KR20190041502A

KR20190041502A - 강

Info

Publication number: KR20190041502A
Application number: KR1020197007851A
Authority: KR
Inventors: 마나부 구보타; 아키라 시가; 하지메 하세가와
Original assignee: 닛폰세이테츠 가부시키가이샤
Priority date: 2016-09-28
Filing date: 2016-09-28
Publication date: 2019-04-22
Also published as: US20190256957A1; CN109790602A; CN109790602B; EP3521469A1; JP6798557B2; JPWO2018061101A1; EP3521469A4; WO2018061101A1

Abstract

본 발명의 일 형태에 관한 강은, 화학 성분이, 단위 질량％로, C: 0.15％ 내지 0.40％, Mn: 0.10％ 내지 1.50％, S: 0.002 내지 0.020％, Ti: 0.005％ 내지 0.050％, B: 0.0005 내지 0.0050％, Bi: 0.0010％ 내지 0.0100％, P: 0.020％ 이하, N: 0.0100％ 이하, Si: 0％ 이상 0.30％ 미만, Cr: 0 내지 1.50％, Al: 0 내지 0.050％, Mo: 0 내지 0.20％, Cu: 0 내지 0.20％, Ni: 0 내지 0.20％ 및 Nb: 0 내지 0.030％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어진다.

Description

강

본 발명은, 강에 관한 것이다.

냉간 단조(전조를 포함함)는, 열간 단조에 비하여 제품의 표면 마무리 상태, 및 치수 정밀도 등을 좋게 할 수 있고, 또 수율도 양호하기 때문에, 볼트와 같은 비교적 소형의 기계 부품의 제조 방법으로서 널리 적용되고 있다. 냉간 단조에 의해 기계 부품을 제조하는 경우에는, 소재로서 예를 들어 JIS G 4051, JIS G 4052, JIS G 4104, JIS G 4105, JIS G 4106 등에 규정되어 있는 중탄소의 기계 구조용 탄소강이나 합금강을 사용하여, 예를 들어 열간 선재 압연-어닐링(혹은 구상화 어닐링)-신선-냉간 단조-?칭·템퍼링과 같은 제조 공정을 거쳐서 최종 제품으로 하는 경우가 많다. 상기의 일반적인 제조 공정은, 냉간 단조 전에 어닐링, 혹은 구상화 어닐링의 공정을 부가하고 있는 것이 특징이다. 냉간 단조 전에 어닐링, 혹은 구상화 어닐링을 부가하고 있는 이유는, 중탄소의 탄소강이나 합금강은, 열간 압연한 채 그대로(즉, 열간 압연 후에 열처리를 행하지 않고 공랭한 경우)로는 압연재의 경도가 높고, 냉간 단조 시의 금형의 손모가 현저하기 때문에 제조 비용이 높아지는 것, 및 열간 압연한 채 그대로로는 소재의 연성이 부족하기 때문에 냉간 단조 시에 균열이 발생하기 쉬워지기 때문에 수율이 저하되는 등의 제조상의 문제가 있기 때문이다.

그러나, 어닐링에는 많은 비용이 들기 때문에, 부품의 제조 비용을 저감하기 위해서, 어닐링 공정의 생략을 가능하게 하는 강재의 개발이 요구되어 왔다. 이러한 요청으로부터, 강재에 미량의 B를 첨가한, 소위 볼트용 보론강이 개발되게 되었다(예를 들어, 특허문헌 1 및 특허문헌 3). 보론강의 특징은, 강재의 탄소 함유량 및 Cr, Mo 등의 합금 원소의 첨가량을 저감함으로써 열간 압연한 채 그대로의 선재 경도를 저감함과 함께 연성을 향상시킴으로써 어닐링을 요하지 하고, 합금 원소의 첨가량의 저감에 의한 ?칭성의 저하를, 압연재의 경도를 증가하지 않는, 미량의 B의 첨가에 의한 ?칭성의 향상 효과에 의해 보충하는 데 있다.

미량 B 첨가에 의한 ?칭성 향상 효과를 발현시키기 위해서는, B가 오스테나이트 중에서 고용 상태에 있을 필요가 있다. 한편, 강 중에 고용 상태의 질소가 존재하고 있는 경우에는 BN이 생성되고, 고용 B(강 중에 고용한 B)의 양이 감소함으로써 B가 갖는 ?칭성 향상 효과가 상실되어버린다. 이 때문에 보론강에 있어서는, N과 강한 친화력을 갖는 Ti를 첨가함으로써 강 중의 N을 미리 TiN으로서 고정하여, BN의 생성을 억제하는 일이 일반적으로 행하여지고 있다. 예를 들어, 특허문헌 4에는, Ti/N(질량％ 비)을 4 이상으로 함으로써 BN의 석출을 억제하는 것이 기재되어 있다. 원리적으로는, Ti/N을 3.42 이상으로 하면 BN의 석출을 억제할 수 있다.

그러나 상기와 같은 일반적인 보론강은, 종래 강에 비하여, ?칭 가열 시에 일부의 오스테나이트 결정립이 이상 입성장을 일으켜서 조대화하는, 소위 조대 입자가 발생하기 쉬워진다. 조대 입자가 발생한 부품에서는, ?칭 시에 발생하는 열처리 왜곡이 커지는 것에 의한 치수 정밀도의 열화, 그리고 충격값, 피로 강도 및 지연 파괴 특성 등의 부품의 특성 저하가 발생한다. 따라서, 특히 인장 강도가 800MPa 이상의 고강도 볼트에 있어서는, 조대 입자 발생의 방지가 실용상의 큰 과제이다. 이러한 이상 입성장에 의한 조대 입자의 발생을 억제하기 위해서는, 오스테나이트 결정립의 입계를 핀 고정하기 위해서, 조직 중에 핀 고정 입자(석출물 등)를 무수히 분산시키는 것, 즉 미세한 입자를 다량으로 분산시키는 것이 유효하다.

보론강에 조대 입자가 발생하기 쉬운 이유는, 이하의 두 가지가 주된 것이다.

(1) 보론강을 부품 재료로 하는 경우, 보론강의 냉간 단조 후의 어닐링 공정이 생략되므로, 보론강은 냉간 가공 조직으로부터 직접 오스테나이트 영역으로 가열되게 된다. 이 경우, 냉간 가공의 영향에 의해 오스테나이트 결정립의 과도한 미세화나 결정립 직경의 부분적인 불균일이 발생하므로, 일부의 결정립이 이상 입성장을 일으키기 쉬운 상태가 된다.

(2) 상술한 보론강에서는, Ti의 첨가에 의해 강 중의 N이 TiN으로서 고정되므로, 종래 강인 탄소강이나 합금강에 있어서 핀 고정 입자로서 유효하게 작용하고 있는 AlN이 생성되지 않고, 게다가 TiN은 AlN에 비하여 조대하기 때문에 미세하게 분산시킬 수 없어, 조대 입자의 방지를 위하여 필요한 핀 고정 입자의 수를 확보하는 것이 곤란하다.

어닐링 공정의 생략을 위해서는 상기 (1)의 요인은 불가피하므로, (2)의 요인의 개선을 위하여 보론강에 있어서 핀 고정 입자의 수를 어떻게 확보할지가 조대 입자의 발생 방지의 포인트로 여겨져 왔다.

