KR100961040B1 - 고강도 질화강 - Google Patents

Abstract

본 발명은 침탄 열처리공정을 대체하기 위하여 V 및 Nb 등의 소량의 질화물 형성 합금을 첨가하여 화합물층 두께가 얇고 질화특성이 우수한 고강도 질화강에 관한 것이다.

고강도, 질화특성, 질화물 형성 합금, 침탄열처리

Description

고강도 질화강{Nitrided Steels having High Strength}

본 발명은 고강도 질화강에 관한 것으로, 특히 종래의 질화부품과 비교하여 경화깊이가 깊고, 우수한 피팅강도 및 굽힘강도가 얻어질 수 있는 고강도 질화강에 관한 것이다.

자동차, 건설기계, 산업기계에서는 엔진의 회전에 의해 얻어지는 구동력을 전달하기 위해 많은 기어가 사용된다. 이들 기어는 경량화가 요구되므로 고면압에 견딜 필요가 있어, 보통 탄소(C)의 양이 0.20% 정도의 침탄강 (Cr강, Cr-Mo 강 등) 에 침탄처리를 실시하여 표면경화층을 형성하여 표면강도를 높인 부품이 사용된다. 이 침탄처리에 의해 표면은 경도가 높고 고면압에 견딜 수 있으며 또 내부는 저탄소 상태이므로 높은 인성을 부여할 수 있다.

그러나, 이러한 침탄처리는 표면경도를 높이고 고면압에 견디는 강을 제조할 수 있는 이점이 있으나, 변태점 이상의 온도로 가열하고 소입하므로 열처리변형의 발생과 표면 이상 산화층의 발생을 피할 수 없다. 특히 최근의 자동차에서는 단순히 엔진성능이 우수할 뿐만 아니라 사용자들로부터 운전 중에 높은 수준의 정숙성을 요구받고 있다. 그러나 침탄처리에 의해 열처리 변형이 발생한 기어부품을 자동 차등의 구동력을 전달하는 부품으로 사용하는 경우, 기어의 맞물림에 악영향이 생겨, 소음이 발생한다. 이 기어 노이즈는 정숙성 저하의 큰 원인이 되므로 변형발생의 과제를 해결할 필요가 있다.

이 기어노이즈의 발생을 억제하기 위해, 침탄처리 후 마무리가공을 하는 방법도 있으나 기어에 따라서는 그 형상이 복잡하여 마무리가공에 과도한 비용이 발생하는 부품도 있어 침탄상태 그대로 사용하는 부품도 있다. 그러나 침탄상태 그대로 사용한다는 것은 제조한 기어에 침탄시 발생한 변형이 남아 있는 상태로 사용하므로 사용자가 만족할 수 있는 정숙성이 확보되지 않게 된다.

이러한 문제를 해결하기 위해 종래부터 잘 알려져 있는 대책으로서는 질화처리에 의한 표면경화 처리방법이 있다. 질화처리는 변태점 이하의 처리이므로 침탄처리에 비해, 열처리변형을 저감할 수 있다. 그러나 질화처리에 의해 얻어지는 경화층의 깊이는 침탄처리에 비해 얕고, 침탄처리품에 비해 내 피팅강도나 굽힘강도가 열세이며, 특히 굽힘강도가 크게 낮다. 또 만약 침탄처리품 정도의 굽힘강도를 확보하기 위해 깊은 경화층을 얻고자 할 경우에는 처리시간을 대폭적으로 길게 해야 하므로 생산성이나 비용면에서 불리하다. 따라서 대폭적으로 처리시간을 길게 하지 않고 침탄처리품에 근접할 정도로 우수한 굽힘강도를 확보할 수 있는 질화품의 개발이 강하게 요구되고 있다.

질화강의 경화층을 높임으로서 침탄처리 후의 강도에 근접하는 고강도와 저변형을 양립시키기 위한 방법을 설명한다.

