KR101243129B1 - 고경도 및 고인성 석출경화형 금형강 및 그 제조방법 - Google Patents

Abstract

본 발명은 중량%로 C:0.05~0.13%, Si:0.2~1.2%, Mn:1.3~1.7%, Cr:0.2~1.0%, Mo:0.2~1.0%, Ni:2.5~3.5%, Cu:0.7~1.5%, Al:0.7~1.5%, Nb:0.01~0.1%, S:0.006%이하, 잔부Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진 조성을 갖고, 베이나이트와 마르텐사이트의 혼합 조직으로 이루어진 것을 특징으로 하는 고경도 및 고인성 석출경화형 금형강과, 상기 성분들로 조성된 강을 열간 가공한 후, 재가열시 오스테나이트 변태 완료점(Ac3)보다 10~30℃ 높은 온도까지 가열하여 일정 시간동안 유지하고, 0.5℃/분~20℃/초의 냉각속도로 상온까지 냉각한 다음에, 530~560℃의 온도에서 시효처리하는 것을 특징으로 하는 고경도 및 고인성 석출경화형 금형강의 제조방법을 제공한다.
본 발명에 의하면, 합금성분의 조정과, 용체화 처리, 시효처리 등의 공정 조건을 제어하여 HRC 38 이상의 고경도와 20J 이상의 높은 수준의 V 놋치 샤르피 충격값을 동시에 확보함으로써, 금형의 사용수명을 크게 연장시킬 수 있고, 인성이 우수하여 플라스틱 재료의 맞물림에 의해 형합면 등에 생기는 흠 발생이나 성형기에의 금형의 장착, 탈착 및 보관 등과 같은 금형의 취급시에 발생될 수 있는 코너부의 균열이 저감되며, 이로 인하여 플라스틱의 성형을 고속으로 수행할 수 있을 뿐만 아니라, 고경도, 청정성, 균일조직이 함께 어울려 우수한 경면성을 갖고, 더불어 제반 성질도 구비한 금형강을 얻을 수 있다.

Description

고경도 및 고인성 석출경화형 금형강 및 그 제조방법{PRECIPITATION HARDENING TYPED DIE STEEL WITH EXCELLENT HARDNESS AND TOUGHNESS, AND MANUFACTURING METHOD THEREOF}

본 발명은 금형 제조를 위해 사용되는 재료인 금형강 및 그 제조방법에 관한 것이고, 특히 플라스틱 제품을 성형하는 금형을 만들기 위한 금형강 및 그 제조방법에 관한 것으로, 고경도와 고인성을 동시에 확보하여 금형의 사용수명의 대폭 연장이 가능한 고경도 및 고인성 석출경화형 금형강 및 그 제조방법에 관한 것이다.

일반적으로 플라스틱의 성형 등에 사용되는 금형강은 금형으로 가공한 후에 열처리하는 강종과, 금형강을 열처리한 후에 금형으로 가공하는 강종으로 크게 대별된다. 과거에는 전자에 해당하는 탄소강이나 저합금강이 다수 사용되어 왔으나, 경도, 인성 등의 물성이 떨어져 수명이 짧은 문제로 인하여 최근에는 후자에 해당하는 석출경화형 금형강이 주로 사용되고 있다.

이와같이, 플라스틱 성형용 금형에 주로 사용되는 석출경화형 금형강은 금형의 제작기간의 단축과 사용수명을 향상시키기 위하여, 피삭성 뿐만 아니라 경도와 인성이 우수해야 하지만, 이러한 경도와 인성은 서로 상반되는 성질이기 때문에 우수한 경도와 인성을 동시에 확보하는 것이 용이하지 않은 문제가 있다.

이러한 문제를 해결하기 위하여, 일본국 공개특허공보 제1993-255732호는 탄소 함량을 감소시켜 조직 전체의 인성을 향상시키고, 탄소 함량의 감소에 따른 경도 부족분은 고온 열처리에 의해 석출되는 탄화물과 Ni-Al 금속간 화합물로 인하여 경도를 상승시키고자 하였으나, 여전히 높은 탄소 함량과 고온의 열처리 온도로 인하여 경화후의 인성이 낮아 금형 가공과 사용시에 열응력에 따라 여전히 균열이 발생할 수 있는 문제가 있다.

또한, 일본국 공개특허공보 제1995-278743호 및 제1997-021351호는 크롬(Cr)과 S의 첨가량을 증가시키고 그 관계식을 한정하여 경도와 인성을 동시에 향상시키고자 하였으나, 크롬(Cr)과 황(S)에 대한 관계식을 충족시키는 경우 인성이 향상되는 이유에 관한 설명이 부족하고, 실제로도 황(S)이 0.05 중량% 이상 다량 함유됨으로써 인성과 경면성이 저하될 수 있는 문제가 있다.

이와 같이, 비록 경도가 높더라도 인성이 부족한 경우에는 플라스틱 재료의 맞물림에 의해 형합면 등에 흠이 생기게 되면 버(burr)가 발생될 수 있고, 성형기에의 금형의 장착, 탈착 및 보관 등과 같은 금형의 취급시에 코너부에 균열이 발생될 수 있으며, 이러한 균열을 방지하기 위해서는 플라스틱의 성형을 고속으로 수행할 수 없기 때문에, 금형의 수명 향상 및 생산성 증대에 큰 장애가 되고 있다.

