KR101363845B1

KR101363845B1 - 표면 경화강, 침탄 부품 및 표면 경화강의 제조 방법

Info

Publication number: KR101363845B1
Application number: KR1020137025307A
Authority: KR
Inventors: 게이 미야니시; 마사유끼 하시무라; 슈우지 고자와; 마나부 구보따; 다쯔로오 오찌
Original assignee: 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤
Priority date: 2009-01-16
Filing date: 2010-01-13
Publication date: 2014-02-17
Also published as: BRPI1004216A2; EP2357260A4; WO2010082481A1; TWI424067B; EP2357260B1; TW201037090A; US8980022B2; JPWO2010082481A1; KR20130119505A; CN102131945A; KR20110036752A; US20110155290A1; CN102131945B; EP2357260A1; JP4709944B2

Abstract

이 표면 경화강은, 화학 성분이, 질량％로: C: 0.1 내지 0.6％ ; Si: 0.02 내지 1.5％ ; Mn: 0.3 내지 1.8％ ; P: 0.025％ 이하 ; S: 0.001 내지 0.15％ ; Al: 0.05 초과 내지 1.0％ ; Ti: 0.05 내지 0.2％ N: 0.01％ 이하 ; O: 0.0025％ 이하를 함유하고, 또한, Cr: 0.4 내지 2.0％, Mo: 0.02 내지 1.5％, Ni: 0.1 내지 3.5％, V: 0.02 내지 0.5％, B: 0.0002 내지 0.005％의 1종 또는 2종 이상을 함유하고, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어진다.

Description

표면 경화강, 침탄 부품 및 표면 경화강의 제조 방법 {CASE HARDENING STEEL, CARBURIZED COMPONENT, AND METHOD FOR PRODUCING CASE HARDENING STEEL}

본 발명은, 침탄시의 조대 입자 방지 특성과 피로 특성이 우수한 표면 경화강과 그 제조 방법에 관한 것이다.

본원은, 2009년 1월 16일에, 일본에 출원된 일본 특허 출원 제2009―008174호에 기초해 우선권을 주장하고, 그 내용을 여기에 원용한다.

기어, 베어링 부품, 구름 이동 부품, 샤프트, 등속 조인트 부품에는, 통상, 예를 들어 일본 공업 규격(JIS)에 있어서, JIS G 4052, JIS G 4104, JIS G 4105, JIS G 4106 등에 규정되어 있는 중탄소의 기계 구조용 합금강을 사용한다. 이들 부품은, 통상, 냉간 단조(鍛造)[전조도 포함] 또는 열간 단조―절삭에 의해 소정의 형상으로 가공된 후, 침탄 켄칭을 행하는 공정에 의해 제조되고 있다. 냉간 단조는, 제품의 표면, 치수 정밀도가 좋고, 열간 단조에 비해 제조 비용이 낮으며, 수율도 양호하다. 이로 인해, 종래는 열간 단조에 의해 제조되고 있었던 부품을, 냉간 단조로 전환하는 경향이 강해지고 있다. 이 결과, 냉간 단조―침탄 공정에 의해 제조되는 침탄 부품의 적용 대상이나 용도는 최근 현저하게 증가하고 있다. 침탄 부품의 제조에 있어서의 큰 과제로서, 열처리 변형의 저감을 들 수 있다. 이 과제는, 예를 들어, 이하와 같은 문제를 해결하기 위해 요구된다. 침탄 부품을 샤프트에 적용한 경우에, 열처리 변형에 의해 굽힘 변형되어 버리면 샤프트로서의 기능이 손상된다. 또한 침탄 부품을 기어나 등속 조인트 부품에 적용한 경우에는, 열처리 변형이 증가된 경우에 소음이나 진동의 원인을 야기한다. 여기서, 침탄 부품에 발생하는 열처리 변형의 최대 원인은, 침탄시에 발생하는 조대 입자에 기초한다. 이 침탄시에 발생하는 조대 입자를 억제하기 위해, 종래에 있어서, 냉간 단조 후, 침탄 켄칭 전에, 어닐링이 행해지고 있었다. 그러나, 특히 최근에 있어서, 비용 삭감의 시점으로부터, 어닐링 생략의 경향이 강해지고 있다. 따라서 어닐링을 생략한 경우에 있어서도, 침탄 부품 내에 조대 입자를 발생하지 않는 강재가 강하게 요구되고 있다.

한편, 기어, 베어링 부품, 구름 이동 부품 중에서 고면압이 부하되는 베어링 부품, 구름 이동 부품에 있어서는, 고심도 침탄이 행해지고 있다. 고심도 침탄은, 통상, 십수 시간 내지 수십 시간의 장시간을 필요로 하므로, 에너지의 소비량을 줄이는 관점으로부터, 침탄 시간의 단축화가 중요한 과제이다. 침탄 시간 단축화를 위해서는, 침탄 온도의 고온화와 침탄 전의 소재 탄소량의 증가가 유효하다. 통상의 침탄 온도는 930℃ 정도이지만, 가령 990 내지 1090℃의 온도 영역에서 소위 고온 침탄을 행하면, 조대 입자가 발생하여, 필요한 피로 특성, 구름 이동 피로 특성 등이 얻어지지 않는다는 문제가 발생한다. 그로 인해, 고온 침탄에서도 조대 입자가 발생하지 않는, 즉 고온 침탄에 적합한 표면 경화강이 요구되고 있다. 예를 들어, 통상 침탄시와 동일한 유효 경화층 깊이를 얻기 위해서는, 침탄 전의 소재 탄소량을 통상 표면 경화강 레벨의 0.2％ 내지 0.3％의 C 농도로 되도록 고탄소화 함으로써, 침탄 시간을 단축할 수 있는 계산으로 된다.

특히 고면압이 부하되는 기어, 베어링 부품, 구름 이동 부품은 대형 부품이 많아, 통상 「봉강―열간 단조―필요에 따라 노멀라이징 등의 열처리―절삭―침탄 켄칭―필요에 따라 연마」의 공정에 의해 제조된다. 침탄시의 조대 입자의 발생을 억제하기 위해서는, 열간 단조 후의 상태에서, 즉 열간 단조 부재의 상태에서, 조대 입자를 억제하기 위해 적정한 재질을 만들어 넣어 두는 것이 필요하다. 그를 위해서는, 봉강 선재의 소재 상태에서 조대 입자를 억제하기 위해 적정한 재질을 만들어 둘 필요가 있다.

종래에 있어서의 표면 경화강의 조대 입자를 안정적으로 억제하기 위한 기술로서는, 소정량의 Al, N을 함유하고, 열간 압연 방향으로 평행한 단면 조직의 페라이트 밴드의 상태를 적정화한 조대 입자 방지 특성이 우수한 표면 경화강이 개시되어 있다(예를 들어, 특허 문헌 1 참조.). 그러나, 당해 특허 문헌 1의 개시 기술에서는, 구상화 어닐링― 냉간 단조 공정을 거쳐 제조되는 부품에 대하여는 조대 입자 억제의 능력을 안정적으로 발휘시킬 수 없는 경우가 있고, 또한 고온 침탄에 있어서도 조대 입자의 발생을 억제할 수 없는 경우가 있는 것이 현실이다.

또한, 특허 문헌 2의 개시 기술에는, 소정량의 C, Si 등에 더하여, 질량％로 Ti: 0.10 내지 0.30％, N: 0.01％ 미만을 함유하는 강재를 사용하고, 강편 열간 압연 가열을 1250 내지 1400℃의 온도 범위에서 행하는 동시에, 제품 압연 가열 Ac3 내지 1050℃로 가열하는 표면 경화강의 제조 방법이 개시되어 있다. 또한 특허 문헌 3의 개시 기술은, 특허 문헌 2와 같은 성분으로 이루어지는 표면 경화강에 있어서의 Ti 탄화물을 미세 분산시킴으로써, 구름 이동 피로 수명 및 회전 굽힘 피로 수명을 향상시키는 기술이 개시되어 있다.