일반적으로 질화열처리 소재로는 C함량을 0.45% 정도 첨가한 탄소강이나 C함 량이 0.4%에 소량의 Cr, Mo 을 첨가한 저합금강을 사용하여 내마모성을 요구하는 자동차 및 기계구조용 부품에 널리 적용해 왔다.

그런데 특히 탄소강에 비해 저합금강은 질화처리 후의 경화깊이를 개선하는 효과가 큰 Cr과 Mo을 첨가함으로써 경화깊이 개선에는 효과가 있으나 이들 원소는 상당히 고가이므로 비용면에서 불리한 점이 있다.

또 질화처리에서는 표면에 철과 질소의 화합물층이 수십 ㎛ 정도 형성되는데 이 화합물층은 철에 비해 비중이 작으므로 질화처리에 의해 생성되면 팽창이 일어나 치수가 변화한다. 또 화합물층은 기어와 같이 복잡한 형상의 부품에서는 부위에 따라 두께가 변화하여 부위에 따라 기어변화량이 달라지는 문제가 있다.

질화처리는 침탄처리와 같이 분위기 제어가 가능한데 질화포텐셜이라고 하는 변수를 조정하면서 질화처리하면 화합물층의 형성을 가능한 한 억제할 수 있다. 그러나 화합물층이 억제된다는 것은 분위기중의 암모니아 가스의 분압을 낮게 억제한다는 의미로서 이 같은 처리에서는 필요로 하는 표면경도, 경화깊이가 모두 얻어지지 않는다는 문제가 있다.

본 발명은 종래의 이러한 문제점을 감안하여 안출된 것으로, 비용면에서 유리하고 내 피팅강도, 굽힘강도가 모두 침탄처리품에 근접한 우수한 강도를 얻을 수 있고 또 화합물층의 생성을 억제할 수 있는 조건으로 질화처리를 하여도 필요한 경화깊이를 확보할 수 있는 고강도 질화강을 제공하는 것을 목적으로 한다.

상기한 목적을 달성하기 위하여, 본 발명은, 중량%로, C: 0.15 ∼ 0.3%, Si: 0.2 ∼ 0.4%, Mn: 1.0 ∼ 2.0%, P: 0.03% 이하, S: 0.05% 이하, Cr: 1.0 ∼ 2.0%, Mo: 0.1 ∼ 0.7%, Nb: 0.005 ∼ 0.05%, V: 0.005 ∼ 0.25%로 하고 나머지는 Fe 및 불가피 불순물로 구성되는 것을 특징으로 하는 고강도 질화강이 제공된다.

본 발명의 상기 고강도 질화강은 베이나이트 조직의 면적율이 80% 이상이 되는 베이나이트계 조직을 가지며, 질화처리 후의 표면경도가 Hv 800 이상, 경화깊이는 전경화깊이 기준으로 0.7mm 이상이고, 표면 화합물층의 평균두께가 2㎛이하이다.

이하, 본 발명의 고강도 질화강에서 각 구성성분 및 그 한정이유를 설명한기로 한다.

(1) C : 0.15 ∼ 0.3%

C는 강에 있어 가장 중요한 원소로, 탄소함량에 따라 강의 기계적 성질이 크게 변화한다. 탄소함량이 높을수록 강도가 향상되나 인성이 저하하므로 상한치를 0.3%로 하였고 0.15%보다 낮을 경우 고강도를 얻을 수 없으므로 하한치를 0.15%로 하였다.

(2) Mn : 1.0 ∼ 2.0%

Mn은 소입성 및 강도향상 원소이나 고가인 Ni, Cr 및 Mo을 대체하기 위하여 첨가하는 것으로 보통 1% 이상을 첨가한다. 그러나 화합물층을 억제하는 질화처리의 경우에는 Mn을 가능한 한 첨가량을 적게 하여야 한다는 점에서 상한치를 2.0%로 하였다.

(3) Cr : 1.0 ∼ 2.0%

Cr은 소입성을 개선하는 효과가 있는 원소이며, 질소와 결합하여 질화처리 후 표면경도, 경화깊이를 개선하는 효과도 갖는다. 따라서 이들 효과를 충분히 갖기 위하여 1% 이상 함유하는 것으로 하였다. 그러나 다량으로 첨가하면 내부경도가 지나치게 상승하여 가공성, 냉간가공성이 저하하고 인성이 낮아지므로 2.0%로 제한하였다.