이러한 상황으로부터, 보론강의 조대 입자의 발생을 방지하기 위한 기술이 제안되게 되었다. 예를 들어, 특허문헌 5 및 특허문헌 6에는, 핀 고정 입자로서 AlN이나 TiN 대신에, TiN보다도 미세한 석출물인 TiC 및 Ti(CN)을 이용하는 것이 기재되어 있다. 이들의 기술에서는, 조대 입자의 방지를 위하여 필요한 핀 고정 입자의 수를 확보하기 위해서, ?칭 가열 전 또한 열간 압연 후의 강 중에 직경이 0.2㎛ 이하인 TiC와 Ti(CN)을 총 개수로 따져서 20개/100㎛² 이상 분산시키는 것이 규정되어 있다. ?칭 가열 전에 미리 이러한 미세한 석출물을 다량으로 분산시켜 둠으로써, ?칭 가열 시에 이들의 석출물이 오스테나이트 결정립계를 핀 고정하는 핀 고정 입자로서 기능한다. 이 기술에 의해, 보론강에 있어서 조대 입자의 발생을 안정적으로 방지하는 것이 가능하게 되므로, 이 기술이 적용된 강은 어닐링 공정을 생략할 수 있는 저렴한 볼트용 강재로서 현재 널리 사용되고 있다.

그러나, 상기의 기술에는 결점이 있다. 즉, 열간 압연 후의 조직 중에 미세한 TiC나 Ti(CN)이 다량으로 분산되어 있는 경우에는, 미세한 석출물 입자에 의한 석출 강화에 의해 페라이트의 경도가 증가한다는 부작용이 있기 때문에, 보론강화에 의한 열간 압연재의 연질화 효과가 감소된다는 문제이다. 즉, 미세한 TiC나 Ti(CN)의 양을 증가시켰을 경우, 조대 입자의 발생은 억제할 수 있지만, 압연재의 경도가 석출 강화에 의해 증가함으로써 냉간 단조용 금형의 수명이 저하된다. 반대로, 미세한 TiC나 Ti(CN)의 양을 억제하면, 압연재의 경도는 억제할 수 있지만 조대 입자가 발생한다. 즉, 미세한 TiC나 Ti(CN)을 이용하는 경우, 조대 입자의 발생 억제와, 냉간 단조 전의 압연재의 경도 억제는, 배반의 관계에 있다. 따라서, 압연재의 연질화와 안정된 조대 입자의 억제의 양쪽을 완전히 달성하는 것은, 상기의 기술만으로는 곤란하다.

특허문헌 7에도, 상기의 보론강의 조대 입자의 발생을 방지하는 기술과 동일한 기술 사상이 기재되어 있다. 즉, Ti, Nb, Al, N의 함유량의 관계를 어느 범위 내로 함으로써, 이들 원소의 탄질화물을 강 중에 분산시켜, 결정립의 조대화를 방지하는 기술이다. 특허문헌 7에는 추가로, Bi를 0.01％ 이상 첨가함으로써, 절삭성을 높이는 효과에 대해서도 기재되어 있다. 그러나, 특허문헌 7에 있어서, Bi의 효과로서는 절삭성을 높이는 효과만 개시되어 있다. Bi와, 결정립의 조대화 특성의 관계에 관한 기술은 전혀 없다. 절삭성 향상 효과를 목적으로 하여 Bi가 첨가되어 있으므로, 특허문헌 7에 있어서는 비교적 다량의 Bi를 첨가하는 것에 대해서밖에 검토되고 있지 않다. 이 경우, 특허문헌 7에 기재되어 있는 바와 같이, Bi 첨가에 의한 열간 가공성의 저하가 염려된다.

특허문헌 8에는, 종래예보다도 고온에서 침탄을 행한 경우에도 우수한 내결정립 조대화 특성을 발휘하고, 또한 연화 어닐링을 하지 않더라도 우수한 냉간 가공성을 나타내는 표면 경화용 강을 제공하는 것을 목적으로 한 표면 경화용 강이 개시되어 있다. 그러나 특허문헌 8에서도, 내결정립 조대화 특성을 확보하는 수단으로서 미세한 Ti 탄화물 및 Ti 함유 복합 탄화물 등의 이용밖에 제안되어 있지 않다. 특허문헌 8에서는, 냉간 가공성의 확보를 위하여 열간 압연 온도가 매우 낮게 되어 있고, 이 때문에 표면 경화용 강의 생산성이 손상되어 있다.

일본 특허 공개 평5-339676호 공보 일본 특허 공고 평5-63524호 공보 일본 특허 공개 소61-253347호 공보 일본 특허 공개 평3-47918호 공보 일본 특허 제3443285호 공보 일본 특허 제3490293호 공보 일본 특허 공개2000-328189호 공보 일본 특허 공개2006-265704호 공보

냉간 단조용 강의 과제의 하나는, 강의 냉간 단조성 및 강의 생산성의 향상을 위해, 열간 압연 후 또한 냉간 단조 전에 어닐링을 행하지 않고, 또한 생산성을 손상시키는 제조 조건을 사용하지 않고, 강을 연질로 유지하는 것이다. 냉간 단조용 강의 다른 과제는, 기계 부품에 고강도를 부여하기 위해서, 냉간 단조 후에 높은 ?칭성을 발휘시키는 것이다. 그리고, 냉간 단조용 강의 새로운 과제는, 기계 부품의 치수 정밀도, 충격값, 피로 강도 및 지연 파괴 특성 등의 열화를 방지하기 위해서, 냉간 단조 후의 ?칭 시의 조대 입자 발생을 억제하는 것이다. 상술한 바와 같이, 종래 기술은 이들 모두를 동시에 해결할 수 없다. 조대 입자 발생의 억제 수단으로서 종래 기술에서 제안된 TiC 및 Ti(CN)의 이용은, 열간 압연 후 또한 냉간 단조 전의 강을 석출 강화에 의해 경질화시키므로, 강의 냉간 단조성 및 생산성을 손상시킨다.

본 발명은 상기의 과제를 감안하여 이루어진 것이다. 즉, 본 발명은, TiC 및 Ti(CN) 등의 Ti 탄화물 및 Ti 탄질화물을 사용하지 않고 ?칭 시의 조대 입자의 발생을 억제하고, 이에 의해 제조성, 냉간 단조성 및 ?칭 후의 기계 특성의 모두가 우수한 강을 제공하는 것을 과제로 한다.

본 발명의 요지는 이하와 같다.

(1) 본 발명의 일 형태에 관한 강은, 화학 성분이, 단위 질량％로, C: 0.15％ 내지 0.40％, Mn: 0.10％ 내지 1.50％, S: 0.002 내지 0.020％, Ti: 0.005％ 내지 0.050％, B: 0.0005 내지 0.0050％, Bi: 0.0010％ 내지 0.0100％, P: 0.020％ 이하, N: 0.0100％ 이하, Si: 0％ 이상 0.30％ 미만, Cr: 0 내지 1.50％, Al: 0 내지 0.050％, Mo: 0 내지 0.20％, Cu: 0 내지 0.20％, Ni: 0 내지 0.20％, 및 Nb: 0 내지 0.030％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어진다.

