KR950009168B1 - 고인성 열간단조용 비조질강의 제조방법 - Google Patents

Abstract

내용 없음.

Description

고인성 열간단조용 비조질강의 제조방법

제1도는 통상의 열간단조 부품의 제조공정도.

제2도는 본 발명재의 미세조직사진.

본 발명은 차량의 크랭크 샤프트(Crank Shaft)나 커넥팅 로드(Connecting rod) 등의 소재로 사용되는 열간단조용강의 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는, 차량 부품들의 가공공정에서 통상적으로 수반되는 소입, 소려 열처리 공정을 생략하고도 기계적 성질이 우수한 최종제품을 제조할 수 있는 열간단조용 비조질강의 제조방법에관한 것이다. 현재 사용되는 크랭크 샤프트 및 커넥팅 로드 등의 차량 부품들은 제1도에 나타난 바와 같이, 압연재를 1250℃ 정도의 고온으로 재가열하여 최종 부품 형상으로 열간단조를 한후 소입, 소려처리를 실시하여 제조되며, 차량부품들의 요구 강도 및 인성은 소입, 소려처리시 확보된다.

상기 소입, 소려 열처리는 통상, 810-870℃로 가열 후 수냉 및 유냉시켜 마르텐사이트(Martensite) 조직을 얻어 재질을 경화시키는 소입처리와 550-650℃로 가열 후 급냉시켜 경화된 강에 인성을 부여하는 소려처리로 구분된다. 이와 같은 공정을 통하여 가공되는 종래의 열간단조용강의 소재로는 통상 하기 표 1과 같은 S45C나 S50C와 같은 기계구조용 탄소강을 사용하며, 소입소려처리를 끝낸 최종 제품상태에서 미세조직은 탬퍼드 마르텐사이트(Tempered Martensite)이고, 기계적 성질은 하기 표 2와 같다.

[표 1 기계구조용 탄소강의 화학성분(%wt)]

[표 2 기계구조용 탄소강의 기계적 성질]

그러나, 70년대 중반부터 유럽 및 일본을 중심으로 소입, 소려 열처리를 생략하여 원가절감을 획기적으로 꾀할 수 있는 비조질강이 연구되기 시작하여, 80년대 중반 이후부터는 양산되고 있다. 공지된 열간단조용 비조질강의 제조방법 및 특징들을 상세히 설명하면 다음과 같다. 먼저 성분상의 특징을 살펴보면 기 개발 열간단조용 비조질강은 대부분이 중탄소강(0.4% C 내외)에 석출경화형 원소인 바나듐(V)을 상당량 함유하고 있다. 바나듐을 첨가하는 이유는 단조 후 냉각과정에서 미세하게 석출시켜 강을 강화시키기 위함이다. 또한 대부분의 비조질강은 망간(Mn)을 1.5% 정도로 다량 함유하고 있는데, 이는 인성을 저하시키지 않고 강도를 높여주는 망간의 특성을 활용하기 위함이다. 그리고 개발초기 독일에서 개발된 일부 비조질강에는 실리콘(Si) 함량을 약 0.7% 수준까지 높여 강의 인성을 개선시킨 경우도 있다. 일부 비조질강은 고온에서 입성장 억제 효과가 아주 뛰어난 티타늄질화물(TiN)을 생성시켜 강의 인성을 개선시켜주고자 하는 목적으로 티타늄(Ti)과 질소(N)를 첨가하기도 한다. 이러한 성분의 비조질강은 전로 및 전기로에서 제강과정을 마치고 연주 및 조괴로 생산된다. 이후 열간 봉강압연을 통하여 환봉형태로 제작한 후 적당한 크기로 절단하여 최종 부품 형상으로 열간단조한다. 단조시 가열온도는 약 1250℃ 정도이며, 단조는 약 1100-1200℃ 사이에서 이루어진다. 단조 마무리온도가 낮아질수록 충격인성이 향상되는 장점이 있으나 대신 다이스 수명이 짧아지기 때문에 실공정에서 단조온도를 1100℃ 이하로 낮추기는 곤란하다. 그러나, 기 개발, 시판되고 있는 종래의 비조질강은 하기 표 3에 나타난 바와 같이 대부분의 물성치가 열처리재와 거의 동등하나, 충격인성은 상당히 열등함을 알 수 있다. 따라서 종래의 비조질강은 크랭트 샤프트나 컨넥팅 로드와 같이 충격인성이 크게 요구되지 않는 부품에 주로 사용되고 있다.

[표 3 종래의 비조질강의 기계적 성질]

상기에서 알 수 있는 바와 같이, 종래의 열간단조용강은 충격인성이 열처리강에 비해 상당히 낮다는 문제점을 안고 있으며, 그렇다고 충격인성을 향상시키기 위하여 단조시 단조온도를 낮추는 경우에 다이스 수명 감소로 인하여 원가절감 효과가 반감되는 문제점을 가져오게 된다.