본 발명은 상술한 문제점들을 해결하기 위해 안출된 것으로, 합금성분의 조정과, 용체화 처리, 시효처리 등의 공정 조건을 제어하여 HRC 38 이상의 고경도와 20J 이상의 높은 수준의 V 놋치 샤르피 충격값을 동시에 확보함으로써, 금형의 사용수명과 생산성을 크게 향상시킬 수 있는 고경도 및 고인성 석출경화형 금형강이 제공을 그 목적으로 한다.

본 발명은 중량%로 C:0.05~0.13%, Si:0.2~1.2%, Mn:1.3~1.7%, Cr:0.2~1.0%, Mo:0.2~1.0%, Ni:2.5~3.5%, Cu:0.7~1.5%, Al:0.7~1.5%, Nb:0.01~0.1%, S:0.006%이하, 잔부Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진 조성을 갖고, 베이나이트와 마르텐사이트의 혼합 조직으로 이루어진 것을 특징으로 하는 고경도 및 고인성 석출경화형 금형강을 제공한다.

이때, -6.7≤ [Cr]+2[Mo]-2[Si]-3[Mn]-20[C] ≤ -3.8의 관계식을 만족시키는 것에도 그 특징이 있다.

게다가, 상기 금형강은 중량%로 B:0.001~0.01%, Co:0.01%이하(0%를 포함하지 않음) 및, Ca:0.01%이하(0%를 포함하지 않음)와 Mg:0.005%이하(0%를 포함하지 않음)의 2종에서 선택된 적어도 1종을 함유한 것에도 그 특징이 있다.

나아가, 상기 금형강은 HRC 38이상의 경도와, 상온에서 20J 이상의 V 놋치 샤르피 충격값을 갖는 것에도 그 특징이 있다.

그리고, 상기 베이나이트의 면적 분율은 10~30%인 것에도 그 특징이 있다.

또한, 본 발명은 중량%로 C:0.05~0.13%, Si:0.2~1.2%, Mn:1.3~1.7%, Cr:0.2~1.0%, Mo:0.2~1.0%, Ni:2.5~3.5%, Cu:0.7~1.5%, Al:0.7~1.5%, Nb:0.01~0.1%, S:0.006%이하, 잔부Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진 강을 열간 가공한 후, 재가열시 오스테나이트 변태 완료점(Ac3)보다 10~30℃ 높은 온도까지 가열하여 일정 시간동안 유지하고, 0.5℃/분 ~ 20℃/초의 냉각속도로 상온까지 냉각한 다음에, 530~560℃의 온도에서 시효처리하는 것을 특징으로 하는 고경도 및 고인성 석출경화형 금형강의 제조방법을 제공한다.

이때, 상기 금형강은 중량%로 B:0.001~0.01%, Co:0.01%이하(0%를 포함하지 않음) 및, Ca:0.01%이하(0%를 포함하지 않음)와 Mg:0.005%이하(0%를 포함하지 않음)의 2종에서 선택된 적어도 1종을 함유한 것에도 그 특징이 있다.

나아가, 상기 열간가공 이전에 전기 슬래그 용해(ESR)의 재용해 과정을 수행하는 것에도 그 특징이 있다.

아울러, 상기 시효처리는 3~15시간 동안 수행되는 것에도 그 특징이 있다.

본 발명에 의하면, 합금성분의 조정과, 용체화 처리, 시효처리 등의 공정 조건을 제어하여 HRC 38 이상의 고경도와 20J 이상의 높은 수준의 V 놋치 샤르피 충격값을 동시에 확보함으로써, 금형의 사용수명을 크게 연장시킬 수 있고, 인성이 우수하여 플라스틱 재료의 맞물림에 의해 형합면 등에 생기는 흠 발생이나 성형기에의 금형의 장착, 탈착 및 보관 등과 같은 금형의 취급시에 발생될 수 있는 코너부의 균열이 저감되며, 이로 인하여 플라스틱의 성형을 고속으로 수행할 수 있을 뿐만 아니라, 고경도, 청정성, 균일조직이 함께 어울려 우수한 경면성을 갖고, 더불어 제반 성질도 구비한 금형강을 얻을 수 있다.

도 1은 본 발명의 제조방법의 열처리 패턴을 나타낸 도면.
도 2는 용체화 처리 온도에 따른 경도와 인성의 변화를 나타낸 그래프.
도 3은 시효 처리시 용체화 처리 온도에 따른 인성의 변화를 나타낸 그래프.
도 4는 연속 냉각시 냉각속도에 따른 미세조직의 변화를 나타낸 그래프.
도 5는 냉각조건 및 시효 처리 조건에 따른 경도의 변화를 나타낸 그래프.
도 6은 시효 처리 조건에 따른 인성의 변화를 나타낸 그래프.

이하, 본 발명의 금형강에 관하여 상세히 설명한다.