(2) 상기 (1)에 기재된 강은, 상기 화학 성분이, 단위 질량％로, Si: 0.01％ 이상 0.30％ 미만, Cr: 0.01 내지 1.50％, 및 Al: 0.001 내지 0.050％로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유해도 된다.

(3) 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 강은, 상기 화학 성분이, 단위 질량％로, Mo: 0.02 내지 0.20％, Cu: 0.02 내지 0.20％, Ni: 0.02 내지 0.20％, 및 Nb: 0.002 내지 0.030％로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유해도 된다.

(4) 상기 (1) 내지 (3) 중 어느 한 항에 기재된 강은, 이하의 식 1에 의해 정의되는 N 고정 지수 I_FN이 0 이상이어도 된다.

I_FN=[Ti]-3.5×[N]… (식 1)

여기서 [Ti]는 단위 질량％로 나타낸 Ti 함유량이고, [N]은 단위 질량％로 나타낸 N 함유량이다.

(5) 상기 (1) 내지 (4) 중 어느 한 항에 기재된 강은, 이하의 식 2에 의해 정의되는 Ti-Nb계 석출물 생성 지수 I_P가 0.0100 이하여도 된다.

I_P=0.3×[Ti]+0.15×[Nb]-[N]… (식 2)

여기서 [Ti]는 단위 질량％로 나타낸 Ti 함유량이고, [Nb]는 단위 질량％로 나타낸 Nb 함유량이고, [N]은 단위 질량％로 나타낸 N 함유량이다.

본 발명에 따르면, 냉간 단조 전의 연질화와, 냉간 단조 후의 ?칭 시의 조대 입자의 발생 억제의 양쪽을 달성할 수 있는 강을 제공할 수 있다. 또한, 본 발명에 따른 강은, 주조 시 및 압연 시 등에 균열이 발생하는 일이 없고, 또한 제조 설비에 부하를 가하지 않는 범위 내의 조건에서 제조 가능하므로, 제조성이 우수하다. 본 발명에 따른 강을 냉간 단조 부품에 적용함으로써, 냉간 단조 시의 금형의 손모를 억제하고, 금형의 수명을 향상시킬 수 있다. 또한, 본 발명에 따른 강을 냉간 단조 부품에 적용함으로써, 고가의 금형의 비용을 저감할 수 있으므로, 특히 인장 강도가 800MPa 이상인 고강도 볼트의 제조 비용의 저감에 기여할 수 있다. 또한, 본 발명에 따른 강은 절삭성도 우수하다. 그 때문에, 본 발명은 산업상의 공헌이 매우 크다.

본 발명의 일 실시 형태에 따른 강에 대하여 설명한다. 본 실시 형태에 따른 강은, 이하의 특징을 갖는다.

(a) 본 실시 형태에 따른 강은, 화학 성분이, 단위 질량％로, C: 0.15％ 내지 0.40％, Mn: 0.10％ 내지 1.50％, S: 0.002 내지 0.020％, Ti: 0.005％ 내지 0.050％, B: 0.0005 내지 0.0050％, Bi: 0.0010％ 내지 0.0100％, P: 0.020％ 이하, N: 0.0100％ 이하, Si: 0％ 이상 0.30％ 미만, Cr: 0 내지 1.50％, Al: 0 내지 0.050％, Mo: 0 내지 0.20％, Cu: 0 내지 0.20％, Ni: 0 내지 0.20％, 및 Nb: 0 내지 0.030％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어진다.

(b) 상기 (a)에 기재된 강은, 상기 화학 성분이, 단위 질량％로, Si: 0.01％ 이상 0.30％ 미만, Cr: 0.01 내지 1.50％, 및 Al: 0.001 내지 0.050％로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유해도 된다.

(c) 상기 (a) 또는 (b)에 기재된 강은, 상기 화학 성분이, 단위 질량％로, Mo: 0.02 내지 0.20％, Cu: 0.02 내지 0.20％, Ni: 0.02 내지 0.20％, 및 Nb: 0.002 내지 0.030％로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유해도 된다.

(d) 상기 (a) 내지 (c) 중 어느 한 항에 기재된 강은, 이하의 식 1에 의해 정의되는 N 고정 지수 I_FN이 0 이상이어도 된다.

I_FN=[Ti]-3.5×[N]… (식 1)

(e) 상기 (a) 내지 (d) 중 어느 한 항에 기재된 강은, 이하의 식 2에 의해 정의되는 Ti-Nb계 석출물 생성 지수 I_P가 0.0100 이하여도 된다.

I_P=0.3×[Ti]+0.15×[Nb]-[N]… (식 2)

또한, 본 실시 형태에 따른 강에 대하여, 공지된 방법으로 볼트 가공·?칭·템퍼링을 행함으로써, 우수한 생산성으로, 조대 입자의 발생이 없는 볼트가 얻어진다.

본 발명자들은, 석출 강화에 의한 현저한 페라이트의 경도 증가를 발생시키고, 따라서 강의 경도 증가를 발생시켜서 강의 냉간 가공성을 손상시키는 입자인 TiC 및 Ti(CN) 등을 미세 분산시키는 종래 기술과는 다른, 조대 입자의 발생 억제 기술에 대하여 검토하였다. 상기의 특징은, 강의 ?칭 가열 시에 있어서의 오스테나이트 결정립의 이상 입성장의 억제 기술에 대하여 본 발명자들이 예의 연구하여 얻어진 이하의 지견에 기초하고 있다.

(1) 0.0100％ 이하라고 하는 극히 미량의 Bi에 의해, ?칭 가열 시의 오스테나이트 결정립의 이상 입성장을 억제하고, 치수 정밀도 및 기계 특성 등이 우수한 냉간 가공 부품을 얻을 수 있다.

(2) 상술한 Bi의 효과에 의해, 종래 핀 고정 입자로서 이용하고 있던 석출물(TiC, Ti(CN), NbC)에 의존하는 일 없이(즉 강의 냉간 가공성을 손상시키는 일 없이) 오스테나이트 결정립의 이상 입성장을 억제할 수 있다. 이에 의해, 열간 압연후의 압연재의 경도를 억제하고, 강의 냉간 가공성을 높일 수 있다.

(3) 한편, Bi 함유량이 0.0100％를 초과하면, 강의 열간 연성이 저하됨으로써 강의 제조 공정(주조, 압연 공정 등)에 있어서 균열, 상처가 발생하기 쉬워져, 강의 수율이 저하되는 것을 알 수 있었다. 또한, Bi 함유량이 0.0100％를 초과하면, ?칭 후의 강에 있어서 입계 취화가 발생하고, 강의 기계 특성이 손상되는 것도 알 수 있었다. 따라서, 본 실시 형태에 따른 강에 있어서 Bi의 함유는 필수적이기는 하지만, 그 함유량은 매우 낮은 수준으로 억제될 필요가 있음도 알 수 있었다.

이하, 본 실시 형태에 따른 강에 대하여 상세하게 설명한다.