(4) Mo : 0.1 ∼ 0.7%

Mo은 질화처리 후의 표면경도, 경화깊이를 높이는 효과를 가짐과 동시에 베이나이트 변태온도를 저하시켜, 베이나이트 조직을 미세화하고 굽힘강도를 개선하는 효과를 갖는 원소이다. 또 Mo은 소입성을 향상시켜, 베이나이트 조직을 얻기 위해 필요한 원소이다 따라서 그 효과를 얻기 위해서는 최소 0.1%의 함유가 필요하다. 그러나 Mo은 고가인 원소이므로 다량 함유하는 것은 비용면에서 바람직하지 않으므로 상한을 0.7%로 하였다.

(5) V : 0.005 ∼ 0.25%

V 은 열간단조시 또는 노말라이징 처리를 위한 오스테나이트화 처리시 기지조직에 고용되고 그 후 냉각시 탄소 또는 질소와 결합하여 석출강화 효과를 얻거나, 질화처리시 질소와 결합하여 표면경도를 높인다. 따라서 그 효과를 얻기 위해서는 최소 0.005%의 함유가 필요하다. 그러나 V은 질소의 확산을 억제하는 원소이므로 0.25%를 초과하여 첨가하여도 효과가 포화가 되고 경화깊이를 저하하는 원소 이며, 고가인 원소이므로 다량 함유하는 것은 비용면에서 바람직하지 않으므로 상한을 0.25%로 하였다.

(6) Nb : 0.005 ∼ 0.05%

Nb은 V과 마찬가지로 열간단조시 또는 노말라이징 처리를 위한 오스테나이트화 처리시 기지조직에 고용되고 그 후 냉각시 탄소 또는 질소와 결합하여 석출강화 효과를 얻거나 질화처리시 질소와 결합하여 표면경도를 높인다. 그러나 Nb은 질소의 확산을 억제하는 원소이므로 0.05%를 초과하여도 효과가 포화가 되고 경화깊이가 저하하는 원소이며, 고가인 원소이므로 다량 함유하는 것은 비용면에서 바람직하지 않으므로 상한을 0.05%로 하였다.

(7) P : 0.03% 이하

P는 제조시에 소량의 혼입을 피할 수 없는 원소인데 입계강도를 저하시켜, 피로특성을 악화시키는 원인이 되므로 그 양을 극히 저감시킬 필요가 있는데 그 상한을 0.03%로 하였다.

(8) S : 0.05% 이하

S는 MnS를 형성하여 강중에 분포하여 가공성을 개선하는 원소로 알려져 있으나 면압 피로강도를 저하시켜는 원소로서 내 피팅강도를 얻기 위한 목적으로 S는 불순물로서 0.05%이하로 한다.

상기의 소재는 열간단조 후 어닐링 처리를 실시한다.

열간단조는 900℃이상에서 실시할 필요가 있는데, 900℃미만의 온도영역에서는 V 및 Nb을 고용하여 그 후 냉각시 미세한 탄화물을 얻기 어렵고 변형저항이 커 열간성형이 어렵다.

어닐링 처리는, 단조 후 미세조직은 베이나이트의 조직에 미세한 V 및 Nb 탄화물이 석출하여 기계가공이 곤란하므로 내부경도를 낮추기 위해 실시하는 것으로 기계가공성을 고려하여 어닐링 후 경도는 Hv 230 이하가 되도록 하는 것이 바람직하며 구체적인 어닐링 방법은 당해 분야에서 일반적으로 적용가능한 것으로 알려진 방법으로 실행하면 충분하므로 그에 대한 상세한 설명은 생략하기로 한다.