또한, 특허 문헌 4에는, 소정량으로 이루어지는 C나 Si 등에 더하여, 또한 질량％로 Ti: 0.1 초과 내지 0.2％, N: 0.015％ 이하를 포함하고, 구 오스테나이트 결정입도가 JIS G 0551에서 No. 11 이상까지 미세화된 마르텐사이트 조직으로 이루어지는 고강도 표면 경화강이 개시되어 있다. 또한, 질량％로 N: 0.020％ 이하를 포함하고, 「Ti: 0.05 내지 0.2％, V: 0.02 내지 0.10％, Nb: 0.02 내지 0.1％」 중 1종 내지 2종 이상을 함유하고, 구 오스테나이트 결정입도가 JIS G 0551에서 No. 11 이상까지 미세화된 마르텐사이트 조직으로 이루어지는 고강도 표면 경화강이 개시되어 있다.

또한, 특허 문헌 5에 있어서, 질량％로, Ti: 0.05 내지 0.2％ 포함하고, 타 특정 성분을 특정 범위 함유하고, 질량％로 N: 0.0051％ 미만으로 제한하고, 또는 질량％로 Nb: 0.04％ 미만을 함유하고, 열간 압연 후의 AlN의 석출량을 0.01％ 이하로 제한하고, 또는 열간 압연 후의 베이나이트의 조직 분율을 30％ 이하로 제한하고, 또는, 열간 압연 후의 페라이트 결정입도 번호가 JIS G 0552에서 규정되어 있는 8 내지 11번이고, 또는, 열간 압연 후의 강의 매트릭스 중의 길이 방향 단면에 있어서 하기 조건에 의해 측정된 극치 통계에 의한 Ti계 석출물의 최대 직경이 40㎛ 이하로 된 침탄시의 조대 입자 방지 특성과 피로 특성이 우수한 표면 경화강이 개시되어 있다.

그러나, 상술한 특허 문헌 1 내지 5에 나타내는 바와 같은 Ti 다량 첨가형의 조대 입자 방지 강은, Ti 다량 첨가에 의해 피삭성이 열화되어 버린다는 문제점이 있었다. 피삭성 열화의 주된 원인은 1) 소재 경도의 상승, 2) Ti계 탄질화물 생성에 의한 피삭성 개선 효과가 높은 MnS의 감소의 2개이다. 이들 원인에 의해, 예를 들어, 강의 가공에 사용하는 공구의 파손이 일어나기 쉬워져, 피삭이 용이하지 않게 되는 등의 문제가 발생하는, 즉, 피삭성이 열화된다.

또한, 침탄 시간 단축을 위한 방법으로서 침탄 온도의 상승 이외에 침탄 전 소재의 고탄소화도 있지만, 이 경우도 소재 경도의 상승에 의한 피삭성의 열화가 문제로 된다.

일본 특허 출원 공개 평11―106866호 공보 일본 특허 출원 공개 평11―92863호 공보 일본 특허 출원 공개 평11―92824호 공보 일본 특허 출원 공개 제2003―34843호 공보 일본 특허 출원 공개 제2005―240175호 공보 일본 특허 출원 공개 제2000―87179호 공보 일본 특허 출원 공개 제2001―152280호 공보 일본 특허 출원 공개 제2001―220645호 공보 일본 특허 출원 공개 제2002―180184호 공보

상술한 바와 같이 특허 문헌 1 내지 5의 개시 기술에서는, 침탄시에 발생하는 조대 입자 방지를 위한 다량의 Ti 첨가를 행한다. 그러나, 이 결과로서, 피삭성의 열화 문제가 발생하므로, 공업적인 적용이 어려웠다. 한편, 침탄 시간 단축을 위한 소재 탄소량의 상승을 행하는 경우는, 가일층의 피삭성의 열화가 우려되므로, 이러한 기술은, 적용이 어려웠다. 본 발명은 이와 같은 문제를 해결하여, 열처리 변형이 작은 침탄시의 조대 입자 방지 특성과 피로 특성이 우수한 표면 경화강과 그 제조 방법을 제공한다.

본 발명은 본 명세서에서 설명하는 신규 지식에 근거하여 이루어지고, 침탄시의 조대 입자 방지 특성과 피로 특성이 우수한 표면 경화강으로, 본 발명의 요지는 이하와 같다.

(1) 본 발명의 일 형태에 관한 표면 경화강은, 화학 성분이, 질량％로: C: 0.1 내지 0.6％; Si: 0.02 내지 1.5％; Mn: 0.3 내지 1.8％; P: 0.025％ 이하 S: 0.001 내지 0.15％; Al: 0.05 초과 내지 1.0％; Ti: 0.05 내지 0.2％; N: 0.01％ 이하 O: 0.0025％ 이하를 함유하고, 또한, Cr: 0.4 내지 2.0％, Mo: 0.02 내지 1.5％, Ni: 0.1 내지 3.5％, V: 0.02 내지 0.5％, B: 0.0002 내지 0.005％의 1종 또는 2종 이상을 함유하고, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어진다.

(2) 상기 (1)에 기재된 표면 경화강은, 또한, 화학 성분이 질량％로, Nb: 0.04％ 미만을 함유해도 좋다.

(3) 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 표면 경화강은, 열간 압연 후의 베이나이트의 조직 분율을 30％ 이하로 해도 좋다.

(4) 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 표면 경화강은, 열간 압연 후의 페라이트 결정입도 번호가 JIS G 0552에서 규정되어 있는 8 내지 11번이어도 좋다.

(5) 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 표면 경화강은, 열간 압연 후의 강의 매트릭스 중의 길이 방향 단면에 있어서, Ti계 석출물의 최대 직경이 40㎛ 이하이어도 좋다.

(6) 본 발명의 일 형태에 관한 침탄 부품은, 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 표면 경화강을 사용하고, 부품 형상으로 가공되어 있다.

(7) 본 발명의 일 형태에 관한 표면 경화강의 제조 방법은, 화학 성분이, 질량％로: C: 0.1 내지 0.6％; Si: 0.02 내지 1.5％; Mn: 0.3 내지 1.8％; P: 0.025％ 이하 S: 0.001 내지 0.15％; Al: 0.05 초과 내지 1.0％; Ti: 0.05 내지 0.2％; N: 0.01％ 이하 O: 0.0025％ 이하를 함유하고; 또한, Cr: 0.4 내지 2.0％, Mo: 0.02 내지 1.5％, Ni: 0.1 내지 3.5％, V:0.02 내지 0.5％, B: 0.0002 내지 0.005％의 1종 또는 2종 이상을 함유하고, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강을 준비하고, 상기 강을, 1150℃ 이상의 온도에서 보열 시간 10분 이상 가열하여 선재 또는 봉강으로 열간 압연한다.

(8) 상기 (7)에 기재된 표면 경화강의 제조 방법에서는, 또한, 화학 성분이 질량％로 Nb: 0.04％ 미만을 함유하는 상기 강을 사용해도 좋다.

(9) 상기 (7) 또는 (8)에 기재된 표면 경화강의 제조 방법에 있어서, 상기 열간 압연 후에 800 내지 500℃의 온도 범위를 1℃／초 이하의 냉각 속도로 서랭하고, 열간 압연 후의 상기 강의 베이나이트의 조직 분율이 30％ 이하라도 좋다.

(10) 상기 (7) 또는 (8)에 기재된 표면 경화강의 제조 방법에 있어서, 열간 압연의 마무리 온도는 840 내지 1000℃이어도 좋고, 열간 압연 후의 상기 강의 페라이트 결정입도 번호는, JIS G 0552에서 규정되어 있는 8 내지 11번이어도 좋다.