본 발명자들은 금형강의 제반 성질이 우수하면서 HRC 38 이상의 고경도와 20J 이상의 V놋치 샤르피 충격값(CVN absorbed energy)을 동시에 확보하기 위한 연구 및 실험을 거듭하여 본 발명을 완성시켰다. 그 결과로 본 발명은 저탄소를 포함하고, Ni-Al 금속간 화합물과 크롬(Cr), 몰리브덴(Mo) 탄화물을 분산 석출시키며, Nb 탄질화물 석출에 의해 결정립 성장을 억제하여 미세화시키고, 용체화 처리와 시효 처리 등의 공정 조건을 최적화하여 베이나이트와 마르텐사이트의 혼합 조직을 생성함으로써, 고경도 및 고인성을 갖는 석출경화형 금형강을 제조하여 금형의 사용수명을 크게 향상시키고, 플라스틱의 성형을 고속으로 수행할 수 있다.

먼저, 본 발명의 성분 한정 이유에 대하여 설명한다.(이하, 중량%는 간단히 %로 표기함)

탄소(C)는 가열후 강제 냉각에 의해 담금질성을 높이고, 강도와 경도를 상승시키며, 석출에 의한 시효 경화에 기여하는 원소로서, 본 발명에서는 Cr, Mo, Nb 등과의 탄화물 형성을 위한 반응에 의해 주로 소비된다. C의 함량이 0.13%를 초과하면 강제 냉각후 마르텐사이트 조직이 과도하게 형성되어 인성이 저하되며, C의 함량이 0.05% 미만이면 강제 냉각후 경도가 낮기 때문에 시효에 의한 석출경화가 이루어지더라도 목표로 하는 HRC 38 이상의 경도를 얻을 수 없는 제약이 있으므로, C의 함량은 0.05~0.13%로 한정한다.

규소(Si)는 제강 과정에서 탈산제로 첨가되어 일부가 강중에 고용되어 담금질성 및 경도를 향상시키는 원소로서, 시효 처리시 조대 탄화물의 형성을 억제하여 입계 탄화물 석출에 의한 충격인성의 급격한 저하를 방지하고, 소재의 질량이 큰 경우에는 Mn 단독으로는 용체화 처리시 경도 조절이 곤란하기 때문에 강중에 0.2% 이상 첨가시켜야 한다. 다만, Si의 함량이 1.2%를 초과하면 편석이 발생하거나 강의 유동성이 높아 균일한 조직을 얻을 수 없을 뿐만 아니라 장시간동안 시효 처리시 탄화물의 흑연화를 조장하여 인성이 크게 저하되는 문제가 있기 때문에, Si의 함량은 0.2~1.2%로 한정한다.

망간(Mn)은 C와 함께 담금질성을 높이고 시효 처리후 경도와 내마모성을 향상시키는 원소로서, 페라이트의 형성을 억제하고 마르텐사이트의 형성을 조장한다. 본 발명에서 목표로 하는 경도 및 내마모성을 얻기 위해서는 1.3% 이상 첨가해야 하나, Mn의 함량이 1.7%를 초과하면 베이나이트의 과도한 미세화로 인하여 피삭성 및 열간가공성이 감소하므로, Mn의 함량은 1.3~1.7%로 한정한다.

크롬(Cr)은 담금질성을 높이고, 경도, 내식성 및 내청성을 향상시키는 원소로서, 냉각시 페라이트 및 펄라이트의 형성을 억제하고 저온조직인 마르텐사이트와 베이나이트의 형성을 조장하며, 심부 경도를 향상시키므로, 0.2%이상 첨가되는 것이 바람직하다. 다만, Cr의 함량이 1.0%를 초과하면 시효 처리시 입계에 조대한 크롬 탄화물을 석출시켜 인성의 저하를 초래하고, 보수 용접성(weldability)이 저하되기 때문에, Cr의 함량은 0.2~1.0%로 한정한다.

몰리브덴(Mo)은 기지 고용에 의한 조직의 경도 및 내식성 향상과 시효 처리시 탄화물 석출에 의한 경화 목적, 나아가 고인성을 얻기 위해 첨가하는 원소이고, 베이나이트의 형성을 조장하며, 이러한 고용 강화에 의한 경도, 내식성 및 인성의 개선 및 베이나이트의 형성을 위해서는 0.2% 이상 첨가하는 것이 바람직하지만, Mo의 함량이 1.0%를 초과하면 제조 비용이 증가하고, 과도한 고용강화로 인한 경도 증가로 인성이 저하되므로, Mo의 함량은 0.2~1.0%로 한정한다.

니켈(Ni)은 경도, 인성 및 포토에칭성(photoetching) 향상 원소로서, 그 일부가 Cu와 균질한 고용체를 형성함으로써 열간가공에 있어 적열취성을 방지하고, 시효 처리시 Ni-Al 금속간 화합물(Ni₃Al 등)을 석출시키며, 상기 Ni-Al 금속간 화합물 석출시 핵으로 작용하는 ε-상을 Cu와 함께 구성하므로, 2.5% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, Ni의 함량이 3.5%를 초과하면 피삭성이 저하되고, 열전도율 저하 및 사출 성형 사이클이 증가하는 문제가 있기 때문에, Ni의 함량은 2.5~3.5%로 한정한다.

