KR960006455B1 - 고강도, 고인성 열간단조용 비조질강의 제조방법 - Google Patents

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Description

고강도, 고인성 열간단조용 비조질강의 제조방법

제1도는 본 발명의 방법에 의해 제조된 강의 미세조직사진이다.

본 발명은 고강도, 고인성 열간단조용 비조질강의 제조방법에 관한 것이며, 보다 상세히는 소입 및 소려공정이 생략된 고강도, 고인성 열간단조용 비고질강의 제조방법에 관한 것이다. 고강도, 고인성 열간단조용 비조질강은 차량의 크랭크샤프트, 컨넥팅 로드, 허브(Hub), 너클암(Knuckle Arm), 후론트액슬(Front Axles) 등과 같은 차량의 부품소재로 많이 사용된다.

종래에는 이같은 부품들은 압연재를 1250℃ 정도의 고온으로 재가열한 후 열간상태에서 열간단조하고 그후 소입·소려과정을 거침으로서 필요한 강도 및 인성을 확보하였다.

상기 공정중 소입·소려 열처리는 850℃ 내외로 가열후 수냉 또는 유냉시켜 재질을 경화시키는 소입(Quenching)공정과, 이를 다시 600℃ 내외로 가열후 냉각시켜 경화된 강에 인성을 부여하는 소려(Tempering) 공정으로 구분된다.

이같은 공정들을 통하여 가공되는 종래의 열간단조용강의 소재로는 통상 하기 표1에 제시된 S45C, S50C와 같은 기계구조용 탄소강이나 SCM435와 같은 기계구조용 합금강을 사용하며, 이 소입·소려를 끝낸 최종제품은 템퍼드 마르텐사이트(Tempered Martensite)의 미세조직을 갖고 표 2에 제시된 기계적 성질을 갖는다.

[표1]

[표2]

그러나, 1970년대 중반부터 유럽 및 일본을 중심으로 소입·소려열처리를 생략하여 원가절감을 획기적으로 꾀할 수 있는 열간단조용 비조질강이 검토되기 시작하여 1980년대 중반부터는 양산되고 있다. 예를들어 일본특허공고 소 55-138056 및 소 56-156717에는 석출경화형 원소인 바나듐(V)을 0.1% 내외로 함유한 열간단조용 비조질강에 대하여 기술되어 있다.

바나듐을 첨가하는 이유는 단조후 냉각과정에서 바나듐탄질화물을 미세하게 석출시켜 강을 강화시키기 위함이다. 또한 이들 비조질강은 망간(Mn)을 약 1.5% 정도- 다량 함유하고 있는데 이는 인성을 저하시키지 않고 강도를 높혀주는 망간의 특성을 활용하기 위함이다. 그러나 이들 강은 강도는 소입·소려 처리한 기계구조용 탄소강과 거의 유사하지만 충격인성이 열처리강에 비해 아주 낮다는 단점이 있다. 따라서 이들 열간단조용 비조질강은 충격인성이 거의 문제되지 않는 일부 부품에만 제한적으로 사용되었다.

이러한 문제를 극복하기 위해 개발된 비조질강이 소 61-166919, 소 62-199750, 소 62-253725 등에 제시된 바와 같은 고인성 열간단조용 비조질강이다. 이들 고인성 열간단조용 비조질강은 각종 성분을 바꾸거나 열간가공 조건을 변화시켜서 충격인성을 개선시킨다. 즉, 소 61-166919, 소 62-199750에서는 마무리 단조온도를 800℃ 이하의 저온에서 실시하여 충격인성을 대폭 개선시켰다. 그러나 이들 방법을 1100℃ 정도에서 마무리 단조를 실시하는 기존의 단조공정에 적용하면 다이스 마모가 엄청나서 열처리 생략에 의한 원가절감효과가 거의 상실된다는 문제점이 있다. 한편 소 62-253725에서는 망간 함량을 통상의 중탄소강 수준으로 감소시키고, 대신 고온에서 오스테나이트 입자 미세화에 탁월한 효과가 있는 티타늄(Ti)을 소량 첨가시켜서 인성을 개선하고 있다. 그러나 이 강의 경우 인성저하를 방지할 목적으로 망간등 합금원소양을 과도하게 제한하고 있기 때문에 인장강도(80kg/㎟)가 상대적으로 낮다는 문제가 있다. 즉, 충격인성을 개선하기 위하여 강도를 너무 많이 떨어뜨려 고강도·고인성이 요구되는 부품에 사용하기 곤란하며, 기존 열처리강을 대체할 경우 강도 측면에서 신뢰도가 떨어지는 문제점 있는 것이다.

이에 본 발명의 목적은 상기와 같은 종래의 문제점을 해결한 보다 개선된 열간단조용 비조질강의 제조방법을 제공하는데 있다.

