1. 가단주철(malleable cast iron)
1) 가단주철의 종류
가단주철은 탄소함량이 많아 주조성이 우수하며, 적당한 열처리에 의해서 주강과 같이 연성과 강인성을 부여한 것이다. 따라서 가단주철을 만들기 위해서는 우선 백주철이 될 수 있게 화학조성을 선택하여 백선화시킨 다음 적당한 열처리를 통해서 점성을 부여해야 한다. 이때 적당한 열처리라 함은 백주철의 표면으로부터 Fe3C 중의 탄소를 산화에 의해 제거하는 탈탄열처리와 백주철 중의 Fe3C를 분해하여 페라이트와 흑연(temper carbon)으로 만드는 흑연화 열처리의 2가지 방법이 있다. 후자의 경우에는 강도와 내마모성의 향상을 위해 유리 시멘타이트 또는 펄라이트 중의 Fe3C를 일부 잔류시키는 경우도 있다.
따라서 가단주철을 대별하면 탈탄을 주목적으로 열처리하여 만드는 백심가단주철(white heart malleable cast iron), 흑연화를 주목적으로 열처리를 하되 유리 Fe3C는 완전히 분해시키고 일부의 Fe3C를 펄라이트 형태로 잔류시킨 펄라이트 가단주철(pearlite malleable cast iron), Fe3C를 완전히 분해시킨 흑심가단주철(black heart malleable cast iron) 그리고 특수원소를 첨가하여 특수한 기지조직을 갖게 하는 특수기지 가단주철의 4종으로 구분하는데, 이를 표 5.11에 자세히 나타냈다.
이것들은 그 사용 목적에 따라 열처리를 용이하게 할 수 있도록 화학조성을 조절해야 하며 보통 주강과 회주철의 중간 정도의 C와 Si를 함유한다. 표 5.12는 각종 철합금 주물의 대표적인 화학조성을 나타낸 것이다.
(1) 백심가단주철
백심가단주철은 1722년 Reaumur에 의해 처음으로 발명된 것으로 가단주철 중 가장 역사가 깊은 것이다. 이것은 유럽에서 발명되어 발전되었고 현재도 상당량 생성하고 있지만 미국에서는 이러한 백심가단주철은 전혀 생산하고 있지 않다. 그림 5.36은 대표적인 백심가단주철의 현미경 조직을 나타낸 것이다.
또한 가단주철의 재질을 개선한 것으로 강력 백심가단주철이 있는데 이것은 백심가단주철의 용도를 넓히기 위해서 종전까지 두꺼운 것은 외부로 탈탄되고 내부는 펄라이트 조직으로 되어 있던 것을 펄라이트 가단주철의 기지와 똑같이 입상 또는 이와 비슷한 펄라이트 기지로 하여 강인성을 두꺼운 부분에도 주자는 것이다. 즉, 보통의 백심가단주철을 탈탄소둔 시킨 후 장시간 노냉 하든가, 혹은 일단 550～600℃까지 급랭하고 700～730℃에 구상화처리를 하는 방법, 또는 Mo, V, Ni, Cr 등과 같은 합금원소를 첨가함으로써 구상화를 촉진시키는 것이 있다.
백심가단주철의 조직은 얇은 물건은 완전 탈탄되어 페라이트조직이 되지만, 두꺼운 부분은 완전히 탈탄되지 못하고 펄라이트 기지로 남는다.
그림
5.36 백선주물을 장시간 소둔하여 탈탄 층이 생긴 백심가단주철(내부는 펄라이트 조직) 그림
5.37 백선주물을 장시간 소둔하여 얻은 흑심가단주철(페라이트 기지조직 내에 소려탄소가 존재한다) 
(2) 흑심가단주철
흑심가단주철은 1826년 Boyden에 의해 발명되었으며 미국에서 발전되었기 때문에 미국가단주철이라고도 한다. 재질적으로 강도가 요구됨으로 탄소 함량은 2.4～2.6% 정도가 많이 쓰이고 있으며, 특히 강도가 요구되는 경우에는 탄소의 함량을 2.0～2.3% 정도의 저탄소로 하고 Si의 양 많게 해서 소둔열처리의 신속을 기하고 있다. Si은 표준성분이 0.9～1.5% 정도이나 C와 Si간의 성분비율 등 용해조건, 제품주물의 두게, 치수 및 생산량 등에 의해 자연히 달라진다. 우리 나라에서 가장 많이 생산하고 있는 “관 이음쇠” 같은 것은 비교적 고탄소, 저규소이다. 즉 C 2.8～3.1%, Si 0.85～1.3%이다. 흑심가단주철의 강도를 위해서는 저탄소 쪽이 바람직하나, 주조성은 2.4～2.6% 범위가 좋고, 이것 이상의 강도를 위해서는 펄라이트를 잔류시키는 펄라이트가단주철이 좋다. 흑심가단주철의 현미경 조직은 그림 5.37과 같이 하얀 페라이트기지 중에 검은 소려탄소(temper carbon)가 산재한 형상이다.
(3) 펄라이트 가단주철
펄라이트 가단주철은 Touceda에 의해 1919년에 처음 제조된 것으로 현재는 제조방법이 표준화되어 있다. 종래의 흑심가단주철은 가단성을 그 특징으로 생각했기 때문에 기지조직을 페라이트로 하였으나, 점차 강도에 대한 요구가 높아짐에 따라 기지조직을 완전히 페라이트로 하지 않고 일부 Fe3C를 잔류시켜 펄라이트기지가 되게 하여 인장강도 및 항복점을 높임과 동시에 내마모성을 향상시킨 것이다.
강도만을 생각하면 가단주철보다 주강 쪽이 훨씬 우위이나, 펄라이트 가단주철이 주조성이 월등히 좋아서 복잡하고 마무리 여유가 작은 주물을 얻기 쉬운 것과 감쇠능(damping capacity)이 크고, 경도가 동일하면 주강보다 훨씬 절삭성이 우수하고 소려탄소가 내마모성을 조장하는 등의 장점을 지니고 있다.
성질 및 용도 면에서는 구상흑연주철과 대단히 흡사하다. 펄라이트 가단주철의 현미경조직에서 펄라이트조직은 그 목적하는 바 강도, 경도 등을 위해서 페라이트기지에 구상 Fe3C가 소량 잔류한 것으로부터 완전한 입상 펄라이트, 층상 펄라이트 또는 sorbite에 가까운 것에 이르기까지 다양하다.
(4) 특수 가단주철
합금 펄라이트 가단주철에서는 보통 Mn 0.85～1.10% 첨가된 것이 많이 사용되고, S도 0.25～0.30% 함유시킨다. 또 Ni 1.0～1.5%, Cr 0.3～0.2%, Mo 0～0.6%를 함유한 Ni-Cr-Mo 가단주철, Ti-V 가단주철, Cu-Mo 가단주철 등 여러 가지가 있다.
특수 가단주철도 C, Si은 보통 가단주철과 흡사하며, C 2.0～2.6%, Si 0.8～1.6%로서 C+Si합을 3.4～3.8%로 하고 있다. Ni 및 Mn에 의한 오스테나이트 가단주철, 항온변태를 시킨 베이나이트 가단주철도 제조되고 있다.