이러한 소재를 기계가공 후 다시 노말라이징 열처리를 실시하여 기지조직을 80% 이상의 베이나이트 조직 + 20% 미만의 페라이트 조직으로 한 후 질화열처리를 실시한다. 노말라이징 열처리는 어닐링 열처리 후 다시 경도를 높이기 위한 것으로 성분에 따라 주로 850℃이상으로 가열하여 공냉하는 것으로, 노말라이징 후 경도는 Hv 300 이상이 바람직하며 구체적인 노말라이징 방법은 당해 분야에서 일반적으로 적용가능한 것으로 알려진 방법으로 실행하면 충분하므로 그에 대한 상세한 설명 역시 생략한다.

질화온도는 550∼ 650℃에서 실시하는데, 이 온도범위는 일반적인 질화열처리조건이다. 그런데 이 보다 낮은 온도에서는 질화반응속도가 느려 효율적인 처리가 곤란하므로 하한치는 550℃하였다.

일반적인 질화열처리에서는 화합물층 경도 및 심부경도가 저하하므로 600℃이상의 고온에서는 질화열처리를 실시하지 않으나, 본 발명에 의한 공정에서는 V, Nb을 최적화하여 600℃ 이상의 처리온도에서도 표면경도가 저하하지 않고, 베이나이트 기지 조직으로 V과 Nb의 미세 석출물에 의한 템퍼링 효과로 심부경도의 저하 도 억제할 수 있으므로 단시간에 깊은 경화깊이를 얻기 위해 600℃의 고온으로 하였다. 그러나 650℃를 넘는 온도에서 처리하면 취화되며 경도가 낮은 γ - 상의 화합물층이 나타나고 표면경도가 저하하므로 상한치를 650℃로 하였다.

이상과 같이 본 발명은 Mn의 적절한 첨가와 V 및 Nb 양의 적정화로 기계가공이 용이하며 화합물의 생성을 억제하면서 높은 표면경도, 경화깊이를 확보할 수 있었다. 그 결과 화합물층의 생성에 따른 치수변형을 억제하고 고강도, 높은 내피팅성을 갖는 질화부품을 제공할 수 있었다.

(실시예)

이하 본 발명을 실시예를 통하여 더욱 자세히 설명한다.

표 1의 공시재중 시료 소재 A ∼ F 는 베이나이트계 질화강으로 개발한 소재로, 실험용 용해로에서 용해하여 준비하였는데, D와 F는 성분이 규정한 범위내의 강이며, 그 외는 일부 성분이 본 발명에서 규정한 성분범위외의 강이다.

탄소함량은 인성유지를 위하여 0.2% 수준으로 하였고, Cr은 경화능 확보를 위해 1.2% 내외로 동일하게 첨가하였다. Mn, Mo Nb 및 V의 양을 달리하였다.

비교를 위한 강은 기계구조용 강으로 일반적으로 사용되는 탄소강으로 시중에서 시판되고 있는 상용강이다.

(중량%)

구분	재질	C	Si	Mn	P	S	Ni	Cr	Mo	Nb	V
시료	A	0.22	0.12	0.40	0.019	0.007	0.03	1.27	0.58	0.03	0.03
	B	0.23	0.49	0.52	0.021	0.007	0.04	1.32	0.69	0.02	0.004
	C	0.19	0.31	1.19	0.016	0.005	0.04	1.22	0.02	0.10	0.14
	D	0.22	0.33	1.39	0.021	0.007	0.04	1.30	0.53	0.01	0.01
	E	0.22	0.23	1.23	0.021	0.007	0.05	1.25	0.54	0.02	0.19
	F	0.22	0.07	0.48	0.015	0.005	0.03	1.24	0.02	0.02	0.17
비교예	S45C	0.46	0.27	0.85	0.013	0.010	0.16	0.08	0.07	-	-

소재 A ∼ F 는 1200℃로 가열하여 열간단조하여 냉각 후 700℃에서 5시간 어닐링하고 다시 860℃에서 노말라이징 열처리를 실시하였다. 비교강인 S45C 소재는 열간단조하여 냉각 후 870℃에서 1시간 가열하고 급냉 후 550℃에서 2시간 템퍼링 열처리를 실시하였다.