먼저, 본 발명의 강의 화학 성분에 대하여 설명한다. 이하, 화학 성분에 관한 단위 「％」는, 「질량％」를 나타낸다.

[C: 0.15 내지 0.40％]

C는, 템퍼링 마르텐사이트 조직을 갖는 강의 강도를 높이기 위하여 필요한 원소이다. ?칭 후의 인장 강도를 800MPa 이상으로 하기 위해서, C 함유량을 0.15％ 이상으로 할 필요가 있다. 바람직한 C 함유량의 하한은 0.17％, 0.19％, 또는 0.23％이다.

한편, C 함유량이 0.40％를 초과하면 열간 압연 후의 압연재의 경도가 너무 높아지므로, 냉간 단조용 금형의 수명이 현저하게 저하된다. 그 때문에, C 함유량의 상한을 0.40％로 한다. 바람직한 C 함유량의 상한은 0.35％, 0.34％, 0.33％, 또는 0.30％이다.

[Mn: 0.10 내지 1.50％]

Mn은 강의 ?칭성을 향상시키는 데 유효한 원소이다. ?칭에 의해 마르텐사이트를 얻기 위하여 필요한 ?칭성을 확보하기 위해서, Mn 함유량을 0.10％ 이상으로 할 필요가 있다. 바람직한 Mn 함유량의 하한은 0.20％, 0.35％, 또는 0.40％이다.

한편, Mn 함유량이 1.50％를 초과하면, 열간 압연 후 또한 냉간 단조 전의 압연재의 경도가 너무 높아지므로, 냉간 단조용 금형의 수명이 현저하게 저하된다. 그 때문에, Mn 함유량의 상한을 1.50％로 한다. 바람직한 Mn 함유량의 상한은 1.30％, 1.00％, 또는 0.80％이다.

[S: 0.002 내지 0.020％]

S는 MnS, TiS 및 Ti₂C₂S로서 강 중에 존재하고, ?칭 가열 시에 핀 고정 입자로서 작용함으로써 오스테나이트 결정립의 이상 입성장을 억제하는 효과를 갖는다. 이 때문에, S 함유량을 0.002％ 이상으로 할 필요가 있다. 바람직한 S 함유량의 하한은 0.003％이다.

그러나, 본 실시 형태에 따른 강에서는 Bi를 사용하여 이상 입성장을 억제하므로, S 함유량은 종래 기술보다 적어도 충분하다. 또한, S 함유량이 0.020％를 초과하면, S가 ?칭 후의 강의 구 오스테나이트 입계를 취화시켜, 내지연 파괴 특성(내수소 취화 특성)을 저하시킨다. 첨가하여, 상술한 Ti₂C₂S는 강의 절삭성을 손상시키는 입자이므로, S 함유량이 0.020％를 초과하면 강의 절삭성의 열화가 발생할 우려가 있다. 그 때문에, S 함유량을 0.020％ 이하로 제한할 필요가 있다. 바람직하게는, S 함유량의 상한값은 0.015％, 0.010％, 또는 0.005％이다.

[Ti: 0.005％ 내지 0.050％]

Ti는, 강 중의 C, N, S와 화합물을 형성하여 TiN, Ti(CN), TiC, TiS, Ti₂C₂S 등의 Ti계 개재물로서 강 중에 존재하고, ?칭 가열 시에 핀 고정 입자로서 작용함으로써 오스테나이트 결정립의 이상 입성장을 억제하는 효과를 갖는다. 또한 Ti는, 강 중의 고용 N과 강한 친화력을 가지므로, 강 중의 고용 N을 미리 TiN으로서 고정하고, BN의 생성을 억제하는 데 극히 유효한 원소이다. 보론강에 있어서는, ?칭성의 향상에 유효한 고용 B의 함유량을 확보하기 위해서, BN의 생성을 억제할 필요가 있다. 따라서, Ti 함유량을 0.005％ 이상으로 할 필요가 있다. 바람직한 Ti 함유량의 하한은 0.010％, 0.015％, 또는 0.020％이다.

그러나, 본 실시 형태에 따른 강에서는 Bi를 사용하여 이상 입성장을 억제하므로, Ti 함유량은 종래 기술보다 적어도 충분하다. 또한, Ti 함유량이 0.050％를 초과하면, Ti계 개재물 입자가 석출 강화를 발생시켜, 열간 압연 후의 압연재의 경도가 너무 높아지므로, 냉간 단조용 금형의 수명이 현저하게 저하된다. Ti계 개재물 입자의 함유량을 높이면서 열간 압연 후의 압연재의 경도를 억제하기 위해서는, 열간 압연 온도를 낮게 할 필요가 있지만, 이것은 생산성 및 설비 수명 등의 점에서 바람직하지 않다. 또한, Ti 함유량을 높였을 경우, 강의 절삭성을 손상시키는 입자인 Ti₂C₂S가 대량으로 발생하여, 절삭성의 열화가 발생하므로, 본 실시 형태에 따른 강에 절삭 가공을 적용하는 것이 곤란해진다. 그 때문에, Ti 함유량의 상한을 0.050％로 한다. 바람직한 Ti 함유량은 0.040％ 이하, 0.030％ 이하, 0.030％ 미만 또는 0.025％ 이하이다.

[B: 0.0005 내지 0.0050％]

B는, 미량으로 함유된 경우에 강의 ?칭성의 향상에 기여하는 원소이고, 열간 압연 후 또한 냉간 단조 전의 압연재의 경도를 증가시키지 않고, ?칭성의 향상 효과를 얻어서 냉간 단조 및 ?칭 후의 경도를 증대시킬 수 있다. B는, 특히 볼트용 보론강에 필수적인 원소이다. 또한, B는 구 오스테나이트 입계에 편석하여 구 오스테나이트 입계를 강화함으로써 입계 파괴를 억제하는 효과를 갖는다. 상기 효과를 얻는 경우에는, B 함유량을 0.0005％ 이상으로 할 필요가 있다. 바람직하게는, B 함유량의 하한값은 0.0010％, 0.0012％ 또는 0.0015％이다.

한편, B 함유량이 0.0050％를 초과하면, 그 효과는 포화된다. 그 때문에, B 함유량을 0.0050％ 이하로 한다. 바람직하게는, B 함유량의 상한값은 0.0030％, 0.0025％, 0.0020％, 또는 0.0018％이다.

[Bi: 0.0010％ 내지 0.0100％]

약 0.0010％ 내지 0.0100％ 정도의 미량의 Bi가 강의 ?칭 시에 조직에 미치는 영향에 대해서, 지금까지 상세하게 검토된 예는 없다. 본 발명자들은, 미량의 Bi가 ?칭 가열 시의 오스테나이트 결정립의 이상 입성장을 억제함으로써, 조대 입자의 발생을 방지하는 효과가 있음을 지견하였다. 또한, 이상 입성장을 억제하기 위하여 필요한 Bi 함유량은 미량이므로, ?칭 가열 시의 조대 입자의 발생을 억제하는 상술한 Bi의 효과가, 열간 압연 후의 압연재의 경도를 증가시키지 않고 얻어지는 것도, 본 발명자들은 지견하였다. 상기 효과를 얻는 경우에는, Bi 함유량을 0.0010％ 이상으로 할 필요가 있다. Bi 함유량의 하한값은, 바람직하게는 0.0020％, 0.0025％, 또는 0.0030％이다.

