KR101125404B1

KR101125404B1 - 마텐자이트형 열간 단조용 비조질강 및 열간 단조 비조질강 부품

Info

Publication number: KR101125404B1
Application number: KR1020097008669A
Authority: KR
Inventors: 신야 데라모또; 게이 미야니시; 마사유끼 하시무라
Original assignee: 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤
Priority date: 2007-10-29
Filing date: 2008-10-27
Publication date: 2012-03-27
Anticipated expiration: 2028-10-27
Also published as: EP2204463B8; CN101568661B; EP2204463A1; KR20090078806A; BRPI0805832A2; TWI393790B; PL2204463T3; WO2009057731A1; EP2204463B1; US9487848B2; JP5079788B2; US20160251743A1; TW200932923A; EP2204463A4; CN101568661A; US9376738B2; US20100183473A1; RU2439189C1; BRPI0805832B1; JPWO2009057731A1

Abstract

본 발명은, 열간 단조로 성형한 후의 제어 냉각에 의해, 그 후의 재가열하여 켄칭 템퍼링의 조질 처리를 행하지 않더라도, 강의 주체 조직이 마텐자이트로 되고, 고강도ㆍ고인성이고, 또한 피삭성이 우수한 강 부품이 얻어지는 열간 단조용 비조질강, 및 상기 강으로 이루어지는 열간 단조 비조질강 부품을 제공하는 것으로, 질량％로, C : 0.10 내지 0.20％, Si : 0.10 내지 0.50％, Mn : 1.0 내지 3.0％, P : 0.001 내지 0.1％, S : 0.005 내지 0.80％, Cr : 0.10 내지 1.50％, Al : 0.1 초과 내지 0.20％, N : 0.0020 내지 0.0080％를 함유하고, 잔량부가 실질적으로 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지는 것을 특징으로 하는 마텐자이트형 열간 단조용 비조질강, 및 이들 강으로 이루어지고, 상기 부품의 일부 또는 전부에 있어서의 전체 단면의 강 조직이 실질적으로 유효 결정 입경이 15㎛ 이하인 마텐자이트 조직인 것을 특징으로 하는 열간 단조 비조질강 부품이다

마텐자이트형 열간 단조용 비조질강, 피삭성, 켄칭성, 유효 결정립, 고용 Al

Description

마텐자이트형 열간 단조용 비조질강 및 열간 단조 비조질강 부품{MARTENSITE TYPE NON-HEAT TREATED STEEL FOR HOT FORGING AND HOT FORGING NON-HEAT TREATED STEEL PART}

본 발명은, 자동차나 산업 기계 등의 기계 부품에 가공되는 강 중, 특히 열간 단조로 성형한 후의 제어 냉각에 의해 주체 조직이 마텐자이트로 되고, 열간 단조 후에 켄칭 템퍼링의 조질 처리를 실시하지 않더라도, 강도ㆍ인성에 부가하여 피삭성을 향상시킨 마텐자이트형 열간 단조용 비조질강, 및 그 강으로 이루어지는 열간 단조 비조질강 부품에 관한 것이다.

종래부터, 자동차나 산업 기계 등의 기계 부품의 대부분은, 일반적으로 중탄소강 또는 저탄소강으로 이루어지는 소재 봉강으로부터 부품 형상으로 열간 단조한 후, 재가열하고, 켄칭 템퍼링의 조질 처리를 실시함으로써, 고강도 및 고인성을 부여해 왔다.

그러나, 이 조질 처리에는 엄청난 열에너지가 필요하게 되는 동시에, 처리 공정이 증가하고, 반제품의 증대 등으로 인해, 부품 제조 비용 중에서 조질 비용이 점유하는 비율이 커진다. 이로 인해, 이와 같은 구조 부품을 제조하는데 있어서 제조 공정을 간략화시켜, 조질 비용을 저감시키기 위해, 켄칭 템퍼링의 조질 처리 를 생략한 열간 단조용 비조질강이 개발되어 왔다.

비조질강을 사용한 열간 단조 부품은, 한번에 1200℃ 이상으로 가열하여, 1000 내지 1200℃ 정도의 고온에서 단조하고 있었다. 그러나, 1200℃ 이상에서 가열함으로써 오스테나이트 입자는 조대화되고, 1000 내지 1200℃의 고온에서 단조함으로써 가공 후에 재결정이 진행하고, 냉각 과정에서 얻어지는 페라이트-펄라이트 조직은 거칠어지고, 그로 인해 비조질강을 사용한 열간 단조 비조질 부품은, 조질 처리를 실시한 강 부품과 비교하면 일반적으로 내력비, 충격값이 작아진다.