상기 (1)의 표면 경화강, 상기 (6)의 침탄 부품 및 상기 (7)의 표면 경화강의 제조 방법에 따르면, 냉간 단조 공정에 의해 부품을 제조해도, 침탄시의 결정립의 조대화가 억제되므로, 피로 강도 특성을 향상시킬 수 있다. 이와 함께, 켄칭 변형에 의한 치수 정밀도의 열화를 종래와 비교하여 지극히 적게 하는 것이 가능해진다. 이로 인해, 지금까지 조대 입자의 문제로부터 냉간 단조화가 곤란했던 부품의 냉간 단조화가 가능해지고, 또한 냉간 단조 후의 어닐링을 생략하는 것도 가능해진다. 또한, 열간 단조 공정에 의해 제조되는 부품에 본 강재를 적용해도 고온 침탄에 있어서도 조대 입자의 발생을 방지하고, 구름 이동 피로 특성 등이 충분한 강도 특성을 얻을 수 있다. 또한, 절삭 가공성에 대해서도, 본 발명을 적용한 표면 경화강에 따르면 양호한 피삭성을 발휘시킬 수 있으므로, 양호한 절삭 가공성을 얻는 것이 가능해진다.

도 1은 샤르피 충격 시험편을 도시하는 도면이다.

본 발명자들은, 상술한 과제를 해결하기 위해, 결정립 조대화의 지배 인자와 조대화 억제를 위한 다량 Ti 첨가에 의한 피삭성의 열화의 개선 방법에 대하여 예의 조사하여, 다음의 점을 명백하게 하였다.

(1) 침탄시에 결정립의 조대화를 방지하기 위해서는, 피닝 입자로서 AlN, NbN을 활용하는 것보다도, TiC, TiCS를 주체로 하는 Ti계 석출물을 침탄시에 미세 석출시키는 것이 유효하다. 이것에 더하여, NbC를 주체로 하는 Nb의 탄질화물을 침탄시에 미세 석출시킴으로써, 조대 입자 방지 특성은 한층 향상된다.

(2) 상술한 Ti계 석출물 또는 Nb의 탄질화물을 침탄시에 미세 석출시키는 방법에 있어서, Ti계 석출물 또는 NbC 석출물의 피닝 효과를 안정적으로 발휘시키기 위해서는, 침탄보다도 전의 공정인, 열간 압연 후 단계의 매트릭스 중에, 이들 석출물을 미세 석출시켜 두는 것이 필요하다. 그를 위해서는, 열간 압연시의 냉각 과정에 의해 오스테나이트로부터의 확산 변태시에, 석출물을 상계면 석출시킬 필요가 있다. 가령 열간 압연한 상태의 조직에 베이나이트가 생성되면, 상기 석출물의 상계면 석출이 곤란해지므로, 베이나이트를 실질적으로 포함하지 않는 조직으로 하는 것이 필수이다.

(3) 열간 압연 후의 강재에, Ti계 석출물 또는 또한 NbC의 석출물을 미리 미세 석출시키기 위해서는, 압연 가열 온도 및 압연 후의 냉각 조건을 최적화하면 좋다. 즉 압연 가열 온도를 고온으로 함으로써, Ti계 석출물 또는 또한 NbC의 석출물을 일단 매트릭스 중에 고용시켜, 열간 압연 후에 Ti계 석출물 또는 또한 NbC의 석출물의 석출 온도 영역을 서랭함으로써, 이들 탄질화물을 다량, 미세 분산시킬 수 있다.

(4) 또한, 열간 압연 후의 강재의 페라이트 입자가 과도하게 미세하면, 침탄 가열시에 조대 입자가 발생하기 쉬워지므로, 압연 마무리 온도의 적정화도 중요하다.

(5) Ti 첨가 강에서는 Ti 석출물이 피로 파괴의 기점으로 되므로, 피로 특성, 특히 구름 이동 피로 특성이 열화되기 쉬워진다. 그러나, 저N화, 열간 압연 온도의 고온화 등에 의해 Ti 석출물 최대 사이즈를 작게 함으로써 피로 특성의 개선이 가능하다. 이 경우, 조대 입자 방지 특성과 피로 특성의 양립이 가능하다.

(6) 또한, Al량을 0.05 초과 내지 1.0％로 조정하고, 피삭성 개선에 기여하는 고용 Al량을 충분히 확보함으로써, 피삭성을 개선하는 것이 가능하다.

또한, 관련되는 공지의 기술로서, 다량 Ti 첨가, Al의 첨가는, 모두, 각각 개별로 행한 경우, 피삭성에 악영향을 미치는 경우가 있는 것이 알려져 있었다.

Al 첨가의 피삭성으로의 영향에 대해서는, 예를 들어, 특허 문헌 6 내지 9에 기재되어 있다. 특허 문헌 7에는, 0.05％ 이상의 Al이 함유되는 경우, 알루미나계 산화물량이 증가한 결과, 피삭성이 저하된다는 내용의 기재가 있다.

본 발명은, 이들 종래의 상식을 뒤집어 엎는 새로운 기술적 사상에 기초하는 것이다. 이하에 상세하게 서술하는 바와 같이, 본 발명의 조건에 있어서는, 0.05％ 이상의 Al 첨가를 행해도, 반드시 알루미나계 산화물이 증대하지는 않아, 첨가 Al은, 고용 상태를 유지할 수 있다. 이로 인해, 절삭 시의 발열에 수반하는 알루미나 등 산화물의 생성이 매우 활발하게 발생하고, 이 결과, 피삭성의 큰 개선으로 이어진다는 매우 현저한 효과를 낳는다.

이하, 본 발명을 실시하기 위한 형태로서, 침탄시의 조대 입자 방지 특성과 피로 특성이 우수한 표면 경화강에 대하여 상세하게 설명한다.

우선, 본 발명을 적용한 표면 경화강에 있어서의 화학 성분의 한정 이유에 대하여 설명한다. 이하, 조성의 기재에 있어서, 질량％를, 단순히 ％로 기재한다.

탄소(C): 0.1 내지 0.6％

C는 강에 필요한 강도를 부여하는 데 유효한 원소이지만, 0.1％ 미만에서는 필요한 인장 강도를 확보할 수 없고, 0.6％를 초과하면 단단해져, 냉간 가공성이 열화되는 동시에, 침탄 후의 코어부 인성이 열화되므로, 0.1 내지 0.6％의 범위 내로 할 필요가 있다.

규소(Si): 0.02 내지 1.5％

Si는 강의 탈산에 유효한 원소인 동시에, 강에 필요한 강도, 켄칭성을 부여하고, 템퍼링 연화 저항을 향상하는 데 유효한 원소이다. 0.02％ 미만의 Si 함량으로는 상기의 효과가 충분히 얻어지지 않는다. 한편, 1.5％를 초과하면, 경도의 상승을 초래해 냉간 단조성이 열화된다. 이상의 이유로부터, 그 함유량을 0.02 내지 1.5％의 범위 내로 할 필요가 있다. 냉간 가공을 받는 강재의 적합 범위는 0.02 내지 0.3％이다. 특히 냉간 단조성을 중시하는 경우는, 0.02 내지 0.15％의 범위로 하는 것이 바람직하다. 한편, Si는 입계 강도의 증가에 유효한 원소이며, 또한 베어링 부품, 구름 이동 부품에 있어서는, 구름 이동 피로 과정에서의 조직 변화, 재질 열화의 억제에 의한 고수명화에 유효한 원소이다. 그로 인해, 고강도화를 지향하는 경우에는, 0.2 내지 1.5％의 범위가 적합하다. 특히 구름 이동 피로 강도가 높은 레벨을 얻기 위해서는, 0.4 내지 1.5％의 범위로 하는 것이 바람직하다. 또한, Si 첨가에 의한 베어링 부품, 구름 이동 부품의 구름 이동 피로 과정에서의 조직 변화, 재질 열화의 억제의 효과는, 침탄 후의 조직 중의 잔류 오스테나이트량(통칭, 잔류 γ량)이 30 내지 40％일 때에 특히 크다. 잔류 γ량을 이 범위로 제어하기 위해서는, 소위 침탄 침질 처리를 행하는 것이 유효하다. 침탄 침질 처리는, 침탄 후의 확산 처리의 과정에서 침질을 행하는 처리이다. 표면의 질소 농도가 0.2 내지 0.6％의 범위로 되는 조건이 적절하다. 또한, 이 경우 침탄시의 탄소 포텐셜은 0.9 내지 1.3％의 범위로 하는 것이 바람직하다.