구리(Cu)는 시효 처리시 ε-Cu 금속간 화합물로 석출되어 석출경화를 가져오는 동시에 내식성 및 피삭성 향상에 유효한 원소이므로 0.7% 이상 첨가하는 것이 바람직하나, Cu의 함량이 1.5%를 초과하면 열간 가공성이 저하되어 입자계 균열의 원인이 되고, 표면 결함을 유발시키므로, Cu의 함량은 0.7~1.5%로 한정한다.

알루미늄(Al)은 시효 처리시 Ni와 결합하여 Ni-Al 금속간 화합물을 형성하여 석출경화를 현저하게 하여 경도를 증가시키고, Al 질화물을 형성하여 용체화 처리시 오스테나이트 결정립의 조대화를 억제하고, 하부 베이나이트의 형성을 조장하여 인성을 증가시키므로 0.7% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, Al의 함량이 1.5%를 초과하면 산화 개재물 형성으로 인해 표면 결함을 발생시키고, 그 밖의 원소의 탄화물과의 밸런스가 무너지게 되어 인성, 피삭성 및 경면성이 저하되기 때문에, Al의 함량은 0.7~1.5%로 한정한다.

니오븀(Nb)은 탄소 또는 질소와 결합하여 탄질화물을 형성하여 경도 및 내마모성을 향상시킬 뿐만 아니라, 이러한 Nb 탄질화물 분산에 의해 오스테나이트 결정립을 미세화시켜 인성을 향상시키고, 경질의 조대한 AlN 개재물 형성을 억제하여 경면성을 개선시키므로 0.01% 이상 첨가되는 것이 바람직하다. 다만, Nb의 함량이 0.1%를 초과하면 시효 처리시 과다한 Nb 탄질화물 석출에 의해 피삭성이 저하되고, 중심부에 편석되어 Nb 질화물의 군집대를 형성하여 경면성이 저하되기 때문에, Nb의 함량은 0.01~0.1%로 한정한다.

황(S)은 MnS계 개재물을 생성시켜 피삭성을 향상시키는 원소이지만, 연마시 MnS계 개재물의 탈락에 의해 표면 결함을 초래하거나, 염소계 플라스틱의 경우 표면부식의 기점으로 작용하며, 조대한 유화물계 개재물 형성으로 인해 인성 및 경면성을 저하시키므로, 본 발명에서는 상한을 설정하여 0.006% 이하로 관리한다.

보론(B)은 담금질성 향상 원소로서, 냉각시 강의 미세조직을 균일화하고, 경도를 향상시키며, 본 발명의 낮은 S함량에 기인한 피삭성의 부족을 개선시켜 주므로, 0.001% 이상 첨가되는 것이 바람직하다. 다만, B의 함량이 0.01%를 초과하면 열간가공시 입계에 B 질화물이나 금속간 화합물의 다량 석출로 인해 열간 가공성 및 보수 용접성을 저하시키며 베이나이트 변태를 지연시킬 수 있기 때문에, B의 함량은 0.001~0.01%로 한정한다.

코발트(Co)는 인성 및 내식성을 향상시키는 원소로서, 탄소 또는 질소와 결합하여 탄질화물을 형성하여 경도 및 내마모성을 향상시킬 뿐만 아니라, 이러한 Co 탄질화물 분산에 의해 오스테나이트 결정립을 미세화시켜 인성을 향상시킨다. 다만, 과다 함유되면 고가의 비용이 소요되고, 최종 조직에 잔류 오스테나이트를 증가시켜 경도의 편차를 초래할 수 있으므로, 본 발명에서는 상한을 설정하여 0.01% 이하로 관리하는 것이 바람직하다.

칼슘(Ca)은 열간가공에 의한 가공방향으로의 MnS계 개재물의 연신을 방지하여 피삭성을 향상시키는 원소로서, MnS 개재물은 고온에서 점성이 크기 때문에 열간 가공을 거친 강재의 경우 MnS계 개재물이 그 가공 방향으로 연신되어 피삭성 열화 및 기계적 특성의 이방성이 생기는 원인이 되는 바, Ca이 첨가되는 경우 MnS계 개재물의 형상 변형에 대한 저항성이 높아져 구형을 유지하고, MnS계 개재물이 균일하고 미세화되기 때문에 연마시 응력 집중에 의한 균열 발생이 저감되어 피삭성이 향상되고 절삭 공구의 수명이 연장되는 것이다. 다만, Ca의 함량이 0.01%를 초과하면 CaS 개재물이 다량 생성되어 인성이 저하될 수 있고, 산화물의 형성으로 경면성이 저하될 수 있기 때문에, 본 발명에서는 MnS계 개재물의 형상을 최적 제어하여 피삭성, 인성을 향상시키기 위하여 상한을 설정하여 0.01% 이하로 관리하는 것이 바람직하다.

마그네슘(Mg)은 Al보다 산소 친화력이 크기 때문에 강중에 Al₂O₃와 같은 산화물의 생성을 억제하고, MgO계 산화물을 형성하며, 이때, MgO계 산화물은 응집되기 어렵고, 강중에 잔류해도 조대화되기 쉬운 Al 산화물에 비해 개재물의 미세화를 도모하여 경면성을 향상시킬 뿐만 아니라, 절삭시 공구의 표면에 보호 피막을 형성하여 피삭성도 향상시키는 원소로서, Mg의 함량이 0.005%를 초과하면 열간 가공성 및 경면성이 감소될 수 있으므로, 본 발명에서는 상한을 설정하여 0.005% 이하로 관리하는 것이 바람직하다.