이들 문제점을 해결하기 위해, 일본 특허 출원 공개 소55-82749호 공보에서는, 기계 구조용 강의 Mn량을 높이고, 또한 V을 소량 첨가함으로써, 또한 일본 특허 출원 공개 소55-82750호 공보에서는, 기계 구조용 강에 소량의 V을 첨가함으로써, 또한 일본 특허 출원 공개 소56-169723호 공보에서는, 성분계의 제어에 부가하여, 단조 후의 냉각 과정에 있어서 1000 내지 550℃ 사이에서의 온도 범위를 0.7℃/sec 이하의 속도로 냉각함으로써, MnS을 핵으로 하는 입내 페라이트를 다량 분산하고, 그 결과 미립화한 조직으로 되어, 인성이나 피로 특성이 향상되는 것이 기재되어 있다. 그러나, 이들 방법에서 얻어지는 페라이트-펄라이트 조직은 여전히 거칠고, 조직 미세화에 의한 충격값이나 강도의 증가량은 작은 것이 현재 상태이다.

최근, 지구 환경 보호를 위해, 자동차의 저연비화가 점점 요구되고 있고, 자동차의 저연비화를 달성하기 위한 유효한 수단 중 하나는 차량의 경량화이고, 부품 강도 향상에 의한 부품의 소형화가 지향되고 있다. 그러나, 현행의 페라이트-펄라이트형 비조질강의 강도의 한계는 1000㎫ 정도이고, 최근 고강도ㆍ고인성의 요구에 는 대응할 수 없게 되어 오고 있다.

한편, 1000㎫ 이상의 강도로 높은 인성을 양립시키기 위해서는, 탄화물이 미세 분산하는 마텐자이트 조직 혹은 베이나이트 조직으로 하는 것이 필요하다.

열간 단조 상태에서, 마텐자이트 혹은 베이나이트 조직으로 하는 비조질강이 지금까지 많은 기술이 제안되고 있다. 예를 들어, 일본 특허 출원 공개 평1-129953호 공보에서는, 비교적 저탄소량의 0.04 내지 0.20％로 함으로써 Ms점을 높여 셀프 템퍼의 효과를 겨냥하고, 또한 Ti, B 등의 원소를 첨가하여 켄칭성을 크게 하고, 또한 단조 후 급랭하는 방법으로 마텐자이트 또는 베이나이트 조직, 혹은 마텐자이트와 베이나이트의 혼합 조직으로 함으로써, 고강도와 함께, 양호한 인성이 얻어지는 것이 기재되어 있다. 또한 일본 특허 출원 공개 소63-130749호 공보에서는, Ti, B를 첨가하지 않고 N를 높이고, Ar₃점 이상으로부터 급랭하는 것이 기재되어 있다.

그러나, 이들 일본 특허 출원 공개 평1-129953호 공보, 일본 특허 출원 공개 소63-130749호 공보에 개시되어 있는 고강도재에서는, Ca, Te나 Bi 등의 피삭성 향상 원소를 첨가했다고 해도 피삭성 향상의 효과는 작다.

또한, 일본 특허 출원 공개 제2000-129393호 공보에서는, 적정량의 Mn과 Cu를 복합 첨가함으로써, 높은 항복 강도 및 양호한 인성이 얻어지고, 적정량의 Ti와 Zr을 첨가하고, Ti 탄황화물이나 Zr 탄황화물을 미세 분산함으로써, MnS의 생성량을 감소시키고, 나아가서는 강재의 피삭성이 향상된다는 견해가 개시되어 있다. 그러나, Ti 탄황화물이나 Zr 탄황화물은 경질이므로 절삭시에 공구 손상의 원인으로 되어, 공구 마모를 촉진하는 경우가 있다. 어느 것에 의해서도 고강도ㆍ고인성이고, 또한 피삭성이 우수한 강 및 기계 부품을 얻는 것은 용이하지 않다.

최근, 차량 경량화에 의한 연비 향상의 요청으로부터, 자동차용 열간 단조 비조질강 부품의 새로운 고강도화가 요구되고 있다. 이들 비조질강 부품의 고강도화에 수반하는 문제는, 상술한 바와 같이 인성 및 피삭성의 저하이지만, 상술한 종래 기술에서는, 강도ㆍ인성 등의 기계적 성질에 부가하여, 피삭성을 함께 향상시키는 것은 용이하지 않았다.

그래서, 본 발명은, 이들 문제를 해결하기 위해, 열간 단조로 성형한 후의 제어 냉각에 의해, 그 후 재가열하여 켄칭 템퍼링의 조질 처리를 행하지 않더라도, 강의 주체 조직이 마텐자이트로 되고, 강도ㆍ인성 등의 기계적 성질에 부가하여, 피삭성을 함께 향상시킨 열간 단조용 비조질강, 및 상기 강으로 이루어지는 열간 단조 비조질강 부품을 제공하는 것을 목적으로 한다.