이에, 본 발명자는 상기한 종래 방법의 문제점을 해결하기 위하여 연구와 실험을 행하고, 그 결과에 근거하여 본 발명을 제안하게 된 것으로서, 본 발명은 각종 성분을 적절히 조정하므로서, 단조 온도를 낮추지 않고도 종래의 열간단조용 비조질강에 비해 충격인성이 크게 향상된 고인성 열간단조용 비조질강을 제공하고자 하는데 그 목적이 있다.

이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명은 중량%로, C : 0.15-0.25%, Si : 0.15-0.65%, Mn : 1.0-2.0%, V : 0.0710.15%, Ti : 0.008-0.030%, Al : 0.05% 이하, N : 0.005-0.020%, P : 0.030% 이하, S : 0.020-0.08%, 잔부 Fe 및 기타 불가피하게 함유되는 불순물로 조성되는 강을 통상의 방법으로 강편 압연 혹은 봉강압연하여 주조조직을 파괴한 후, 일정크기로 절단하여 1150-1300℃로 재가열하여 900℃ 이상에서 마무리 되도록 열간단조한 다음, 10-200℃/min의 냉각속도로 냉각한 후, 상온까지 공냉하여 고인성 열간단조용 비조질강으로 제조하는 방법에 관한 것이다.

이하, 본 발명에 있어서 첨가원소의 성분 범위 및 압연 조건의 한정 이유에 대하여 상세히 설명한다.

상기 탄소(C)는 종래의 열처리재(S45C, S50C)에 비하여 대폭 낮추어 첨가되었는데, 이는 페라이트(Ferrite)의 체적 분율을 증가시킴으로서 강의 충격인성 및 연성을 대폭 증가시키기 위함이며, 그렇다고 탄소함량이 너무 낮은 경우에는 필요강도의 확보가 불가능하므로, 상기 탄소 함량은 0.15-0.25%로 제한하는 것이 바람직하다.

상기 규소(Si)는 고용강화에 의한 강도 및 증가 및 페라이트의 분포 개선에 의한 인성 증가 효과를 얻기 위해 첨가되는 성분으로서, 그 첨가량이 0.65% 이상이 되면 오히려 인성을 해치게 되므로, 그 이하로 첨가되어야 하지만, 탈산을 위해서는 최소한 0.15% 정도는 첨가되어야 한다.

또한 상기 망간(Mn)은 소입성을 증가시키고 오스테나이트(Austenite)에서 페라이트(Ferrite)에로의 변태온도를 낮추어 주어 조직을 미세화시키는 역할을 하는데 통상의 강중에 약 2.0%까지는 첨가하여도 인성을 떨어뜨리지 않고 강도를 증가시키므로 인성저하없이 필요강도를 얻기 위해서는 상기 망간의 함량은 1.0-2.0%로 한정하는 것이 바람직하다.

또한, 상기 바나듐(V)은 단조 후 냉각과정에서 미세한 탄질화물을 형성시켜 강도향성을 꾀하기 위해 첨가되는 성분으로서, 그 첨가량이 너무 적으면 강도 폭이 적고, 첨가량이 많아지면 강도는 증가하나 인성이 크게 감소함으로 그 첨가량은 0.07-0.15%로 제한하는 것이 바람직하다.

또한, 상기 티타늄(Ti)은 강중에서 질소와 결합하여 티타늄질화물을 형성하게 되는데, 이 티타늄질화물은 단조 전 재가열 과정에서 오스테나이트 입성장을 억제시켜 강의 충격인성을 개선시키게 된다.

상기 티타늄의 첨가량이 너무 적으면 티타늄질화물 절대량이 적어 효과적으로 입성장을 억제시키기가 곤란하고, 첨가량이 일정량을 넘으면 효과가 포화되므로 고가의 합금원소를 과도히 첨가할 필요는 없다. 따라서 상기 티타늄의 첨가량은 0.008-0.030%로 제한하는 것이 바람직하다.

상기 알루미늄(Al)은 탈산 및 알루미늄질화물에 의한 입자미세화를 목적으로 첨가되는 성분으로서 강중에서 바나듐탄질화물과 티타늄탄질화물의 보조역활을 하므로 0.05% 이하로 소량 첨가되는 것이 바람직하다.

상기 질소(N)는 비조질강중에서 바나듐, 티타늄, 알루미늄과 결합하여 질화물을 형성하게 되는데, 그 첨가량이 0.005% 이하이면 충분한 질화물이 형성되지 않고, 첨가량이 0.020% 이상이면 고용질소량이 증가하여 인성을 해치게 되므로 그 첨가량은 0.005-0.020%로 한정하는 것이 바람직하다.

상기 인(P)은 결정입계에 편석되어 인성을 저하시키므로 그 첨가량은 0.030% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

상기 황(S)은 강중에서 망간과 결합하여 망간황화물을 형성하는데, 이 망간황화물은 강의 피삭성을 증가시켜주므로 비조질강의 가공성 향성을 위해 황은 최소한 0.02% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나 첨가량이 많아지면 인성을 떨어뜨리므로, 그 상한은 0.08%로 제한하는 것이 바람직하다.