2) 가단주철의 기계적 성질
(1) 백심가단주철
백심가단주철은 표피로부터 내부로 들어감에 따라 잔류탄소가 많아지며 내부로 갈수록 단단해진다. 또한 표면에 페라이트 층이 많으므로 연신율이 증가한다. 백심가단주철을 압출할 때의 변형률은 표면의 탈탄층 때문에 양호하며 특히 살 두께가 얇은 것일수록 좋다. 잘 탈탄된 백심가단주철은 고온으로 가열 후 급랭한 다음에도 변형률이 그다지 저하하지 않는 특성이 있다. 이 특성 때문에 고온 땜납질 또는 용접을 필요로 하는 부품에 사용되며 또한 강인성도 손실되지 않는다. 얇은 제품은 연강과 거의 동일한 절삭성을 나타내며 살이 두꺼운 제품은 내부의 조직을 흑연화 또는 구상화 펄라이트로 만들어서 절삭성을 향상시킬 수 있다.
백심가단주철을 퀜칭경화 시킬 때에 Ac1변태점 이상으로 가열하여 표면경화 시킬 수 있다. 이때 표피를 0.5～2.5mm절삭하여 잔류 C량이 높은 부분을 표면이 되게 하여야 한다. 또는 탈탄된 백심가단주철을 침탄하고 퀜칭할 수도 있다.
내열성 면에서는 기지조직을 펄라이트로 하고 소려(tempering) 탄소 및 페라이트를 작게 하였을 때는 특히 우수한 내열성을 나타낸다.
용접성은 흑심가단주철과 달리 백심가단주철의 탈탄부는 용이하게 용접이나 땜납질을 할 수 있다. 용접할 때는 용접부 모재의 잔류 C가 가능한 한 낮은 것이 바람직하다. Si는 산화하기 쉽고 핀 홀의 원인이 되므로 되도록 낮은 것이 좋다. 황은 용접가공을 하려는 부품에서는 가급적 낮은 쪽이 좋고 0.15%이하가 바람직하다. 용접을 하려는 부품에서는 그 부분의 탄소량을 되도록 낮추기 위해 두께를 9mm이하로 하여 탈탄을 완전히 하게 한다.
(2) 흑심가단주철
흑심가단주철의 일반적인 성질은 표 5.13과 같다.
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인 장 성 질 |
일 반 값 |
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인 장 강 도(kg/mm2) 내 력(kg/mm2) 내력/인장강도 (%) 연 신 율(%) 포 아 송 비 |
36.0 23.4 65 12 0.17 |
흑심가단주철의 인장강도는 저탄소강 압연제품, 주강 등에 비해서 낮으나 그 내력은 비교적 높다. 강의 항복점은 인장강도의 약 50%인데 비해서 흑심가단주철의 내력은 일반적으로 인장강도의 약 65%이며 실용상 대단히 유리하다. 또 인장강도는 C, Si, Mn, P 등 제 원소의 영향을 많이 받는다. C 함유량과 인장성질간의 관계는 그림 5.38과 같이 C함량이 낮아짐에 따라서 인장강도, 내력 및 연신율 모두 증대한다.
흑심가단주철에 0.50～1.25%의 Cu를 단독으로 첨가하던가 또는 0.50%까지의 Mo과 함께 첨가하면 인장강도는 증대하고 연신율은 거의 감소하지 않는다. 1.23%Cu을 함유하는 흑심가단주철의 인장강도는 37～42kg/mm2, 내력은 27～32kg/mm2이다. 0.75% 이상의 Cu를 함유하는 흑심가단주철은 석출경화처리 시킴으로써 인장강도를 더욱 높일 수가 있다. Cu 및 Mo 양자를 적당량 첨가하면 인장강도는 41～46kg/mm2, 내력은 28～32kg/mm2, 연신율은 15～20%로 된다. 흑심가단주철의 조직은 주물 두께 또는 응고속도보다도 열처리에 의해서 더욱 지배되며 단면 전체에 걸쳐서 거의 균일하다. 따라서 그 인장성질은 두께의 대소, 또는 단면 내의 위치에 의해서 거의 변화되지 않고 균일하다.
흑심가단주철에 압축하중을 가하면 탄성변형에 이어서 큰 소성변형 후 파괴된다. 이 압축강도는 약 150kg/mm2, 압축항복점은 25kg/mm2이다. 압축탄성률은 인장탄성률과 거의 같고 1.76×104kg/mm2이다. 인장강도가 37.4kg/mm2, 내력이 25.8kg/mm2, 연신율이 17.5%인 흑심가단주철의 전단강도는 30.2kg/mm2, 전단항복점은 15.1kg/mm2, 전단탄성율은 0.88×104kg/mm2이며 전단강도와 인장강도와의 비는 약 80%이다. 흑심가단주철의 피로한도는 약 18kg/mm2이며 피로한도와 인장강도와의 비는 0.5이다. 경도는 HB 115～135 범위이며 C 함량의 감소와 Si 함량의 증가와 더불어 증가하고 있다.
온도가 -200～450℃되는 온도범위 내에서의 인장강도는 그림 5.39와 같다. 여기서 보면 인장강도는 상온으로부터 350℃까지는 약간 변화하고 있으나, 온도가 더욱 증가하면 급격히 저하한다. 650℃에서의 인장강도는 상온의 약 25%정도이다. 온도가 상온으로부터 저하함에 따라서 인장강도는 현저히 증대하며 -200℃에서는 상온의 약 1.5배이다.
내력도 온도변화에 따라서 인장강도와 거의 비슷한 증감경향을 나타낸다. 연신율은 200℃에서 극소 값을 나타내고 온도가 이것보다 상승하면 현저히 증대한다. 650℃에서 연신율은 상온의 약 2.5배이다.
흑심가단주철은 그와 비슷한 강도를 갖는 철강재료에 비해 절삭성이 매우 우수하다. 고속도강의 공구를 사용하여 46m/min의 속도 및 기타의 일반적 조건하에서 절삭하였을 때의 절삭지수는 유황 쾌삭강을 100으로 하였을 때 흑심가단주철은 120이고 회주철은 60～80, 또 주강은 70으로 절삭성이 우수함을 알 수 있다. 일정량을 절삭하는데 필요한 “에너지”를 비교하여도 흑심가단주철은 주강, 압연강보다 낮다.
그림
5.38 흑심가단주철의 C함량과 인장성질 그림
5.39 흑심가단주철의 고온강도
흑심가단주철은 다른 금속과 같이 완전 윤활막이 있고 그 막 두께보다 큰 연마재의 입자가 존재하지 않는 한 충분한 내마모성을 나타낸다. 만일 윤활막에 결함이 생겨도 흑연이 윤활을 돕는 작용을 한다. 그러나 베어링하중이 크던가 또는 속도가 빠르면 기지조직이 연한 페라이트이므로 소착 현상이 나타나므로 흑심가단주철은 베어링하중이 작고 속다가 느린 경우에만 사용하는 것이 좋다.