종래 켄칭 템퍼링의 조질 처리를 행하지 않고, 열간 단조 성형 후의 제어 냉각에 의해 주체 조직을 마텐자이트로 하고, 마텐자이트형 비조질강의 고인성화, 또한 양호한 피삭성을 달성하기 위해, 본 발명자들은 최적인 강 성분 및 조직에 대해 다양한 검토를 거듭한 결과, 강 성분에 있어서 특히 Al을 통상의 열간 단조용 강의 Al량보다 많이 첨가하고, N를 통상의 열간 단조용 강의 N량보다 적게 첨가함으로써 하기의 견해를 얻고, 마텐자이트형 비조질강에 있어서, 냉각 속도의 넓은 범위에서, 강도ㆍ인성 등의 기계적 성질에 부가하여, 피삭성을 함께 향상시키는 것을 발견했다.

1) 고용 Al량이 증가함으로써, 고강도인 동시에, 고피삭성을 얻을 수 있다.

2) 고용 Al량이 증가함으로써, 파괴의 단위인 유효 결정립의 조대화를 억제하여 고인성을 확보하고, 냉각 속도가 느린 경우라도, 냉각 중에 Al 질화물이 균일하게 미세 석출되어, 유효 결정립의 조대화를 억제하고, 고강도인 동시에, 고인성을 확보할 수 있다.

본 발명은, 이들 견해를 기초로 하여 이루어진 것으로, 고강도ㆍ고인성이고, 또한 피삭성을 향상시킨 마텐자이트형 열간 단조용 비조질강, 및 그 강으로 이루어지는 열간 단조 비조질강 부품이며, 그 요지는 이하와 같다.

(1) 질량％로, C : 0.10 내지 0.20％, Si : 0.10 내지 0.50％, Mn : 1.0 내지 3.0％, P : 0.001 내지 0.1％, S : 0.005 내지 0.8％, Cr : 0.10 내지 1.50％, Al : 0.1 초과 내지 0.20％, N : 0.0020 내지 0.0080％를 함유하고, 잔량부가 실질적으로 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지는 것을 특징으로 하는 마텐자이트형 열간 단조용 비조질강.

(2) 또한, 질량％로, B : 0.0005 내지 0.0050％, Ti : 0.005 내지 0.030％를 함유하는 것을 특징으로 하는 (1)에 기재된 마텐자이트형 열간 단조용 비조질강.

(3) 또한, 질량％로, Nb : 0.05 내지 0.30％, V : 0.05 내지 0.30％, Mo : 0.05 내지 1.0 ％ 중 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 (1) 또는 (2)에 기재된 마텐자이트형 열간 단조용 비조질강.

(4) (1) 내지 (3) 중 어느 하나에 기재된 마텐자이트형 열간 단조용 비조질강으로 이루어지는 열간 단조 비조질강 부품이며, 상기 부품의 일부 또는 전부에 있어서의 전체 단면의 강 조직이 실질적으로, 유효 결정 입경 : 15㎛ 이하인 마텐자이트 조직인 것을 특징으로 하는 열간 단조 비조질강 부품.

(5) (4)에 기재된 부품이며, 상기 부품의 일부 또는 전부에 있어서의 전체 단면의 강 조직이 실질적으로, 유효 결정 입경 : 15㎛ 이하인 마텐자이트 조직인 부위의 강 중의 고용 Al이 0.05 내지 0.18 질량％인 것을 특징으로 하는 열간 단조 비조질강 부품.

도 1은 표 3의 본 발명예 No.1 내지 16과 비교예 No.19 내지 23의 인장 강도와 피삭성의 관계를 나타내는 도면이다.

본 발명은, 열간 단조 후의 제어 냉각에 의해 마텐자이트 조직으로 되는 것을 기대하는 것이며, 특히 강 성분으로서, Al은, 통상의 비조질강보다 많은 0.1초과 내지 0.20％를 첨가함으로써, 파괴의 단위인 유효 결정립의 조대화를 억제하여 고인성을 확보하고, 또한 N는, 통상의 비조질강보다 낮은 0.0020 내지 0.0080％를 함유시킴으로써, 고용 Al량이 증가하여 피삭성을 향상시키는 것을 기술적 특징으로 하고 있다.

또한, 본 발명은, 상술한 바와 같은 강 성분으로 한 후에, 열간 단조 후의 제어 냉각에 의해, 실질적으로 유효 결정 입경이 15㎛ 이하를 갖는 마텐자이트 조 직을 얻고, 게다가 켄칭 템퍼링의 조질 처리를 행하지 않고, 고강도ㆍ고인성이고, 또한 피삭성을 향상시킨 열간 단조용 비조질강 부품을 얻는 것이다.

우선, 청구항 1 내지 3에서 규정하고 있는 강의 합금 성분의 한정 이유에 대해 이하에 설명한다.