망간(Mn): 0.3 내지 1.8％

Mn은 강의 탈산에 유효한 원소인 동시에, 강에 필요한 강도, 켄칭성을 부여하는 데 유효한 원소이지만, Mn 함유량이 0.3％ 미만에서는 효과는 불충분하다. Mn 함유량이 1.8％를 초과하면 그 효과는 포화될 뿐만 아니라, 경도의 상승을 초래해 냉간 단조성이 열화된다. 이로 인해, Mn 함유량은, 0.3 내지 1.8％의 범위 내로 할 필요가 있다. 적합 범위는 0.5 내지 1.2％이다. 또한, 냉간 단조성을 중시하는 경우는, 0.5 내지 0.75％의 범위로 하는 것이 바람직하다.

인(P): 0.025％ 이하

P는 냉간 단조시의 변형 저항을 높이고, 인성을 열화시키는 원소이다. 이로 인해, 냉간 단조성이 열화된다. 또한, 켄칭, 템퍼링 후 부품의 결정립계를 취화시킴으로써 피로 강도를 열화시키므로, 가능한 한 저감하는 것이 바람직하다. 따라서 그 함유량을 0.025％ 이하로 제한할 필요가 있다. 적합 범위는 0.015％ 이하이다.

유황(S): 0.001 내지 0.15％

S는 강 중에서 MnS를 형성하고, 이에 의한 피삭성의 향상을 목적으로 하여 첨가한다. 그러나, 0.001％ 미만의 S 함유량에서는 그 효과는 불충분하다. 한편, S 함유량이 0.15％를 초과하면 그 효과는 포화되고, 오히려 입계 편석을 일으켜 입계 취화를 초래한다. 이상의 이유로부터, S의 함유량을 0.001 내지 0.15％의 범위 내로 할 필요가 있다. 또한, 베어링 부품, 구름 이동 부품에 있어서는, MnS이 구름 이동 피로 수명을 열화시키므로, S를 최대한 저감할 필요가 있다. 이로 인해, S 함유량을 0.001 내지 0.01％의 범위로 하는 것이 바람직하다.

알루미늄(Al): 0.05 초과 내지 1.0％

Al(강 중의 전체 Al)은, 일부는 N과 결부되어 AlN으로서 석출되고, 나머지는 고용 Al로서 존재한다. 이 고용 Al량은, 절삭성 개선에 기여하므로, 가능한 한 많은 편이 바람직하다. 양호한 절삭성을 발휘시키기 위해서는, 0.05％ 초과의 충분한 고용 Al량을 확보할 필요가 있다. 한편, 고용 Al량이 1.0％를 초과하면 변태 특성에 크게 영향을 미친다. 이로 인해, 고용 Al량의 상한을 1.0％로 한다. 더욱 바람직하게는 고용 Al량을 0.08 내지 1.0％로 한다, 보다 바람직하게는 0.1％ 내지 1.0％의 범위로 하는 것이 바람직하다.

티탄(Ti): 0.05 내지 0.2％

Ti는 강 중에서 미세한 TiC, TiCS를 생성시켜, 이에 의해 침탄시의 γ입자의 미세화를 도모하고, 조대 입자 방지 효과를 기하기 위해 첨가된다. 그러나, Ti 함유량이 0.05％ 미만에서는, 그 효과는 불충분하다. 한편, Ti를 0.2％를 초과하여 첨가하면, TiC에 의한 석출 경화가 현저해진다. 이 결과, 냉간 가공성이 현저하게 열화되는 동시에, TiN 주체의 석출물이 현저해져 구름 이동 피로 특성이 열화된다. 이상의 이유로부터, 그 함유량을 0.05 내지 0.2％의 범위 내로 할 필요가 있다. Ti 함유량의 적합 범위는, 0.05 내지 0.1％ 미만이다. 또한, 본원 발명의 강 및 열간 단조 부재에 있어서, 침탄 가열시에 침입해 오는 탄소 및 질소와 고용 Ti가 반응하여, 침탄층에 미세한 Ti(CN)가 다량으로 석출된다. 그 때문에, 베어링 부품, 구름 이동 부품에 있어서는, 이들 Ti(CN)가 구름 이동 피로 수명의 향상에 기여한다. 따라서, 베어링 부품, 구름 이동 부품에 있어서, 특히 높은 레벨의 구름 이동 피로 수명을 지향하는 경우에는, 침탄시의 탄소 포텐셜을 0.9 내지 1.3％의 범위로 높게 설정하는 것, 혹은, 소위 침탄 침질 처리를 행하는 것이 유효하다. 침탄 침질 처리는, 상기와 같이 침탄 후의 확산 처리 과정에서 침질을 행하는 처리이다. 이 처리에는, 표면의 질소 농도가 0.2 내지 0.6％의 범위로 되는 조건이 적절하다. 본 발명자는 Ti를 0.05 내지 0.2％의 범위 내로 하면, TiCS가 생성되는 것을 통하여, MnS가 미세하고 또한 적어져, 그에 따라 충격치가 향상하는 것을 발견하였다.

질소(N): 0.01％ 이하

N이 강 중의 Ti와 결부되면, 입자 제어에 거의 기여하지 않는 조대한 TiN을 생성한다. 이 TiN이 TiC, TiCS 주체의 Ti계 석출물, NbC, NbC 주체의 Nb(CN)의 석출 사이트로 되므로, 이들 Ti계 석출물, Nb의 탄질화물의 미세 석출은, 반대로 저해된다. 이 결과, 조대한 TiN의 생성은, 조대 입자의 생성을 촉진한다는, 악영향을 초래한다. 이 TiN에 기초하는 악영향은, N량이 0.01％를 초과하는 경우 특히 현저하다. 이상의 이유로부터, N의 함유량을 0.01％ 이하로 할 필요가 있다. 더욱 바람직하게는, N의 함유량을 0.0051％ 미만으로 제한하는 것이 바람직하다.

산소(O): 0.0025％ 이하

본 발명과 같은 고Ti 강에 있어서는, O는 강 중에서 Ti계의 산화물계 개재물을 형성한다.

산화물계 개재물이 강 중에 다량으로 존재하면, 이 개재물이 TiC의 석출 사이트로 된다. 이 결과, 열간 압연시에 TiC가 조대하게 석출되어, 침탄시에 결정립의 조대화를 억제할 수 없게 된다. 그로 인해, O량은 가능한 한 저감하는 것이 바람직하다. 이상의 이유로부터, O의 함유량을 0.0025％ 이하로 제한할 필요가 있다. 적합 범위는 0.0020％ 이하이다. 또한, 베어링 부품, 구름 이동 부품에 있어서는, 산화물계 개재물이 구름 이동 피로 파괴의 기점으로 되므로, O 함유량이 낮을수록 구름 이동 수명은 향상된다. 그로 인해, 베어링 부품, 구름 이동 부품에 있어서는, O 함유량을 0.0012％ 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

또한, 본 발명에서는, 강재에, 하기의 성분 범위에 의해 규정되는 크롬(Cr), 몰리브덴(Mo), 니켈(Ni), 바나듐(V), 붕소(B)의 1종 또는 2종 이상을 함유시킨다.

Cr: 0.4 내지 2.0％

Cr은 강에 강도, 켄칭성을 부여하는 데 유효한 원소이며, 또한 베어링 부품, 구름 이동 부품에 있어서는, 침탄 후의 잔류 γ량을 증대시키는 동시에, 구름 이동 피로 과정에서의 조직 변화, 재질 열화의 억제에 의한 고수명화에 유효한 원소이다. 0.4％ 미만에서는 그 효과는 불충분하다. 한편, 2.0％를 초과하여 첨가하면 경도의 상승을 초래해 냉간 단조성이 열화된다. 이상의 이유로부터, 그 함유량을 0.4 내지 2.0％의 범위 내로 하는 것이 적합하다. 또한 적합한 함유량의 범위는, 0.7 내지 1.6％이다. 또한, Cr 첨가에 의한 베어링 부품, 구름 이동 부품의 구름 이동 피로 과정에서의 조직 변화, 재질 열화의 억제의 효과는, 침탄 후의 조직 중의 잔류 γ량이 30 내지 40％일 때에 특히 크다. 잔류 γ량을 이 범위로 제어하기 위해서는, 소위 침탄 침질 처리를 행하고, 표면의 질소 농도가 0.2 내지 0.6％의 범위가 되도록 하는 것이 유효하다.

