KR101355321B1

KR101355321B1 - 표면경화강 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR101355321B1
Application number: KR1020127030389A
Authority: KR
Inventors: 마사유키 하시무라; 게이 미야니시; 슈지 고자와; 마나부 구보타; 다츠로 오치
Original assignee: 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤
Priority date: 2010-10-06
Filing date: 2011-10-05
Publication date: 2014-01-23
Also published as: KR20130010908A; CN102884212A; JPWO2012046779A1; WO2012046779A1; JP5114689B2; US20130048156A1; US8673094B2

Abstract

이 표면경화강은 질량％로, C : 0.1 내지 0.5％, Si : 0.01 내지 1.5％, Mn : 0.3 내지 1.8％, S : 0.001 내지 0.15％, Cr : 0.4 내지 2.0％, Ti : 0.05 내지 0.2％를 함유하고, Al : 0.2％ 이하, N : 0.0050％ 이하, P : 0.025％ 이하, O : 0.0025％ 이하로 제한하고, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 원 상당 지름이 5㎛ 초과인 황화물의 1㎟당의 개수 d와, S 함유량의 질량 백분율[S]이, d ≤ 500 × [S] ＋ 1을 만족한다.

Description

표면경화강 및 그 제조 방법 {CASE HARDENED STEEL AND METHOD FOR PRODUCING THE SAME}

본 발명은, 열간 단조 등의 열간 가공, 냉간 단조나 전조 등의 냉간 가공, 절삭 등을 행한 후, 침탄 ?칭이 실시되는 표면경화강 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

본 출원은, 2010년 10월 6일에, 일본에 출원된 일본특허출원 제2010-226478호를 기초로 하여 우선권을 주장하고, 그 내용을 여기에 원용한다.

기어, 베어링 등의 전동 부품, 등속 조인트나 샤프트 등의 회전 전달 부품에는 표면의 경도가 요구되므로, 침탄 ?칭이 실시된다. 이들 침탄 부품은, 예를 들어 JIS G 4052, JIS G 4104, JIS G 4105, JIS G 4106 등에 규정되어 있는 중탄소의 기계 구조용 합금강을, 열간 단조, 온간 단조, 냉간 단조, 전조 등의 소성 가공이나, 절삭에 의해 소정의 형상으로 성형하고, 침탄 ?칭을 행하는 공정에 의해 제조되어 있다.

침탄 부품을 제조할 때에는, 침탄 ?칭에 기인하는 열처리 변형에 의해, 부품 형상의 정밀도가 열화되는 경우가 있다. 특히, 기어나 등속 조인트 등의 부품에서는, 열처리 변형이 소음이나 진동의 원인이 되고, 나아가서는 접촉면에서의 피로 특성을 저하시키는 경우가 있다. 또한, 샤프트 등에서는 열처리 변형에 의한 굽힘이 커지면, 동력 전달 효율이나 피로 특성이 손상된다. 이 열처리 변형의 최대 원인은 침탄 ?칭 시의 가열에 의해, 불균일하게 발생하는 조대립이다.

종래에는 단조 후, 침탄 ?칭 전에, 어닐링을 행해서 조대립의 발생을 억제하고 있었다. 그러나 어닐링을 행하면 제조 비용의 증가가 문제가 된다. 또한, 기어, 베어링 등의 전동 부품에는 고면압이 부하되므로, 고심도 침탄이 행해지고 있다. 고심도 침탄에서는 침탄 시간을 단축하기 위해서, 통상은 930℃ 정도인 침탄 온도를, 990 내지 1090℃의 온도 영역까지 높인다. 그로 인해, 고심도 침탄에서는 조대립이 발생하기 쉬워진다.

침탄 ?칭 시의 조대립의 발생을 억제하기 위해서는, 표면경화강, 즉 소성 가공 전의 소재의 재질이 중요하다. 고온에서의 결정립의 조대화의 억제에는 미세한 석출물이 유효하며, Nb, Ti의 석출물, AlN 등을 이용한 표면경화강이 제안되어 있다(예를 들어, 특허 문헌 1 내지 5).

일본 특허 출원 공개 평11-335777호 공보 일본 특허 출원 공개 제2001-303174호 공보 일본 특허 출원 공개 제2004-183064호 공보 일본 특허 출원 공개 제2004-204263호 공보 일본 특허 출원 공개 제2005-240175호 공보

그러나 조대립의 발생을 억제하기 위해서 미세한 석출물을 이용하면, 석출 강화에 의해 표면경화강이 경화한다. 또한, 석출물을 생성시키는 합금 원소의 첨가에 의해서도, 표면경화강은 경화한다. 그로 인해, 고온에서의 조대립의 발생을 방지할 수 있는 강에서는, 냉간 단조, 절삭 등에 대한 냉간 가공성의 저하를 새로운 과제로서 들 수 있다.

특히, 절삭은 최종 형상에 가까운 고정밀도가 요구되는 가공이며, 약간의 경도 상승이 절삭 정밀도에 크게 영향을 미친다. 따라서, 표면경화강을 사용할 때는 조대립 발생의 방지뿐만 아니라, 피삭성(재료의 절삭 용이성)을 고려하는 것이 매우 중요하다. 종래, 피삭성을 개선하기 위해서는 Pb, S 등의 피삭성 향상 원소의 첨가가 유효한 것이 알려져 있다.

그러나 Pb는 환경 부하 물질이며, 환경 대응 기술의 중요성으로부터, 강재에 대한 Pb 첨가가 제한되고 있다. 또한, S는 강 중에서 MnS 등을 형성해서 피삭성을 향상시키지만, 열간 가공에 의해 연신한 조대한 MnS는 압연이나 열간 단조, 냉간 단조 시의 파괴의 기점이 되기 쉬워, 가공 불량의 원인으로 되는 경우가 많다. 그로 인해, 다량의 S 첨가는 열간, 냉간에서의 압연 시의 가공성 및 단조성이나, 전동 피로 등의 기계적 성질을 저하시키는 원인이 되기 쉽다.

본 발명에서는, 피로 특성이 요구되는 침탄 부품, 특히 전동 피로 특성이 요구되는 베어링 부품, 전동 부품, 기어 등에 적용하기 위해서, 열간 단조 등의 열간 가공, 냉간 단조나 전조 등의 냉간 가공, 절삭, 침탄 ?칭이 실시되어서 사용되고, 조대립 방지 특성, 냉간 가공성, 절삭성, 침탄 ?칭 후의 피로 특성이 우수한 표면경화강 및 그 제조 방법을 제공한다.

본 발명자는, 상기 과제를 해결하기 위해 예의 연구했다. 그 결과, Ti를 첨가한 강을 침탄 ?칭하면, Ti계 석출물이 피로 파괴의 기점으로서 작용하고, 피로 특성, 특히 전동 피로 특성이 열화하기 쉬워진다. 따라서, 본 발명자들은 이하의 지식을 얻어서 본 발명을 완성시켰다. 우선, N량의 제한, 열간 압연 온도의 고온화 등에 의해, Ti계 석출물을 미세하게 분산시키면, 조대립 방지 특성과 피로 특성과의 양립이 가능하다. 또한, 피삭성의 향상에는 S를 강에 첨가하는 것이 유효하지만, Ti의 첨가에 의해 황화물의 크기 및 형상을 제어하는 것이 중요하다. 또한, Ti도 황화물을 형성하고, MnS와 복합화함으로써 MnS의 미세화에 효과가 있다.

본 발명의 요지는, 이하와 같다.

(1) 본 발명의 일 형태에 관한 표면경화강은 그 화학 조성이, 질량％로,

C : 0.1 내지 0.5％, Si : 0.01 내지 1.5％, Mn : 0.3 내지 1.8％, S : 0.001 내지 0.15％, Cr : 0.4 내지 2.0％, Ti : 0.05 내지 0.2％를 함유하고, Al : 0.2％ 이하, N : 0.0050％ 이하, P : 0.025％ 이하, O : 0.0025％ 이하로 제한하고, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 원 상당 지름이 5㎛ 초과인 황화물의 1㎟당의 개수 d와, S 함유량의 질량 백분율 [S]가 d ≤ 500 × [S] ＋ 1을 만족한다.

(2) 상기 (1)에 기재된 표면경화강에서는, 상기 화학 조성이 또한, 질량％로,

Nb : 0.04％ 미만, Mo : 1.5％ 이하, Ni : 3.5％ 이하, V : 0.5％ 이하, B : 0.005％ 이하, Ca : 0.005％ 이하, Mg : 0.003％ 이하, Zr : 0.005％ 이하로부터 선택되는 적어도 1종류를 함유해도 좋다.

(3) 상기 (2)에 기재된 표면경화강에서는, Ca의 질량 백분율 [Ca]에 대한 Al의 질량 백분율 [Al]의 비율인 [Al]/[Ca]가 1 이상 또한 100 이하라도 좋다.

(4) 상기 (1) 내지 (3) 중 어느 한 항에 기재된 표면경화강에서는, 황화물의 최대 원 상당 지름 D㎛와, S 함유량의 질량 백분율 [S]가, D ≤ 250 × [S] ＋ 10을 만족해도 좋다.

(5) 상기 (1) 내지 (4) 중 어느 한 항에 기재된 표면경화강에서는, Mn량이 1.0％ 이하이며, Mn 함유량의 질량 백분율 [Mn]에 대한 S 함유량의 질량 백분율 [S]의 비율인 [Mn]/[S]가 100 이하라도 좋다.

(6) 상기 (1) 내지 (5) 중 어느 한 항에 기재된 표면경화강에서는, 베이나이트의 조직 분율이 30％ 이하라도 좋다.

(7) 상기 (1) 내지 (6) 중 어느 한 항에 기재된 표면경화강에서는, Ti계 석출물의 최대 원 상당 지름이 40㎛ 이하라도 좋다.

(8) 본 발명의 일 형태에 관한 표면경화강의 제조 방법에서는, 질량％로,

C : 0.1 내지 0.5％, Si : 0.01 내지 1.5％, Mn : 0.3 내지 1.8％, S : 0.001 내지 0.15％, Cr : 0.4 내지 2.0％, Ti : 0.05 내지 0.2％를 함유하고, Al : 0.2％ 이하, N : 0.0050％ 이하, P : 0.025％ 이하, O : 0.0025％ 이하로 제한하고, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖는 강을, 12 내지 100℃/분의 평균 냉각 속도로 주조하고, 1250 내지 1320℃의 균열 온도 범위에서 상기 강을 3 내지 180분 보유 지지하고, 1150 내지 1320℃의 온도 범위로 상기 강을 가열한 후, 840 내지 1000℃의 마무리 온도 범위에서 마무리 압연이 행해지도록 상기 강을 열간 압연하고, 800 내지 500℃의 온도 범위에서의 평균 냉각 속도가 1℃/초 이하가 되도록 상기 강을 냉각한다.

(9) 상기 (8)에 기재된 표면경화강의 제조 방법에서는, 상기 화학 조성이, 또한, 질량％로, Nb : 0.04％ 미만, Mo : 1.5％ 이하, Ni : 3.5％ 이하, V : 0.5％ 이하, B : 0.005％ 이하, Ca : 0.005％ 이하, Mg : 0.003％ 이하, Zr : 0.005％ 이하로부터 선택되는 적어도 1종류를 함유해도 좋다.

(10) 상기 (9)에 기재된 표면경화강의 제조 방법에서는, Ca의 질량 백분율 [Ca]에 대한 Al의 질량 백분율 [Al]의 비율인 [Al]/[Ca]가 1 이상 또한 100 이하라도 좋다.

(11) 상기 (8) 내지 (10) 중 어느 한 항에 기재된 표면경화강의 제조 방법에서는, Mn량이 1.0％ 이하이며, Mn 함유량의 질량 백분율 [Mn]에 대한 S 함유량의 질량 백분율 [S]의 비율인 [Mn]/[S]가 100 이하라도 좋다.