본 발명을 적용한, 청구항 1에 기재되어 있는 마텐자이트형 열간 단조용 비조질강은 비교적 소형 내지 두께가 얇아서 담금질이 충분히 되는 부품, 혹은 내부 경도가 표면부만큼 필요하지 않은 부품에 적당하고, 예를 들어 자동차의 엔진 등에 사용되는 크랭크 샤프트나, 커넥팅 로드, 혹은 자동차의 서스펜션부 등에 사용되는 너클 등의 구조 부품에 적용할 때에 특히 적합하다.

또한 청구항 2에서 규정하고 있는 마텐자이트형 열간 단조용 비조질강은 비교적 대형 내지 충분한 켄칭성을 필요로 하는 부품에 적용할 수 있다. 청구항 3에서 규정하고 있는 마텐자이트형 열간 단조용 비조질강은 청구항 1, 2에서 제조된 강보다도 더 고강도ㆍ고인성을 필요로 하는 부품에 적용할 수 있다.

[청구항 1에서 규정의 성분]

C : 0.10 내지 0.20％

C는, 강의 켄칭성과 마텐자이트 강 및 부품의 강도를 결정하는 가장 기본적인 원소이다. 강 및 부품으로서 충분한 강도를 얻기 위해 하한을 0.10％, 바람직하게는 하한을 0.14％로 한다. 한편, Ms점을 높여 단조 켄칭 과정에서 자기 템퍼링을 얻기 위해, 상한을 0.20％로 한다. 또한 0.20％ 초과에서는 인성이 저하된다는 점도, C의 상한을 0.20％로 한 이유이다.

Si : 0.10 내지 0.50％

Si는, 고용 강화에 의한 재료 강도 확보를 위해, 또한 탈산 원소로서 유효한 원소이지만, 0.10％ 미만에서는 그 효과는 발현되지 않고, 또한 충분한 예비 탈산을 행할 수 없다. 이로 인해, Si의 하한을 0.10％로 했다. 한편, 0.50％ 초과에서는, 경질 산화물을 발생하여 인성 및 피삭성을 저하하는 등의 폐해도 발생한다. 이로 인해, Si의 상한을 0.50％로 했다.

Mn : 1.0 내지 3.0％

Mn은, 고용 강화에 의해 강을 강화하는 동시에, 켄칭성을 높이는 원소이고, 또한 마텐자이트의 생성을 촉진하는데 있어서 유효한 원소이다. 이 Mn이 1.0％ 미만에서는, 소기의 마텐자이트 조직을 얻을 수 없기 때문에, 하한을 1.0％로 한다. 또한, 이 Mn은, S에 의한 열간 취성을 방지하는 유용 원소이고, 강 중의 S을 황화물로서 고정, 분산시키기 위해 필요하지만, Mn량이 커지면 소지(素地)의 경도가 커져 인성이나 피삭성을 저하시키므로, 상한을 3.0％로 한다.

P : 0.001 내지 0.1％

P은, 강 소지의 경도가 커지고, 취화시킴으로써 피삭성 향상에 효과가 있는 원소이지만, 0.001％ 미만에서는 전술한 효과가 충분히 얻어지지 않고, 또한 0.1％ 초과에서는 강 소지의 경도가 지나치게 커져 오히려 인성을 열화시키므로 상한을 0.1％로 한다.

S : 0.005 내지 0.8％

S은 MnS을 형성하고, 피삭성을 향상시키는 원소이지만, 0.005％ 미만에서는 충분한 효과는 얻어지지 않는다. 한편, Mn량에도 의존하지만, 0.8％ 초과에서는, MnS이 조대화되고, 이것에 수반하여 MnS에는 단조시의 이방성이 발생하기 때문에, 기계적 성질의 이방성이 커지고, 경우에 따라서는 균열의 기점으로 되어 가공성을 열화시킨다. 이로 인해, S의 함유량을 0.005 내지 0.8％로 했다.

Cr : 0.10 내지 1.50％

Cr은 켄칭성을 높이고, 또한 강도 및 인성을 향상시키는 원소이고, 0.10％ 미만에서는 그 효과는 얻어지지 않는다. 또한 1.5％ 초과에서는, 그 효과가 포화될 뿐만 아니라, Cr탄화물을 생성시키고, 반대로 인성이 저하되는 동시에 피삭성도 저하된다. 이로 인해, Cr의 함유량을 0.10 내지 1.50％로 했다.