흑심가단주철은 진동감쇠능이 우수하므로 진동에 잘 견디며 그 에너지를 신속히 흡수하여야 하는 부품에 적합하다. 10.5kg/mm2 및 21.0kg/mm2의 응력수준에서 흑심가단주철의 진동감쇠능은 주강의 3배, 구상흑연주철의 약 2배이다. 0.7kg/mm2정도의 저응력 수준에서도 흑심가단주철의 감쇠능은 강인주철과 거의 비슷하다.
흑심가단주철을 용접하면 가열된 부분의 흑연이 기지 중으로 고용되어 냉각하였을 때 Fe3C로 변하여 그 부분이 단단하고 취화된다. 따라서 흑심가단주철의 용접은 바람직하지 못하나 현재는 어느 조건하에서는 용접이 가능하게 되었다. 즉 Fe-Ni계 용접봉을 사용함으로서 조직변화를 작게 할 수 있게 되고 또 저수소계 용접봉을 사용함으로써 용접결함을 방지할 수 있다. 이렇게 함으로서 용접부의 인장강도 및 내구력은 모재와 흡사해지나 연신율은 모재의 50%로 된다. 따라서 큰 인장 및 충격하중이 작용하는 부분에는 흑심가단주철의 용접을 할 수 없으나 하중이 작을 때는 용접이 가능하며 용접 후 열처리에 의해서 그 부분의 기계적 성질을 개선할 수도 있게 된다.
(3) 펄라이트 가단주철
펄라이트 가단주철은 인장강도 40～80kg/mm2이고 연신율이 2～12%범위이다. 펄라이트 가단주철에서는 인장시험시 항복점 측정이 곤란하므로 내력으로 나타낸다. 펄라이트 가단주철에서는 그림 5.40 및 5.41 같이 경도가 증가하면 인장강도의 내력은 증가하고 연신율은 감소함을 알 수 있다.
펄라이트 가단주철은 변태점 근방의 높은 온도에서 장시간 사용하면 구상화가 진행되어 경도가 저하되기 쉽고 인장강도도 차차 저하하므로 일반적으로는 400℃ 이하에서 사용하는 것이 좋다. 또한 펄라이트 가단주철은 내마모성이 우수하다는 것이 특징이다. 제품의 특정부분을 표면경화 또는 국부 소입(퀜칭)시킴으로써 내마모성을 쉽게 향상시킬 수 있다. 따라서 각종 치차, 크랭크샤프트, 캠축 등 심한 마모를 받는 부품에 이와 같은 열처리를 하여 사용한다.
3) 가단주철의 열처리
가단주철의 열처리는 가단주철의 제조공정의 일부인 소둔(annealing)을 주체로 하는 열처리와 재료의 사용목적에 따라 재질을 변화시키기 위한 소입(quenching)과 소려(tempering)를 주체로 한 열처리로 대별될 수 있다.
전자는 백심가단주철을 제조하기 위한 탈탄소둔과 흑심가단주철을 제조하기 위한 제1단 및 제2단 흑연화소둔이며, 후자는 주로 소입과 소려를 통하여 기지조직을 미세 펄라이트, 마르텐사이트, 베이나이트 등으로 만드는 열처리 조작이다. 특수한 열처리로는 고주파소입, 화염소입, 침탄, 질화 및 시효경화처리 등이 있다.
(1) 백심가단주철의 열처리
백심가단주철의 소둔은 탈탄을 주목적으로 하는 것으로, 백선 내의 화합탄소를 분위기에 의해서 산화시켜 제거하는 것이다. 즉 백선주물을 산화철과 함께 소둔로 중에 넣고 약 1000℃ 정도의 온도로 장시간 가열하면 백선주물의 표면에서 탈탄반응이 일어나며 반대로 산화철은 환원된다. 이때의 분위기와 백선간에 일어나는 기본적인 화학반응은 아래와 같다.
산화반응 : Fe3C+O2 ⇄ 3Fe+CO2
Fe3C+CO2 ⇄ 3Fe+2CO
C+CO2 ⇄ 2CO
환원반응 : Fe3O4+CO ⇄ 3FeO+CO2
3Fe2O3+CO ⇄ 2Fe3O4+CO2
FeO+CO ⇄ Fe+CO2
위의 반응은 산소가 충분히 공급되고 주물표면에 충분히 C가 존재하면 연속적으로 일어난다. 1000℃ 정도의 소둔온도에서는 백선의 조직은 γ고용체와 유리 Fe3C로 되어 있으므로, 표면에 있는 γ고용체 중의 C는 CO2와 반응하여 연속적으로 탈탄된다. 따라서 표면의 γ고용체는 C가 고용하게 되고, γ고용체 속의 탄소는 또다시 CO2와 반응하여 탈탄되는 일련의 반응이 계속된다. 따라서 주물의 표면과 내부는 C농도의 기울기가 생기게 되어 C원자가 표면으로 확산되어 나옴에 따라 주물 내부의 탈탄이 이루어지는 것이다. 이러한 연속적인 반응에 의해 백선의 기지조직이 페라이트 조직으로 된다. 그러나 현재는 두꺼운 주물이나 용도에 따라서는 흑연이나 페라이트가 석출되어 있는 것도 있다.
탈탄소둔시의 탈탄속도는 Fe중에서의 C의 확산속도, 즉 γ고용체 안에 있는 Fe3C가 주물의 중심에서 표면층으로 이동하는 속도와 표면에서의 탈탄반응속도에 의하여 지배된다. 이때 Fe3C의 용해속도와 소려탄소(temper carbon)의 석출속도의 관계가 중요하다. 즉 소둔온도까지의 가열속도가 너무 늦으면 흑연화의 핵생성이 먼저 일어나 소려탄소가 생성되는데, 이 소려탄소는 Fe3C 또는 γ고용체 속에 용해되어 있는 C보다 탈탄되기가 곤란하여 탈탄속도가 늦어지게 된다. 그림 5.43(a)은 표준백심가단주철, (b)은 고력백심가단주철을 만드는 열처리 곡선을 나타낸 것이다. 냉각은 탈탄반응이 충분히 일어났다면 중요치 않으나, 두꺼운 주물에서 중심부에 탄소가 잔존할 때에는 서냉 하는 것이 좋다.
(2) 흑심가단주철의 열처리
흑심가단주철은 흑연화에 의해 제조되므로 흑심가단주철의 열처리는 백선의 흑연화가 그 목적이다. 즉 900℃ 이상의 온도에서 유리 Fe3C를 분해시키는 제1단 흑연화와 A1변태점 이하의 온도구역에서 페라이트 중의 Fe3C를 분해하는 제2단 흑연화로 구분된다.