본 발명에 관한 표면경화강은, 침탄 ?칭 후의 피로 특성 및 단조성, 피삭성 등의 가공성이 우수하다. 즉, 본 발명에 관한 표면경화강에서는 열간 단조 공정과 그에 이어지는 절삭 공정에 있어서, 양호한 가공성이 얻어지는 동시에, 침탄 시에 종래보다도 고온 또한 단시간의 침탄을 행해도 결정립의 조대화를 억제할 수 있어, 양호한 피로 특성이 얻어진다. 또한, 본 발명에 관한 표면경화강에서는 냉간 단조 공정을 행하는 경우라도 냉간 변형 특성이 양호하며, 냉간 단조 후의 노멀라이징 공정을 생략해도, 침탄에 있어서의 결정립의 이상 입성장을 억제할 수 있어, ?칭 변형에 의한 치수 정밀도의 열화 및 그에 수반하는 피로 강도의 저하가 매우 적다. 또한, 본 발명에 관한 표면경화강에서는 조대립의 발생을 방지하기 위해서 여러 가지 합금 원소를 첨가하면, 피삭성이 저하되어 버린다고 하는 종래의 문제가 해결되어, 부품 형상의 고정밀도화가 달성되고, 나아가서는 공구의 수명도 길어진다.

즉, 본 발명에 관한 표면경화강을 소재로서 사용하는 부품은, 고온 침탄을 행한 경우 또는 침탄에 앞서 노멀라이징을 생략한 경우에 있어서도, 조대립의 발생이 방지되고 있어, 전동 피로 특성 등의 충분한 강도 특성이 얻어지고 있는 등, 산업상의 공헌이 매우 현저하다.

구체적으로는, 본 발명에 관한 표면경화강을 사용할 경우에는, 도 1에 도시하는 공정이 상정되고 있고, 열간 단조를 사용할 경우에는 절삭 후에 종래보다도 고온에서 침탄을 행하고, 종래보다도 단시간에 침탄을 완료시킨다. 또한, 냉간 단조를 사용할 경우에는 침탄 시의 이상 입성장을 피하기 위해서 냉간 단조 후에 노멀라이징하는 것이 일반적이지만, 본 발명에 관한 표면경화강을 사용함으로써 그 노멀라이징 공정을 생략하여, 높은 기어나 베어링으로서의 성능을 침탄 부품에 부여할 수 있다.

도 1은 본 발명에 관한 표면경화강을 사용할 때에 상정되는 열간(열간 단조) 또는 냉간(냉간 단조) 가공, 절삭 가공, 침탄 ?칭 공정의 개요의 일례를 나타내는 도면이다.
도 2a는 SCr420 상당강에 있어서 S의 양 및 황화물의 형태를 변화시킨 경우에 있어서의 표면경화강의 피삭성과 냉간 가공성과의 밸런스를 설명하는 도면이다.
도 2b는 SCM420 상당강에 있어서 S의 양 및 황화물의 형태를 변화시킨 경우에 있어서의 표면경화강의 피삭성과 냉간 가공성과의 밸런스를 설명하는 도면이다.
도 3은 강의 응고 시의 냉각 속도를 측정하는 위치를 도시하는 도면이다.
도 4는 열간 단조를 상정한 업세팅 시험에 사용한 시험편의 도면이다.
도 5는 냉간 단조를 상정한 업세팅 시험에 사용한 시험편의 도면이다.
도 6은 주조편(鑄片) 내의 평균 냉각 속도와 MnS의 평균 면적과의 관계의 일례를 나타내는 도면이다.
도 7은 본 발명의 일 실시 형태에 관한 표면경화강의 제조 방법의 일례를 나타내는 흐름도이다.

침탄 ?칭에 의한 결정립의 조대화는 석출물을 피닝 입자로서 이용하여, 입성장을 억제함으로써 방지된다. 특히, TiC, TiCS를 주체로 하는 Ti계 석출물을 열간 가공 후의 냉각 시에 미세하게 석출시켜 두는 것이 조대립의 발생 방지에 매우 유효하다. 또한, 조대립의 발생을 방지하기 위해서는 표면경화강에 NbC 등의 Nb계 석출물을, 미세하게 석출시켜 두는 것이 바람직하다.

그러나 강 중에 함유되는 N량이 많으면, 주조 시에 발생한 조대한 TiN이 열간 압연이나 열간 단조의 가열에서는 용체화되지 않고, 다량으로 잔존하는 경우가 있다. 조대한 TiN이 강 중에 잔존하면, 침탄 ?칭 시에 TiN을 석출핵으로 하여 TiC, TiCS, 나아가서는 NbC가 석출되어, 석출물의 미세 분산이 저해된다. 따라서, 미세한 Ti계 석출물, Nb계 석출물에 의해 침탄 ?칭 시의 조대립의 발생을 방지하기 위해서는 N량을 저감하고, 열간 가공의 가열 시에 Ti계 석출물이나 Nb계 석출물을 용체화하는 것이 중요하다.

표면경화강의 제조 방법에서는, 연속 주조의 응고 속도(냉각 속도 12 내지 100℃/min)를 제어해서 주조한 후, 우선 Ti, Nb, Al의 석출물이 강 중에 고용하도록 강재를 가열 온도 1250 내지 1320℃로 균열 가열하는 것이 필요하다. 특히, 열간 압연이나 열간 단조 등의 열간 가공의 가열 온도를 1150 내지 1320℃로 높여, Ti계 석출물 및 Nb계 석출물을 강 중에 고용시키는 것이 중요하다. 다음에, 열간 가공 후, 즉 열간 압연 후나 열간 단조 후, Ti계 석출물 및 Nb계 석출물의 석출 온도 영역을 냉각 속도 1℃/s 이하로 서랭하는 것이 필요하다. 그 결과, Ti계 석출물 및 Nb계 석출물을 표면경화강에 미세하게 분산시킬 수 있다. 또한, 침탄 ?칭 전의 강재의 페라이트립은 과도하게 미세하면, 침탄 가열 시에 조대립이 발생하기 쉬워진다. 그로 인해, 미세한 페라이트를 생성하지 않도록, 열간 압연이나 열간 단조의 마무리 온도를 840 내지 1000℃로 제어하는 것이 필요하다.

또한, 본 발명의 표면경화강을 기어 등의 부품 형상으로 가공할 경우, 예를 들어, 도 1에 도시한 바와 같이, 연속 주조한 주조편을 압연한 후, 침탄 ?칭 전에 열간 단조 또는 냉간 단조와 절삭(기어의 경우, 기어 절삭에 의한 톱니형 성형)이 행해진다. 그때, MnS 등의 황화물은 냉간 단조성을 저하시키지만, 절삭(예를 들어, 기어 절삭)에는 매우 유효하다. 즉, 표면경화강(피삭재) 중의 황화물은 절삭 공구의 마모에 의한 공구 형상 변화를 억제하고, 소위 공구 수명을 연장시키는 효과를 발현한다. 특히, 기어와 같은 정밀 형상의 경우, 절삭 공구 수명이 짧으면, 안정되게 치형 형상을 성형할 수 없다. 그로 인해, 절삭 공구 수명은 단순히 제조 능률이나 비용뿐만 아니라, 부품의 형상 정밀도에도 영향을 미친다.

따라서, 절삭성을 높이기 위해서는 강 중에 황화물을 발생시키는 것이 바람직하다. 한편, 열간 압연이나 열간 단조에서는, 특히 조대한 MnS 등의 황화물은 연신되는 경우가 많다. 또한, 황화물의 크기(길이)가 늘어나면, 황화물이 부품 중의 결함으로서 드러날 확률도 높아져, 부품 성능이 저하된다. 그로 인해, 황화물의 크기뿐만 아니라, 황화물이 연신하지 않도록 황화물의 형상도 제어하는 것이 중요하다. 또, 황화물의 조대화를 억제하기 위해서, 주조 시의 응고 속도를 제어하는 것이 바람직하다. 주조 시의 냉각 속도(평균 냉각 속도)는 MnS의 치수에 크게 영향을 미쳐, 냉각 속도의 증가와 함께 MnS의 치수가 작아지고, 반대로 냉각 속도의 저하와 함께 MnS의 치수가 커진다. 그로 인해, 후술하는 바와 같이, MnS의 치수 제어의 점으로부터는 냉각 속도를 크게 해야만 한다. 한편, 빠른 냉각 속도에서는 주조편 표면에 균열이 발생해서 주조 트러블이 발생하거나, 주조 후의 흠집 손질이 필요해지거나 하는 경우가 있다.

MnS를 주성분으로 하는 황화물을 효과적으로 미세 생성시키기 위해서는, 응고 냉각 속도(평균 응고 냉각 속도)의 범위를 12 내지 100℃/min으로 제어한다. 이 냉각 속도가 12℃/min 미만에서는, 응고가 지나치게 늦으므로, 정출한 MnS를 주성분으로 하는 황화물이 조대화하고, 이 황화물을 후술하는 (2)식을 만족하도록 미세하게 분산시키는 것이 어렵다. 또한, 냉각 속도가 100℃/min 초과에서는, 생성되는 미세 MnS를 주성분으로 하는 황화물의 밀도가 포화하고, 주조편(압연 전의 강)의 경도가 상승하여, 균열이 발생할 우려가 있다. 따라서, 주조 시의 냉각 속도는 12 내지 100℃/min인 것이 필요하다. 특히, 보다 확실하게 황화물을 미세 분산시키기 위해서는 주조 시의 냉각 속도가 15 내지 100℃/min인 것이 바람직하다. 이러한 냉각 속도는 주형 단면의 크기, 주입(鑄入) 속도 등을 적정한 값으로 제어함으로써 얻어진다. 이러한 냉각 제어는, 연속 주조법, 조괴법 모두 적용 가능하다.

여기서 말하는 응고 냉각 속도라 함은, 도 3에 도시한 주조편의 횡단면(주조 방향에 수직한 단면)에 있어서 주조편 폭의 중심선 상, 또한 주조편의 두께 1/4부에 있어서의 액상선 온도로부터 고상선 온도까지의 냉각 시의 속도를 말한다. 이 응고 냉각 속도는, 응고 후의 주조편의 횡단면의 응고 조직의 2차 덴드라이트 아암의 간격으로부터 하기 식 (1)에 의해 계산으로 구할 수 있다.

Rc=(λ₂/770)^-1/0.41 … (1)

여기서, Rc는 응고 냉각 속도(℃/min), λ₂는 2차 덴드라이트 아암의 간격(㎛)을 의미한다.

강 성분 설계에 의해 MnS 등의 연질인 황화물을 저감하기 위해서는, Ti를 강 중에 첨가하고, TiCS 등의 Ti계 황화물을 생성시키는 것도 유효하다. 그러나 연질인 MnS가 감소하면, 첨가한 S가 피삭성의 향상에 기여하지 않게 된다. 따라서, 피삭성을 향상시키기 위해서는, S의 첨가에 더하여 Ti를 첨가한 용강 중에서 연질인 황화물의 치수 및 형상을 제어하는 것이 중요하다. 따라서, 입성장을 억제하고, 황화물을 미세화하기 위해서 필요한 Ti의 첨가와, S량의 제어에 의해 황화물의 치수 및 형상을 제어하는 것이 바람직하다.

피삭성 및 냉간 가공성에 대해서, 다시 설명한다.

냉간 가공 시에는 MnS를 중심으로 하는 황화물은, 변형되어 파괴의 기점이 된다. 특히, 조대한 MnS는 한계 압축률 등의 냉간 단조성을 저하시킨다. 또한, 강 중의 MnS가 조대하면, MnS의 형상에 따라서는 강 특성에 이방성을 발생한다. 표면경화강을, 다종 다양한 복잡한 부품에 적용하기 위해서는, 모든 방향으로 안정된 기계적 성질이 요구된다. 그로 인해, 본 발명의 표면경화강에서는 MnS를 중심으로 하는 황화물을 미세화하고, 이 황화물의 형상을 대략 구 형상으로 제어하는 것이 바람직하다. 또한, 단조 등의 냉간 가공의 전후에서 형상의 변화가 작은 것이 더욱 바람직하다.