한편, Bi 함유량이 0.0100％를 초과하면, 그 효과는 포화될 뿐만 아니라, 강의 열간 연성이 저하되므로 강의 제조 공정(주조, 압연 공정 등)에 있어서 균열, 상처가 발생하기 쉬워져, 수율이 저하된다. 또한, Bi 함유량이 0.0100％를 초과하면, ?칭 후의 강에 있어서 입계 취화가 발생하고, 강의 기계 특성이 손상된다. 그 때문에, Bi 함유량을 0.0100％ 이하로 한다. Bi 함유량은 바람직하게는 0.0100％ 미만, 0.0080％ 이하, 또는 0.0060％ 이하이다.

[P: 0.020％ 이하]

P는 불순물이고, 구γ 입계를 취화시켜, 강의 내지연 파괴 특성(내수소 취화 특성)을 저하시키는 원소이다. 그 때문에, P 함유량을 0.020％ 이하로 제한할 필요가 있다. 바람직하게는, P 함유량의 상한값은 0.015％, 0.013％, 또는 0.010％이다.

P는 본 실시 형태에 따른 강의 과제를 해결하기 위하여 필요하지 않으므로, P 함유량의 하한값은 0％이다. 그러나, P 함유량을 저감시키기 위한 정련 공정의 비용을 억제하기 위해서, P 함유량의 하한값을 0.001％로 해도 된다.

[N: 0.0100％ 이하]

N은, B와 화합물을 형성하여 BN으로서 강 중에 존재하고 있는 경우에는, 고용 B량을 감소시켜서, B에 의한 ?칭성의 향상 효과를 손상시킨다. N은, 본 실시 형태에 따른 강에서는 유해하므로, N 함유량의 하한값은 0％이다. 그러나, N 함유량을 저감하기 위한 정련 공정의 비용을 억제하기 위해서, N 함유량의 하한값을 0.0001％, 0.0005％, 또는 0.0010％로 해도 된다.

N 함유량이 많은 경우에는, 강 중의 N을 TiN으로서 고정하기 위하여 필요한 Ti 함유량이 증가하므로, 가능한 한 N 함유량을 저감하는 것이 바람직하다. 그 때문에 N 함유량을 0.0100％ 이하로 제한할 필요가 있다. 바람직하게는, N 함유량의 상한값은 0.0070％, 0.0050％, 또는 0.0040％이다.

본 실시 형태에 관한 스프링용 강에는, 필요에 따라 Si, Cr 및 Al로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을, 후술하는 범위에서 더 함유시켜도 된다. 단, Si, Cr 및 Al은 필수적이지 않으므로, Si, Cr 및 Al 각각의 함유량의 하한은 0％이다.

[Si: 0％ 이상 0.30％ 미만]

상술한 바와 같이, 본 실시 형태에 따른 강에 있어서, Si 함유량의 하한값은 0％이다. 그러나, Si는, 강의 ?칭성을 향상시켜, 마르텐사이트의 템퍼링 연화 저항을 향상시키는 데 유효한 원소이다. 상기 효과를 얻는 경우에는, Si 함유량을 0％ 초과 또는 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Si 함유량의 하한값을, 0.05％, 또는 0.15％로 해도 된다.

그러나 Si 함유량이 0.30％ 이상이 되면, 열간 압연 후 또한 냉간 단조 전의 강(압연재)의 경도의 상승량이 커지므로, 냉간 단조용 금형의 수명이 저하된다. 그 때문에, Si 함유량을 0.30％ 미만으로 한다. 바람직한 Si 함유량의 상한은 0.27％, 0.25％, 또는 0.20％이다.

[Cr: 0 내지 1.50％]

상술한 바와 같이, 본 실시 형태에 따른 강에 있어서, Cr 함유량의 하한값은 0％이다. 그러나, Cr은 강의 ?칭성을 향상시키고, 또한 마르텐사이트의 템퍼링 연화 저항을 향상시키기 위하여 유효한 원소이다. 상기 효과를 얻는 경우에는, Cr 함유량을 0％ 초과 또는 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Cr 함유량의 하한값을 0.10％, 0.20％, 또는 0.30％로 해도 된다.

한편, Cr 함유량이 1.50％를 초과하면, 열간 압연 후 또한 냉간 단조 전의 압연재의 경도가 너무 높아지므로, 냉간 단조용 금형의 수명이 현저하게 저하된다. 그 때문에, Cr 함유량의 상한을 1.50％로 한다. 바람직한 Cr 함유량의 상한은 1.20％, 1.00％, 또는 0.80％이다.

[Al: 0 내지 0.050％]

Al은 강의 탈산에 유효한 원소지만, 다른 원소(Si, Ti 등)에 의해 탈산을 행하는 경우에는 반드시 함유시키지는 않아도 된다. 따라서, Al 함유량의 하한값은 0％이다. 그러나, Al에 의한 탈산 효과를 얻기 위해서는, 0.001％ 이상, 0.005％ 이상, 또는 0.010％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다.

한편, Al 함유량이 0.050％를 초과하면, 조대한 개재물이 생성되어 강의 인성이 저하되는 등의 문제가 현저해진다. 그 때문에, Al을 함유시키는 경우에도, Al 함유량의 상한은 0.050％로 한다. Al 함유량의 상한은 바람직하게는 0.040％, 0.030％, 또는 0.025％이다.

본 실시 형태에 영향을 미치는 스프링용 강에는, 필요에 따라 Mo, Cu, Ni 및 Nb로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을, 후술하는 범위에서 더 함유시켜도 된다. 단, Mo, Cu, Ni 및 Nb는 필수적이지 않으므로, Mo, Cu, Ni 및 Nb 각각의 함유량의 하한은 0％이다.

[Mo: 0 내지 0.20％]

상술한 바와 같이, 본 실시 형태에 따른 강에 있어서, Mo 함유량의 하한값은 0％이다. 그러나, Mo는, 그 함유량이 소량이어도 강의 ?칭성의 향상에 기여하는 원소이다. 상기 효과를 얻는 경우에는, Mo 함유량을 0.02％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는, Mo 함유량의 하한값은 0.03％, 0.04％, 또는 0.05％이다.

한편, Mo는 고가의 합금 원소이므로, Mo 함유량이 0.20％ 초과가 되면 제조 비용상 불리하다. 그 때문에, Mo를 함유시키는 경우에도, Mo 함유량을 0.20％ 이하로 한다. 바람직하게는, Mo 함유량의 상한값은 0.16％, 0.13％, 또는 0.10％이다.

[Cu: 0 내지 0.20％]

상술한 바와 같이, 본 실시 형태에 따른 강에 있어서, Cu 함유량의 하한값은 0％이다. 그러나, Cu는 강의 내식성을 향상시키는 원소이다. 상기 효과를 얻는 경우에는, Cu 함유량을 0.02％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는, Cu 함유량의 하한값은 0.05％이다.