제1단 흑연화의 방법은 다음과 같다. 우선 유리 Fe3C와 페라이트기지로 된 배선을 A1변태점 이상 950℃부근으로 가열하면 페라이트는 γ로 변태하고 이 γ는 일정시간 경과 후 포화 γ고용체가 된다. 그런데 이때 존재하고 있는 Fe3C는 준안정상태이므로 소둔온도에서 장시간 유지하여 주면 분해하여 Fe와 소려탄소(temper carbon)로 된다. 이때 소려탄소의 핵이 발생하는 장소는 주로 γ와 Fe3C의 계면 또는 결정입계이며, 흑연화의 기구는 Fe3C의 직접적인 분해 즉, Fe3C → 3Fe+C(temper carbon)의 반응과 γ고용체에 대한 Fe3C 및 C(흑연)의 용해도 차에 의한 흑연의 석출로 이루어진다.
제1단계 흑연화가 끝나면 그 조직은 γ기지와 소려탄소로만 이루어져 있다. 그러나 이때의 γ고용체는 C를 포화시키고 있으므로 서냉하게 되면 온도에 따른 용해도 차만큼의 C는 유리탄소가 된다. 그러나 급랭의 경우 미립의 Fe3C로 석출하게 된다. 만일 서냉으로 실온까지 냉각시키면 소려탄소의 주위만이 흑연화해서 소의 눈과 같이 소려탄소의 주위를 백색의 페라이트가 둘러싼 조직으로 되며 기지는 층상의 펄라이트가 된다. 이러한 조직을 Bull‘s eye조직이라 하며, 이를 그림 5.44에 나타냈다.
그림
5.44 구상흑연이 페라이트에 둘러싸여 있는 Bull's eye 조직을 갖는 가단주철의 조직
제2단계 흑연화소둔은 A1변태점 이상의 온도에서는 분해시킬 수 없는 펄라이트 중의 공석 Fe3C를 분해시키는 것이다. 따라서 소둔온도는 공석변태점 이하가 되지만 분해의 기구는 제1단계 흑연화의 경우와 같다.
이상에서와 같이 흑연가단주철은 2단계의 열처리를 행해야 하며, 이때의 화학반응은 Fe3C → 3Fe + 흑연이다. 여기서 Fe는 제1단계 흑연화소둔에서는 γ가 되며, 제2단계 흑연화소둔에서 α가 되어 최종 조직은 페라이트와 흑연의 조직이 된다. 흑심가단주철의 대표적인 열처리곡선을 그림 5.45에 나타냈다. 흑심가단주철의 열처리에 영향을 미치는 인자는 매우 많으며, 화학조성, 주조시 냉각속도, 주입온도, 소둔시 가열속도, 소둔온도 및 노내의 분위기 등이 특히 중요한 인자가 된다.
(3) 펄라이트 가단주철의 열처리
펄라이트 가단주철은 기지조직을 펄라이트로 만든 가단주철이다. 따라서 백선의 Fe3C를 일부는 흑연화시키고 일부는 잔류시켜 기지를 펄라이트로 만들어야 한다. 일반적으로 펄라이트 가단주철의 제조방법은 3가지로 대별된다. 즉 ① 열처리곡선의 변화에 의한 방법, ② 흑심가단주철의 재열처리에 의한 방법, ③ 합금원소의 첨가에 의한 방법이 그것이다.
열처리곡선의 변화에 의한 방법은 제1단 흑연화 열처리가 끝난 것을 상온까지 내린 다음 별도의 로에서 재가열 후 급랭시키던가, 제1단 흑연화가 끝난 상태에서 강제공랭 또는 유냉시킨다. 이것을 tempering하여 구상화를 행하는 것으로 그림 5.46에 그 열처리곡선을 나타냈다.
흑심가단주철의 재열처리에 의한 방법은 일단 페라이트기지의 흑심가단주철을 만든 후 이를 재가열하여 820～900℃의 적당한 온도에서 강제공랭 또는 유냉을 행한 다음 tempering에 의해 펄라이트의 구상화를 행하는 것이다. 그림 5.47은 이 열처리곡선을 나타낸 것이다.
합금원소의 첨가에 의한 방법은 백선 중에 흑연화 저지원소를 적당량 첨가시켜 흑연화를 일부 저해시켜 펄라이트의 기지조직을 얻는 것이다. 이때 가장 많이 사용되는 흑연화 저지원소는 Mn으로, 약 1% 내외를 첨가하여 소입경화를 용이하게 한다. 그림 5.48은 이 열처리곡선을 나타낸 것이다.
그림
5.47 펄라이트 가단주철의 재열처리에 의한 열처리방법 그림
5.48 Mn첨가에 의한 펄라이트 가단주철의 열처리 사이클
(4) 재질개선을 위한 열처리
흑심가단주철 또는 펄라이트 가단주철을 사용 목적에 적합하게 하기 위해서 여러 가지의 열처리가 이용될 수 있는데, 내마모성을 향상시키기 위한 목적으로 표면소입 또는 국부소입 등이 행해진다. 이는 변태점 이상으로 가단주철을 가열하면 기지조직이 γ가 되고, 이 γ기지조직에 temper carbon이 용해, 확산하므로 적당량의 C를 용해시킨 후 수냉 또는 유냉에 의해서 경화시키는 것이다. 이때 가열속도가 늦으면 내부에서도 C의 확산이 일어나 소입 층이 두꺼워져서 재질이 취약해지므로 가열속도를 조절할 필요가 있다.
또한 항온변태에 의해서 베이나이트나 마르텐사이트를 얻는 열처리를 할 수 있는데 항온에서 소입하였을 경우 가단주철은 고경도에 강인성이 큰 재질로 된다. 한편 Cu를 합금 하였을 경우에는 시효경화처리에 의해 경도를 향상시킬 수도 있다. 즉 1.0～1.5% Cu를 함유한 가단주철을 700～750℃에서 용체화처리 후 500℃부근에서 수 시간 시효 시키면 100kgf/mm2 정도의 인장강도를 얻을 수 있다.
4) 가단주철의 용도
가단주철은 주강, 구상흑연주철과 비슷한 성질을 갖고 있으며 주조성, 절삭성이 좋아서 주강품으로는 너무 작거나 복잡하여 제조하기에 어려운 것, 회주철로는 강도가 부족하고 충격에 약해서 곤란한 것, 또는 단조품을 이용하기엔 가격이 비싸 제조가 곤란한 부품에 많이 사용되어 왔다. 특히 대량 생산성, 절삭성, 외관, 강인성, 치수 등의 조건이 요구되는 자동화부품에 많이 사용된다. 또 일반 관 이음쇠, 송전선 공구, 운반장치, 철도 및 각종의 차량관련 부품, 병기, 공작기계 등의 많은 분야에 걸쳐 널리 사용된다.
2. 구상흑연주철
구상흑연주철은 주방상태에서 구상의 흑연이 정출되어 있는 주철을 말한다. 1948년 영국의 Morrough등이 주철에 Ce를 첨가하여 구상의 흑연을 추방상태에서 얻을 수 있다는 것을 발견하였고, 같은 해 미국의 Gagnebin이 Mg를 첨가함으로써 구상흑연을 얻을 수 있음을 발견하였다. 그러나 Ce는 가격이 비싸서 공업화되지 못하고 Mg에 의한 구상흑연주철의 제조법이 공업화되었으며, 일본에서는 Ca를 첨가하여 구상흑연주철을 제조하였다. 흑연구상화를 위한 첨가금속으로는 Ce, Mg, Ca외에 Li, Ba, Sr, Zn, Sb 등이 있으나 현재 많이 이용되고 있는 것은 Mg합금과 Ca계 합금을 이용하는 방법이다.