한편, 피삭성의 관점으로부터는 S량의 증가가 중요하다. S의 첨가에 의해, 절삭 시의 공구 수명이 향상되고, 이 효과는 S의 총량으로 결정되며, 황화물의 형상의 영향을 받기 어렵다. 그로 인해, S의 첨가량을 증가시켜, 황화물의 형상을 제어함으로써, 냉간 단조성과 피삭성(공구 수명)을 양립시킬 수 있다. 표면경화강에서는 침탄 ?칭 시의 조대립의 발생 방지뿐만 아니라, 냉간 가공성 및 피삭성의 확보도 중요하다. S를 증량하면 피삭성은 향상되지만, 냉간 가공성의 저하를 초래한다. 따라서, 동일한 양의 S를 포함하는 강과 비교한 경우에 보다 양호한 냉간 가공성을 확보하는 것도 중요하다.

도 2a 및 도 2b는 침탄 ?칭 시의 조대립의 발생을 억제한 피닝 특성이 양호한 표면경화강에 대해서, 피삭성과 냉간 가공성과의 관계를 도시하고 있다. 여기서, 도 2a에서는 SCr420 상당강에 있어서 S의 양을 변화시키고 있다. 또한, 도 2b에서는 SCr420 상당강에 Mo를 첨가한 SCM420 상당강에 있어서 S의 양을 변화시키고 있다. 본 발명에서는, 양호한 피닝 특성(조대립 발생 온도가 1000℃ 초과)을 유지하면서, 열간 또는 냉간에 있어서의 단조성(한계 압축률)과 피삭성(드릴 피삭성 VL₁₀₀₀)을 양립시킬 수 있다. 도 2a 및 도 2b에서는, 우측 상방에 있는 강일수록 피삭성과 냉간 가공성과의 밸런스가 우수하며, 이 밸런스는 강 종류(특히, ?칭성을 높이는 원소의 양)에 따라서 변화된다.

이하, 본 발명의 일 실시 형태에 관한 표면경화강에 대해서 상세하게 설명한다. 우선, 성분에 대해서 설명한다. 이하에서는, 조성에 있어서의 질량％(화학 성분의 양)는, 단순히 ％라 기재한다.

[C]

C는 강의 강도를 상승시키는 원소다. 충분한 인장 강도를 확보하기 위해서는, C량은 0.1％ 이상인 것이 필요하며, 0.15％ 이상인 것이 바람직하다. 한편, C량이 0.5％를 초과하면, 현저한 경화에 의해 냉간 가공성이 열화하므로, C량이 0.5％ 이하인 것이 필요하다. 또한, 침탄 후에 코어부의 인성을 확보하기 위해서는, C량이 0.4％ 이하인 것이 바람직하고, 0.3％ 이하인 것이 더욱 바람직하다.

[Si]

Si는 강의 탈산에 유효한 원소이며, Si량이 0.01％ 이상인 것이 필요하다. 또한, Si는 강을 강화하고, ?칭성을 향상시키는 원소이며, Si량이 0.02％ 이상인 것이 바람직하다. 또한, Si는 입계 강도의 증가에 유효한 원소이며, 또한 베어링 부품 및 전동 부품에 있어서는, 전동 피로 과정에서의 조직 변화 및 재질 열화를 억제하므로, 고수명화에 유효한 원소다. 그로 인해, 고강도화를 지향할 경우에는 Si량이 0.1％ 이상인 것이 더욱 바람직하다. 특히, 전동 피로 강도를 높이기 위해서는, Si량이 0.2％ 이상인 것이 바람직하다.

한편, Si량이 1.5％를 초과하면, 경화에 의해 냉간 단조 등의 냉간 가공성이 열화하므로, Si량이 1.5％ 이하인 것이 필요하다. 또한, 냉간 가공성을 높이기 위해서는, Si량이 0.5％ 이하인 것이 바람직하다. 특히, 냉간 단조성을 중시할 경우에는, Si량이 0.25％ 이하인 것이 바람직하다.

[Mn]

Mn은 강의 탈산에 유효하며, 강의 강도 및 ?칭성을 높이는 원소이며, Mn량이 0.3％ 이상일 필요가 있다. 한편, Mn량이 1.8％를 초과하면, 경도의 상승에 의해 냉간 단조성이 열화하므로, 1.8％ 이하인 것이 필요하다. Mn량의 적합 범위는 0.5 내지 1.2％이다. 또한, 냉간 단조성을 중시할 경우에는, Mn량을 0.75％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, Mn은 ?칭성을 향상시키는 원소이지만, 황화물 생성의 면에서는 S와 함께 강 중에서 MnS를 생성하는 원소다. Mn에는 ?칭성의 면으로부터 베이나이트 분율을 크게 해서 강을 단단하게 하는 효과가 있어, 가공면으로부터 냉간 단조성이나 피삭성을 저하시켜 버린다. 그로 인해, 황화물 생성의 면에서는 Mn량이 많아, Mn량[Mn]에 대한 S량[S]의 비율인 [Mn]/[S]가 커지면, 조대한 MnS를 발생하기 쉽다. 특히, 베이나이트 분율을 저감하고, 냉간 단조성을 충분히 확보하기 위해서는, Mn량이 1.0％ 이하이며, [Mn]/[S]가 100 이하인 것이 바람직하다. 또, [Mn]/[S]는, 2 이상이라도 좋다.

[S]

S는 강 중에서 MnS를 형성하고, 피삭성을 향상시키는 원소다. 피삭성을 높이기 위해서, S량이 0.001％ 이상일 필요가 있으며, 0.01％ 이상인 것이 바람직하다. 한편, S량이 0.15％를 초과하면, 입계 편석에 의해 입계 취화를 초래하므로, S량이 0.15％ 이하인 것이 필요하다. 또한, 고강도 부품인 것을 고려하면, S량은 0.05％ 이하인 것이 바람직하다. 또한, 강도나 냉간 가공성, 나아가서는 그들의 안정성을 고려할 경우에는 S량을 0.03％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.

또, 종래, 베어링 부품 및 전동 부품에서는, MnS가 전동 피로 수명을 열화시키므로, S를 저감할 필요가 있다고 여겨지고 있었다. 그러나 본 발명자들은, 절삭성의 향상에는 S량이 크게 영향을 미치고, 냉간 가공성의 향상에는 황화물의 형상이 크게 영향을 미치는 것을 발견했다. 본 실시 형태에서는, Ti 또는 Nb의 첨가, 응고 시의 냉각 속도(응고 냉각 속도)의 제어 및 균열 시의 가열에 의해 황화물의 형상을 제어한다. Ti는 Mn과 복합 황화물을 생성하고, 이 복합 황화물은 단독 MnS와 같이 연신하지 않는다. 또한, 응고 냉각 속도이 작으면, 응고 완료 전의 액상 중에 조대한 MnS를 발생한다. 또한, 균열 시의 가열은 이들 복합 황화물을 생성시키거나, 고용 Mn과 S로부터 석출하는 MnS를 미세하게 생성시키기 위해서 중요하다. 저온에서는, 충분히 MnS가 생성되지 않으므로, FeS 등이 생성되어 강이 취화하는 동시에, 필요한 MnS량을 확보할 수 없다. 그로 인해, S량이 0.01％ 이상인 것이 바람직하다. 피삭성을 중시할 경우에는 S량을 0.02％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다.

[Cr]

Cr은 강의 강도 및 ?칭성을 향상시키는 유효한 원소이며, Cr량이 0.4％ 이상인 것이 필요하다. 또한, 베어링 부품 및 전동 부품에 있어서는, Cr은 침탄 후의 표층의 잔류 γ양을 증대시켜, 전동 피로 과정에서의 조직 변화 및 재질 열화의 억제에 의한 고수명화에 유효하다. 그로 인해, Cr량은 0.7％ 이상인 것이 바람직하고, 1.0％ 이상인 것이 보다 바람직하다. 한편, 2.0％를 초과하는 Cr을 강 중에 첨가하면, 경도의 상승에 의해 냉간 가공성이 열화하므로, Cr량이 2.0％ 이하인 것이 필요하다. 냉간 단조성을 높이기 위해서는, Cr량을 1.5％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

[Ti]

Ti는 강 중에서 탄화물, 탄 황화물, 질화물 등의 석출물을 생성하는 원소다. 미세한 TiC, TiCS를 이용해서 침탄 ?칭 시의 조대립의 발생을 방지하기 위해서, Ti량이 0.05％ 이상인 것이 필요하며, 0.1％ 이상인 것이 바람직하다. 한편, 0.2％ 초과의 Ti를 강 중에 첨가하면, 석출 경화에 의해 냉간 가공성이 현저하게 열화하므로, Ti량이 0.2％ 이하인 것이 필요하다. 또한, TiN의 석출을 억제해서 전동 피로 특성을 향상시키기 위해서는, Ti량을 0.15％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, Ti를 첨가함으로써, MnS의 석출물을 미세화할 수 있다.

[Al]

Al은 탈산제이며, Al량이 0.005％ 이상인 것이 바람직하지만, 이에 한정되는 것이 아니다. 한편, Al량이 0.2％를 초과하면, AlN이 열간 가공의 가열에 의해 용체화하지 않고, 강 중에 잔존한다. 그로 인해, 조대한 AlN이 Ti나 Nb의 석출물의 석출핵으로서 작용하여, 미세한 석출물의 생성이 저해된다. 따라서, 침탄 ?칭 시의 결정립의 조대화를 방지하기 위해서는, Al량을 0.2％ 이하로 하는 것이 필요하다. Al량이 0.05％ 이하의 범위이면, 노멀라이징이나 침탄 ?칭 시의 열처리 특성이 종래 강과 크게 바뀌지 않으므로, 실용적으로는 Al량이 0.05％ 이하인 것이 바람직하다. 한편, Al은 피삭성을 향상시키는 효과도 있으므로, 보다 좋은 피삭성을 구할 경우에는 Al량이 0.03％ 이상인 것이 바람직하다. 열처리 특성과 피삭성과의 밸런스를 고려한 면에서는, Al량이 0.15％ 이하인 것이 바람직하다.

열간 가공의 가열 시에 조대한 AlN이 잔류하면, TiN과 마찬가지로, 이 조대한 AlN이 피닝 입자로서 작용하는 미세한 석출물의 생성을 저해한다. 따라서, 표면경화강에 포함되는 AlN의 석출량을 제한하는 것이 현실적으로는 유효하다. AlN의 석출량이 과잉이면, 침탄 ?칭 시에 조대립이 발생하기 쉬우므로, 표면경화강의 AlN의 석출량을, 0.01％ 이하로 제한하는 것이 바람직하고, 0.005％ 이하로 제한하는 것이 더욱 바람직하다.

표면경화강의 AlN의 석출량을 억제하기 위해서는, 열간 가공의 가열 온도를 높이고, 용체화를 촉진하는 것이 유효하다. AlN이 강 중에 고용하는 온도는 TiN보다도 낮기 때문에, TiN에 비해 열간 압연의 가열 시에 AlN을 용체화시키는 것이 용이하다. 본 실시 형태에서는, 표면경화강의 N량을 제한하고 있으므로, AlN이 용체화하는 온도로 강을 가열하면, Ti계 석출물, Nb계 석출물도 용체화할 수 있다.

구체적으로는, 주조편 단계 등 상당히 초기 단계에서의 열처리로 강을 충분히 가열해서 AlN을 용체화해 둠으로써, 그에 이어지는 압연, 단조 및 침탄에서의 AlN의 폐해를 억제할 수 있다. 그로 인해, 주조편으로부터 빌렛 등을 제조하는 단계에서 1250℃ 이상으로 충분히 강을 가열 보유 지지한다. 본 온도(보유 지지 온도)는, 더욱 높은 쪽이 바람직하고, 1250℃를 초과하는 온도로 강을 가열 보유 지지하는 것이 바람직하다. 이 보유 지지 온도가 1350℃를 초과하면, 내화물 등의 가열로의 재료를 현저하게 손상시키므로, 보유 지지 온도는 1320℃ 이하인 것이 필요하다.