한편, Cu 함유량이 0.20％를 초과하면, 강의 열간 연성이 저하되고, 연속 주조 시의 제조성이 손상되는 등의 문제가 현저해진다. 그 때문에, Cu를 함유시키는 경우에도, Cu 함유량을 0.20％ 이하로 한다. 바람직하게는, Cu 함유량의 상한값은 0.15％, 0.10％, 또는 0.08％이다.

[Ni: 0 내지 0.20％]

상술한 바와 같이, 본 실시 형태에 따른 강에 있어서, Ni 함유량의 하한값은 0％이다. 그러나, Ni는 강의 내식성을 향상시키는 원소이고, 또한, 강의 인성의 향상에도 유효한 원소이다. 상기 효과를 얻는 경우에는, Ni 함유량을 0.02％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는, Ni 함유량의 하한값은 0.03％, 0.04％, 또는 0.05％이다.

한편, Ni는 고가의 합금 원소이므로, Ni 함유량이 0.20％를 초과하면 제조 비용상 불리하다. 그 때문에, Ni를 함유시키는 경우에도, Ni 함유량을 0.20％ 이하로 한다. 바람직하게는, Ni 함유량의 상한값은 0.15％, 0.12％, 0.10％, 또는 0.08％이다.

[Nb: 0 내지 0.030％]

상술한 바와 같이, 본 실시 형태에 따른 강에 있어서, Nb 함유량의 하한값은 0％이다. 그러나, Nb는 강 중의 C와 화합물을 형성하여 NbC, 혹은 TiNb(CN) 등의 Nb계 개재물로서 강 중에 존재하고, ?칭 가열 시에 핀 고정 입자로서 오스테나이트 결정립의 이상 입성장을 억제하는 효과를 갖는다. 상기 효과를 얻는 경우에는, Nb 함유량을 0.002％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는, Nb 함유량의 하한값은 0.003％, 0.005％, 또는 0.006％이다.

한편, Nb 함유량이 0.030％를 초과하면, 그 효과가 포화될 뿐만 아니라, Nb계 개재물이 석출 강화를 발생시키므로, 연속 주조 시의 제조성이 손상된다. 혹은 이 경우, Nb계 개재물이 석출강화를 발생시키므로, 열간 압연 후의 압연재의 경도가 너무 높아진다. 따라서, Nb 함유량이 0.030％를 초과하면, 제조성의 저하 및 냉간 단조용 금형의 수명의 현저한 저하 등의 문제가 현저해진다. 그 때문에, Nb를 함유시키는 경우에도, Nb 함유량을 0.030％ 이하로 한다. 바람직하게는, Nb 함유량의 상한값은 0.015％, 0.013％, 또는 0.010％이다.

본 실시 형태에 따른 강은, 상기의 합금 성분을 함유하고, 그 화학 성분의 잔부가 Fe 및 불순물을 포함한다. 본 실시 형태에 있어서, 불순물이란, 강재를 공업적으로 제조할 때에, 광석, 스크랩 등의 원료, 기타의 요인에 의해 혼입되는 성분이며, 본 실시 형태에 따른 강의 작용 효과를 손상시키지 않는 수준의 양인 것을 의미한다.

[N 고정 지수 I_FN: 바람직하게는 0 이상]

상술한 B 함유에 의한 효과를 얻기 위해서는, 강 중에 고용한 N(고용 N)을 저감함으로써 BN의 생성을 억제할 필요가 있다. 따라서, 강 중의 N의 함유량을 저감함과 함께, Ti를 강 중에 함유시킴으로써 N을 TiN의 형태로 안정적으로 고정하고, 이에 의해 고용 N량을 저감하는 것이 바람직하다. Ti에 의해 N을 고정하여 상기 효과를 얻기 위해서는, 하기 식 1에 의해 정의되는 N 고정 지수 I_FN을 0 이상으로 하는 것이 바람직하다. N 고정 지수 I_FN의 하한값을 0.0005, 0.0010, 0.0014, 또는 0.0050으로 해도 된다. 단, N 고정 지수 I_FN을 특별히 한정하지 않아도, 상술된 범위 내에 Ti 함유량 및 N 함유량이 제어되고 있는 한, 본 실시 형태에 따른 강은 냉간 단조 전에 연질화되어, ?칭 시의 조대 입자의 발생을 억제할 수 있다.

I_FN=[Ti]-3.5×[N]… (식 1)

또한, 상기 식 1에 있어서의 [Ti] 및 [N]은, 단위 질량％로 나타낸 강 중의 Ti 함유량 및 N 함유량을 나타내고, 이들 원소가 함유되지 않는 경우에는 0％로 한다.

[Ti-Nb계 석출물 생성 지수 I_P: 바람직하게는 0.0100 이하]

상술한 바와 같이, Ti를 사용하여 N을 TiN으로서 고정하여 고용 N량을 감소시키는 것이 바람직하다. 그러나, TiN을 고정하기 위하여 필요한 양을 초과하는 양의 Ti를 함유하는 것은 바람직하지 않다. 상술한 바와 같이, Ti는 C 및 S 등과도 결합하여 미세 석출물을 형성하고, 이들 미세 석출물이 본 실시 형태에 따른 강의 특성에 악영향을 미칠 우려가 있다. 또한, Nb에 대해서도, Ti와 동일한 작용을 갖는 것을 본 발명자들은 지견하였다.

구체적으로는, 강 중에 존재하는 석출물인 미세한 TiC, Ti(CN), NbC, TiNb(CN) 및 Ti₂C₂S 등의 Ti-Nb계 석출물은, ?칭 가열 시에 핀 고정 입자로서 오스테나이트 결정립의 이상 입성장을 억제함으로써 조대 입자의 발생을 억제하는 효과를 갖는다. 그러나, 열간 압연 후의 조직 중에 이들의 Ti-Nb계 석출물 입자가 다량으로 분산하고 있는 경우에는, 미세한 석출물 입자에 의한 석출 강화에 의해 페라이트의 경도가 증가한다는 부작용이 있다. 이 때문에, 이들의 Ti-Nb계 석출물 입자가 강 중에 과도하게 다량으로 분산하고 있는 경우에는 열간 압연 후의 압연재의 경도가 너무 높아지므로, 냉간 단조용 금형의 수명이 현저하게 저하되는 등의 문제가 현저해진다. 또한, 상술한 바와 같이, Ti₂C₂S는 절삭성의 열화를 발생시킨다. 그 때문에, 본 실시 형태에 따른 강에서는, 이들의 Ti-Nb계 석출물 입자의 양을 제한하는 것이 바람직하다.

열간 압연 후의 압연 후의 경도를 억제하기 위해서는, 하기 식 2에 의해 산출되는 Ti-Nb계 석출물 생성 지수 I_P를 0.0100 이하로 하는 것이 바람직하다. Ti-Nb계 석출물 생성 지수 I_P를 0.0075 이하, 0.0050 미만, 0.0045 이하, 0.0040 이하, 또는 0.0035 이하로 해도 된다. 단, Ti-Nb계 석출물 생성 지수 I_P를 특별히 한정하지 않아도, 상술된 범위 내에 Ti 함유량, Nb 함유량 및 N 함유량이 제어되고 있는 한, 본 실시 형태에 따른 강은 냉간 단조 전에 연질화되어, ?칭 시의 조대 입자의 발생을 억제할 수 있다.