이들 소재를 620℃로 유지되는 직경 500mmφ, 높이 1000mm 의 피트형 질화로에서 총유량을 1.4m3/hr로 하고 50% 암모니아-50%질소로 구성되는 혼합가스를 사용하여 8hr 동안 질화열처리 후 공랭하였다.

이 후 표면경도, 경화깊이, 심부경도, 화합물층 두께측정, 굽힘강도, 롤러 피팅마모시험을 실시하여 소재의 특성을 비교하였다. 표면경도 및 경화깊이, 심부경도는 마이크로비커스 경도기를 사용하여 측정하였고, 화합물층 두께측정은 광학현미경을 사용하였다. 롤러 피팅마모시험은 상기 소재의 시험편에서 외경 130mm, 두께 18mm의 대롤러를 가공하고, 외경 26mm, 두께 28mm의 소롤러를 가공하여 제조하여, KOMATSU社 의 롤러 피팅마모시험기 (RPT-201 모델) 를 사용하여 유온 50℃, 1000rpm, 슬립율 40%의 조건으로 피팅발생시까지의 회전수를 비교하여 내피팅성을 평가하였다.

굽힘시험은 동일 소재로부터 8X8mm, 길이 60mm 의 시험편을 가공하여 길이방향으로 반경 1.2mm, 깊이 1mm의 홈을 가공하고 이 시험편의 중심부에 하중을 가하여 굽힘강도를 측정하였다.

이들 특성을 비교한 결과를 표2에 나타내었다.

구분	재질	표면경도 (Hv)	경화깊이 (Hv)	심부경도 (Hv)	화합물층 두께(㎛)	어닐링후 경도(Hv)	내피팅성	굽힘강도
시료	A	730	0.8	290	3	210	340만	1100
	B	780	0.78	305	4	215	340만	1000
	C	870	0.68	360	4	270	230만	1210
	D	840	0.82	340	1.8	210	430만	1340
	E	870	0.98	330	1.5	220	400만	1300
	F	880	0.87	316	3.5	213	370만	1200
비교강	S45C	540	0.6	230	28		70만	650

표 2에서 보는 바와 같이, D와 E 이외의 강은 본 발명에서 규정한 범위 이외의 소재인데 A, B는 Mn, V및 Nb 함량이 낮아 표면경도, 심부경도가 낮고 따라서 굽힘강도 및 내피팅성 역시 낮다. 소재 C는 표면경도 및 심부경도는 높으나, 화합물층이 두꺼우므로 충격시 박리가 예상되며 소재 F는 Mn 함량이 낮아 소재 D와 E에 비해 심부경도가 낮다.

이에 반하여, 소재 D와 E는 타 소재에 비해 어닐링 후 적절한 경도값을 가지면서 열처리 후 표면경도가 높고, 경화깊이가 깊으며 얇은 화합물층 두께를 가져 굽힘강도와 내피팅성이 우수하였다. 따라서 소재 D 와 E 가 적절한 화합물층 두께 및 고강도, 높은 내피팅성을 갖는 질화특성이 우수한 고강도 질화강으로 확인되었다.

이상과 같이, 본 발명은 비록 한정된 실시예에 의해 설명되었으나, 본 발명은 이것에 의해 한정되지 않으며 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자에 의해 본 발명의 기술사상과 아래에 기재될 특허청구범위의 균등 범위 내에서 다양한 수정 및 변형이 가능함은 물론이다.

Claims (1)

1. 중량%로, C: 0.15 ∼ 0.3%, Si: 0.2 ∼ 0.4%, Mn: 1.0 ∼ 2.0%, P: 0.03% 이하, S: 0.05% 이하, Cr: 1.0 ∼ 2.0%, Mo: 0.1 ∼ 0.7%, Nb: 0.005 ∼ 0.05%, V: 0.005 ∼ 0.25%로 하고 나머지는 Fe 및 불가피 불순물로 구성되는 것을 특징으로 하는 고강도 질화강.