이때, 본 발명에 따른 금형강은 -6.7≤ [Cr]+2[Mo]-2[Si]-3[Mn]-20[C] ≤ -3.8의 관계식을 만족시키는 것이 바람직한 바, 이는 상기 관계식의 값이 -6.7 미만이면 시멘타이트의 형성 조장과 마르텐사이트 조직이 과도 형성되어 인성이 저하될 수 있고, 상기 관계식의 값이 -3.8을 초과하는 경우에는 과도한 고용 강화로 인한 경도 증가로 오히려 인성이 저하될 수 있는 문제가 있기 때문이다.

본 발명의 금형강은 상기 성분들을 포함하면서 잔부Fe와 기타 불가피한 불순물로 이루어진다. 그리고 필요에 따라 본 발명의 금형강의 특성 향상을 위해 합금원소가 더 첨가될 수 있으며, 본 발명의 실시예에서 밝히지 않은 합금원소가 첨가되었다고 하여 본 발명의 범위에서 제외되는 것으로 해석되지 않을 것이다.

한편, 기본 미세조직이 마르텐사이트인 강은 페라이트, 펄라이트, 베이나이트의 상이 존재하지 않으면서 오스테나이트를 마르텐사이트로 변태시키기 위하여 비교적 급냉 처리함에 의해 얻어질 수 있고, 이러한 마르텐사이트 조직은 강도나 경도가 매우 뛰어난 반면에 인성이 부족하여, 특히 대형 제품의 경우 냉각시 형성되는 내외부 온도 편차에 의한 열응력 및 마르텐사이트 변태에 의한 변태 응력에 의한 충격에 의해 쉽게 파손되는 문제가 있어서 제조 공정이 어렵고, 비록 100% 마르텐사이트 조직을 확보하여도 후 공정인 시효경화 열처리시 조대한 탄화물이 용이하게 형성되어 충격인성을 급격히 저하시키는 바, 본 발명자들은 합금성분 조정과 용체화 처리후 연속 냉각시 냉각속도를 제어하여 냉각시 베이나이트 조직을 일부 형성시키면 경도의 큰 감소없이 인성이 향상된 균일한 혼합 조직의 확보가 가능함을 확인하였다.

즉, 본 발명에서 규정하는 마르텐사이트와 베이나이트의 혼합 조직은 강의 조성과 용체화 처리후 냉각속도에의해 크게 좌우되는 바, 저탄소를 포함하면서 Cr, Mo, B 등의 합금성분의 함량을 최적화하고, 용체화 처리후의 냉각속도를 비교적 느리게 유지하여 일정한 베이나이트 분율을 확보할 수 있다.

이와 같이, 마르텐사이트와 베이나이트의 혼합 조직에 의해 시효 경화 후에도 경도의 손실없이 인성이 향상되는 원인은 시효경화 열처리 전에는 마르텐사이트 조직의 경우 변태시 형성된 마르텐사이틱 페라이트가 탄소 및 합금원소를 고용하여 경도는 높으나 매우 취화되어 있지만, 베이나이트 조직은 마르텐사이트와 동일한 페라이트가 기지 조직이나, 베이나이트 형성시 마르텐사이트와 다르게 내부에 고용된 탄소나 합금원소가 미세한 탄화물의 형태로 석출된 조직으로 템퍼링이 진행된 마르텐사이트와 유사한 조직으로서, 비록 마르텐사이트보다는 경도의 감소가 발생하지만 베이나이트에서 형성된 페라이트는 마르텐사이트에서 보다 쉽게 변형될 수 있어 외부 충격을 쉽게 흡수할 수 있다. 따라서, 용체화 처리후 냉각시 제품의 크기에 관계없이 냉각에 의한 균열을 방지할 수 있다.

또한, 용체화 처리 후 공정인 시효경화시, 베이나이트의 페라이트가 미세한 래스(lath)로 이루어져 있고, 특히 베이나이트 변태시 생성된 높은 전위 밀도를 포함하고 있어, 시효경화 열처리시 베이나이트 미세조직의 경우 이미 미세조직에 탄화물을 형성하고 있으므로 탄화물의 형성보다는 금속간 화합물의 형성 작용처로 작용하기 때문에 시효경화 후에도 경도를 향상시킬 수 있어 베이나이트 조직에 의한 경도의 감소를 충분히 보상할 수 있다.

이러한 상기 베이나이트 조직의 시효경화 열처리 거동에 의하여 마르텐사이트 조직의 시효경화시 발생하는 급격한 조대 탄화물의 형성에 의한 소성 변형의 불균형을 완화하여 계면 격리나 마르텐사이트의 균열에 의한 기공 발생을 지연시켜 충격인성을 개선시키기 때문이다.

여기서, 상기 마트텐사이트 조직은 마르텐사이트 결정 간에 미변태의 잔류 오스테나이트 조직이 일부 포함될 수 있으나, 본 발명에서 실험한 바에 의하면 잔류 오스테나이트는 극히 미량이기 때문에 잔류 오스테나이트에 의한 영향은 거의 없을 것이다.