I_P=0.3×[Ti]+0.15×[Nb]-[N]… (식 2)

또한, 상기 식 2에 있어서의 [Ti], [N] 및 [Nb]는, 단위 질량％로 나타낸 강 중의 Ti 함유량, N 함유량 및 Nb 함유량을 나타내고, 이들 원소가 함유되지 않는 경우에는 0％로 한다.

이어서, 본 실시 형태의 강의 적합한 제조 방법에 대하여 설명한다.

본 실시 형태의 강을 제조하기 위해서는, 상술된 화학 성분의 강을 전로에 있어서 용제하고, 필요에 따라 2차 정련 공정을 거쳐, 연속 주조에 의해 주조편으로 한다. 이 주조편을 재가열하고, 분괴 압연을 행함으로써 단면이 예를 들어 한변이 162mm인 정사각형(세로 162mm×가로 162mm)의 선재 압연용 소재(강편)로 한다. 이어서, 강편을 1000 내지 1280℃ 정도의 온도에서 가열하고, 계속해서 선재 압연을 행함으로써, 직경 6 내지 20mm의 선재 형상으로 한다. 그 후 열간에 있어서 권취 장치에 의해 코일 형상으로 권취한 후, 실온까지 냉각한다. 이와 같이 하여, 본 실시 형태의 강이 얻어진다.

또한, 본 실시 형태에 따른 강에서는, 석출 강화를 발생시키는 Ti계 석출 입자의 양이 억제되고 있으므로, 본 실시 형태에 따른 강의 제조 방법에서는, 강의 경도를 억제하기 위하여 열연 온도를 낮추어서 열연 설비에 부하를 가하는 것은 필요하지 않고, 또한, 경도 상승에 기인하는 균열 및 상처 등의 결함이 강에 발생하기 어렵다. 또한, 본 실시 형태에 따른 강은, 열간 압연 후에 어닐링을 행하는 일 없이, 그 경도가 억제된다. 따라서, 본 실시 형태에 따른 강은, 생산성이 높은 점에 있어서도 우수하다.

본 실시 형태의 강에 의하면, 냉간 단조 전의 연질화와, ?칭 시의 조대 입자의 발생 억제를 양립할 수 있다. 또한, 본 실시 형태의 강은, 주조 시나 압연 시에 균열이 발생하는 일이 없고, 제조성이 우수하다.

본 실시 형태에 따른 강의 경도는, 용도에 따라서 적절히 조정할 수 있으므로 특별히 한정되지 않는다. 그러나 냉간 단조성의 확보가 필요한 경우에는, 본 실시 형태에 따른 강의 경도는, Hv180 이하로 여겨지는 것이 적합하고, Hv170 이하, 또는 Hv160 이하로 여겨지는 것이 더욱 적합하다. 본 실시 형태에 따른 강의 경도의 하한값은 특별히 한정되지 않지만, 그 화학 성분에 비추어, 실질적으로는 약 Hv130 또는 약 Hv140이 된다고 생각된다. 본 실시 형태에 따른 강은, 열간 압연 후에 어닐링을 하지 않아도, 그 경도를 상술한 적합 범위 내로 할 수 있다. 또한, 본 실시 형태에 따른 강은 절삭성도 우수하다.

또한, 본 실시 형태에 따른 강에 대하여, 예를 들어 840℃ 내지 1100℃의 온도로 가열하여 30분간 유지하고, 그 후 수랭 혹은 유랭하는 조건에서 ?칭을 행하고, 또한 150℃로부터 450℃의 온도 범위에서 가열 유지하는 템퍼링 처리를 행한 경우, 그 인장 강도를 800MPa 이상으로 할 수 있다. 따라서 본 실시 형태에 따른 강은, 고강도를 요구하는 부품의 재료로서 적합하다. 단, 본 실시 형태에 따른 강을 ?칭용 강으로서 사용하는 경우에, 열처리 조건은 특별히 한정되지 않고, 용도에 따라서 적절히 선택할 수 있다.

본 실시 형태에 따른 강의 용도는 특별히 한정되지 않지만, 냉간 단조 및 ?칭에 의해 제조되는 고강도 기계 부품, 특히 고강도 볼트에 적용되는 것이 적합하다. 냉간 단조성이 높은 본 실시 형태에 따른 강을 고강도 기계 부품의 재료로서 사용하는 경우, 냉간 단조 시의 금형의 손모를 억제하고, 금형의 수명을 향상할 수 있다. 또한, 고가인 금형의 비용을 저감할 수 있으므로, 특히 인장 강도가 800MPa 이상의 고강도 볼트의 제조 비용의 저감에 기여할 수 있다.

실시예

이어서, 실시예를 사용하여 본 발명을 설명하지만, 본 발명은 이하의 예에 한정되지 않는다.

먼저, 표 1-1 및 표 1-2에 나타내는 화학 성분을 갖는 강을 전로에 의해 용제하고, 추가로 연속 주조에 의해 주조편으로 하였다. 또한, 표 1-1 및 표 1-2에 있어서, 함유량이 불순물 수준 이하인 원소에 대해서는, 그 함유량의 표시를 공백으로 하고, N 고정 지수 I_FN 및 Ti-Nb계 석출물 생성 지수 I_P의 산출 시에는 「0질량％」라고 간주하였다. 또한, 표 1-1 및 표 1-2에 있어서, 본 발명의 규정 범위 외인 값에는 밑줄을 그었다. 이것에 의해 얻어진 주조편에, 주조편 표면 균열이 발생하였는지 여부를 확인하였다. 주조편 표면 균열의 확인에 있어서는, 체크 스카프에 의해 주조편 표면의 스케일을 제거한 후, 주조편 표면을 관찰하고, 균열 깊이를 조사하였다. 주조편의 표면에 깊이 1mm 이상의 균열이 검출된 것은, 연속 주조 시의 주조편 표면 균열 「있음」이라고 판정하고, 제조성에 대하여 「불합격」이라고 판정하였다. 제조성 평가 결과를 표 2-1 및 2-2에 나타내었다.

이 주조편에 필요에 따라서 균열 확산 처리, 분괴 압연을 행하고, 단면이 한변이 162mm인 정사각형(세로 162mm×가로 162mm)의 선재 압연용 소재(강편)를 얻었다. 이어서, 강편을 1000 내지 1280℃ 정도의 온도에서 가열하고, 계속해서 선재 압연을 행함으로써, 직경 10mm의 선재(스프링용 강)로 하였다.

압연 후의 선재로부터 비커스 경도 측정용 시험편을 잘라내었다. 구체적으로는, 압연 방향에 대하여 평행 방향으로, 선재의 중심축을 포함하는 단면을 갖는 시험편을 잘라내었다. 잘라낸 단면에 대하여 연마를 행한 후, 선재의 표면으로부터 선재의 직경 1/4의 깊이 부위(1/4부)의 비커스 경도를 측정하였다. 시험 하중은 10kgf로 하고, 4점을 측정한 평균값을 「압연 후 경도」로서 표 2-1 및 표 2-2에 기재하고, 이것을 냉간 단조용 금형의 수명을 예측하는 지표로 하였다. 압연 재의 경도가 HV180을 초과하는 것에 대해서는, 냉간 단조용 금형의 수명 충분한 개선 효과를 얻지 못하므로 「냉간 단조성」이 「불합격」이라고 판정하였다. 냉간 단조성의 평가 결과를 표 2-1 및 2-2에 나타내었다.