보통의 주철은 편상흑연조직이므로 응력을 받을 때 흑연을 따라 균열이 발생하기 쉽고 취성이 있으며 강도가 작은 결점이 있는데 반해 구성흑연주철은 구상흑연이 존재하므로 흑연에서의 균열 생성이 어려워 강도가 우수할 뿐만 아니라 연성도 갖게 되므로 주철의 공학적 이용에 큰 제한요소인 저강도와 취성을 동시에 극복한 우수한 재료로 실로 다양한 용도를 갖고 있다.
1) 구상흑연주철의 조직
구상흑연주철은 흑연이 구상이라고 가정하고 그 기지조직으로 분류하는데, 대체로 다음과 같이 3종으로 대별된다. 즉, 흑연주위를 소량의 페라이트가 둘러싸며 석출한 Bull's eye조직과 흑연에 기지 전체가 페라이트로 되어 있는 페라이트형과 기지조직이 전부 펄라이트인 펄라이트형, 그리고 기지조직이 시멘타이트로 되어 있는 백선형으로 구별하는 것이 보통이다. 그림 5.49는 페라이트형 펄라이트형 구상흑연주철의 조직을 나타낸 것이다.
또한 표 5.14는 각 기지조직의 결정요소와 성질을 비교한 것이다. 이 표에서 알 수 있듯이 기지조직은 냉각속도에 매우 크게 영향을 받는데, 냉각속도가 빠르면 백선화하여 시멘타이트가 석출할 뿐만 아니라 때에 따라서는 역 chill현상이 나타나며 흑연구상화제가 다량 첨가되었을 때도 같은 현상이 나타난다. 그림 5.50은 역 chill이 일어난 구상흑연주철의 조직을 나타낸 것이다.
또한 열처리에 의해서도 기지조직이 변화하여 700℃ 정도에서 소둔하면 펄라이트형을 얻기 쉬우며, 소입, 소둔 등을 행하여 마르텐사이트형, 소르바이트형, 베이나이트형의 구상흑연주철을 얻을 수도 있다.
(a) (b)
그림 5.49 (a) 페라이트 기지조직을 갖는 구상흑연주철의 조직, (b) 펄라이트 기지조직을 갖는 구상흑연주철의 조직
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조 직 |
조직의 결정 요소 |
성 질 |
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페라이트형 일부 페라이트에서 전 페라이트까지를 포함 |
(1) C, Si가 많은 경우, 특히 Si가 많아지면 전 페라이트화 한다. (2) 냉각속도가 늦을 때 (3) Mg량 적량 (4) 접종효과가 충분한 경우 (5) Ca계 구상화제를 사용한 경우 (6) 소둔을 행했을 경우 |
(1) Si가 대체로 3% 이하인 경우는 주방에서 연성이 있으며, 신율 6～ 20% (2) Si가 3% 이상이면 취약 (3) 경도가 낮고, 절삭성이 양호 HB 150～200
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펄라이트형 |
페라이트형과 시멘타이트형의 중간 상태이다 |
(1) 강인하며 인장강도가 60～70kg/ mm2 정도 (2) 연성이 적으면서 연신율 2% 정도 |
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백선형 일부 시멘타이트에서 대부분이 시멘타이트로 석출한 것 |
(1) Mg가 많은 경우 (2) 접종량이 적은 경우 (3) C, Si가 적은 경우, 특히 Si가 적을 때 일어난다. (4) 냉각속도가 대단히 빠를 때 |
(1) 경도가 높다. (2) 연성이 전혀 없다
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2) 구상흑연주철의 기계적 성질
주철의 기계적 성질은 주철에 포함된 흑연의 양, 형상 및 분포에 매우 민감하지만 일반적으로는 흑연의 존재로 인하여 강에 비해 취약한 성질을 나타낸다. 그 이유로는 흑연의 존재로 인한 유효 단면적의 감소와 응력집중 때문인 것으로 생각되고 있다. 따라서 흑연이 구상으로 존재하면 유효 단면적이 증가되고 응력집중 현상이 현저히 줄어들어서 일반 주철이 갖는 결점이 감소될 수 있다. 여기서는 구상흑연주철의 기계적 성질을 정하중에서의 성질과 동하중과 반복하중에서의 성질 및 기타의 성질로 대별하여 살펴본다.
(1) 정하중에서의 성질
표 5.15는 정하중 하에서의 구상흑연주철의 기계적 성질을 다른 주철 및 주강과 비교하여 나타낸 것이다. 표에서 알 수 있듯이 인장강도는 40～70kg/mm2 정도이며, 그 값은 흑연의 형상 및 기지조직에 따라 달라진다. 열처리를 하면 80kg/mm2이상의 강도도 갖게 된다. 항복강도도 높으며 항복강도/인장강도 비인 항복비도 높아서 대체로 0.7～0.8정도의 값을 갖는데, 이 값은 가단주철의 0.5～0.6에 비해서 50%정도 높은 값이다. 구상흑연주철의 연신율은 기지조직이 페라이트인 것은 약 25% 정도이고 펄라이트 기지조직인 것은 5～6%의 값을 갖는다. 경도값은 기지조직이 페라이트인 것이 HBN 160～210, 펄라이트기지 조직인 것은 HBN 200～270의 값을 갖는다.
(2) 동하중 및 반복하중에서의 성질
① 내충격강도
구상흑연주철에 있어서 충격강도와 천이온도(파단양상이 연성형에서 취성형으로도 변하는 온도)는 매우 중요한 기계적 성질 중의 하나이다. 구상흑연주철의 충격값은 그림 5.51에 나타낸 것과 같이 Si량 및 P량의 증가에 따라서 감소한다. 또한 기지조직의 영향도 많이 받는데, 그림 5.52에서와 같이 펄라이트의 양이 많아질수록 충격값은 감소한다. 천이온도는 이와 반대로 그림5.53과 같이 Si량 및 P량이 증가할수록 상승한다. 일반적으로 구상흑연주철의 충격값은 강이나 가단주철에 비해 낮은 값으로 6～10kgm/mm2정도이다.
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구 분 |
회주철 |
고급주철 |
구상흑연주철 |
가단주철 |
주강(소둔) | |
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페라이트기지 |
펄라이트기지 | |||||
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인장강도(kg/mm2) 압축강도(kg/mm2) 항복점(kg/mm2) 연신율(%) 경도(HB) 탄성계수(kg/mm2)
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12～24 47～1000 - - 143-241 7,500～ 11,000 |
28～38 110～140 - - 170～262 12,000～ 14,000 |
42～44 140～170 32～38 6～15 156～197 16,300～ 17,200 |
56～74 180～200 40～58 1～3.5 187～255 17,200～ 18,600 |
37～45 35～60 20～28 3～12 110～150 15,000～ 17,000 |
42～50 38～45 21～24 8～20 140～180 21,000
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② 피로강도
구상흑연주철의 피로한은 일반적으로 인장강도가 증가함에 따라 증가하고, 피로한과 인장강도의 비인 내구비는 열처리 및 기지조직에 따라 변화한다. 표 5.16은 기지조직 및 열처리에 따른 피로한과 내구비의 변화를 나타낸 것이다.