본 발명에서는 각종성분을 적절히 조정하여 단조온도를 낮추지 않고도 강도와 인성이 우수한 고강도·고인성 열간단조용 비조질강을 제조하고자 한다.

본 발명에 의하면, 고강도·고인성 열간단조용 비조질강을 제조하고자 한다.

본 발명에 의하면 중량%로, C : 0.20-0.50%, Si : 0.40-0.80%, Mn : 1.0-2.0%, Cr : 0.05-0.50%, Mo : 0.01-0.1%, Ni : 0.02-0.10%, V : 0.05-0.20%, Ti : 0.01-0.04%, Al : 0.01-0.10%, N : 0.005-0.030%, P : 0.030%이하, S : 0.02-0.10%, 잔부 Fe 및 기타 불가피하게 함유되는 불순물로 조성되는 강을 열간에서 강편압연 혹은 봉강압연하여 주조 조직을 파괴한 후, 다시 1100-1300℃로 재가열 후 열간단조를 실시하여 900℃ 이상의 온도에서 마무리 단조를 하고, 이후 400℃까지 10-200℃/min의 냉각속도로 냉각시킨 후 공냉하는 것을 특징으로 하는 고강도·고인성 열간단조용 비조질강의 제조방법이 제공된다.

이하, 본 발명의 방법에 대하여 상세히 설명한다.

상기 탄소(C)는 종래의 열처리재(S45C, S50C, SCM435, SCM440)대비 많이 낮추어 페라이트(Ferrite)의 체적분율을 증가시킴으로서 강의 충격인성 및 연성을 증가시킬 수 있으나 탄소함량이 너무 낮은 경우에는 필요강도의 확보가 불가능하므로 탄소함량은 0.20-0.50%로 제한하는 것이 바람직하다.

규소(Si)는 고용강화에 의한 강도증가 및 페라이트의 분율증가 및 분포개선에 의한 인성증가효과를 얻기위해 0.80%까지 첨가하나 그 이상 첨가되면 오히려 인성을 해치게 된다. 그리고, 필요강도를 확보하고 또 탈산을 충분히 해주기 위해서 0.40% 이상 첨가되는 것이 바람직하다.

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

크롬(Cr)은 강의 소입성을 증가시켜 강도를 증가시킨다. 0.05% 미만에서는 강화효과가 충분하지 않고, 첨가량이 많으면 목표인성을 확보하기 곤란하고 또 경제성이 없으므로 상기 크롬의 함량은 0 05-0.5%로 한정하는 것이 바람직하다.

몰리브덴(Mo)은 강의 조직을 침상형 페리이트로 바꾸어 주어 강을 강인화시키는 역활을 한다. 첨가량이 너무 작으면 효과가 충분하지 않고, 첨가량이 많으면 경제성이 없으므로 상기 몰리브덴의 함은 0.01-0.1%로 한정하는 것이 바람직하다.

니켈(Ni)은 강에 고용되어 강도를 높인다. 첨가량이 너무 작으면 효과가 충분하지 않고, 첨가량이 많으면 경제성이 없으므로, 상기 니켈의 함량은 0.02∼0.1%로 한정하는 것이 바람직하다.

바나듐(V)은 단조후 냉각과정에서 미세한 탄질화물을 형성시켜 강도향상을 꾀하기 위해 첨가한다. 첨가량이 너무 작으면 강도증가 폭이 적고, 첨가량이 많아지면 강도는 증가하나 인성이 크게 감소함으로 첨가량을 0.05-0.20%로 제한하는 것이 바람직하다.

티타늄(Ti)은 강중에서 질소와 결합하여 티타늄질화물을 형성한다. 티타늄질화물은 단조전 재가열과정에서 오스테나이트 입성장을 억제시켜 강의 충격인성을 개선시킨다.

티타늄의 첨가량이 너무 적으면 티타늄질화물 절대량이 적어 효과적으로 입성장을 억제시키기가 곤란하고, 첨가량이 일정량을 넘으면 효과가 포화되므로 고가의 합금원소를 과도히 첨가할 필요는 없다. 따라서 적정 첨가량은 0.010-0.040% 범위이다.

알루미늄(Al)은 탈산 및 알루미늄질화물에 의한 입자미세화를 목적으로 첨가한다. 첨가량이 적으면 효과를 충분히 발휘하지 못하고, 첨가량이 일정량을 초과하면 효과가 포화되므로 첨가량을 0.01-0.10%로 한정하는 것이 바람직하다.

질소(N)는 비조질강중에서 바나듐, 티타늄, 알루미늄과 결합하여 질화물을 형성한다. 첨가량이 0.005%이하이면 충분한 질화물이 형성되지 않고 첨가량이 0.030% 이상이면 효과가 포화되므로 첨가량을 0.005-0.030%로 한정하는 것이 바람직하다.