Mo: 0.02 내지 1.5％

Mo는 첨가함으로써, 강에 강도, 켄칭성을 부여하는 효과가 있고, 또한 베어링 부품, 구름 이동 부품에 있어서는, 침탄 후의 잔류 γ량을 증대시키는 동시에, 구름 이동 피로 과정에서의 조직 변화, 재질 열화의 억제에 의한 고수명화에 유효한 원소로, 그 효과를 얻기 위해서는 0.02％ 이상의 함유량이 적합하다. 단, 1.5％를 초과하여 첨가하면 경도의 상승을 초래해 절삭성, 냉간 단조성이 열화된다. 이상의 이유로부터, 그 함유량을 1.5％ 이하의 범위 내로 하는 것이 적합하다. 또한 적합한 범위는 0.5％ 이하이다. Mo 첨가에 의한 베어링 부품, 구름 이동 부품의 구름 이동 피로 과정에서의 조직 변화, 재질 열화의 억제의 효과에 대해서도, Cr과 마찬가지로, 소위 침탄 침질 처리를 행하고, 침탄 후의 조직 중의 잔류 γ량이 30 내지 40％일 때에 특히 크다.

Ni: 0.1 내지 3.5％

Ni는 첨가함으로써, 강에 강도, 켄칭성을 부여하는 효과가 있고, 그 효과를 얻기 위해서는 0.1％ 이상의 함유량이 적합하다. 단, 3.5％를 초과하여 첨가하면, 경도의 상승을 초래해 절삭성, 냉간 단조성이 열화된다. 이상의 이유로부터, Ni의 함유량을 3.5％ 이하의 범위 내로 하는 것이 적합하다. 또한 적합한 Ni 함유량의 범위는 2.0％ 이하이다.

V: 0.02 내지 0.5％

V는 첨가함으로써, 강에 강도, 켄칭성을 부여하는 효과가 있고, 그 효과를 얻기 위해서는 0.02％ 이상의 함유량이 적합하다. 단, 0.5％를 초과하여 V를 첨가하면 경도의 상승을 초래해 절삭성, 냉간 단조성이 열화된다. 이상의 이유로부터, 그 함유량을 0.5％ 이하의 범위 내로 하는 것이 적합하다. 또한 적합한 V 함유량의 범위는 0.2％ 이하이다.

B: 0.0002 내지 0.005％

B는 첨가함으로써, 강에 강도, 켄칭성을 부여하는 데 유효한 원소이다. 또한 B에는, 1) 봉강ㆍ선재 압연에 있어서, 압연 후의 냉각 과정에서 붕소 철탄화물을 생성함으로써, 페라이트의 성장 속도를 증가시켜, 압연한 채로 연질화를 촉진하는 효과, 2) 침탄재의 입계 강도를 향상시킴으로써, 침탄 부품으로서의 피로 강도ㆍ충격 강도를 향상시키는 효과도 갖고 있다. 그 효과를 얻기 위해서는 0.0002％ 이상의 함유량이 적합하다.

그러나, 0.005％를 초과하여 B를 첨가하면 그 효과는 포화되고, 오히려 충격강도 열화 등의 악영향이 우려되므로, 그 함유량을 0.005％ 이하의 범위 내로 하는 것이 적합하다. 또한 적합한 B 함유량의 범위는 0.003％ 이하이다.

다음에, 본 발명의 일 형태에서는, 니오브(Nb): 0.04％ 미만을 함유해도 좋다. 이와 같은 형태의 효과를 이하에 서술한다.

Nb는 침탄 가열시에 강 중의 C, N과 결부되어 Nb(CN)를 형성하고, 결정립의 조대화 억제에 유효한 원소이다. Nb 첨가에 의해 「Ti계 석출물에 의한 조대 입자 방지」 효과가 한층 유효해진다. 이것은, Ti계 석출물에 Nb가 고용되어, Ti계 석출물의 조대화를 억제하기 때문이다. 본원 발명의 첨가량의 범위 내에서는, Nb의 첨가량에 의존하여 효과는 증대한다. 0.03％ 미만, 혹은 0.02％ 미만, 또한 0.01％ 미만 등의 미량의 Nb 첨가를 행한 경우에서도, Nb를 첨가하지 않은 경우에 비교하여, 조대 입자 방지 특성은 현저하게 향상된다. 단, Nb 첨가는 절삭성이나 냉간 단조성의 열화, 침탄 특성의 열화를 야기한다.

특히, Nb의 첨가량이 Nb: 0.04％ 이상이면 소재의 경도가 단단해져 절삭성, 냉간 단조성이 열화된다. 이와 함께, 봉강ㆍ선재 압연 가열시의 용체화가 곤란해진다. 이상의 이유로부터, Nb의 함유량을 0.04％ 미만의 범위 내로 하는 것이 적합하다. 절삭성, 냉간 단조성 등의 가공성을 중시하는 경우의 적합 범위는, 0.03％ 미만이다. 또한, 가공성에 더하여, 침탄성을 중시하는 경우의 적합 범위는 0.02％ 미만이다. 또한, 특별히 침탄성을 중시하는 경우의 적합 범위는 0.01％ 미만이다. 또한, 조대 입자 방지 특성과 가공성의 양립을 도모하기 위해, Nb의 첨가량은, Ti의 첨가량에 따라, 조정하는 것이 바람직하다. 예를 들어, Ti＋Nb의 적합 범위는, 0.07 내지 0.17％ 미만이다. 특히 고온 침탄이나, 냉간 단조 부품에 있어서, 바람직한 범위는 0.091％ 초과 내지 0.17％ 미만이다.

다음에, 본 발명의 일 형태에서는, 열간 압연 후의 베이나이트의 조직 분율을 30％ 이하로 제한해도 좋다. 이와 같은 형태의 효과를 이하에 서술한다. 열간 압연 후의 강재에 베이나이트 조직이 혼입되면, 침탄 가열시의 조대 입자 발생의 원인이 된다. 또한, 베이나이트의 혼입의 억제는 냉간 가공성 개선의 시점으로부터도 바람직하다. 이들 악영향은, 베이나이트의 조직 분율이 30％를 초과하면 특히 현저해진다. 이상의 이유로부터, 열간 압연 후의 베이나이트의 조직 분율을 30％ 이하로 제한하는 것이 적합하다. 고온 침탄 등에 의해 조대 입자 방지에 대하여 침탄 조건이 엄격한 경우의 적합 범위는 20％ 이하이다. 냉간 단조 경유 등에 의해 조대 입자 방지에 대하여 더욱 침탄 조건이 엄격한 경우의 적합 범위는 10％ 이하이다.

다음에, 본 발명의 일 형태에서는, 열간 압연 후의 페라이트 결정입도 번호를 JIS G 0552에서 규정되어 있는 8 내지 11번으로 해도 좋다. 이와 같은 형태의 효과를 이하에 서술한다. 열간 압연 후의 페라이트 입자가 과도하게 미세하면, 침탄시에 오스테나이트 입자가 과도하게 미세화된다. 오스테나이트 입자가 과도하게 미세해지면, 조대 입자가 생성하기 쉬워지고, 특히 페라이트 결정입도가 11번을 초과하면, 그 경향이 현저해진다. 또한, 오스테나이트 입자가 JIS G 0551에서 규정되어 있는 11번을 초과하는 것과 같이 과도하게 미세해지면, 특허 문헌 4 기재의 강재와 마찬가지로, 켄칭성의 열화에 의한 강도 부족 등의 폐해를 발생한다. 한편, 열간 압연 후의 페라이트 결정입도 번호를 JIS G 0552에서 규정되어 있는 8번 미만의 조립으로 하면, 열간 압연재의 연성이 열화되고, 냉간 단조성이 열화된다. 이상의 이유로부터, 열간 압연 후의 페라이트 결정입도 번호를 JIS G 0552에서 규정되어 있는 8 내지 11번의 범위 내로 하는 것이 적합하다.