상기와 같은 조성되는 강을 통상의 방법으로 주조한 다음, 재가열 후 강편압연 혹은 봉강압연을 한다. 이 과정은 단조하기에 적절한 크기로 사이징(Sizing) 압연하는 정도의 의미이므로 압연 온도나 압하비는 크게 문제되지 않는다. 이 과정에서 주조조직의 파괴가 이루어지므로 가열온도는 높을수록 좋고 압하비는 클수록 좋다. 강편 압연 혹은 봉강 압연을 마친 바(Bar)는 일정크기로 절단 후 재가열하여 열간단조를 실시한다.

그러나, 재가열온도가 너무 높으면 오스테나이트 입자가 과도히 성장하게 되어 인성을 떨어뜨리고, 너무 낮으면 단조온도가 낮아지게 되어 다이스의 수명이 현저히 감소하게 된다. 따라서 단조 전 재가열 온도는 1100-1300℃로 제한하는 것이 바람직하다. 단조온도는 오스테나이트 영역에서는 낮을수록 충격인성을 향상시킨다.

그러므로, 본 발명에서는 Ar₃온도까지(약 900℃) 단조온도를 낮추어도 무방하게 된다.

단조 이후 500℃까지의 냉각속도는 단조재의 두께에 따라 10-200℃/min로 제한하는 것이 바람직한데, 그 이유는 냉각속도가 200℃/min 이상이 되면 저온조직이 생성되어 인성을 해칠 수 있고, 냉각속도가 10℃/min 이하가 되면 입성장 및 석출물 성장이 과도하게 진행되어 강도가 감소하기 때문이다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 상세히 설명한다.

[실시예]

하기 표 4 및 표 5와 같이 조성되는 강괴(크기 145㎜×145㎜×L)를 1200℃에서 2시간동안 가열 후 총압하율 52%로 열간압연하여 700㎜×145㎜×L인 강편을 제조하였다. 상기와 같이 압연한 강편을 1250℃로 재가열한 후 총압하율 40%로 열간단조 하였다. 단조개시 온도는 1200℃로 하였으며, 단조 종료온도는 1100℃로 하였다. 단조재의 최종 두께는 15㎜, 25㎜, 50㎜ 였으며, 단조후 공냉시켰다.

상기 공냉시 500℃ 까지의 냉각속도는 15, 25 및 50㎜ 두께별로 각각 168.9℃/min, 82.8℃/min 및 49.5℃/min이였다.

상기와 같이 제조된 시편에 대하여 기계적 성질을 측정하고, 그 측정결과를 하기 표 6에 나타내었다.

한편, 발명재 1 및 2에 대해서는 미세조직을 관찰하고, 그 결과를 각각 제2a도 및 제2b도에 나타내었다.

[표 4 발명강의 화학성분(wt%)]

[표 5 비교강의 화학성분(wt%)]

[표 6 발명강 및 비교강의 기계적 성질]

제2도에 나타낸 바와 같이, 발명재의 경우 미세조직은 페라이트와 펄라이트의 복합조직으로 구성됨을 알 수 있으며, 다량의 망간 및 기타 합금원소들이 첨가되어 있음에도 불구하고 기계적 성질에 나쁜 영향을 미치는 저온 조직은 포함되어 있지 않다.

또한, 상기 표 6에 나타난 바와 같이, 본 발명에 따라 제조된 발명재(1) 및 (2) 비교재(1-6)(기 개발된 외국 열간단조용 비조질강)에 비해 상온에서 측정된 충격치가 상당히 개선되었음을 알 수 있다.

상술한 바와 같이, 본 발명은 차량부품들의 가공공정에서 통상적으로 수반되는 소입, 소려 열처리 공정을 생략하고도 기계적 성질 특히, 충격인성이 우수한 고인성 열가단조용 비조질강을 제조할 수 있으므로, 높은 충격인성이 요구되는 차량부품등의 제조에 적절히 적용될 수 있는 효과가 있는 것이다.

Claims (1)

1. 중량%로, C : 0.15-0.25%, Si : 0.15-0.65%, Mn : 1.0-2.0%, V : 0.0710.15%, Ti : 0.008-0.030%, Al : 0.05% 이하, N : 0.005-0.020%, P : 0.030% 이하, S : 0.020-0.08%, 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피하게 함유되는 불순물로 조성되는 강을 통상의 방법으로 강편압연 혹은 봉강압연하여 주조조직을 파괴한 다음, 1100-1300℃로 실시하여 900℃ 이상의 온도에서 마무리 단조를 하고, 이후 500℃까지 10-200℃/분의 냉각속도로 냉각시킨 후, 공냉하는 것을 특징으로 하는 고인성 열간단조용 비조질강의 제조방법.