또한, 선재를 볼트 형상으로 가공할 때의 신선이나 냉간 단조(냉간 가공)의 영향을 시뮬레이트 하기 위해서, 선재에 대하여 감면율 70％의 냉간 인발 가공을 행한 후, 840℃ 내지 1100℃의 온도로 30분간 가열하고, 수냉에 의한 ?칭을 행하여, 오스테나이트 조직을 마르텐사이트 조직의 구 오스테나이트 입계로서 동결하였다. 그 후, ?칭을 행한 시험편에 대하여 필요에 따라 A1점 이하의 온도 영역에서 템퍼링을 행하고, 압연·인발 방향에 대하여 평행 방향으로, 인발재의 중심을 포함하는 단면을 갖는 시험편을 잘라내었다. 잘라낸 시험편의 단면에 대하여 연마를 행한 후, 부식에 의해 구 오스테나이트 입계를 현출하고, 광학 현미경으로 관찰함으로써, ?칭 및 템퍼링 후의 구 오스테나이트 결정립도를 측정하였다. 구 오스테나이트 결정립도의 측정은, JIS G 0551에 준하여 행하였다. 측정 시야는 배율 400배로 10시야 이상으로 하고, 구 오스테나이트 입도가 5번 이하의 큰 결정립이 하나라도 존재하는 시험편은, 조대 입자가 발생한 것으로 판정하였다. 여러가지 온도로 가열한 시험편에 대하여 구 오스테나이트 입도의 관찰·측정을 행함으로써 밝혀지는, 조대 입자가 발생하는 한계(최저)의 가열 온도를, 그 시험편의 결정립 조대화 온도라고 정의하고, 내결정립 조대화 특성의 지표로 하였다. 결정립 조대화 온도가 900℃ 이하의 것은 내결정립 조대화 특성이 떨어지므로 「불합격」이라고 판정하였다. 결정립 조대화 온도 측정 결과를 표 2-1 및 표 2-2에 나타내었다.

표 2-1 및 표 2-2로부터, 본 발명예인 A1 내지 A32는 압연 후의 선재의 경도가 낮고, 냉간 단조용 금형의 수명을 향상시키는 것을 기대할 수 있으므로, 냉간 단조성이 우수하고, 냉간 가공 후의 ?칭 가열 시에 있어서 900℃를 초과하여 가열해도 조대 입자가 발생하지 않고, 게다가 연속 주조 시에 주조편의 표면 균열이 발생하지 않으므로 주조편의 부스러기화율이 낮고, 따라서 제조성이 우수한 것이 명확하다. 또한, 상술한 구 오스테나이트 결정립도 측정을 위한 열처리를 행한 후의 본 발명예 A1 내지 A32는, 모두 800MPa 이상의 인장 강도를 갖고 있었다.

이에 비해 비교예의 경우에는, 상기 냉간 단조성, 조대 입자 방지 특성, 제조성의 어느 것이 떨어져 있다. 즉, B1 내지 B4는 Bi 첨가량이 너무 많으므로 열간 연성이 저하되고, 제조성이 떨어졌다. B5 내지 B7은 Bi가 첨가되어 있지 않거나, 혹은 첨가량이 너무 적으므로 조대 입자 방지 특성이 떨어졌다. B8, B9는 Ti의 첨가량이 너무 많거나, 혹은 Ti 첨가량에 대하여 N 함유량이 소량이어서 Ti-Nb계 석출물 생성 지수 I_P가 초과되었으므로 압연 후의 선재의 경도가 높고, 냉간 단조성이 떨어졌다.

[표 1-1]

[표 1-2]

[표 2-1]

[표 2-2]

본 발명에 따르면, 냉간 단조 시의 연질화와, 냉간 단조 후의 ?칭 시의 조대 입자의 발생 억제의 양쪽을 달성할 수 있는 강을 제공할 수 있다. 또한, 본 발명에 따른 강은, 주조 시나 압연 시에 균열이 발생하는 일이 없고, 또한 제조 설비에 부하를 가하지 않는 범위 내의 조건에서 제조 가능하므로, 제조성이 우수하다. 본 발명에 따른 강을 냉간 단조 부품에 적용함으로써, 냉간 단조 시의 금형의 손모를 억제하고, 금형의 수명을 향상시킬 수 있다. 또한, 본 발명에 따른 강을 냉간 단조 부품에 적용함으로써, 고가의 금형의 비용을 저감할 수 있으므로, 특히 인장 강도가 800MPa 이상인 고강도 볼트의 제조 비용의 저감에 기여할 수 있다. 또한, 본 발명에 따른 강은 절삭성도 우수하다. 그 때문에, 본 발명은 산업상의 공헌이 매우 크다.

Claims

화학 성분이, 단위 질량％로,
C: 0.15％ 내지 0.40％,
Mn: 0.10％ 내지 1.50％,
S: 0.002 내지 0.020％,
Ti: 0.005％ 내지 0.050％,
B: 0.0005 내지 0.0050％,
Bi: 0.0010％ 내지 0.0100％,
P: 0.020％ 이하,
N: 0.0100％ 이하,
Si: 0％ 이상 0.30％ 미만,
Cr: 0 내지 1.50％,
Al: 0 내지 0.050％,
Mo: 0 내지 0.20％,
Cu: 0 내지 0.20％,
Ni: 0 내지 0.20％, 및
Nb: 0 내지 0.030％를 함유하고,
잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는
것을 특징으로 하는 강.
제1항에 있어서, 상기 화학 성분이, 단위 질량％로,
Si: 0.01％ 이상 0.30％ 미만,
Cr: 0.01 내지 1.50％, 및
Al: 0.001 내지 0.050％
로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유하는
것을 특징으로 하는 강.
제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 화학 성분이, 단위 질량％로,
Mo: 0.02 내지 0.20％,
Cu: 0.02 내지 0.20％,
Ni: 0.02 내지 0.20％, 및
Nb: 0.002 내지 0.030％
로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유하는
것을 특징으로 하는 강.
제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서, 이하의 식 1에 의해 정의되는 N 고정 지수 I_FN이 0 이상인 것을 특징으로 하는 강.
I_FN=[Ti]-3.5×[N]… (식 1)
여기서 [Ti]는 단위 질량％로 나타낸 Ti 함유량이고, [N]은 단위 질량％로 나타낸 N 함유량이다.
제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서, 이하의 식 2에 의해 정의되는 Ti-Nb계 석출물 생성 지수 I_P가 0.0100 이하인 것을 특징으로 하는 강.
I_P=0.3×[Ti]+0.15×[Nb]-[N]… (식 2)
여기서 [Ti]는 단위 질량％로 나타낸 Ti 함유량이고, [Nb]는 단위 질량％로 나타낸 Nb 함유량이고, [N]은 단위 질량％로 나타낸 N 함유량이다.