본 발명의 일 형태에서는, 열간 압연 후의 강의 매트릭스 중의 길이 방향 단면에 있어서, 검사 기준 면적: 100㎟, 검사 횟수 16 시야, 예측을 행하는 면적: 30000㎟의 조건으로 측정된 극치 통계에 의한 Ti계 석출물의 최대 직경이 40㎛ 이하로 해도 좋다. 이와 같은 형태에 관한 방법에 의해 얻어지는 효과를 이하에 서술한다. 본 발명에서 대상으로 하는 침탄 부품의 요구 특성의 하나로 구름 이동 피로 특성이나 면 피로 강도와 같은 접촉 피로 강도가 있다. 조대한 Ti계 석출물이 강 중에 존재하면 접촉 피로 파괴의 기점으로 되어, 피로 특성이 열화된다. 극치 통계에 의해, 검사 기준 면적: 100㎟, 검사 횟수 16 시야, 예측을 행하는 면적: 30000㎟의 조건으로 측정했을 때의 Ti계 석출물의 최대 직경이 40㎛를 초과하면, 특히 접촉 피로 특성에 미치는 Ti계 석출물의 악영향이 현저해진다. 이상의 이유로부터, 극치 통계에 의한 Ti계 석출물의 최대 직경을 40㎛ 이하로 하는 것이 적합하다. 극치 통계에 의한 석출물의 최대 직경의 측정, 예측 방법은, 예를 들어, 무라카미 유끼다까의 "금속 피로 미소 결함과 개재물의 영향" 양현당(養賢堂) pp233 내지 239(1993년)에 기재된 방법에 의한다. 또한, 본원 발명에서 사용하고 있는 것은, 이차원적 검사에 의해 일정 면적 내(예측을 행하는 면적: 30000㎟)에서 관찰되는 최대 석출물을 추정하는, 이차원적 검사 방법이다. 상세한 측정 수순은, 하기의 실시예 난에서 상세하게 서술한다.

다음에 본 발명을 적용한 표면 경화강의 제조 방법에 있어서의 열간 압연 조건에 대하여 설명한다.

상술한 화학 성분으로 이루어지는 본 발명강을, 전로, 전기로 등의 통상의 방법에 의해 용제하고, 성분 조정을 행하고, 주조 공정, 필요에 따라 분괴 압연 공정을 거쳐, 선재 또는 봉강에 열간 압연하여 압연 소재를 제조한다.

다음에, 본 발명의 일 형태에서는, 이 제조된 압연 소재를 1150℃ 이상의 온도에서 보열 시간 10분 이상 가열의 온도로 가열해도 좋다. 이 경우, 가열 조건이, 1150℃ 미만인지, 혹은 가열 온도가 1150℃ 이상이어도 보열 시간이 10분 미만인 경우에 비교하여, Ti계 석출물, Nb의 석출물 및 AlN을 일단 매트릭스 중에 효율적으로 고용시킬 수 있다. 그 결과, 열간 압연 후의 강재에, 일정량 이상의 Ti계 석출물, Nb의 석출물을 미리 효율적으로 미세 석출시킬 수 있다. 이에 의해, 열간 압연 후에 조대한 Ti계 석출물, Nb의 석출물, AlN을 존재시켜, 침탄시에 조대 입자의 발생을 억제할 수 있다. 따라서, 열간 압연시, 1150℃ 이상의 온도에서 보열 시간 10분 이상 가열하는 것이 적합하다. 또한 적합한 조건은, 1180℃ 이상의 열간 압연 온도에서 보열 시간 10분 이상이다.

다음에, 본 발명의 일 형태에서는, 열간 압연 후에 800 내지 500℃의 온도 범위를 1℃／초 이하의 냉각 속도로 서랭해도 좋다. 냉각 조건은, 1℃／초를 초과하면 Ti계 석출물의 석출 온도 영역을 불충분한 시간밖에 통과시킬 수 없다. 이로 인해, 열간 압연 후의 미세한 TiC계 석출물의 석출량이 불충분해지고, 또한, 베이나이트의 조직 분율이 커진다. 그로 인해, 침탄시에 조대 입자의 발생을 억제할 수 없게 된다. 또한, 냉각 속도가 크면 압연재의 경도가 상승하여, 냉간 단조성이 열화된다. 이로 인해, 냉각 속도는 가능한 한 작게 하는 것이 바람직하다. 이 냉각 속도의 적합 범위는 0.7℃／초 이하이다. 또한, 냉각 속도를 내리는 방법으로서, 압연 라인의 후단에 보온 커버 또는 열원 부착 보온 커버를 설치하고, 이에 의해, 서랭을 행하는 방법 등을 적용해도 좋다.

다음에, 본 발명의 일 형태에서는, 열간 압연의 마무리 온도를 840 내지 1000℃로 해도 좋다. 마무리 온도가 840℃ 미만에서는, 페라이트 결정입도가 과도하게 지나치게 미세해져, 그 후의 침탄시에 조대 입자가 발생하기 쉬워진다. 한편, 마무리 온도가 1000℃를 초과하면, 압연재의 경도가 증가하여 냉간 단조성이 열화된다. 이상의 이유로부터, 열간 압연의 마무리 온도를 840 내지 1000℃로 하는 것이 바람직하다. 냉간 단조 용도로, 어닐링 없이 사용하는 경우, 이 마무리 온도는, 840 내지 920℃의 범위가, 그 이외에서는 920 내지 1000℃의 범위가 바람직하다.

본 발명에서는, 주조편의 사이즈, 응고시의 냉각 속도, 분괴 압연 조건에 대해서는 특별히 한정하는 것은 아니고, 첨부의 청구항에 기재되는 본 발명의 요건을 만족하면, 어느 조건이라도 좋다. 본 발명은, 냉간 단조 공정에 의해 제조되는 부품, 열간 단조에 의해 제조되는 부품 어느 쪽에도 적용 가능하다. 열간 단조 공정의 예로서는, 「봉강―열간 단조―필요에 따라 노멀라이징 등의 열처리―절삭―침탄 켄칭―필요에 따라 연마」의 공정을 들 수 있다. 본원 발명의 강재를 사용하여, 예를 들어 1150℃ 이상의 가열 온도로 열간 단조를 행하고, 그 후 필요에 따라 노멀라이징 처리를 행할 수 있다. 이에 의해, 950℃ 내지 1090℃의 온도 영역에서의 침탄과 같은 엄격한 조건에서의 침탄 켄칭 열처리에 있어서도, 조대 입자의 발생의 억제가 가능해져, 우수한 재질 특성이 얻어진다. 이 결과, 예를 들어, 베어링 부품, 구름 이동 부품의 경우이면, 고온 침탄을 행해도, 우수한 구름 이동 피로 특성이 얻어진다.

본 발명에서는, 침탄 조건을 특별히 한정하는 것은 아니다. 베어링 부품, 구름 이동 부품에 있어서, 특히 높은 레벨의 구름 이동 피로 수명을 지향하는 경우에는, 상기와 같이, 침탄시의 탄소 포텐셜을 0.9 내지 1.3％의 범위로 약간 높게 설정해도 좋고, 혹은, 소위 침탄 침질 처리를 행해도 좋다. 침탄 침질 처리는, 침탄 후의 확산 처리의 과정에 의해 침질을 행하는 처리이다. 이 처리를 행하는 경우, 표면의 질소 농도가 0.2 내지 0.6％의 범위가 되는 조건이 바람직하다. 이들 조건을 선택함으로써, 침탄층에 미세한 Ti(CN)가 다량으로 석출되고, 또 잔류 γ이 30 내지 40％ 도입되는 것이, 구름 이동 수명의 향상에 기여한다.