이때, 용체화 처리후 냉각속도를 최적 제어함에 의해 베이나이트의 면적 분율을 10~30% 확보하여 베이나이트 미세조직을 형성하는 것이 바람직 한 바, 상기 베이나이트의 면적 분율이 10% 미만인 경우에는 용체화 처리시 소재의 내외부 온도 편차에 의한 열응력 및 마르텐사이트 변태에 의한 변태응력에 의한 제조 공정상의 어려움, 시효경화 열처리에 의한 마르텐사이트에서 형성되는 조대 탄화물에 의한 충격 인성이 부족하여 쉽게 파손될 수 있는 문제가 있고, 상기 베이나이트의 면적 분율이 30%를 초과하면 베이나이트 조직에 의하여 시효경화 후에도 경도 등의 기계적 성질이 저하될 수 있는 문제가 있어, 베이나이트의 면적 분율을 10~30%로 한정한다.

이하, 본 발명의 고경도 및 고인성 석출경화형 금형강의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명의 제조방법은 상술한 성분계와 같이 조성되는 강괴를 전기 슬래그 용해(ESR, Electro Slag Remelting)에 의해 고청정 특수 재용해하여 청정도를 확보하고, 분괴압연을 하거나 열간단조후 평압연을 실시하는 등 열간 가공한 후에, 재가열시 오스테나이트 변태 완료점(Ac3)보다 10~30℃ 높은 온도까지 가열하여 30분 이상 유지하는 용체화 처리를 수행하고, 0.5℃/분~20℃초의 냉각속도로 상온까지 냉각한 후에, 530~560℃의 온도에서 3~15시간 동안 시효처리하여 고경도 및 고인성 석출경화형 금형강을 제조할 수 있다.

먼저, 금속을 전기로 또는 진공유도로나 대기유도로를 이용하여 상술한 성분계와 같이 조성되는 강괴를 주조하고, 상기 주조된 강괴를 청정도 확보를 위해 재용해시키는 전기 슬래그 용해(ESR) 과정을 수행하며, 분괴압연을 하거나 열간단조후 평압연을 실시하여 열간 가공을 수행하게 된다. 열간 가공에 의해 일정 크기의 제품을 제조한 후에 냉각시 열응력 및 변태응력에 의한 균열을 방지하기 위하여 서냉을 한다.

그리고, 서냉하여 제조된 제품의 경도와 인성을 부여하기 위하여 용체화 처리를 통해 오스테나이트 영역까지 가열하는 바, 이때, 도 1에 도시된 바와 같이, 재가열시 오스테나이트 변태 완료점(Ac3)보다 10~30℃ 높은 온도까지 가열하여 30분 이상 유지하게 된다. 상기 변태 완료점(Ac3)은 850~860℃이기 때문에 변태 완료점(Ac3)보다 10~20℃ 높은 온도는 860~890℃의 온도 구간에 해당한다.

상기 용체화 처리의 온도가 높아질수록 Nb 탄화물의 재고용에 의한 결정립 성장 방해 효과가 저하되어 오스테나이트 결정립이 성장하게 되므로, 용체화 처리 온도는 오스테나이트 변태 완료점(Ac3) 직상의 30℃ 이하로 유지하여 고인성을 확보하는 것이 바람직하다. 다만, 용체화 처리 온도가 오스테나이트 변태점 완료(Ac3) 직하에 있는 경우 페라이트와 오스테나이트의 이상 공존으로 강의 경도 편차가 크게 되어 물성의 이방성이 저하되는 문제가 있기 때문에 용체화 처리 온도는 오스테나이트 변태 완료점(Ac3) 직상의 10℃ 이상으로 유지해야 한다.

상기 용체화 처리 후에는 0.5℃/분 ~ 20℃/초의 냉각속도로 상온까지 냉각하는 바, 이는 상기 냉각속도의 구간에서 페라이트의 형성없이 베이나이트와 마르텐사이트의 혼합 조직이 형성되고, 상기 베이나이트의 적정한 면적 분율을 확보하기 위해서는 비교적 느린 냉각속도를 유지해야하므로 20℃/초 이하의 냉각속도로 유지해야 되기 때문이다. 다만, 상기 냉각속도가 0.5℃/분 미만인 경우에는 페라이트나 펄라이트를 주체로 하는 조직이 되어 시효경화 후에도 경도가 매우 낮고 조직의 불균일에 의한 제품 물성의 이방성이 발생하기 때문에 냉각속도는 0.5℃/분 이상을 유지해야 하며, 페라이트나 펄라이트를 주체로 하는 조직을 회피하기 위하여 수냉, 유냉 및 공냉이 모두 가능하다.

상기 냉각 후에는 530~560℃의 온도에서 시효 처리를 하여 고경도와 고인성을 동시에 확보하는 바, 본 발명에 있어서 최대 경도가 얻어지는 시효 처리의 온도는 대략 500℃ 내외이지만, 상온인 23℃에서 20J 이상의 V 놋치 샤르피 충격값을 갖기 위해서는 최대 경도가 얻어지는 시효 처리의 온도보다 조금 높은 약간의 과시효 조건인 530~560℃의 온도가 바람직하다. 이는 시효 처리의 온도가 530℃ 미만이면 500℃ 부근에서 최대 경도는 얻어지는 인성이 부족하고, 시효 처리의 온도가 560℃를 초과하면 석출에 의한 시효경화가 과시효가 되어 경도의 저하를 초래하기 때문이다.