또한, 압연 후의 열간 가공 중이나, 그 후의 냉각 시에 있어서, AlN의 석출 및 성장의 속도는 Ti계 석출물 및 Nb계 석출물에 비해 느리다. 그로 인해, 열간 가공의 가열 시에 AlN의 잔류를 방지함으로써, 표면경화강에 포함되는 AlN의 석출량을 감소시킬 수 있어, 미세한 Ti계 석출물 및 Nb계 석출물을 이용하여, 침탄 ?칭 시의 조대립의 발생을 방지할 수 있다.

또, AlN의 석출량은 강의 추출 잔사를 화학 분석함으로써 측정할 수 있다. 추출 잔사는 브롬 메탄올 용액으로 강을 용해하고, 이 용액을 0.2㎛의 필터로 여과하여, 채취한다. 또, 0.2㎛의 필터를 사용해도, 여과 과정에서 석출물에 의해 필터가 막힘을 일으키므로, 0.2㎛ 이하의 미세한 석출물의 추출도 가능하다.

[N]

N은 질화물을 생성하는 원소다. 조대한 TiN이나 AlN의 생성을 억제하기 위해서, N량을 0.0050％ 이하로 제한한다. 이것은, 조대한 TiN이나 AlN이 TiC, TiCS를 주체로 하는 Ti계 석출물, NbC를 주체로 하는 Nb계 석출물 등의 석출핵으로서 작용하여, 미세한 석출물의 분산을 저해하기 위해서다. 그로 인해, 이 N량이, 0.0040％ 이하인 것이 바람직하고, 0.0035％ 이하인 것이 보다 바람직하다. 이 N량의 하한은, 특별히 제한할 필요가 없어, 0％이다.

[P]

P는 불순물이며, 냉간 가공 시의 변형 저항을 높여, 인성을 열화시키는 원소다. 강 중에 과잉으로 P을 함유하면 냉간 단조성이 열화하므로, P량을 0.025％ 이하로 제한하는 것이 필요하다. 또한, 결정립계의 취화를 억제하고, 피로 강도를 향상시키기 위해서는, P량을 0.015％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 이 P량의 하한은, 특별히 제한할 필요가 없어, 0％이다.

[O]

O는 불순물이며, 강 중에서 산화물계 개재물을 형성하고, 가공성을 손상시키므로, O량을 0.0025％ 이하로 제한한다. 또한, 본 실시 형태의 표면경화강은 Ti를 함유하므로, Ti를 포함하는 산화물계 개재물이 생성되어, 이것을 석출핵으로 하여 TiC가 석출된다. 산화물계 개재물이 증가하면, 열간 가공 시에 미세한 TiC의 생성이 억제되는 경우가 있다. 따라서, TiC, TiCS를 주체로 하는 Ti계 석출물을 미세하게 분산시켜, 침탄 ?칭 시에 결정립의 조대화를 억제하기 위해서는, O량을 0.0020％ 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 또한, 베어링 부품 및 전동 부품에서는, 산화물계 개재물을 기점으로 해서 전동 피로 파괴가 발생하는 경우가 있다. 그로 인해, 표면경화강을 베어링 부품 또는 전동 부품에 적용할 경우, 전동 수명을 향상시키기 위해서, O량을 0.0012％ 이하로 제한하는 것이 보다 바람직하다. 이 O량의 하한은, 특별히 제한할 필요가 없어, 0％이다.

또, 상술한 기본적인 화학 성분(기본 원소)을 포함하여, 잔량부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 화학 조성이, 본 발명의 기본 조성이다. 그러나 이 기본 조성에 더하여(잔량부 Fe의 일부 대신에), 본 발명에서는, 또한 필요에 따라서 이하의 원소(선택 원소)를 함유시켜도 좋다. 또, 이들의 선택 원소가 강 중에 불가피하게 혼입되어도, 본 실시 형태에 있어서의 효과를 손상시키지 않는다.

[Nb]

상술한 기본 원소에다가, 침탄 ?칭 시의 조대립의 발생을 억제하기 위해서, Ti와 마찬가지로 탄질화물을 생성하는 Nb를 첨가하는 것이 바람직하다.

Nb는 Ti와 마찬가지로 강 중의 C, N과 결부되어 탄질화물을 생성하는 원소다. Nb의 첨가에 의해, Ti계 석출물에 의한 조대립의 발생을 억제하는 효과가 더욱 현저해진다. Nb의 첨가량이 미량이라도, Nb를 첨가하지 않는 경우에 비해, 조대립의 방지에는 매우 유효하다. 이것은, Ti계 석출물에 Nb가 고용되어, Ti계 석출물의 조대화를 억제하기 때문이다. 침탄 ?칭의 가열 시에 조대립의 발생을 억제하기 위해서는, Nb량이 0.005％ 이상인 것이 바람직하지만, 이에 한정되는 것이 아니다. 한편, 0.04％ 이상의 과잉 Nb를 강 중에 첨가하면, 열간 가공에 있어서는 강이 취화해서 흠집의 원인으로 되기 쉽고, 냉간 가공에 있어서는 강이 경화해서 냉간 단조성, 절삭성 또는 침탄 특성이 열화하는 경우가 있다. 따라서, Nb량은 0.04％ 미만인 것이 바람직하다. 냉간 단조성 등의 냉간 가공성 및 절삭성을 중시할 경우, Nb량은 0.03％ 미만인 것이 보다 바람직하다. 또한, 가공성에다가, 침탄성을 중시할 경우, Nb량은 0.02％ 미만인 것이 바람직하다.

또한, Nb는 미량이라도 열간 연성에 영향을 미치는 것이 알려져 있고, 기어에 사용되는 강에서는, 열간 연성이 Nb량에 더욱 민감해진다. 그로 인해, Ti계 석출물이나 마이크로 조직의 제어에 Nb의 첨가는 유효하지만, 압연이나 열간 단조 등의 열간 가공에서의 연성 관점으로부터도 Nb의 첨가에 주의를 요한다. 이와 같이, 0.005％ 이상의 Nb 첨가로 Nb 첨가의 효과는 인정되므로, 0.04％를 초과하는 과잉 Nb의 첨가를 방지해야 한다. 또, 합금 비용을 저감할 경우에는 Nb를 의도적으로 강 중에 첨가할 필요가 없어, Nb량의 하한은 0％이다.

또한, 조대립 방지 특성(피닝 특성)과 가공성과의 양립을 도모하기 위해서, Nb량[Nb]과 Ti량[Ti]과의 합계를 조정하는 것이 바람직하고, [Ti] ＋ [Nb]의 적합 범위는 0.07％ 이상 또한 0.17％ 미만이다. 특히, 고온 침탄이나 냉간 단조이 실시된 부품에 있어서, [Ti] ＋ [Nb]의 보다 바람직한 범위는 0.09％ 초과 또한 0.17％ 미만이다.

또한, 강의 강도 또는 ?칭성을 향상시키기 위해서, Mo, Ni, V, B 중 1종류 이상을 첨가해도 좋다.

[Mo]

Mo는 강의 강도 및 ?칭성을 높이는 원소이며, 필요에 따라서 강 중에 첨가해도 좋다. 침탄 부품의 표층의 잔류 γ의 양을 증대시키고, 나아가서는 전동 피로 과정에서의 조직 변화 및 재질 열화의 억제에 의한 고수명화를 도모하기 위해서도 Mo는 유효하다. 그러나 1.5％를 초과하는 Mo를 강 중에 첨가하면, 경도의 상승에 의해, 절삭성 및 냉간 단조성이 열화하는 경우가 있다. 따라서, Mo량을 1.5％ 이하로 하는 것이 바람직하다. Mo는 고가의 원소이므로, 제조 비용의 관점으로부터 Mo량을 0.5％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 이와 같이, 합금 비용의 저감을 위해서는, Mo를 의도적으로 강 중에 첨가할 필요가 없어, Mo량의 하한은 0％이다. 또한, Mo를 첨가해서 활용할 경우에는 Mo량은 0.05％ 이상인 것이 바람직하고, 나아가서는 0.1％ 이상인 것이 바람직하다.

[Ni]

Ni는 Mo와 마찬가지로, 강의 강도 및 ?칭성의 향상에 유효한 원소이며, 필요에 따라서 강 중에 첨가해도 좋다. 그러나 3.5％를 초과하는 Ni를 강 중에 첨가하면, 경도의 상승에 의해 절삭성 및 냉간 단조성이 열화하는 경우가 있으므로, Ni량을 3.5％ 이하로 하는 것이 바람직하다. Ni도 고가의 원소이므로, 제조 비용의 관점으로부터, Ni량은 2.0％ 이하인 것이 바람직하고, 1.0％ 이하인 것이 보다 바람직하다. 이와 같이, 합금 비용의 저감을 위해서는, Ni를 의도적으로 강 중에 첨가할 필요가 없어, Ni량의 하한은 0％이다. 또한, Ni를 첨가해서 활용할 경우에는, Ni량은 0.1％ 이상인 것이 바람직하고, 나아가서는 0.2％ 이상인 것이 바람직하다.

[V]

V는 강 중에 고용되면, 강도 및 ?칭성을 향상시키는 원소이며, 필요에 따라서 강 중에 첨가해도 좋다. V량이 0.5％를 초과하면, 경도의 상승에 의해 절삭성 및 냉간 단조성이 열화하는 경우가 있으므로, V량은 0.5％ 이하인 것이 바람직하고, 0.2％ 이하인 것이 보다 바람직하다. 합금 비용의 저감을 위해서는, V를 의도적으로 강 중에 첨가할 필요가 없어, V량의 하한은 0％이다. 또한, V를 첨가해서 활용할 경우에는 V량은 0.05％ 이상인 것이 바람직하고, 나아가서는 0.1％ 이상인 것이 바람직하다.

[B]

B는 미량의 첨가로, 강의 ?칭성을 높이는 유효한 원소이며, 필요에 따라서 강 중에 첨가해도 좋다. 또한, B는 열간 압연 후의 냉각 과정에서 붕소 철 탄화물을 생성하고, 페라이트의 성장 속도를 증가시켜, 연질화를 촉진한다. 또한, B는 침탄 부품의 입계 강도를 향상시켜, 피로 강도 및 충격 강도의 향상에도 유효하다. 그러나 0.005％ 초과의 B를 강 중에 첨가하면, 상기 효과가 포화되어 충격 강도를 열화시키는 경우가 있으므로, B량이 0.005％ 이하인 것이 바람직하고, 0.003％ 이하인 것이 보다 바람직하다. 합금 비용의 저감을 위해서는, B를 의도적으로 강 중에 첨가할 필요가 없어, B량의 하한은 0％이다.

덧붙여서, 탈산 및 황화물의 형태 제어를 위해, Ca, Mg, Zr 중 1종류 이상을 첨가해도 좋다.

[Ca]

Ca는 강 중에서 산화물을 생성하는 탈산 원소이며, 필요에 따라서 강 중에 첨가해도 좋다. 일반적으로, Al 탈산에 의한 강 중의 산화물은 Al₂O₃이지만, Al₂O₃이 경질이므로, 피삭성을 저하시키는 폐해가 있다. 그러나 Ca를 첨가하면, 기본 산화물인 Al₂O₃과 Ca가 Al-Ca계 복합 산화물을 생성하여, 강을 약간 연질화할 수 있다. 그로 인해, Al 탈산에 의한 피삭성의 저하를 억제할 수 있다. 또한, 제강 단계에 있어서도 내화물에 대한 Al₂O₃의 부착을 억제할 수 있어, 노즐 폐색 등의 폐해를 억제할 수 있다.