또한 본 발명에서는, 상술한 구성으로 이루어지는 표면 경화강을 사용하고, 부품 형상으로 가공되어 이루어지는 침탄 부품도 포함된다.

(제1 실시예)

이하, 본 발명의 실시예에 대하여 설명을 한다.

표 1에 나타내는 조성을 갖는 전로 용제 강을 연속 주조하고, 필요에 따라 분괴 압연 공정을 거쳐, 일변이 162mm의 압연 소재로 하였다. 계속하여, 열간 압연에 의해, 직경 24 내지 30㎜의 봉강을 제조하였다.

[표 1]

표 1에 있어서, 각 화학 성분은 질량％로 표시되어 있다.

열간 압연 후의 봉강에 대하여, 마이크로 관찰을 행하고, 베이나이트 분율의 측정, JIS G 0552의 규정에 따라 페라이트 결정입도의 측정을 행하였다. 또한, 비커스 경도를 측정하여, 냉간 가공성의 지표로 하였다.

상기의 공정에 의해 제조된 봉강에 대하여, 구상화 어닐링을 행한 후, 스웨이징 시험편을 작성하고, 압하율 50％의 스웨이징을 행한 후, 침탄 시뮬레이션을 행하였다. 침탄 시뮬레이션의 조건은, 910℃∼1010℃에 5시간 가열―수냉이다. 그 후, 절단면에 연마―부식을 행하고, 구 오스테나이트 입경을 관찰하여 조립 발생 온도(결정립 조대화 온도)를 구하였다. 즉, 상기 범위 내의 다른 온도에서 복수의 침탄 시뮬레이션을 행하고, 어느 특정 온도 이상의 침탄 시뮬레이션에 의해 작성된 시험편에 결정립 조대화가 인정된 경우, 그 온도를 조립 발생 온도로 하였다. 침탄 처리는 보통 930 내지 950℃의 온도 영역에서 행해지므로, 조립 발생 온도가 950℃ 이하의 것은 결정립 조대화 특성이 떨어진다고 판정하였다. 또한, 구 오스테나이트 입도의 측정은 JIS G 0551에 준하여 행하고, 400 배로 10 시야 정도 관찰해, 입도 번호 5번 이하의 조립이 1개라도 존재하면 조립 발생으로 판정하였다.

또한, 극치 통계법에 의한 Ti계 석출물의 최대 직경의 예측은 다음 방법에 의해 행하였다. 석출물이 Ti계인지 여부는, 광학 현미경에 있어서의 콘트라스트의 차이를 판별하였다. 콘트라스트의 차이에 의한 판별법의 타당성은, 미리 에너지 분산형 X선 분광 분석 장치를 구비한 주사형 전자 현미경에 의해 확인하였다. 시험편 길이 방향 단면에 있어서 검사 기준 면적 100㎟(10mm×10mm의 영역)의 영역을 미리 16 시야분 준비하였다. 그리고 각 검사 기준 면적 100㎟에 있어서의 Ti계의 최대 석출물을 검출하고, 이것을 광학 현미경에 의해 1000배로 사진 촬영하였다. 이것을 각각의 각 검사 기준 면적 100㎟의 16 시야에 대하여, 16회 반복해 행하였다(즉 검사 횟수 16 시야). 얻어진 사진으로부터 각 검사 기준 면적에 있어서의 최대 석출물의 직경을 계측하였다. 타원형의 경우는 긴 직경과 짧은 직경의 상승 평균을 구해 그 석출물의 직경으로 하였다. 얻어진 최대 석출물 직경의 16개의 데이터를, 무라카미 유끼다까의 "금속 피로 미소 결함과 개재물의 영향" 양현당 pp233 내지 239(1993년) 기재의 방법에 의해, 극치 확률 용지에 플롯하여, 최대 석출물 분포 직선(최대 석출물 직경과 극치 통계 기준화 변수의 1차 함수)을 구하고, 최대 석출물 분포 직선을 외부 삽입함으로써, 예측을 행하는 면적: 30000㎟에 있어서의 최대 석출물의 직경을 예측하였다.

또한, 열간 압연 후의 직경 24 내지 30㎜의 봉강에 노멀라이징 및 조정 냉각의 열처리를 실시하여, 모두 페라이트―펄라이트 조직으로 하였다. 이 후, 직경 22 내지 28㎜이고 높이 21㎜인 원기둥 시험편을 잘라내, 밀링 마무리를 실시한 것을, 드릴 절삭(천공)용 시험편으로 하였다. 드릴 절삭용 시험편에 대해, 표 2에 나타내는 절삭 조건에 의해 드릴 천공 시험을 행하고, 본 발명강 및 비교강의 각 강재의 피삭성을 평가하였다.

[표 2]

표 2에 있어서, NACHI 통상 드릴이라 함은 가부시끼가이샤 후지꼬시제의 모델 넘버 SD3.0 드릴을 나타낸다. 이 드릴의 특징은, 예를 들어, 가부시끼가이샤 후지꼬시, 2008년 공구 핸드북 등에 기재되어 있고, 직경 3.0mm, 홈 길이 42㎜, 전체 길이 71㎜의 범용 드릴이다.

이때, 평가 지표로서는, 드릴 천공 시험에서는 누적 구멍 깊이 1000㎜까지 절삭 가능한 최대 절삭 속도 VL1000을 채용하였다.

여기서 드릴 수명을 나타내는 지표 VL1000이라 함은, 누적 구멍 깊이 1000㎜까지 천공 가능한 최대의 드릴 주속을 가리킨다. 이 값이 클수록 고속으로 절삭 가능하고, 피삭성이 우수한 것을 의미한다. 누적 구멍 깊이 1000㎜를 달성하는 최대 주속도인 VL1000을 구하는 수순은 이하와 같다. 다른 절삭 속도를 사용하여, 매회 새로운 NACHI 통상 드릴을 사용하여, 표 2의 조건으로 드릴 천공 시험을 복수회 행하였다. 이 결과, 각 시험 중에 사용된 드릴이 파손할지 여부를 관찰하였다. 상기의 시험을 반복함으로써, 드릴을 파손하지 않고 1000㎜의 천공을 안정적으로 종료할 수 있는 최대의 절삭 속도를 구하고, 이것을 VL1000으로 하였다.

다음에, 압하율 50％로 냉간 단조를 행한 각 강재로부터, 직경 12.2mm의 원기둥 형상의 구름 이동 피로 시험편을 작성하고, 950℃×5시간, 탄소 포텐셜 0.8％의 조건으로 침탄을 행하였다. 켄칭 오일의 온도는 130℃, 템퍼링은 180℃×2시간이다. 이들 침탄 켄칭재에 대하여, 침탄층의 γ입도를 조사하였다. 또한, 점접촉형 구름 이동 피로 시험기(헤르츠 최대 접촉 응력 5884MPa)를 사용하여 구름 이동 피로 특성을 평가하였다. 피로 수명의 척도로서, 「시험 결과를 와이블 확률지에 플롯하여 얻어지는 누적 파손 확률 10％에 있어서의 피로 파괴까지의 응력 반복수」로서 정의되는 L10 수명을 사용하였다.

이들 조사 결과를 정리하여, 표 3에 나타낸다. 구름 이동 피로 수명은 비교강의 강 No 23의 L10 수명을 1로 한 경우의 각 강 No의 L10 수명의 상대치를 나타내고 있다.

[표 3]

본 발명강의 결정립 조대화 온도는 990℃ 이상이고, 950℃ 침탄재의 γ입자도 미세 입자이고, 구름 이동 피로 특성도 뛰어난 것이 명백하다. 또한, 피삭성의 지표인 VL1000에 의해 평가한 피삭성도 본 발명예에서는 모두 36m／분 이상으로 양호하여, 피삭성이 뛰어난 것이 명백하다.