또한, 상기 시효 처리의 시간은 최종 제품의 두께에 따라 변화하지만, 3시간~15시간이 바람직하다. 이는 장시간 시효 처리할 수록 인성의 개선 효과가 크지만, 3시간 이상의 경우 최대 경도값이 얻어지고, 15시간 이상의 경우 인성 개선의 효과가 포화되기 때문이다.

이하, 본 발명의 실시예에 관하여 도면을 참조하여 상세히 설명한다.

하기 표 1과 같이 조성되는 석출경화형 금형강을 제조한 후, 이를 가열하여 오스테나이트의 형성이 완료되는 변태 완료점(Ac3)인 850~860℃ 이상의 온도에서 30분 동안 용체화 처리한 후, 공냉 및 수냉으로 냉각하여 시편을 제작하고, 이들 시편을 10mm 두께의 표준 샤르피 V 놋치(Charpy-V Notch) 시편의 형상으로 가공하였다. 그리고, 시효 처리시 발생 가능한 시편의 재질 편차를 최소화하기 위하여 300~600℃에서 정밀 제어가 가능한 염욕(온도제어범위:±3℃)을 이용하여 1~30시간의 시효 처리 후, 최종적으로 샤르피 V 놋치 시편을 재가공하여 상온에서 충격시험을 행하였으며, 로크웰 경도(HRC)를 측정하였다. 여기서, 상기 충격시험은 동일 온도에서 3번씩 하였고, 경도 측정은 5번 측정하여, 그 값들의 평균치를 구하였다.

[표 1]

도 2는 발명강2의 용체화 처리 온도에 따른 경도 및 인성의 변화를 나타낸 그래프인데, 용체화 처리 온도가 증가함에 따라 오스테나이트 결정립이 성장하여 시효 처리 전에 인성이 급격히 감소함을 확인할 수 있으나, 경도의 변화는 상대적으로 미미하였다.

그리고, 도 3에 나타난 바와 같이, 용체화 처리 온도가 증가함에 따라 시효 처리된 발명강2의 인성이 감소하는 것을 알 수 있고, 상온(23℃)에서 20J 이상의 V 놋치 샤르피 충격값을 갖는 용체화 처리 온도는 오스테나이트 변태 완료점(Ac3)보다 10~30℃ 높은 온도인 860~890℃임을 확인할 수 있다.

또한, 도 4는 비교강1과 발명강2의 "용체화 처리 온도에서 가열 유지후 다양한 냉각속도로 냉각한 후 측정한 상변태 그래프"인데, 비교강1의 경우 냉각속도가 1℃/초 이하일 때 페라이트나 펄라이트를 주체로 하는 조직이 형성됨을 알 수 있는 바, 따라서, 비교강1의 경우에는 냉각속도가 1℃/초 이하일 경우 페라이트와 펄라이트 혼합 조직에 의한 시효경화 열처리 후에도 경도 저하가 발생되고, 특히 불균일한 미세조직으로 인하여 경도 및 인성의 편차를 초래하게 된다. 반면에, 발명강2의 경우에는 냉각속도가 0.5℃/분~20℃/초인 구간에서는 모든 조직이 베이나이트와 마르텐사이트의 혼합조직으로 형성되어 있음을 확인할 수 있는 바, 따라서, 발명강2는 냉각속도가 0.5℃/분~20℃/초인 경우에 균일한 혼합조직을 확보함으로써 고경도 및 고인성의 석출경화형 금형강을 제조할 수 있다.

또한, 도 5는 비교강1과 발명강2 내지 4에 대한 냉각조건 및 시효 처리 조건에 따른 경도의 변화를 나타낸 그래프인데, 비교강1의 경우 시효 처리 온도가 530℃에서는 수냉재 및 공냉재 모두 시효 처리 시간에 따른 경도의 저하가 나타나지 않으나, 530℃가 넘는 온도에서는 시효 처리 시간이 경과함에 따라 경도가 감소하는 연화 현상이 발생하는 것을 확인할 수 있다. 반면에, 발명강2 내지 4의 경우에도 530℃가 넘는 온도에서는 시효 처리 시간이 경과함에 따라 경도가 감소하는 연화 현상이 발생하지만 560℃ 까지는 3시간~15시간의 시효 처리 시간 동안 수냉재 및 공냉재 모두 HRC 38 이상의 경도가 유지되고 있음을 확인할 수 있다.

그리고, 도 6은 시효 처리 조건에 따른 인성의 변화를 나타낸 그래프인데, 시효 처리 온도가 450℃ 및 500℃인 경우 발명강2와 4 모두 상온에서 20J 이상의 V 놋치 샤르피 충격값이 10J 내외로 낮으나, 530℃와 550℃의 경우에는 발명강2와 4 모두 경도 감소로 인한 연화 현상에 의해 인성이 20J 이상으로 급격히 증가함을 알 수 있다. 따라서, 고경도와 고인성을 동시에 만족시킬 수 있는 석출경화형 금형강을 제조하기 위한 최적의 시효 처리 온도는 530~560℃이고, 시효 처리 시간은 3시간 내지 15시간임을 확인할 수 있다.