그림
5.51 구상흑연주철의 충격값에 미치는 S와 P의 영향
그림
5.52 구상흑연주철의 충격값과 조직 그림
5.53 구상흑연주철의 천이온도에 미치는 합금원소의 영향 
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기 지 조 직 |
Si 함량(%) |
인장강도 |
피 로 한 |
내 구 비 | |
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unnotched (N/mm2) |
notched (N/mm2) | ||||
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페라이트(heat-treated)
펄라이트(as-cast)
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1.19 1.87 2.62 3.21 1.80 2.47 2.82 |
315 415 473 541 741 659 625 |
178 208 193 224 278 263 286 |
139 131 116 124 178 124 162 |
0.50 0.50 0.41 0.41 0.38 0.40 0.44 |
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펄라이트(heat-treated) Quehched and tempered(600℃) Quenched and tempered(500℃) |
2.06 1.96 1.96 |
1039 928 1030 |
340 340 340 |
208 208 195 |
0.37 0.37 0.33 |
③ 내마모성
구상흑연주철의 내마모성은 회주철보다 우수하다. 그 이유는 구상흑연주철의 강도 및 경도가 회주철보다 높고 구상흑연이 보다 용이하게 탈락되어 고체윤활제의 역할을 충분히 수행하기 때문이다. 또한 기지조직에 따라 내마모성도 달라지는데 일반적으로 페라이트가 많아지면 마모량이 증가한다.
3) 구상흑연주철의 흑연화처리
(1) 첨가금속의 특성
일반적으로 첨가금속에는 공통성질이 있는데, 이것을 정리하면 다음과 같다.
① O 및 S와 친화력이 강하다. 즉 강력한 탈산, 탈황제이다.
② 첨가금속의 처리온도는 약 1300℃ 이상이며, 이러한 온도에서는 첨가금속의 증기압이 높 다. 특히 Mg의 증기압이 대단히 높기 때문에 Mg의 첨가시에는 폭발적인 반응을 한다. 이 때 첨가 금속의 증발은 용탕에서 증발에 필요한 용융잠열과 증발잠열을 얻기 때문에 용탕 의 온도는 저하한다.
③ Mg나 Ca는 용철에 대하여 극히 미량의 용해도를 갖는다. 또한 첨가시의 격렬한 반응과 함께 확산속도도 늦기 때문에 불균일 상태가 되기 쉽다. Ce의 경우 용해도는 상당히 크지 만 확산속도가 늦기 때문에 이 금속도 마찬가지로 불균일 상태가 되기 쉽다.
① 첨가금속의 증기압
그림 5.54는 각종 첨가금속의 증기압곡선이다. Mg의 증기압이 매우 높기 때문에 순수한 Mg를 직접 첨가하는 방법은 이용될 수 없다.
② 첨가금속의 첨가시 용탕의 온도강하
구상흑연주철 제조시 문제점 중의 하나가 첨가금속을 첨가할 때 용탕의 온도간 떨어진다는 것이다. 이 같은 용탕의 온도강화의 원인은 첨가금속이 용융 또는 증발에 필요한 열량을 용탕으로부터 얻기 때문이다. 계산상 Mg 또는 Ca를 용탕에 1%첨가하면 Mg는 80℃, Ca는 65℃의 온도강하를 일으킨다. 따라서 첨가금속을 넣을 때 용탕의 온도는 1400℃이상으로 하는 것이 필요하다.
③ 첨가금속의 용철에 대한 용해도
Mg, Ca 및 Ce 등의 철합금에 대한 용해도는 첨가방법을 생각할 때 가장 중요한 문제 중의 하나가 된다. Ce의 Fe에 대한 용해도는 α철에서는 12% 정도, γ철에서는 최대 15%정도이다. 그러나 Ce의 확산속도가 늦어 용해도가 크다 하더라도 첨가속도는 매우 늦게 된다. Mg나 Ca는 옛날부터 용해도가 없다고 알려져 있다. 가압장치를 이용해 16기압으로 하였을 경우에도 Mg의 Fe-C-Si계 합금에 대한 용해도는 3% 정도이고, 같은 방법을 사용하였을 때 Ca의 순철에 대한 용해도는 0.032% 정도이며 규소 양을 증가시킬 때 약간의 용해도 증가가 일어난다.
(2) Mg 및 Mg 합금의 첨가법
Mg처리에 의한 구상흑연주철의 제조는 양의 다소에 관계없이 비교적 싸고, 확실하게 처리하기 쉽게 때문에 공업적인 가치가 가장 높다. 따라서 Mg 및 Mg 합금의 첨가방법은 여러 가지가 발명되었으며, 여기서는 대표적인 것을 몇 가지만 살펴본다.
① 개방 래들 첨가법(ladle Transfer Method)
이 방법의 주요 장점은 간단하다는 것이다. Mg 합금을 빈 래들(그림 5.55(a)와 같이 pocket부가 있는 것이 있고 없는 것도 있다)의 밑바닥에 놓고 그 위에 용탕을 붓는 방법이다. 이때 용탕을 래들에 채우는 방법이 매우 중요하다. 즉 용탕 줄기(stream)가 구상화제에 직접 접촉하지 않도록 주탕하여야 한다. 또한 매우 빠른 속도로 래들을 채워야 한다. 그래야 Mg합금이 용탕의 표면에 떠올라 Mg의 첨가 효율을 낮추는 것을 피할 수 있다.
이 방법을 조금 변형한 것이 샌드위치법으로 Mg합금을 용탕의 약 2%에 해당하는 강 칩(chip)으로 덮는다. 이 피복용 강 칩은 구상화제의 반응(증발과 연소)이 시작하는 시기를 지연시키고, 구상화제 주위의 용탕온도를 국부적으로 낮게 한다.
또한 구상화제에 레진사(resin sand)를 피복 시켜서 shell을 형성시켜 용탕 주입 후 강봉으로 shell을 깨서(trigger) 반응이 시작되게 하는 trigger법도 비슷한 방법이다.
(a) (b) (c)
그림 5. 55 (a) 개방 래들, (b) Mg 처리를 위한 유개 래들, (c) T-Nock Process의 개략도
② 유개 래들 처리(Covered Ladle Treatment)
개방 래들 처리에서는 가능한 한 용탕이 빨리 구상화제를 덮어야 하지만 유개 래들 처리에서는 그렇지가 않다. 그림 5.55(b)에 나타냈듯이 주입 대야(tundish)가 있기 때문에 용탕의 공급속도가 제한을 받게 되므로 Mg의 회수율이 상당히 높아지고 반응의 격렬함이나 MgO분(粉)의 형성이 감소한다. 이 같은 이유는 MgO의 연소에 필요한 O2의 양은 래들 내의 O2량 밖에 안되기 때문이다. 왜냐하면 래들과 뚜껑의 밀폐도가 좋지 않다 하더라도 용탕이 주입되기 시작하면 용탕의 주입량만큼 공기가 배출되고 용탕의 열에 의해 래들 내의 N2가 팽창하여 래들 내에 압력이 형성되기 때문이다.