또한, Ca는 MnS와 복합 황화물을 생성함으로써, MnS를 약간 경화시키므로, 압연이나 단조 시에 MnS의 연신을 억제하고, 냉간 단조 시에 황화물을 기점으로 하는 균열을 억제할 수 있다. 단, 지나치게 과잉으로 Ca를 강 중에 첨가하면, CaS를 다량으로 생성하여, 강이 경질이 되므로, 피삭성을 손상시킨다. 이와 같이, Ca는 용손 대책으로서의 산화물 제어와 단조 균열 대책으로서의 황화물 제어와의 양면에 유효한 원소다. 이들의 Ca 첨가의 효과를 얻기 위해서는, Ca량은 0.0003％ 이상인 것이 바람직하고, 0.0005％ 이상인 것이 보다 바람직하고, 0.0008％ 이상인 것이 더욱 바람직하다. 또한, 피삭성의 관점으로부터, Ca량은 0.005％ 이하인 것이 바람직하고, 0.003％ 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.002％ 이하인 것이 더욱 바람직하다. 또, 합금 비용의 저감을 위해서는, Ca를 의도적으로 강 중에 첨가할 필요가 없어, Ca량의 하한은 0％이다.

이 Ca량 [Ca]에 대한 Al량 [Al]의 비율도 중요하다. 이 비율을 나타내는 [Al]/[Ca]가 지나치게 작으면, Al에 의한 탈산이 부족하여, Ca가 산화물로서 소비되어 버린다. 이 경우에는, 황화물 제어에 대한 Ca의 효과가 부족하다. 반대로, [Al]/[Ca]가 지나치게 크면, 산화물 제어에 대한 Ca의 효과가 부족하다. 따라서, Ca를 강 중에 첨가할 경우에는 [Al]/[Ca]의 범위는 1 이상 또한 100 이하인 것이 바람직하고, 6 이상 또한 100 이하인 것이 보다 바람직하다.

[Mg] 및 [Zr]

Mg 및 Zr은 산화물 및 황화물을 생성하는 원소이며, 필요에 따라서 강 중에 첨가해도 좋다. 이들 Mg 및 Zr은 MnS의 변형 능력을 억제하므로, 열간 가공에 의한 MnS의 연신을 억제한다. 특히, Mg 및 Zr은 강 중에 미량으로 함유시켜도 현저한 효과를 발현한다. 또, 강 중의 Mg 및 Zr의 양을 안정시키기 위해서는, Mg나 Zr을 포함하는 내화물을 고려해서 Mg량 또는 Zr량을 제어하는 것이 바람직하다.

Mg는 산화물 및 황화물을 생성하는 원소다. Mg를 강 중에 함유시킴으로써, MgS나, Mn과의 복합 황화물(Mn, Mg) S 등이 생성되어, MnS의 연신을 억제할 수 있다. 미량의 Mg는 MnS의 형태 제어에 유효하며, Mg를 강 중에 첨가해서 가공성을 높일 경우에는 Mg량이 0.0002％ 이상인 것이 바람직하다. 또한, Mg의 산화물은 미세하게 분산하여, MnS 등의 황화물의 생성핵으로서 작용한다. Mg의 산화물을 이용하여, 조대한 황화물의 생성을 억제할 경우에는 Mg량이 0.0003％ 이상인 것이 바람직하다. 또한, Mg를 강 중에 첨가하면, 황화물이 약간 경질로 되어, 열간 가공에 의해 연신되기 어려워진다. 절삭성을 향상시켜, 냉간 가공성을 손상시키지 않도록, 황화물의 형상을 제어하기 위해서는 Mg량이 0.0005％ 이상인 것이 바람직하다. 또, 열간 단조는 미세한 황화물을 균일하게 분산시키는 효과가 있어, 냉간 가공성의 향상에 유효하다. 또, 합금 비용의 저감을 위해서는 Mg를 의도적으로 강 중에 첨가할 필요가 없어, Mg량의 하한은 0％이다.

한편, Mg의 산화물은 용강 위로 부상하기 쉬우므로, 수율이 낮고, 제조 비용의 관점으로부터, Mg량은 0.003％ 이하인 것이 바람직하다. 또한, Mg를 과잉으로 첨가하면, 용강 중에 다량의 산화물이 생성되어, 내화물로의 부착이나 노즐 막힘 등의 제강상의 트러블을 일으키는 경우가 있다. 따라서, Mg량은 0.001％ 이하인 것이 보다 바람직하다.

Zr은 산화물, 황화물에 더하여, 질화물을 생성하는 원소다. 미량의 Zr을 용강 중에 첨가하면, 용강 중에서 Ti와 복합되어, 미세한 산화물, 황화물 및 질화물을 생성한다. 따라서, Zr의 첨가는 개재물 및 석출물의 제어에는 매우 유효하다. Zr을 강 중에 첨가하여, 개재물의 형태를 제어하고, 가공성을 높일 경우에는 Zr량이 0.0002％ 이상인 것이 바람직하다. 또한, Zr 및 Ti를 포함하는 산화물, 황화물, 질화물은 응고 시에 MnS의 석출핵으로서 작용한다. 이들 Zr 및 Ti를 포함하는 산화물, 황화물, 질화물 주위에 석출한 MnS에는 Zr 및 Ti가 용입되어, 변형능이 저하된다. 따라서, Zr을 첨가하여 MnS의 변형을 억제하고, 열간 가공에 의한 MnS의 연신을 방지하기 위해서는, Zr량은 0.0003％ 이상인 것이 바람직하다. 한편, Zr은 고가의 원소이므로, 제조 비용의 관점으로부터 Zr량은 0.005％ 이하인 것이 바람직하고, 0.003％ 이하인 것이 보다 바람직하다. 또한, 합금 비용의 저감을 위해서는, Zr을 의도적으로 강 중에 첨가할 필요가 없어, Zr량의 하한은 0％이다.

이상과 같이, 본 실시 형태의 표면경화강은 상술한 기본 원소를 포함하고, 잔량부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 화학 조성, 또는 상술한 기본 원소와, 상술한 선택 원소로부터 선택되는 적어도 1종류를 포함하고, 잔량부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖는다.

[황화물]

MnS는 절삭성의 향상에 유용하므로, 그 개수 밀도를 확보하는 것이 필요하다. 한편, 연신한 조대한 MnS는 냉간 가공성을 손상시키므로, 사이즈 및 형상을 제어하는 것이 필요하다. 본 발명자들은, S의 함유량, MnS의 사이즈 및 형상과 같은 황화물에 관한 특징점과, 절삭성 및 냉간 가공성과 같은 가공성과의 관계에 대해서 검토를 행했다. 그 결과, 광학 현미경으로 관찰되는 MnS의 평균 원 상당 지름이 5㎛를 초과하면, 이 MnS가 냉간 가공 시에 균열이 발생하는 기점이 되는 것을 알 수 있었다. MnS의 평균 원 상당 지름은 MnS의 면적과 동등한 면적을 갖는 원의 지름이며, 화상 해석에 의해 구할 수 있다.

다음에, 본 발명자들은 황화물의 분포 영향에 대해서 검토를 행했다. 지름이 30㎜인 열간 압연재 중의 MnS 등의 황화물을 주사형 전자 현미경으로 관찰하고, 사이즈, 종횡비 및 개수 밀도 등의 황화물의 특징점과, 냉간 가공성 및 절삭성 등의 가공성과의 관계에 대해서 정리했다. 황화물의 관찰은, 압연 방향과 평행한 단면의 1/2 반경부(열간 압연재의 표면과 중심 사이 부분)에서 행했다. 50㎛ × 50㎛의 면적을 10 시야 관찰하고, 시야 중에 존재하는 황화물계 개재물의 평균 원 상당 지름, 종횡비 및 개수를 구했다. 또, 개재물이 황화물인 것은 주사 전자 현미경에 부속되는 에너지 분산형 X선 해석에 의해 확인했다.

평균 원 상당 지름이 5㎛를 초과하는 황화물의 개수를 계측하고, 측정 면적으로 나누어 개수 밀도 d를 구했다. 이들 황화물은 미세하게 분산하고 있으면, 침탄 시에는 오스테나이트 입성장 시의 피닝 입자로서 작용하게 할 수 있다. 따라서, 원 상당 지름 5㎛ 이상의 비교적 큰 황화물의 개수 밀도가 작으면, 미세한 황화물이 많은 것을 의미하고, 단조, 절삭 등에 대한 가공성과 침탄 특성 및 피로 특성을 양립시킬 수 있다. 이 황화물의 개수 밀도 d(개/㎟)(원 상당 지름이 5㎛ 초과인 황화물의 1㎟당의 개수)는 S량의 영향을 받으므로, 절삭성과 냉간 가공성을 양립시키기 위해서는, 황화물의 개수 밀도 d와 S량 [S]의 관계에 대한 다양한 실험으로부터, 황화물의 개수 밀도 d(개/㎟)가 하기 실험식 (2)를 만족하는 것이 필요한 것을 알 수 있었다.

d ≤ 500 [S] ＋ 1 … (2)

[여기서, [S]는 S의 함유량(질량％)을 나타내고 있음]

또한, MnS 및 Mn과 Ti와의 복합 황화물에 대해서, 단조에 있어서의 변형 시 및 부품으로서의 사용 시, 또한 침탄 후의 피로 시에 부하가 걸리는 영역에 있어서의 최대 치수의 황화물이 파괴 기점으로서 작용한다. 그 경향은, S량의 영향을 받아, S량이 많은 쪽이 최대 황화물의 치수가 커진다. 이 최대 황화물에 대해서, Ti계 황화물뿐만 아니라, Ti 함유량이 적은 Mn계 황화물(MnS)도 포함시켜서 고려해야 한다.

발명자들은 S량과 최대 황화물 치수와의 관계에 대해서 여러 가지 실험을 행한 결과, 관찰되는 황화물의 최대 원 상당 지름 D(㎛)가 하기 식 (3)을 만족할 경우에, 동일 S량의 강에 비해 양호한 단조성(열간, 냉간)을 얻을 수 있고, 또한 양호한 피로 특성을 얻을 수 있는 것을 확인했다.

D ≤ 250 [S] ＋ 10 … (3)

[여기서, [S]는 S의 함유량(질량％)을 나타내고 있음]

본 실시 형태에서는, 주조 단계로부터의 성분 설계에 의해 이 황화물의 최대 원 상당 지름 D(㎛)가 상기 (3)식을 만족하도록 황화물의 치수를 제어할 수 있다.

D(㎛)가 250[S] ＋ 10을 초과하면, 단조성 및 피로 특성이 저하되어, 동일량의 S를 함유하는 종래 강과 동등한 성능밖에 발휘할 수 없게 되는 경우가 있으므로, D(㎛)의 상한은 250[S] ＋ 10인 것이 바람직하다.

[Ti계 석출물]

또한, 조대한 Ti계 석출물이 강 중에 존재하면, 접촉 피로 파괴의 기점으로서 작용하여, 피로 특성이 열화하는 경우가 있다. 접촉 피로 강도는 침탄 부품의 요구 특성이며, 전동 피로 특성이나 면 피로 강도이다. 접촉 피로 강도를 높이기 위해서는, 관찰되는 Ti계 석출물의 최대 원 상당 지름(최대 지름)이 40㎛ 미만인 것이 바람직하다.

다음에, 본 실시 형태에 관한 표면경화강의 조직에 대해서 설명한다.