Al : 0.1 초과 내지 0.20％

Al은 탈산에 유효한 원소이고, 또한 고온시의 오스테나이트 중 또는 마텐자이트 중에 고용 및 질화물로서 존재하고, 파괴의 단위인 유효 결정립의 조대화를 억제하고, 고인성을 유지한다. 또한, 강 중의 고용 Al은 피삭성을 향상시키는 효과가 있다. 이들 효과를 충분히 발휘하기 위해서는, 0.1％ 초과의 첨가가 필요하다. 그러나, 과잉으로 첨가하면 경질 산화물을 형성하여, 오히려 인성 및 피삭성의 저하를 초래한다. 이로 인해, Al의 함유량을 0.1 초과 내지 0.20％로 했다.

N : 0.0020 내지 0.0080％

N는 각종 원소와 질화물을 형성하고, 유효 결정립의 조대화를 억제하여 고인성을 유지하는 효과가 있다. 이 충분한 효과를 얻기 위해, 하한 0.0020％로 한다. 그러나, 이 N를 과잉으로 첨가하면, AlN이 다량으로 석출되어 AlN이 조대화되는 동 시에, 고용 Al이 감소한다. 따라서, 상한 0.0080％로 한다. 바람직하게는 0.0060％ 이하이고, 더 바람직하게는 0.0050％ 이하이다.

[청구항 2에서 규정의 성분]

B : 0.0005 내지 0.0050％

B는 강 중에 고용 B로서 존재하면, 켄칭성 향상의 효과를 높이고, 또한 인성을 향상시키는 효과도 있다. 그들 효과를 발휘하기 위해서는 0.0005％ 이상 필요하지만, 0.0050％ 초과에서는, 그 효과도 포화되어, 인성을 저하시킨다. 이로 인해, B의 함유량은 0.0005 내지 0.0050％로 했다.

Ti : 0.005 내지 0.030％

Ti은, 불가피적 불순물로서 혼입되는 N와 결합함으로써, Ti질화물을 형성하고, 이에 의해 BN의 석출을 억제하여 고용 B를 증대시키고, B가 BN으로 되어 B의 켄칭성 향상 효과가 소실되는 것을 방지하고, B에 의한 켄칭성 향상의 효과를 향상시킬 수 있다. 또한 Ti질화물을 형성하고, 유효 결정립의 조대화를 억제하여 고인성을 유지하는 효과가 있다. 이들 효과를 발휘하기 위해서는 0.005％ 이상 필요하다. 그러나, 0.030％ 초과에서는, 조대한 Ti질화물이 형성되어, 오히려 인성을 저하시키고, 또한 피삭성도 저하된다. 이로 인해, Ti의 함유량은 0.005 내지 0.030％로 했다.

[청구항 3에서 규정의 성분]

Nb : 0.05 내지 0.30％

Nb는 Nb탄질화물을 형성하고, 유효 결정립의 조대화를 억제하고, 고인성, 고 강도를 유지하는 효과가 있다. 또한 고온에서 강 중에 고용하고, 켄칭성을 증대시킨다. 이들 효과를 얻기 위해서는, 0.05％ 이상 필요하다. 그러나, 0.30％ 초과에서는 조대한 Nb탄질화물이 형성되어, 오히려 인성을 저하시킨다. 이로 인해, Nb의 함유량은 0.05 내지 0.30％로 했다.

V : 0.05 내지 0.30％

V은 Nb와 마찬가지로 V 탄질화물을 형성하고, 유효 결정립의 조대화를 억제하여 고인성을 유지하는 효과가 있다. 또한 고온에서 강 중에 고용하고, 켄칭성을 증대시킨다. 이들 효과를 얻기 위해서는, 0.05％ 이상 필요하다. 그러나, 0.30％ 초과에서는 조대한 V탄질화물이 형성되어, 오히려 인성을 저하시킨다. 이로 인해, V의 함유량은 0.05 내지 0.30％로 했다.

Mo : 0.05 내지 1.0％

Mo은 켄칭성 향상에 기여하는 동시에, 탄화물에 의한 입계 강도의 저하를 유효하게 저지하는 원소이다. 0.05％ 미만에서는 그 효과는 인정되지 않고, 1.0％ 초과를 첨가해도 그 효과가 포화된다. 이로 인해, Mo의 함유량은 0.05 내지 1.0％로 했다.

또한, 본 발명에서 규정한 상기 강 성분 외에, 본 발명의 효과를 손상시키지 않는 범위에서, Sn, Zn, Pb, Sb, REM 등을 함유시킬 수 있다.

[청구항 4의 한정 이유]

다음에, 청구항 4에 기재되어 있는 열간 단조 비조질강 부품의 특징에 있어서, 부품에 따라서는, 부품 내에서 높은 강도, 인성에 필요한 부위와 필요하지 않 은 부위가 존재하는 부품이나, 부품 전체가 높은 강도, 인성을 필요로 하는 부품이 있다. 본 발명은, 부품의 일부 또는 전부의 높은 강도, 인성이 필요한 부위에 있어서의 전체 단면의 강 조직을, 실질적으로 유효 결정 입경이 15㎛ 이하인 마텐자이트 조직으로 하는 것이다. 부품의 일부 또는 전부의 높은 강도, 인성이 필요한 부위에 있어서의 상기한 한정 이유에 대해 이하에 설명한다.