③ T-Nock Process
이 방법은 그림 5.55(c)에 나타낸 것과 같이 주입 대야를 통해 낙하하는 용탕 가운데 Mg 모합금을 투입하는 방법이다. 이 방법은 접종처리된 용탕을 다른 래들에 옮겨 담을 때 이용할 수 있는 이점이 있다. Mg의 회수율이 좋고 공해를 줄일 수 있다.
④ 플런저법(Plunging)
현재 가장 많이 이용되고 있는 방법이며 소량처리에서부터 10ton 이상의 대용량 처리까지 널리 사용된다. 그림 5.56은 이 방법을 나타낸 것이다. 보통 고 Mg(40%) 구상화제를 플런징 벨(plunging bell)에 넣어서 용탕에 압입한다. 이때 플런징 벨은 신속하게 래들의 밑바닥까지 잠기게 한다. 플런징 벨은 흑연이나 내화물로 만들고 구상화제는 깡통에 넣든지 엷은 강판으로 싸서 넣는다. 이 방법은 Mg 회수율이 비교적 양호하나 온도손실이 개방 래들보다 크다.
(3) Ca의 첨가법
Ca계는 Mg계에 비해서 증기압도 낮고 용탕에 대한 용해도도 매우 낮아서 실제 첨가량에 비해서 용탕에 들어가는 양은 얼마 되지 않는다. 그러나 용탕 중의 Si량이 많던지, Si합금으로 첨가하면 용탕 중에 확산하기가 쉬워 잔류량이 증가한다. 이 같은 점을 고려할 때 Ca계 첨가제의 첨가시에는 아래와 같은 사항들을 고려해야 한다.
① 첨가 후 교반을 통해 작용범위를 확산시킨다.
② Ca계 첨가제, 특히 Ca-Si는 첨가시에 첨가제의 표면에 비교적 높은 용융점을 갖는 산화 물, 황화물이 생겨 Ca의 반응을 방해하므로 염화물, 플루오르화물 등의 flux와 함께 사용 하던지, flux로 용탕을 덮은 후 장입해야 한다.
③ Ca계 첨가제로는 Ca-Si가 대부분 사용되고 있지만 비중을 크게 하기 위해 Fe를 함유 시 키는 것이 좋다.
④ Ce와 함께 첨가하는 것이 좋다.
4) 구상흑연주철의 열처리
구상흑연주철은 강과 비슷한 성질을 갖고 있으므로 열처리에 의해서 그 성질을 개선시킬 수 있다. 일반적으로 구상흑연주철의 열처리 목적은 다음과 같다.
① 치수의 안정성을 높이기 위해서
② 조직의 연화(軟化)를 위해서
③ 조직의 강화(强化)를 위해서
④ 표면경화를 위해서
⑤ 템퍼링취성을 예방하기 위해서
(1) 응력제거 열처리
구상흑연주철에 있어서 응력제거 열처리는 특히 고온에서의 치수 정밀도를 요할 때 실시한다. 주물의 크기와 형상에 따라 다르지만 모든 주물에는 어느 정도의 잔류응력이 있다. 회주철의 경우 잔류응력은 상온에서 방치해 두면 자연히 소성변형하여 제거되지만, 이 과정은 아주 장시간이 걸리며 평형상태가 얻어지기까지는 1년 이상이 소요된다. 이와는 반대로 구상흑연주철에서는 잔류 응력의 일부가 순간적으로 탄성변형에 의하여 자동적으로 제거되지만, 평형상태에 도달 후 어느 정도의 잔류응력이 남게 된다. 이러한 잔류응력을 완전히 제거하기 위해서는 소성변형이 비교적 빠른 속도로 진행될 수 있는 온도에서 열처리하여야 한다. 기지조직을 변화시키지 않고 응력을 제거시키기 위해서는 560℃에서 5시간 유지시킨 후 315℃까지 노냉한 다음 공랭하면 된다.
(2) 연화열처리(軟化熱處理)
연화열처리의 목적은 기지조직을 페라이트로 하기 위한 것이다. 즉 구상흑연주철은 백선화하는 경향이 있기 때문에 주조 후 기계적 성질 및 절삭성의 개선을 위해 Fe3C의 흑연화를 위한 제1단 흑연화소둔을 행하고, 연성을 좋게 하기 위해서 펄라이트 중의 Fe3C를 흑연화하는 제2단 흑연화소둔을 행한다.
제1단 흑연화소둔은 850～930℃에서 2～3시간 유지시키면 된다. 두꺼운 주물인 경우 유지온도의 균일성을 위해 유지시간을 길게 한다. 그 기준은 두께 1인치 이상에서 두께가 1인치씩 증가할 때마다 유지시간을 1시간씩 길게 한다.
제2단 흑연화소둔은 펄라이트 중의 Fe3C를 분해하는 것이므로 700～730℃에서 3～6시간 유지시키는 방법도 있으나 제1단 흑연화소둔이 끝난 후 10시간 후에 600℃가 되게 하는 노냉으로도 충분히 페라이트화가 가능하다. 이렇게 하면 20% 이상의 연신율을 갖는 구상흑연주철이 된다. 그림 5.57은 연화소둔의 열처리곡선을 나타낸 것이다.
(3) 강화열처리(强化熱處理)
① 소입-소려(Quenching-Tempering)
구상흑연주철도 강과 같이 소입-소려를 행함으로서 강도, 경도를 높이고 내마모성을 향상시킬 수 있다. 일반적으로 소입하기 위해서는 850～930℃로 가열하여 1시간 정도 유지 후 기름 속에 급랭시킨다. 이 때의 조직은 마르텐사이트이며, 오스테나이트에서 마르텐사이트로의 변태가 일어나기 전까지의 냉각속도가 매우 중요하다. 마르텐사이트조직을 얻기 위한 냉각속도는 합금원소의 첨가에 따라 변하며, 그림 5.58에 합금원소에 따른 항온변태곡선(TTT Diagram)을 나타냈다. 그림에서 알 수 있듯이 Mn의 영향이 크며 Mn의 양이 많아지면 소입성이 좋아지고, Ni, Mo 등도 소입성을 향상시킨다.
소입이 끝난 후 250～700℃에서 소려를 한다. 이때 소려온도와 경도와의 관계를 그림 5.59에 나타냈는데 소려온도에 따라 경도가 크게 변화하는 것을 알 수 있다.
그림
5.58 구상흑연주철에 있어서 합금원소에 따른 TTT곡선의 변화
② 마르템퍼링(Martempering)
보통 탄소강에 사용되는 이 열처리 방법은 구상흑연주철의 단면 전체를 균일하게 마르텐사이트화 하기 위해 실시한다. 적당히 오스테나이트화 한 구상흑연주철을 Ms점 바로 위에서 냉각을 중단하고, 주물 내・외부의 온도차가 없어질 때까지 항온유지 후 공랭하면 균일한 마르텐사이트조직이 된다. 마르템퍼링을 한 후에는 거의 템퍼링을 하지 않는다.