[베이나이트]

표면경화강의 베이나이트의 조직 분율은 30％ 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 이것은, 침탄 ?칭 시의 조대립의 발생을 방지하기 위해서는 입계에 미세한 석출물을 생성시키는 것이 바람직하기 때문이다. 즉, 열간 가공 후의 냉각 시에 생성하는 베이나이트의 조직 분율이 30％를 초과하면, Ti계 석출물 및 Nb계 석출물을 상 계면에 석출시키는 것이 어려워진다. 또한, 베이나이트의 조직 분율을 30％ 이하로 억제하는 것은, 냉간 가공성이나 피삭성을 개선하기 위해서도 유효하다. 또한, 고온 침탄 등, 조대립 방지에 대하여 조건이 엄격할 경우, 베이나이트의 조직 분율을, 20％ 이하로 제한하는 것이 바람직하고, 10％ 이하로 제한하는 것이 더욱 바람직하다. 또한, 냉간 단조 후에 고온 침탄을 행할 경우 등에서는, 베이나이트의 조직 분율을 5％ 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

[페라이트립]

표면경화강의 페라이트립은 과도하게 미세하면, 침탄 ?칭 시에 조대립이 발생하기 쉬워진다. 이것은, 침탄 ?칭 시에 오스테나이트립이 과도하게 조대화하기 때문이다. 특히, 페라이트의 입도 번호가 JIS G 0551(2005)로 규정되는 11을 초과하면, 조대립이 발생하기 쉬워진다. 한편, 표면경화강의 페라이트의 입도 번호가, JIS G 0551로 규정되는 8 미만이 되면, 연성이 저하되어 냉간 가공성을 손상시키는 경우가 있다. 따라서, 표면경화강의 페라이트의 입도 번호는 JIS G 0551로 규정되는 8 내지 11의 범위 내인 것이 바람직하다. S량이 많아지면 황화물이 많아져, 이 황화물을 핵으로 하여 생성하는 페라이트립의 수가 많아지므로, 페라이트립이 미세해지는 경향이 있다.

[제조 방법/응고 냉각 속도]

다음에, 본 발명의 일 실시 형태에 관한 표면경화강의 제조 방법에 대해서 설명한다.

강을, 전로, 전기로 등을 사용한 통상의 방법에 의해 용제하고, 성분 조정을 행하여, 주조 공정, 필요에 따라서 분괴 압연 공정을 거쳐, 강재를 얻는다. 강재에, 열간 가공, 즉 열간 압연이나 열간 단조를 실시하여, 선재 또는 막대강을 제조한다.

강재 중의 황화물은 응고 전(용강 중) 또는 응고 시에 정출하는 경우가 많아, 황화물의 크기는 응고 시의 냉각 속도에 크게 영향을 받는다. 본 실시 형태에서는, 응고 전후의 열 이력이 황화물의 생성 및 성장에 영향을 미치는 것에 주목하여, 종래와 다른 제조 방법을 이용했다. 즉, 황화물의 조대화를 방지하기 위해서는, 응고 시의 냉각 속도를 제어하는 것이 중요하다. 응고 시의 냉각 속도는, 도 3에 도시한 주조편(1)의 주조편 단면(2) 위에서 주조편 폭(W)의 중심선 상(W/2)에서, 주조편 표면(3)으로부터 주조편 두께(T)의 중심선까지의 거리의 1/2부[검은 칠을 한 동그라미로 나타낸 위치, 즉 주조편 두께(T)의 방향에 대하여 표면으로부터 T/4의 위치 X]에 있어서의 냉각 속도라 정의한다.

MnS나 TiS를 주성분으로 하는 황화물의 생성을 제어하기 위해서는, 응고 냉각 속도(평균 응고 냉각 속도)의 범위를 제어하면 좋다. 구체적으로는, 황화물의 조대화를 억제하기 위해서는, 응고 시의 냉각 속도가 12℃/min 이상인 것이 필요하며, 15℃/min 이상인 것이 바람직하다. 또한, 응고 시의 냉각 속도는, 상술한 바와 같이, 덴드라이트 2차 아암 간격에 의해 확인할 수 있다. 냉각 속도가 12℃/min 미만에서는 응고가 지나치게 느려 정출한 MnS나 TiS를 주성분으로 하는 황화물이 조대화해 버려, 이들 황화물을 미세 분산시키는 것이 곤란하다. 한편, 냉각 속도가 100℃/min 초과에서는 미세 MnS를 주성분으로 하는 황화물의 개수 밀도가 포화되어, 주조편의 경도가 상승하여, 균열이 발생할 우려가 있다. 따라서, 주조 시의 냉각 속도는 12 내지 100℃/min인 것이 필요하다. 또한, 주조편 균열을 보다 확실하게 방지하기 위해서는, 주조 시의 냉각 속도가 50℃/min 이하인 것이 바람직하고, 20℃/min 이하인 것이 보다 바람직하다.

이와 같은 냉각 속도는, 주형 단면의 크기, 주입 속도 등을 적정한 값으로 제어함으로써 얻어진다. 또한, 이와 같은 냉각 제어는 연속 주조법, 조괴법 모두 적용 가능하다.

또, MnS는 강의 응고점 부근에서 액상 중에 정출한다고 여겨지고 있으므로, MnS의 치수는 냉각 속도가 빨라짐에 따라서 작아지고, 냉각 속도가 느려짐에 따라서 커진다. 그로 인해, 본 실시 형태에서는 종래의 연속 주조기의 냉각 조건 및 종래의 양산형 잉곳의 제조 방법에 비해 매우 빠른 냉각 속도로 용강을 응고시켜, MnS의 치수를 작게 억제한다.

도 6에, 주입 시험에 있어서, 종래의 연속 주조나 양산형 잉곳의 주조 시의 주조 조건과 냉각 속도와의 관계를 고려하면서 주형 치수나 냉각 조건 등의 주조 조건을 조정해서 냉각 속도를 제어한 경우의 주조편 내의 평균 냉각 속도와 MnS의 평균 면적과의 관계의 일례를 나타낸다. 이 도 6에 도시된 바와 같이, 주조편의 평균 냉각 속도를 크게 하면, MnS의 평균 면적(즉, 평균 원 상당 지름)을 작게 할 수 있다.

여기서, 응고 시의 냉각 속도를 빠르게 하기 위해서, 주형 치수를 작게 하는 방법이, 단순한 방법으로서 채용될 수 있지만, 이 방법에서는 제품 품질을 유지하는 것이 곤란하다. 즉, 주조편 치수가 작을 경우에는 주조편으로부터 제품 압연재(막대강)까지의 압연에 의한 압하비가 작아지므로, 압연에 의한 기포 결함의 압착이나 편석의 균질화 등의 고품질화 효과를 얻는 것이 곤란해져, 제품(표면경화강) 중에 많은 결함이나 편석을 남기기 쉽다. 그로 인해, 이 경우에는 결함이나 편석에 의한 불균질부가 파괴 기점으로서 작용하거나, ?칭성에 편차를 발생시키거나 하므로, 표면경화강의 품질이 열화하는 경우가 있다.

주조편을 그대로 재가열하고, 열간 가공을 행해서 표면경화강을 제조하거나, 또는 분괴 공정에 의해 주조편으로부터 얻어진 강을 재가열하고, 열간 가공을 행하여, 표면경화강을 제조한다. 일반적으로, 주조편을 분괴 압연에 의해 빌릿으로 성형하고, 실온에서 냉각한 후, 재가열하여, 표면경화강을 제조한다. 또한, 기어 등의 부품 제조에서는 열간 단조가 가해지는 경우도 있다.

[제조 방법/균열-압연-단조]

응고가 완료된 후도 주조편 중의 합금 원소의 농화부를 완화하기 위해서 주조편을 최대한 고온으로 보유 지지하고, P, Mn 등의 취화 원소를 균일하게 확산해야 한다. 그로 인해, 주조 후 600℃ 이상으로 주조편의 온도를 유지해서 직접 분괴 압연에서의 가열로에 주조편을 삽입하고, 다시 분괴 압연에서는 1200℃ 이상의 고온에서 20분 이상 이 주조편을 보유 지지하여, P, Mn 및 S의 확산을 촉진시켰다. 또한, 이 가열 및 보유 지지는 Ti, Nb계의 석출물을 고용시키는 효과도 갖는다.

응고 후, 한번 실온에서 냉각한 주조편이나 잉곳을 사용할 경우에는, 1250 내지 1320℃까지 재가열하고, 3분 이상 보유 지지하여, P, Mn, Cr 등 합금 원소를 충분히 확산시키는 동시에, 응고 과정에서 석출한 Ti, Nb계 탄화물을 강 중에 고용시키는 것이 바람직하다. 전술한 바와 같이, 균열 시의 가열은 Ti, Mn 등의 복합 황화물을 생성시키거나, 고용 Mn과 S로부터 석출하는 MnS를 미세하게 생성시키기 위해서 중요하다. 이들 황화물은, 저온에서는 충분히 생성되지 않으므로, FeS 등이 생성되어 강이 취화하는 동시에, 필요한 MnS량을 확보할 수 없다. 그로 인해, 상기 온도(보유 지지 온도)는 1250℃ 이상인 것이 필요하다. 한편, 보유 지지 온도가 1320℃를 초과하면, 공업적인 가열로의 내화물의 손상이 심해져, 안정된 열처리가 곤란해지므로, 보유 지지 온도가 1320℃ 이하인 것이 필요하다.

보유 지지 시간(균열 시간)은, 상기 화합물의 충분한 고용을 가능하게 하기 위해서, 상기 온도에 도달하고나서 3분 이상인 것이 필요하며, 10분 이상인 것이 바람직하다. 특히, 상기 효과를 안정적으로 발휘할 수 있도록, 공업적으로는 보유 지지 시간이 20분 이상인 것이 보다 바람직하다. 또한, 합금 원소가 다량으로 함유될 경우, 또는 고온에서의 고용을 필요로 할 경우에는, 보유 지지 시간이 가능한 한 긴 것이 바람직하다. 그러나 보유 지지 시간이 180분을 초과하면, 재료 표면의 손상이 커지는 동시에, 내화물의 손상도 커지므로, 보유 지지 시간이 180분 이하인 것이 필요하며, 공업적으로는 120분 이하인 것이 바람직하다.

또한, 빌릿을 제품 지름까지 압연하는 소위 제품 압연(열간 가공, 열간 압연)에 있어서도, 가열 온도가 1150℃ 미만이면, Ti계 석출물, Nb계 석출물 및 AlN을 강 중에 고용시킬 수 없어, 조대한 Ti계 석출물, Nb계 석출물, AlN이 강 중에 잔존한다. 열간 가공 후의 표면경화강 중에, 미세한 Ti계 석출물 및 Nb계 석출물을 분산시켜, 침탄 ?칭 시의 조대립의 발생을 억제하기 위해서는, 가열 온도를 1150℃이상으로 하는 것이 필요하다. 적합한 가열 온도의 하한은, 1180℃다. 가열 온도가 1320℃를 초과하면, 공업적인 가열로의 내화물의 손상이 심해져, 안정된 열처리가 곤란해지므로, 가열 온도가 1320℃ 이하인 것이 필요하다. 가열로의 부하를 고려하면, 이 가열 온도는 1300℃ 이하인 것이 바람직하다. 강재의 온도를 균일하게 유지하여, 석출물을 강 중에 고용시키기 위해서는 제품 압연에 있어서의 보유 지지 시간을 10분 이상으로 하는 것이 바람직하다. 생산성의 관점으로부터, 이 보유 지지 시간은 60분 이하인 것이 바람직하다.

열간 가공의 마무리 온도가 840℃ 미만이면, 페라이트의 결정립이 미세해져, 침탄 ?칭 시에 조대립이 발생하기 쉬워진다. 이 마무리 온도가 1000℃를 초과하면, 강이 경화해서 냉간 가공성이 열화한다. 따라서, 열간 가공의 마무리 온도를 840 내지 1000℃로 제어한다. 또한, 마무리 온도의 바람직한 범위는 900 내지 970℃이며, 더욱 바람직한 범위는 920 내지 950℃다.