청구항 1 내지 3에 기재되어 있는 마텐자이트형 열간 단조용 비조질강을 사용하여, 열간 단조 후, 냉각할 때, 단조 부품의 두께나 합금 원소의 첨가량에 따라서, 수냉, 유냉, 공냉, 혹은 이들에 상당하는 냉각 능력을 갖는 냉각 매체로 냉각하고, 강 조직이, 실질적으로, 유효 결정 입경 15㎛ 이하인 마텐자이트 조직으로 된다. 그 강 조직이 마텐자이트 조직 이외인 경우, 인성이 현저하게 저하된다. 여기서 실질적으로 마텐자이트 조직이라 함은, 면적률로 95％ 이상이 마텐자이트 조직인 경우를 말하고, 잔량부는 베이나이트, 펄라이트, 잔류 오스테나이트 등으로, 특별히 한정되는 것은 아니다.

여기서, 유효 결정 입경이라 함은, 샤르피 시험 후의 취성 파면을 관찰하고, 의벽개(quasi-cleavage) 내지 벽개에 의해 형성된 하나의 평평한 취성 파면의 평균 길이이다. 강 조직을 유효 결정 입경이 15㎛ 이하인 마텐자이트 조직으로 하는 것은, 1100㎫ 이상의 강도와 고인성을 양립시키기 위해서이다.

강 조직을 실질적으로, 유효 결정 입경이 15㎛ 이하인 마텐자이트 조직으로 하기 위해서는, 전술한 바와 같이 열간 단조 후의 냉각시의 냉각 속도를 강 성분이나 단조 부품의 두께에 의해 수냉, 유냉, 공냉의 수단을 적절하게 선택할 수 있다. 예를 들어, 강 성분이 켄칭성을 향상시키는 원소가 적은 청구항 1을 만족하는 마텐자이트형 열간 단조용 비조질강이고, 단조 부품의 두께가 40㎜ 이상으로 두꺼운 경우에는 수냉을 선택하고, 강 성분이 켄칭성을 향상시키는 원소가 많은 청구항 2와 3을 동시에 만족하는 마텐자이트형 열간 단조용 비조질강이고, 단조 부품의 두께가 20㎜ 이하로 얇은 경우에는 수냉, 유냉, 공냉 중 어느 것을 선택해도 좋고, 미리 실험에 의해 적정 조건을 구해 둘 수 있다.

[청구항 5의 한정 이유]

청구항 5에 기재되어 있는 열간 단조 비조질강 부품의 특징의 한정 이유에 대해 설명한다.

본 발명에 있어서의 열간 단조 비조질강 부품에 있어서는, 질량％로, 고용 Al : 0.05 내지 0.18％를 함유시킴으로써 강 소지를 취화시켜, 피삭성을 향상시킬 수 있다. 그러나, 0.05％ 미만에서는 상기 효과를 충분히 얻을 수 없다. 한편, 고용 Al량은 강 중의 Al량, N량이나 가열 온도 등으로 결정되나, 0.18％ 초과를 고용할 수는 없다. 고용 Al량을 0.05％ 이상으로 하기 위해서는, 열간 단조 전의 가열 온도를 1150℃ 이상, 바람직하게는 1200℃ 이상, 더 바람직하게는 1250℃ 이상으로 할 필요가 있다.

또한, 고용 Al량을 상기와 같이 하는 부위는, 부품 내에서 적어도, 열간 단조하고, 냉각하여 강 조직이 실질적으로, 유효 결정 입경이 15㎛ 이하인 마텐자이트 조직인 부위이지만, 다른 부위가 상술한 고용 Al량이라도 좋다.

본 발명을 실시예에 의해 이하에 상세하게 서술한다.

(제1 실시예)

표 1에 나타낸 화학 성분을 갖는 강 150㎏을 진공 용해로에서 용융 제조 후, 열간 압연에 의해 직경 50㎜인 봉강으로 한 후, 강 중의 고용 Al량을 확보하기 위해, 가열 온도를 1250℃로서 열간 단조하고, 직경이 20㎜인 원기둥 형상으로 연신 단조하고, 본 발명예 No.13, No.14, 비교예 No.22, No.23을 제외하고 나머지 모두에 대해, 즉시 25℃의 물을 사용하여 냉각하고, 본 발명예 No.13, No.14, 비교예 No.22, No.23에 대해, 즉시 100℃의 오일(JIS 1종 1호)을 사용하여 냉각했다. 즉, 이 No.13, No.14, No.22, No.23에 대해서는 냉각 속도를 느리게 하고 있다. 그리고, 이 본 발명예 및 비교예의 강재에 대해, 인장 시험, 충격 시험, 피삭성 시험을 행하고, 그 특성을 평가했다. 또한, 표 1의 밑줄은 본 발명에서 규정한 성분의 범위 외 조건이다.

