V, Al, N 및 C 원소의 함량이 다음 식을 만족하고: 미세합금 원소 계수(microalloying element coefficient) , 미세합금 원소 계수 는 0.5~3.0 범위이며, 여기서, 식 중 각 화학원소는 해당 화학원소의 질량 백분율 함유량을 백분율 기호 앞의 숫자로 대체하는 것을 특징으로 하는 고온 침탄 기어 샤프트용 스틸.
  6. 제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 고온 침탄 기어 샤프트용 스틸은 대표위치(representative position) J9mm에서 경화능(hardenability)이 30~43 HRC이고, 고온 진공 침탄 전후의 오스테나이트 입도 5-8 등급을 유지하는 것을 특징으로 하는 고온 침탄 기어 샤프트용 스틸.
  7. 다음 단계를 포함하는 제1항 내지 제6항 중 어느 한 항의 고온 침탄 기어 샤프트용 스틸의 제조방법:
    제련(smelting) 및 주조 단계;
    가열 단계;
    단조(forging) 또는 압연 단계; 및
    마무리 단계.
  8. 제7항에 있어서, 상기 가열 단계에서, 예열 구간의 가열온도는 700℃ 이하이고, 제1 가열 구간의 온도는 980℃ 이하, 제2 가열 구간의 온도는 950~1200℃, 균열 구간(soaking section)의 온도는 1050~1250℃인 것을 특징으로 하는 고온 침탄 기어 샤프트용 스틸의 제조방법.
  9. 제7항에 있어서, 상기 단조 또는 압연 단계에서, 최종 단조 온도 또는 최종 압연 온도는 900℃ 이상인 것을 특징으로 하는 고온 침탄 기어 샤프트용 스틸의 제조방법.
  10. 제7항에 있어서, 상기 마무리 단계는 스캘핑(scalping), 어닐링(annealing) 및 템퍼링(tempering) 중 적어도 하나를 포함하는 고온 침탄 기어 샤프트용 스틸의 제조방법.
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