열간 가공 후의 냉각 조건은, Ti계 석출물 및 Nb계 석출물을 미세하게 분산시키기 위해서, 중요하다. Ti계 석출물, Nb계 석출물의 석출이 촉진되는 온도 범위는 500 내지 800℃다. 따라서, 800℃로부터 500℃까지의 온도 범위를 1℃/초 이하의 평균 냉각 속도로 서랭하고, Ti계 석출물, Nb계 석출물의 생성을 촉진한다. 이 평균 냉각 속도가 1℃/초를 초과하면, Ti계 석출물, Nb계 석출물의 석출 온도 영역을 강이 통과하는 시간이 짧아져, 미세한 석출물의 양이 불충분하다. 또한, 평균 냉각 속도가 빨라지면, 베이나이트의 조직 분율이 커진다. 또한, 평균 냉각 속도가 크면, 표면경화강이 경화되고 냉간 가공성이 열화하므로, 평균 냉각 속도는 0.7℃/초 이하인 것이 바람직하다. 또한, 평균 냉각 속도를 작게 하는 방법으로서는, 압연 라인의 후방(하류)에 보온 커버 또는 열원이 달린 보온 커버를 설치하고, 이에 의해, 서랭을 행하는 방법을 들 수 있다.

또, 참고를 위해, 도 7에 본 실시 형태에 관한 표면경화강의 제조 방법의 일례의 흐름도를 도시한다.

[침탄]

다음에, 본 발명의 일 실시 형태에 관한 침탄 부품의 제조 방법(표면경화강의 적용 방법)에 대해서 설명한다.

상기 실시 형태의 표면경화강은, 냉간 단조 공정에서 제조되는 부품, 열간 단조 공정에서 제조되는 부품 중 어느 쪽에도 적용 가능하다. 열간 단조 공정으로서, 예를 들어 막대강-열간 단조-필요에 따라 노멀라이징 등의 열처리-절삭-침탄 ?칭-필요에 따라 연삭 또는 연마라고 하는 공정을 들 수 있다. 상기 실시 형태의 표면경화강을 사용하여, 예를 들어 1150℃ 이상의 가열 온도로 열간 단조를 행하고, 그 후 필요에 따라서 노멀라이징 처리를 행함으로써, 950 내지 1090℃의 온도 영역에서의 고온 침탄을 실시해도, 조대립의 발생을 억제할 수 있다. 예를 들어, 베어링 부품, 전동 부품의 경우, 고온 침탄을 행해도, 우수한 전동 피로 특성이 얻어진다.

침탄 ?칭의 조건은, 특별히 한정되지 않지만, 베어링 부품 및 전동 부품에 있어서, 높은 전동 피로 수명을 지향할 경우에는, 탄소 포텐셜을 0.8 내지 1.3％로 설정하는 것이 바람직하다. 또한, 침탄 후의 확산 처리의 과정에서 침질(浸窒)을 행하는 침탄 침질 처리도 전동 피로 수명에 대하여 유효하다. 이 경우, 부품 표면의 질소 농도(질소 포텐셜)가 0.2 내지 0.6％의 범위가 되는 조건이 적절하다. Si 및 Cr의 첨가, 필요에 따른 Mo의 첨가에 의한 베어링 부품 또는 전동 부품의 전동 피로 과정에서의 조직 변화 및 재질 열화의 억제 효과는, 침탄 후의 부품 표층에 있어서의 잔류 오스테나이트(잔류 γ)가 30 내지 40％일 때에 특히 크다. 부품 표층의 잔류 γ량을 30 내지 40％의 범위로 제어하기 위해서는, 침탄 침질 처리를 행하는 것이 유효하다. 그때, 부품 표층의 질소 농도가 0.2 내지 0.6％인 범위가 되도록 침탄 침질 처리를 행하는 것이 바람직하다. 이들의 침탄침질 조건을 선택함으로써, 침탄층에 미세한 Ti(C, N)가 다량으로 석출되어, 전동 수명이 향상된다.

<실시예>

이하, 실시예에 의거하여 본 발명을 상세하게 설명한다.

표 1 내지 표 3에 나타내는 조성을 갖는 강을 진공 용해로에서 용제하고, No.54 내지 56을 제외하고 12 내지 20℃/min의 평균 응고 냉각 속도으로 주조했다. 표 1 내지 표 3 중의 화학 성분의 빈 란은, 의도적으로 화학 성분을 첨가하지 않는 것을 의미하고, 밑줄은 본 발명의 화학 성분의 조건을 만족하지 않는 것을 의미한다. 또, 이들 표 1 내지 표 3에 나타내는 화학 성분의 잔량부는 철 및 불가피적 불순물이다. 주조편의 응고 냉각 속도은, 미리 다양한 사이즈의 주조편을 주조할 때의 냉각 조건과 응고 냉각 속도과의 관계를 정리한 데이터를 기초로 해서 조정했다. 실제 주조편의 응고 냉각 속도은, 덴드라이트 2차 아암 간격에 의해 12 내지 20℃/min의 범위 내인 것을 확인했다. 그 확인 위치를 도 3에 도시한다. 일부의 주조편에는 필요에 따라서, 분괴 압연을 실시했다.

표 4 내지 표 6에, 강 중의 황화물의 최대 원 상당 지름(최대 치수, 최대 지름) D, 0.5㎛ 초과의 황화물 밀도(개수 밀도) d 및 Ti계 석출물의 최대 원 상당 지름(최대 치수, 최대 지름)을 나타낸다. 여기서, 표 4 내지 표 6 중의 밑줄은, 본 발명의 황화물 밀도 d의 조건을 만족하지 않는 것을 의미한다. Ti계 석출물의 최대 원 상당 지름 및 황화물의 최대 원 상당 지름 D를, 극치 통계법에 의해 예측했다. 즉, Ti계 석출물의 최대 지름과, 황화물의 입경 분포 및 최대 지름을, 다음과 같이 해서 구했다. 광학 현미경에 의해 강의 금속 조직을 관찰하고, 조직 중의 콘트라스트로부터 석출물을 판별했다. 또, 주사형 전자 현미경과 에너지 분산형 X선 분광 분석 장치(EDS)를 사용해서 석출물을 동정했다. 후술하는 시험편의 길이 방향을 포함하는 단면으로부터, 세로 10㎜ × 가로 10㎜의 연마 시험편을 10개 제작하고, 이들의 연마 시험편의 소정 위치를 광학 현미경에 의해 100배로 사진 촬영하여, 0.9㎟의 검사 기준 면적(영역)의 화상을 10 시야분 준비했다. 그 관찰 시야(화상) 중의 황화물의 입경 분포 및 최대 지름과, Ti계 석출물의 최대 지름을 검출했다. 이들의 치수(지름)는 석출물의 면적과 동일한 면적을 갖는 원의 지름을 나타내는 원 상당 지름으로 환산했다.

다음에, 열간 가공을 행하여, 지름 24 내지 30㎜의 막대강을 제조했다. 막대강의 마이크로 관찰을 행하여, 베이나이트 분율의 측정과, JIS G 0551의 규정에 준거한 페라이트의 입도 번호를 측정했다. 또한, JIS Z 2244(2003)에 준거해서 비커스 경도를 측정하고, 냉간 가공성이나 피삭성의 지표로 했다. 표 7 내지 표 9에, 열간 가공의 가열 온도, 마무리 온도, 평균 냉각 속도, 베이나이트 분율, 페라이트의 입도 번호, 비커스 경도 등을 나타낸다. 또한, 평균 냉각 속도는 500 내지 800℃의 범위의 냉각 속도이며, 800℃로부터 500℃까지의 냉각에 소요된 시간으로부터 구했다. 여기서, 표 7 내지 표 9 중의 밑줄은, 본 발명의 제조 조건을 만족하지 않는 것을 의미한다.

열간 및 냉간에 있어서의 단조성은, 업세팅 시험에 의해 행하였다. 열간 단조성을 평가하기 위해서, 도 4에 도시한 저면이 ø30㎜, 높이가 45㎜인 시험편(4)을 1250℃까지 가열한 후 업세팅하여, 균열이 발생하는 압축률(한계 압축률)을 측정했다. 또, 도 4에 있어서의 1점 쇄선은 (a)와 (b)에 공통된 중심선을 나타내고 있다. 냉간 단조성을 평가하기 위해서, 강에 구상화 어닐링을 실시한 후, 도 5에 도시한 치수의 홈이 있는 시험편(5)을 채취하고, 업세팅 시험을 행하여, 균열 발생까지의 한계 압축률을 측정했다. 다양한 압축률에 대하여 10개의 시험편을 이용해서 균열 발생의 확률을 구하고, 이 확률이 50％가 되었을 때의 압축률을 한계 압축률로 결정했다. 이 한계 압축률이 높을수록, 단조성이 양호하다고 평가한다. 본 시험법은, 냉간 단조에 가까운 평가 방법이지만, 열간 단조에서의 단조성에 대한 황화물의 영향을 나타내는 지표로서도 이용할 수 있다.

피삭성에 대해서는, 드릴의 절손까지의 수명을 구하는 시험을 행해서 평가했다. 사전 열처리에서는, 열간 단조를 상정해서 강을 1250℃까지 가열하고, 소정의 냉각 속도로 냉각했다. 이 피삭성의 평가에서는, 지름이 3㎜인 하이스 스트레이트 드릴과 수용성 절삭유를 사용하여, 이송 0.25㎜, 구멍 깊이 9㎜, 드릴 돌출량 35㎜의 조건으로 천공을 행했다. 드릴의 주속을, 10 내지 70m/min의 범위 내에서 일정하게 제어하여 강을 천공하고, 드릴의 절손까지의 누적 구멍 깊이를 측정했다. 여기서, 누적 구멍 깊이는 1개의 구멍 깊이와 천공에 의해 형성된 구멍의 개수와의 곱이다. 드릴의 주속을 변화시켜서 같은 측정을 행한다. 누적 구멍 깊이가 1000㎜를 초과하는 드릴의 주속 중, 드릴의 주속 최대값을 VL₁₀₀₀으로서 구했다. 이 VL₁₀₀₀이 클수록, 공구 수명이 양호하며, 피삭성이 우수한 재료로서 강을 평가할 수 있다.

또한, 열간 단조를 상정한 1250℃까지 가열한 막대강으로부터 시험편을 채취하고, 냉간으로 압하율 50％의 업세팅 단조를 행한 후, 침탄 ?칭을 모의한 열처리(침탄 시뮬레이션이라 함)를 실시하고, 시험편의 구 오스테나이트 입경을 측정해서 조대립 방지 특성을 평가했다. 침탄 시뮬레이션은, 시험편을, 910 내지 1060℃로 가열하고, 5시간 보유 지지하여, 수냉하는 열처리다. 구 오스테나이트 입도는, JIS G 0551(2005)에 준해서 측정되었다.

또한, 구 오스테나이트 입경을 측정하고, 조대립이 발생한 온도(조대화 온도)를 구했다. 또한, 400배로 10 시야 정도 시험편 단면의 관찰을 행해서 구 오스테나이트 입경을 측정하고, 입도 번호가 5 이하의 조립이 1개라도 존재하면, 그 시험편의 시험 결과를 조립 발생이라고 판정하여, 조대화 온도를 결정했다. 침탄 ?칭의 가열 온도는, 통상 930 내지 950℃이므로, 조대화 온도가 950℃ 이하인 시험편을 조대화 방지 특성이 떨어진다고 판정했다.

다음에, 압하율 50％의 냉간 단조를 행하고, 그 후, 노멀라이징 공정을 생략해서 지름 12.2㎜인 원기둥 형상의 전동 피로 시험편을 채취하고, 침탄 ?칭을 행했다. 이 침탄 ?칭에서는, 이 시험편을, 탄소 포텐셜이 0.8％의 분위기 중에서, 950℃로 가열하고, 5시간 보유 지지하여, 온도가 130℃인 오일에 ?칭하였다. 또한, 시험편을 180℃에서 2시간 보유 지지하여, 템퍼링을 행했다. 이들의 시험편(침탄 ?칭재)에 대해서, 침탄층의 γ입도(침탄층 오스테나이트 입도 번호)를 JIS G 0551에 준해서 조사했다. 또한, 점 접촉형 전동 피로 시험기(헤르츠 최대 접촉 응력 5884MPa)를 이용해서 전동 피로 특성을 평가했다. 피로 수명의 척도로서,「시험 결과를 와이블 확률지에 플롯해서 얻어지는 누적 파손 확률 10％에 있어서의 피로 파괴까지의 응력 반복수」로서 정의되는 L₁₀ 수명을 이용했다. 단, 압하율 50％에서 균열이 다발한 재료에 대해서는, 그 후의 피로 시험을 행하지 않았다.