덧붙여, No.17, 18은 C의 함유량을, No.19, 20, 22, 23은 Al의 함유량을, No.21은 N의 함유량을, No.24에 대해서는 Si의 함유량을, No.25, 26에 대해서는 Mn의 함유량을, No.27에 대해서는, Cr의 함유량을, No.28에 대해서는 Ti, B의 함유량을, No.29에 대해서는 P의 함유량을, 각각 본 발명에 있어서 규정한 범위로부터 일탈시키고 있다.

인장 시험은, 직경 20㎜인 둥근 막대로부터 JIS3호 시험편을 잘라내어, 인장 강도를 평가했다. 또한, 충격 시험편은 연신 단조 방향으로 JIS3호 시험편을 잘라내어, JIS Z 2242에 규정되어 있는 방법으로, 실온에 있어서의 샤르피 충격 시험을 실시했다. 그때, 평가 지표로서 단위 면적당의 흡수 에너지를 채용했다.

유효 결정 입경은, 샤르피 충격 시험 후의 취성 파면의 길이 방향 단면을 현미경으로 관찰하고, 의벽개 내지 벽개에 의해 형성된 직선적인 취성 파면의 길이를 20점 측정하여 평균한 것이다.

피삭성 평가의 지표로서는, 드릴 천공 시험에서는 누적 구멍 깊이 1000㎜까지 절삭 가능한 최대 절삭 속도 VL1000(m/min)을 채용했다. 여기서 말하는 VL1000이라 함은, 1000㎜ 길이의 구멍 뚫기가 가능한 드릴의 절삭 속도로, 수치가 클수록 피삭성은 양호한 것을 나타낸다. 드릴 천공 시험 조건은 표 2에 나타낸다.

강 조직은 광학 현미경 또는 주사형 현미경에 의해 관찰했다. M은 주체 조직이 마텐자이트 조직을 나타낸다. B는 주체 조직이 베이나이트 조직을 나타낸다. 마텐자이트 면적률은 전체 조직 중의 마텐자이트의 면적률이고, 직경 20㎜인 둥근 막대의 직경 방향 단면을 현미경으로 관찰하고, 촬영한 조직 사진을 화상 처리하여 판정했다. 강 중 고용 Al은, 강 중 전체 Al량으로부터 Al 질화물로서 존재하는 Al량을 뺀 양으로 했다. Al 질화물로서 존재하는 Al량은 비수 용매 전해액에 의한 정전위 전해 부식법의 SPEED법과 0.1㎛의 필터에 의해 전해 추출한 잔사를 ICP 발광 분석 장치에 의해 측정했다.

또한, 이들 인장 시험, 충격 시험, 피삭성 평가 결과를 표 3에 나타낸다. 표 3의 평가 결과 내의 가로선은 드릴 천공 시험에 있어서 절삭 속도 1m/min으로 누적 구멍 깊이 1000㎜까지 절삭할 수 없었던 것을 나타낸다.

도 1은, 표 3의 본 발명예 No.1 내지 16과 비교예 No.19 내지 23을 횡축에 인장 강도, 종축에 VL1000의 결과를 작도한 것이다.

상기 표 3에 나타낸 No.1 내지 16은 본 발명예, No.17 내지 29는 비교예이다. 표 3에 나타낸 바와 같이, 본 발명예 No.1 내지 16의 강재에서는, 평가 지표인 인장 강도, 흡수 에너지 및 VL1000의 모두에 있어서 양호한 값을 나타내고, 비교예와 비교해도, 모두 동일 레벨의 강도에서 보았을 때의 피삭성이, 또한 동일 레벨의 피삭성에서 보았을 때의 강도가 우수하고, 강도ㆍ인성 등의 기계적 성질에 부가하여, 피삭성을 함께 향상시킬 수 있는 것이 명백하게 되었다.

한편, 비교예 No.17 내지 29의 강재에서는, 평가 지표 3개 중 적어도 1개 이상의 특성이, 본 발명예의 강재와 비교하여 떨어지고 있었다. 구체적으로는, 비교예 No.17은, 본 발명에서 필수 원소인 C를 필요량 포함하고 있지 않기 때문에, 강도가 본 발명재보다 떨어지고 있었다. 또한, 비교예 No.18은, 본 발명에서 필수 원소인 C를 과잉으로 첨가하고 있기 때문에, 강도가 본 발명재보다 높고, 인성과 함께 피삭성이 극단적으로 떨어지고 있었다.