한편, 비교강의 No 18, 20, 21, 26, 27, 28, 29는 Al양이 본 발명의 범위로부터 벗어나 있으므로, 피삭성이 악화되어, VL1000은 모두 31m／분 이하였다. 비교강의 No 19는, N량이 본원 규정으로부터 벗어나 있으므로, Ti계 개재물의 최대 사이즈도 발명예의 40㎛에 대하여 59㎛로 크고, 구름 이동 피로 수명이 나쁘고, 또한 결정립 조대화 온도도 낮다. 비교강의 No 22는 본원 규정의 범위 내의 성분이지만, 열간 압연 후의 냉각 속도가 빠르므로, 열간 압연 후의 베이나이트 조직 분율이 본원 규정의 범위를 초과하고 있어, 조대 입자 특성이 나빴다. 비교강의 No 23, 24에 대해서는 Ti량이 본 발명의 범위를 하회하고 있어, 조대 입자 특성이 나쁜 데 더하여, 충격치가 낮았다. 또한 비교강의 No 25에 대해서는 Ti량이 본 발명의 범위를 상회하고 있어, 조대 입자 특성이 나쁜 데 더하여, 피삭성도 악화되어 있었다.

(제2 실시예)

제1 실시예에서 사용한 표 1에 나타내는 조성의 일변이 162㎜의 압연 소재의 일부로부터, 열간 압연에 의해, 직경 70㎜의 봉강을 제조하였다. 이 봉강을 소재로 하여, 열간 단조를 행해 직경 40㎜의 열간 단조 부재로 마무리하였다. 열간 단조의 가열 온도는 1100℃∼1290℃이다.

상술한 공정에 의해 제조된 열간 단조 부재에 대하여, 900℃×1시간 가열 공냉의 조건으로 노멀라이징 처리를 행하였다. 그 후, 가열 시간 5시간의 조건으로 침탄 시뮬레이션을 행하고, 제1 실시예와 마찬가지로, 조대 입자 발생 온도를 구하였다.

또한, 상기의 열간 단조 부재를 노멀라이징한 후, 직경 12.2mm의 원기둥 형상의 구름 이동 피로 시험편과 도 1에 도시하는 10R 노치가 있는 샤르피 충격 시험편을 작성하고, 1050℃×1시간, 탄소 포텐셜 1.0％의 조건으로 침탄 켄칭을 행하였다. 켄칭 오일의 온도는 130℃, 템퍼링은 180℃×2시간의 조건이다. 구름 이동 피로 수명 시험에 대해서는 제1 실시예와 마찬가지의 조건으로 행하였다. 샤르피 충격 시험에 대해서는 실온에서 실시해, 흡수 에너지로 정리하였다.

이들 조사 결과를 정리하여, 표 3에 나타낸다. 구름 이동 피로 수명은 비교강의 No 23의 L10 수명을 1로 했을 때의 각 재료의 L10 수명의 상대치를 나타내었다.

표 3에 나타낸 바와 같이, 본 발명강에서는, 모두 결정립 조대화 온도가 1010℃ 초과였다.

또한 1050℃ 침탄재의 γ입자는 8번 이상의 미세 입자이고, 구름 이동 피로 수명도 비교강에 비교하여 양호하였다.

한편, 비교강은, 제1 실시예와 마찬가지로 본원 발명의 요건의 범위로부터 일탈되어 있어, 피삭성의 지표인 VL1000의 평가 결과로부터도 알 수 있는 바와 같이 피삭성이 떨어지는 것도 있고, 혹은 조대 입자 방지 특성이 떨어지므로 구름 이동 피로 특성도 본 발명예와 비교하여 저하되어 있었다.

본 발명에 관한 표면 경화강, 침탄 부품 및 표면 경화강의 제조 방법에 따르면, 냉간 단조 공정에 의해 부품을 제조해도, 침탄시의 결정립의 조대화가 억제되므로, 피로 강도 특성을 향상시킬 수 있다. 이와 함께, 켄칭 변형에 의한 치수 정밀도의 열화를 종래와 비교하여 지극히 적게 하는 것이 가능해진다. 이로 인해, 지금까지 조대 입자의 문제로부터 냉간 단조화가 곤란했던 부품의 냉간 단조화가 가능해지고, 또한 냉간 단조 후의 어닐링을 생략하는 것도 가능해진다. 또한, 열간 단조 공정에 의해 제조되는 부품에 본 강재를 적용해도 고온 침탄에 있어서도 조대 입자의 발생을 방지하고, 구름 이동 피로 특성 등의 충분한 강도 특성을 얻을 수 있다. 또한, 절삭 가공성에 대해서도, 본 발명을 적용한 표면 경화강에 따르면 양호한 피삭성을 발휘시킬 수 있으므로, 양호한 절삭 가공성을 얻는 것이 가능해진다.

Claims

화학 성분이, 질량％로:
C: 0.1 내지 0.6％;
Si: 0.02 내지 1.5％;
Mn: 0.3 내지 1.8％;
P: 0.025％ 이하;
S: 0.001 내지 0.15％;
Al: 0.089 내지 0.241%;
Ti: 0.05 내지 0.2％;
N: 0.01％ 이하;
O: 0.0025％ 이하를 함유하고,
Cr: 0.4 내지 2.0％, Mo: 0.02 내지 1.5％, Ni: 0.1 내지 3.5％, V: 0.02 내지 0.5％, B: 0.0002 내지 0.005％의 1종 또는 2종 이상을 더 함유하고,
잔량부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지고,
열간 압연 후의 베이나이트의 조직 분율이 30％ 이하이며,
상기 열간 압연 후의 페라이트 결정입도 번호가 JIS G 0552에서 규정되어 있는 8 내지 11번이고,
상기 열간 압연 후의 강의 매트릭스 중의 길이 방향 단면에 있어서, Ti계 석출물의 최대 직경이 40㎛인 것을 특징으로 하는, 침탄시의 조대 입자 방지 특성과 피로 특성이 우수한 표면 경화강.
제1항에 있어서, 화학 성분이 질량％로,
Nb: 0.04％ 미만을 더 함유하는 것을 특징으로 하는, 침탄시의 조대 입자 방지 특성과 피로 특성이 우수한 표면 경화강.
제1항 또는 제2항에 기재된 표면 경화강을 사용하여, 부품 형상으로 가공되어 있는 것을 특징으로 하는, 침탄 부품.
화학 성분이, 질량％로:
C: 0.1 내지 0.6％;
Si: 0.02 내지 1.5％;
Mn: 0.3 내지 1.8％;
P: 0.025％ 이하;
S: 0.001 내지 0.15％;
Al: 0.089 내지 0.241%;
Ti: 0.05 내지 0.2％;
N: 0.01％ 이하;
O: 0.0025％ 이하를 함유하고;
Cr: 0.4 내지 2.0％, Mo: 0.02 내지 1.5％, Ni: 0.1 내지 3.5％, V: 0.02 내지 0.5％, B: 0.0002 내지 0.005％의 1종 또는 2종 이상을 더 함유하고,
잔량부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강을 준비하고,
상기 강을, 1150℃ 이상의 온도에서 보열 시간 10분 이상 가열하여 선재 또는 봉강으로 열간 압연하고,
상기 열간 압연 후에 800 내지 500℃의 온도 범위를 1℃／초 이하의 냉각 속도로 서랭하고,
상기 열간 압연 후의 상기 강의 베이나이트의 조직 분율이 30％ 이하이고,
상기 열간 압연의 마무리 온도가 840 내지 1000℃이고,
상기 열간 압연 후의 상기 강의 페라이트 결정입도 번호가, JIS G 0552에서 규정되어 있는 8 내지 11번인 것을 특징으로 하는, 침탄시의 조대 입자 방지 특성과 피로 특성이 우수한 표면 경화강의 제조 방법.
제4항에 있어서, 화학 성분이 질량％로 Nb: 0.04％ 미만을 더 함유하는 상기 강을 사용하는 것을 특징으로 하는, 침탄시의 조대 입자 방지 특성과 피로 특성이 우수한 표면 경화강의 제조 방법.