인(P)은 오스테나이트 결정입계에 편석되어 인성을 저하시키므로 그 상한을 0.030%로 제한하는 것이 바람직하다.

황(S)은 강중에서 망간과 결합하여 망간황화물을 형성한다. 망간황화물은 강의 피삭성을 중가시켜주므로 비조질강의 가공성 향상을 위해 황은 최소한 0.02% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나 첨가량이 많아지면 인성을 떨어뜨리므로 상한을 0.10%로 제한하는 것이 바람직하다.

상기와 같은 조성의 강을 주조한 다음 재가열후 강편압연 혹은 봉강압연을 한다.

이 과정은 단조하기에 적절한 크기로 사이징(Sizing) 압연하는 의미이므로 압연온도나 압하비는 크게 문제되지 않는다. 이 과정에서 주조조직의 파괴가 이루어지므로 가열온도는 높을수록 좋고 압하비는 클수록 좋다. 강편압연 혹은 봉강압연을 마친 소재는 다시 재가열하여 열간단조를 실시한다. 열간단조작업을 하기위해 재가열하는 온도는 너무 높으면 오스테나이트 입자가 과도히 성장하게 되어 인성을 떨어뜨리고, 너무낮으면 단조온도가 낮아지게 되어 다이스의 수명을 현저히 감소시킨다. 따라서 단조전 재가열온도는 1100-1300℃가 적절하다. 이후 열간단조시 단조온도는, 오스테나이트 영역범위에서는 낮을 수록 충격인성을 향상시키므로, Ar₃온도까지(약 900℃) 낮추어도 무방하다.

단조이후 냉각속도의 경우 200℃/min 이상으로 급냉이 되면 저온 조직이 생성되어 인성을 해칠수가 있고, 10℃/min 이하로 서냉이 되면 입성장 및 석출물 성장이 과도하게 진행되어 강도가 감소하게 된다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다.

(실시예)

하기 표 3과 같은 조성이 강괴(크기 145mm×145mm×L)를 1200℃에서 2시간 가일후 총압하율 45%로 열가압연하여 80mm×150mmj×L인 강편을 제조하였다. 상기와 같이 압연한 강편을 1250℃로 재가열한 후 총압하율 70.84%로 열간단조하였다. 단조개시 온도는 1200℃로 하였으며 단조 종료온도는 1100℃로 관리하였다. 단조재의 최종두께는 13mm, 25mm였으며, 단조 후 공냉시켰다. 이들 단조재의 두께별 공냉각속도는 각각 42℃/min, 21℃/min(400-800℃ 구간평균냉각속도) 였다. 참고로 비교강의 화학성분도 발명강의 화학성분과 함께 표 3에 나타내었다.

[표3]

상기와 같이 제조한 시편에 대하여 미세조직을 관찰하고 기계적 성질을 조사하여 이를 각각 제1도와 표4에 나타내었다.

[표4]

제1도의 미세조직사진은 42℃/min의 냉각속도로 냉각시킨 경우의 발명강 1과 발경강 2의 미세조직을 보여준다. 이에 따르면 본 발명강의 경우 조직은 페라이트와 펄라이트의 복합조직으토 구성되어 있다.

또한 발명강에는 다량의 망간 및 기타 합금원소들이 첨가되어 있음에도 불구하고 기계적 성질에 나쁜 영향을 미치는 저온조직은 포함되어 있지 않다.

또한 상기 표 4에 의하면 본 발명강의 경우 단조온도가 1100℃로 높은데도 불구하고 강도 및 인성이 매우 우수한 것을 알 수 있다.

상기한 바와 같이 본 발명의 방법에 의하면 소입·소려과정을 거치지 않고도 강성과 인성이 우수한 고강도·고인성 열간단조용 비조질강의 제조가 가능한 것이다.

Claims (1)

1. 중량%로, C : 0.20-0.50%, Si : 0.40-0.80%, Mn : 1.0-2.0%, Cr : 0.05-0.50%, Mo : 0.01-0.1%, Ni : 0.02-0.10%, V : 0.05-0.20%, Ti : 0.01-0.04%, Al : 0.01-0.10%, N : 0.005-0.030%, P : 0.030% 이하, S : 0.02-0.10%, 잔부 Fe 및 기타 불가피하게 함유되는 불순물로 조성되는 강을 열간에서 강편압연 혹은 봉강압연하여 주조조직을 파괴한 후, 다시 1100-1300℃로 재가열후 열간단조를 실시하여 900℃ 이상의 온도에서 마무리 단조를 하고, 이후 400℃까지 10-200℃/min의 냉각속도로 냉각시킨 후 공냉하는 것을 특징으로 하는 고강도·고인성 열간단조용 비조질강의 제조방법.