한편, 하기의 표 2는 시효 경화 조건에 따른 공냉재의 경도와 충격값이고, 하기의 표 3은 시효 경화조건에 따른 수냉재의 경도와 충격값을 나타낸 것이다. 표 2 및 표 3에서 경도가 HRC 38 이상인 비교강은 다수 존재하였으나, 상온에서 V 놋치 샤르피 충격값이 10J 내외여서 인성이 불량하였고, 반면에 발명강의 경우에는 본 발명의 범위인 550℃에서 15시간 동안 시효 경화 열처리를 수행한 경우 HRC 38 이상의 경도와 상온에서 V 놋치 샤르피 충격값 20J 이상의 고인성을 가짐을 알 수 있다.

다만, 발명강5 및 6과 같이 [Cr]+2[Mo]-2[Si]-3[Mn]-20[C]의 값이 각각 -8.75, -3.28로서 본 발명의 바람직한 관계식의 범위를 벗어나는 경우에는 550℃에서 15시간 동안 시효 경화 열처리 수행시, 타 발명강에 비하여 상대적으로 낮은 V 놋치 샤르피 충격값이 측정되었다. 이는 발명강5의 경우에는 시멘타이트의 형성 조장과 마르텐사이트 조직이 과도 형성되어 인성이 다소 저하되었고, 발명강6의 경우에는 과도한 고용 강화로 인한 경도 증가로 오히려 인성이 다소 저하되었기 때문으로 보인다.

본 발명에서 상기 실시 형태는 하나의 예시로서 본 발명이 여기에 한정되는 것은 아니다. 본 발명의 특허청구범위에 기재된 기술적 사상과 실질적으로 동일한 구성을 갖고 동일한 작용효과를 이루는 것은 어떠한 것이라도 본 발명의 기술적 범위에 포함된다.

[표 2]

[표 3]

Claims (9)

1. 중량%로 C:0.05~0.13%, Si:0.2~1.2%, Mn:1.3~1.7%, Cr:0.2~1.0%, Mo:0.2~1.0%, Ni:2.5~3.5%, Cu:0.7~1.5%, Al:0.7~1.5%, Nb:0.01~0.1%, S:0.006%이하, 잔부Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진 강을 열간 가공한 후,
   재가열시 오스테나이트 변태 완료점(Ac3)보다 10~30℃ 높은 온도까지 가열하여 일정 시간동안 유지하고, 0.5℃/분 ~ 20℃/초의 냉각속도로 상온까지 냉각한 다음에, 530~560℃의 온도에서 3~15시간 동안 시효처리하는 것을 특징으로 하는 고경도 및 고인성 석출경화형 금형강의 제조방법.
2. 제1항에 있어서,
   -6.7≤ [Cr]+2[Mo]-2[Si]-3[Mn]-20[C] ≤ -3.8의 관계식을 만족시키는 것을 특징으로 하는 고경도 및 고인성 석출경화형 금형강의 제조방법.
3. 중량%로 C:0.087%, Si:0.327%, Mn:1.55%, Cr:0.808%, Mo:0.8%, Ni:3.09%, Cu:1.06%, Al:1.02%, Nb:0.068%, S:0.0019%, Co:0.013%, B:0.0017%, Ca:0.0013%, Mg:0.003%, 잔부Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진 강을 열간 가공한 후,
   재가열시 860~890℃로 가열하여 일정 시간동안 유지하고, 0.5℃/분 ~ 20℃/초의 냉각속도로 상온까지 냉각한 다음에, 530~560℃의 온도에서 3~15시간 동안 시효처리하는 것을 특징으로 하는 고경도 및 고인성 석출경화형 금형강의 제조방법.
4. 제1항에 있어서,
   상기 금형강은 HRC 38이상의 경도와, 상온에서 20J 이상의 V 놋치 샤르피 충격값을 갖는 것을 특징으로 하는 고경도 및 고인성 석출경화형 금형강의 제조방법.
5. 제1항에 있어서,
   상기 금형강은 베이나이트와 마르텐사이트의 혼합 조직으로 이루어지며,
   상기 베이나이트의 면적 분율은 10~30%인 것을 특징으로 하는 고경도 및 고인성 석출경화형 금형강의 제조방법.
6. 제1항에 있어서,
   상기 강은 860~890℃로 재가열되는 것을 특징으로 하는 고경도 및 고인성 석출경화형 금형강의 제조방법.
7. 제1항에 있어서,
   상기 금형강은 중량%로 B:0.001~0.01%, Co:0.01%이하(0%를 포함하지 않음) 및, Ca:0.01%이하(0%를 포함하지 않음)와 Mg:0.005%이하(0%를 포함하지 않음)의 2종에서 선택된 적어도 1종을 함유한 것을 특징으로 하는 고경도 및 고인성 석출경화형 금형강의 제조방법.
8. 제1항에 있어서,
   상기 열간가공 이전에 전기 슬래그 용해(ESR)의 재용해 과정을 수행하는 것을 특징으로 하는 고경도 및 고인성 석출경화형 금형강의 제조방법.
9. 삭제

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