③ 오스템퍼링(Austempering)
오스템퍼링의 목적은 기지조직을 베이나이트로 만들기 위한 것이다. 오스템퍼링을 할 주물에는 보통 Ni나 Mo가 첨가되어 있다. 이 경우도 우선 주물을 오스테나이트 온도까지 가열 유지 후 500℃까지 급랭한 다음 오스테나이트에서 베이나이트로 변태가 완료할 때까지 주물을 항온 유지시킨 다음 공랭한다. 이 열처리에 의해 얻어지는 경도는 BHN 275～375정도이고 항온유지온도가 낮을 수록 경도는 높아진다.
(4) 표면경화(Surface Hardening)
① 표면소입(Surface Quenching)
주물의 표면에만 경화층이 필요하고 중심부에는 인성과 연성을 계속 갖게 할 필요가 있을 때 실시한다. 표면경화는 표면을 가열시켜 오스테나이트화 한 후 소입시켜서 표면에만 마르텐사이트를 얻는 방법이다. 표면의 급속가열은 고주파유도가열이나 토치(torch) 가열법을 쓰며, 소입용 냉각제는 물이 사용된다.
주방상태의 페라이트조직을 균일한 오스테나이트로 하기 위해서는 상당한 시간이 걸리므로 페라이트 구상흑연주철이 펄라이트 구상흑연주철보다 표면경화 시키기가 어렵다. 이때 경화층의 깊이는 강과는 달리 경화능(hardenability)에 의한 것이 아니고 열의 침투깊이에 비례한다. 합금 구상흑연주철의 경우, 소입성은 좋아지지만 잔류 오스테나이트가 증가하므로 경도는 낮아진다.
② 질화(Nitriding)
구상흑연주철을 암모니아 분위기에서 2～3시간 가열유지 시키면 표면경도가 HRC 60정도로 높아지고 피로강도가 증가한다. 화학성분 중 Si는 N의 확산을 저해하므로 질화처리를 할 때에는 Si량이 적은 것이 좋다.
(5) 소려취성(Temper Embrittlement)
페라이트 구상흑연주철은 420～510℃의 온도구간에서 가열과 냉각을 반복하면 취화(脆化)한다. 이를 방지하기 위해서는 P와 S의 함량을 낮게 유지하고 Mo를 약 0.15% 정도 첨가하면 효과적이며, 열처리로서는 650℃에서 소입시키고 약 350℃에서 소려하면 매우 효과적이다.
5) 구상흑연주철의 용도
구상흑연주철은 주조성과 기계적 성질이 우수하므로 사용되는 분야가 대단히 광범위하다. 가장 많이 사용되는 분야는 기계부품, 주철관, 로울 및 로울러, 잉고트 케이스, 내열부품 등이다.
(1) 기계부품
구상흑연주철은 그 제조법에 의해서 다르기는 하나 흑연의 대부분이 구상화되어 있기 때문에 대단히 강인하며, 인장강도도 보통 주철보다 3～4배이며 주강에 가까운 값을 나타낸다. 그러므로 이 재료는 강인성을 요하는 기계재료를 위시하여 내마모용, 주조성 재료로써 다량으로 사용된다.
강인 재료로서는 크랭크샤프트, 내연기관용 재료 또는 펌프, 유압바디 등으로 사용되며, 기타 엔지용 재료, 선박용 피스톤 링, 실린더 라이너 등의 재료로서도 다량 사용된다. 또한 치차류, 공작기계부품, 각종 레버재료, 펌프 재료 등에도 사용된다.
(2) 주철관
주철관은 그 내식성 및 강도 때문에 옛날부터 상수도, 가스 수송관으로 사용되어 왔으나, 주철 재질의 진보에 따라서 보통주철에서 고급주철로 그 재질이 바뀌고 또한 원심주조법에 의해서 제조되고 있다. 구상흑연주철이 생기면서부터는 이것이 주철관으로 사용되기 시작하였다. 일본 등지에서는 전 구상흑연주철 생산량의 70～80%가 주철관에 사용되고 있다.
(3) 로울 및 로울러
구상흑연주철은 강인성, 내마모성, 내열성 등이 우수하므로 각종 로울 및 압연기의 부품으로 널리 사용되고 있는데, 보통주철보다 경화깊이가 깊어 사용기간이 증가한다는 이점이 있다.
(4) 잉고트 케이스
이 재료는 사용시에 용강 주입과 동시에 내면이 800℃이상의 고온으로 급속히 가열되었다 급랭되는 가혹한 열이력을 반복적으로 받게 된다. 따라서 이 재료는 열응력에 잘 견딜 수 있어야 한다. 이러한 점에서 볼 때 구상흑연주철은 강인성, 내열성이 보통주철보다 대단히 우수하므로 케이스용으로 적합한 재료이다.
(5) 내열부품
각종 주철 중에서 구상흑연주철의 내열성이 가장 좋아 내열부품으로 널리 사용되고 있으며, 가장 대표적인 것은 다음의 3종류이다.
① 보통 구상흑연주철(페라이트계, 펄라이트계)
② 고규소 구상흑연주철(silico-ferrite계)
③ 특수 구상흑연주철(오스테나이트계)
이와 같은 구상흑연주철을 내열부품으로 사용할 때에는 재료의 특성을 최대한 살릴 수 있도록 선택에 신중하여야 한다.
① 보통 구상흑연주철
내열온도는 900℃ 이하지만 강인성, 내마모성, 내충격성이 우수하고 주조성도 좋으며 값도 싸기 때문에 가장 널리 사용된다. 그 대표적인 화학조성은 표 5.17과 같다.
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C |
Si |
Mn |
P |
S |
|
3.3～3.8 |
2.0～3.0 |
0.1～1.0 |
0.015～0.1 |
0.005～0.035 |
② 고규소 구상흑연주철
Si의 함량을 3.5～5.0%정도로 하여 내열성을 더욱 향상시킨 것으로 내열온도는 1000℃까지이다. 고온강도도 우수하지만 인성이 적은 결점이 있다. 따라서 급속한 가열과 냉각을 받는 곳에서는 적합하지 않다. 가장 대표적인 조성을 표 5.18에 나타냈다.
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C |
Si |
Mn |
P |
S |
|
2.8～3.8 |
3.0～5.0 |
0.2～0.6 |
0.1이하 |
0.05이하 |
③ 특수 구상흑연주철
Ni 및 Cr을 다량 함유한 것으로 기지조직은 오스테나이트이며, 대단히 우수한 내열성을 갖는다. 내열온도는 1000℃정도로 고규소 구상흑연주철과 같지만 인성 및 내충격성이 우수하며, 고온강도도 18-8스테인리스강과 비슷하다. 그 대표적인 조성을 표 5.19에 나타냈다.
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C |
Si |
Mn |
P |
S |
Ni |
Cr |
|
2.5～3.5 |
1.5～3.0 |
0.8～2.0 |
0.1이하 |
0.05이하 |
18.0～25.0 |
0.5～3.0 |