비교예 No.19, 22, 23은, 본 발명에서 필수 원소인 Al을 필요량 포함하고 있지 않기 때문에, 비교예 No.21은, N를 과잉으로 첨가했기 때문에, 모두 고용 Al량이 0.05 질량％보다 적고, 또한 비교예 No.20은 본 발명에서 필수 원소인 Al을 과잉으로 첨가했기 때문에 경질 산화물이 증가하고, 모두, 도 1에 나타낸 바와 같이, 동일 레벨의 인장 강도에서 보았을 때에, VL1000이 본 발명 강재보다 극단적으로 떨어지고 있었다.

그 중에서도 No.22, 23은 모두, 조직은 면적률 95％ 이상의 마텐자이트 조직이지만, 냉각 속도가 느리고, Al 질화물에 의한 유효 결정립의 조대화 억제 효과가 얻어지지 않고, 유효 결정 입경이 모두 15㎛를 초과하고 있기 때문에 규정을 벗어나, 인성이 본 발명재보다 떨어지고 있었다. 한편, 이 No.22, No.23과 Ti, B의 함유량을 대략 동일 조건하에서 제어한 본 발명예 No.13, 14는 냉각 속도가 느림에도 불구하고, Al 질화물에 의한 유효 결정립의 조대화 억제 효과가 얻어지지 않고, 유효 결정립이 15㎛ 이하로 고인성을 확보하고 있다.

비교예 No.24는, 본 발명 필수 원소의 Si를 과잉으로 첨가하고 있기 때문에, 강도가 본 발명재보다 높고, 인성과 함께 피삭성이 극단적으로 떨어지고 있었다.

비교예 No.25는 본 발명 필수 원소의 Mn을 필요량 포함하고 있지 않기 때문에, 켄칭성이 저하되고, 주체 조직이 베이나이트로 되어, 인성이 본 발명재보다 극단적으로 떨어지고 있었다.

비교예 No.26 내지 29는 본 발명에서 필수 원소인 Mn, Cr, Ti, B, P을 과잉으로 첨가하고 있기 때문에, 인성 또는 피삭성이 극단적으로 떨어지고 있었다.

본 발명을 적용한 마텐자이트형 열간 단조용 비조질강 및 열간 단조 비조질강 부품은, 강 성분으로서, Al을, 통상의 비조질강보다 많은 0.1 초과 내지 0.20％를 첨가하고, N를 통상의 비조질강보다 낮은 0.0020 내지 0.0080％를 함유시키고 있기 때문에, 강도ㆍ인성 등의 기계적 성질에 부가하여, 피삭성을 함께 향상시킬 수 있고, 고강도, 고인성을 필요로 하는 자동차, 산업 기계 등의 기계 부품에 가공되는 강, 및 상기 강으로 이루어지는 기계 부품으로서 사용할 수 있는 효과를 발휘한다. 특히 본 발명에서는, 열간 단조로 성형한 후의 제어 냉각에 의해, 그 후 재가열하여 켄칭 템퍼링의 조질 처리를 행하지 않더라도, 강의 주체 조직을 마텐자이트화시킬 수 있기 때문에, 조질 비용을 저감시키는 것이 가능해진다.

Claims

질량％로,

C : 0.14 내지 0.20％,

Si : 0.10 내지 0.50％,

Mn : 1.0 내지 3.0％,

P : 0.001 내지 0.1％,

S : 0.005 내지 0.8％,

Cr : 0.10 내지 1.50％,

Al : 0.1 초과 내지 0.20％,

N : 0.0020 내지 0.0060％를 함유하고, 잔량부가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지는 것을 특징으로 하는, 마텐자이트형 열간 단조용 비조질강.
제1항에 있어서, 질량％로,

B : 0.0005 내지 0.0050％,

Ti : 0.005 내지 0.030％를 더 함유하는 것을 특징으로 하는, 마텐자이트형 열간 단조용 비조질강.
제1항 또는 제2항에 있어서, 질량％로,

Nb : 0.05 내지 0.30％,

V : 0.05 내지 0.30％,

Mo : 0.05 내지 1.0％ 중 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 하는, 마텐자이트형 열간 단조용 비조질강.
제1항 또는 제2항에 기재된 마텐자이트형 열간 단조용 비조질강으로 이루어지는 열간 단조 비조질강 부품이며, 상기 부품의 일부 또는 전부에 있어서의 전체 단면의 강 조직이 유효 결정 입경 : 15㎛ 이하인 마텐자이트 조직인 것을 특징으로 하는, 열간 단조 비조질강 부품.
제4항에 있어서, 상기 부품의 일부 또는 전부에 있어서의 전체 단면의 강 조직이 유효 결정 입경 : 15㎛ 이하인 마텐자이트 조직인 부위의 강 중의 고용 Al이 0.05 내지 0.18 질량％인 것을 특징으로 하는, 열간 단조 비조질강 부품.