이들의 조사 결과를 정리하여, 표 7 내지 표 9에 나타낸다. 전동 피로 수명은 No.48(비교예)의 L₁₀ 수명을 1이라 정의하고, 각 재료(각 No.)의 L₁₀ 수명을 No.48의 L₁₀ 수명에 대한 상대 값에 의해 평가했다.

피로 시험에서는, 어떠한 경우도 침탄에 앞서 노멀라이징을 생략하는 동시에, 비교적 효율적으로 침탄할 수 있는 높은 침탄 온도에 의한 동일한 처리 조건을 채용했다. 그로 인해, No.1 내지 47(실시예)에서는, 효율적으로 침탄을 행할 수 있어, 양호한 피로 시험 결과를 얻을 수 있었다. 한편, No.48 내지 79(비교예)에서는, TiN, Ti계 복합 황화물 등의 Ti계 석출물, MnS 등의 황화물의 조대 입자가 파괴 기점으로서 작용하거나, 조대립(구 오스테나이트의 조립)의 발생에 수반하는 변형이 시험 정밀도를 저하시키거나, 조대립(구 오스테나이트의 조립) 그 자체가 파괴 기점이 되거나 하는 경우가 있어, 양호한 시험 결과가 얻어지지 않는 경우가 있었다.

실시예(No.1 내지 47)에서는, 결정립 조대화 온도가 990℃ 이상이며, 950℃에서 침탄된 강의 구 γ립도 미세립이며, 전동 피로 특성도 No.48에 비해 우수했다. 냉간 단조성과 피삭성에 대해서도, No.1 내지 47에서는, 같은 조성(특히 S량)의 비교예와 비교해서 우수한 것이 명백하다.

No.48 내지 53(비교예, 종래 강)은, 일반적인 침탄용 강인 SCr420 및 SCM420 상당강과 이들 침탄용 강에 S를 첨가한 강이다. No.1 내지 47과 비교하기 위해서, No.48 내지 53에서는, 충분히 가열해서 No.1 내지 47과 같은 균열 온도를 확보했지만, 일반적인 균열 온도는 1150℃ 정도이다. 또한, No.48 내지 53에서는, 열간 가공의 가열 온도를, 일반적인 가열 온도인 1050℃로 제어했다.

그 결과, No.48 내지 53을 비교하면, 도 2a 및 도 2b의 종래예에 도시한 바와 같이, 피삭성의 증가와 함께 냉간 단조성 및 열간 단조성이 저하하는 것을 알 수 있다.

즉, 이들 No.48 내지 53에서는, S량의 영향이 컸다. 강 중의 S량이 적고, 단조성, 조대화 방지 특성이나 피로 특성이 우수할 경우에는, 피삭성이 떨어지므로, 절삭을 필요로 하는 기어 등으로의 용도에 대해서는 생산성이 저하되지 않을 수 없었다. 피삭성을 향상시키기 위해서 S를 강 중에 첨가한 경우에는, MnS의 사이즈가 커져, 단조성을 손상시킨다. 이와 같이, 단조성과 피삭성은 트레이드 오프의 관계에 있어, 양립시키는 것이 곤란했다.

그에 반해, 본 발명에서는 피삭성과 단조성을 양립할 수 있다. 그 밸런스는, 도 2a 및 도 2b에 도시되어 있다. 도 2a에서는 0.2 질량％ 정도의 양의 C와, 1 질량％ 정도의 Cr을 함유하는 SCr420 상당강에 있어서 S의 양을 변화시키고 있다. 또한, 도 2b에서는 SCr420 상당강에 0.2％ 정도의 양의 Mo를 첨가한 SCM420 상당강에 있어서 S의 양을 변화시키고 있다. 덧붙여서, 도 2a 및 도 2b 중의 발명 강에서는 주조 시의 냉각 속도의 제어에 의해 MnS의 형상 및 입경 분포(개수 기준)를 제어하고, 강(SCr420 상당강 및 SCM420 상당강) 중에 Ti 등을 첨가해서 피닝 특성을 향상하고 있다. 이들의 도 2a 및 도 2b로부터, 본 발명 강은 종래 강에 비해 피삭성과 단조성의 양면성이 우수한 것을 알 수 있다.

여기서, SCr420 상당강 및 SCM420 상당강은, 침탄 및 ?칭에 적합하도록 설계되어 있고, SCM420 상당강은 SCr420 상당강보다도 ?칭성이 높으므로, 보다 대형의 부품이나 보다 고강도의 부품에 사용할 수 있다. 그러나 이 SCM420 상당강에서는, Mo의 첨가에 의해 침탄 ?칭 전의 가공 시의 경도가 높으므로, SCr420 상당강과 비교하여 냉간 단조성과 피삭성의 양자가 낮다. 이와 같이, 강 종류에 따라서 냉간 단조성과 피삭성과의 밸런스가 변화되는 경우가 있어, ?칭성도 고려해서 이들의 밸런스를 확보한다.

No.54 내지 59(비교예)에서는, 균열 온도가 1250℃ 미만이며, 황화물의 조대화가 진행되어, 상기 (2)식을 고려한 경우에 큰 황화물의 개수가 많았다. 이들 중, 비교예 54 내지 56에서는, 주형에 보온재를 감는 등 하여 응고 시의 냉각 속도을 0.3도/min으로 제어하였으므로, 상기 (3)식을 고려한 경우에 최대 황화물 치수도 컸다.

이와 같이, No.54 내지 59에서는, 동일한 정도의 수준의 화학 조성을 갖는 실시예의 강(예를 들어, No.2와 No.54의 비교)에 비해, 황화물의 입경 분포가 적절하게 제어되고 있지 않으므로, 단조성이 열화하고, Ti의 고용도 불충분하므로, 조대화 온도도 낮았다.

No.60 내지 62(비교예)에서는, Ti 첨가량이 적고, 침탄 시에 충분한 피닝 입자가 얻어지지 않고, 또한 침탄 전의 열간 가공 시에서의 가열이 불충분하며, Ti의 고용도 불충분하므로, 조대화 온도가 저하되었다.

No.63 내지 65(비교예)에서는, N량이 0.0050％보다도 많아, Ti가 쉽게 TiN을 생성하므로, 고용 Ti가 감소하고, 그에 의해 침탄 시의 피닝 입자로서 중요한 TiCN 및 TiC 등의 미세한 석출물의 생성량(개수)이 적어졌다. 그 결과, 피닝 효과가 부족해, 침탄 시의 구γ립의 조대화 온도가 저하되었다. 또한, No.63 내지 65에서는, N이 다량으로 강 중에 함유되므로, 이 다량의 N이 열간 압연이나 열간 단조에 있어서의 흠집 원인이 된다. 또한, No.63 내지 65에서는, N량을 제외하고 동일한 정도의 수준의 화학 조성을 갖는 실시예의 강(예를 들어, No.1 또는 2와 No.63과의 비교)에 비해, 열간 단조에 있어서의 한계 압축률이 낮았다. 이들 실용면에서도, N량은 최대한 적은 것이 바람직하고, 0.0040％ 이하인 것이 바람직하다.

No.66 내지 71은, 0.4％ C클래스의 비교예이지만, 이 No.66 내지 71에서는, 전술한 No.54 내지 59와 마찬가지로, 균열 온도가 1250℃ 미만이며, 황화물의 입경 분포가 적절하게 제어되어 있지 않았다. 덧붙여서, No.66 내지 71에서는, Ti의 고용이 불충분하므로, 조대화 온도도 낮았다.

No.72 내지 74(비교예)에서는, Nb를 강 중에 0.04％ 이상 첨가했다. 이 Nb는 Ti와 마찬가지로 침탄 시의 피닝 입자로서 유효하지만, 다량의 Nb 첨가는, 열간 연성의 저하를 초래하여, 열간 압연이나 열간 단조에 있어서의 흠집 원인이 된다. 이로 인해, No.72 내지 74에서는, Nb량을 제외하고 동일한 정도의 수준의 화학 조성을 갖는 실시예의 강(예를 들어, No.24와 No.72의 비교)에 비해, 열간 단조에 있어서의 한계 압축률이 상당히 낮고, 냉간 단조에 있어서의 한계 압축률도 낮았다.

No.75 내지 77(비교예)에서는, Ti량이 0.05％보다도 적어, 침탄 시에 충분한 피닝 입자를 얻을 수 없으므로, Ti량을 제외하고 동일한 정도의 수준의 화학 조성을 갖는 실시예의 강(예를 들어, No.1과 No.75의 비교)에 비해, 조대화 온도가 저하되었다.

No.78(비교예)에서는, Ti량이 0.05％보다도 적어, 침탄 시에 충분한 피닝 입자를 얻을 수 없으므로, 조대화 온도가 저하되었다. 또한, 이 No.75에서는 침탄 전의 가열 후의 냉각 속도가 지나치게 빠르므로, No.1 내지 47에 비하면, 경도가 높고, 피삭성이 낮았다. 또, No.78에서는 베이나이트 분율이 30％를 초과하고 있었다.

No.79(비교예)에서는, Ti량이 0.2％보다도 많아, 조대한 Ti계 석출물이 생성되어 조대화 온도가 저하되었다. 즉, Ti량이 과잉이면, 균열 처리 및 열간 가공 시에 강 중에 Ti(Ti계 석출물)을 충분히 고용시킬 수 없으므로, 고용 Ti가 미고용의 조대한 Ti계 석출물 위로 우선적으로 석출한다. 그로 인해, 침탄 시의 피닝 입자(미세한 Ti계 석출물)를 충분히 얻을 수 없으므로, 조대화 온도가 저하되었다. 또한, 이 No.79에서는 조대한 Ti계 석출물이 생성되므로, No.1에 비해 피삭성이 떨어질 뿐만 아니라, 피로 시험에 있어서 조대한 Ti계 석출물이 파괴 기점으로서 작용하여, 피로 특성이 불안정해져 피로 수명도 저하되었다.

또한, 표 10 내지 13에 나타내는 조성을 갖는 강을 진공 용해로에서 용해 후, 표 18 내지 21에 나타내는 평균 응고 속도로 주조했다. 표 10 내지 13 중의 화학 성분의 빈 란은, 의도적으로 화학 성분을 첨가하지 않는 것을 의미하고, 밑줄은 본 발명의 화학 성분의 조건을 만족하지 않는 것을 의미한다. 또, 이들 표 10 내지 13에 나타내는 화학 성분의 잔량부는, 철 및 불가피적 불순물이다.

상술한 주조된 강에 대하여 열간 가공을 행하여, 지름 24 내지 30㎜의 막대 강을 제조했다. 표 18 내지 21에, 평균 응고 속도, 열간 가공의 가열 온도, 마무리 온도, 평균 냉각 속도, 베이나이트 분율, 페라이트의 입도 번호를 나타낸다. 여기서, 표 18 내지 21 중의 밑줄은, 본 발명의 제조 조건을 만족하지 않는 것을 의미한다. 또, 제조 조건의 평가 방법(평균 응고 속도의 확인 방법, 평균 냉각 속도의 정의) 및 조직의 평가 방법(베이나이트 분율, 페라이트 입도 번호)은, 상술한 No.1 내지 79의 설명에서 서술한 방법과 같다.

표 14 내지 표 17에, 강 중의 황화물의 최대 원 상당 지름(최대 치수, 최대 지름) D, 0.5㎛ 초과의 황화물 밀도(개수 밀도) d, AlN의 석출량, Ti계 석출물의 최대 원 상당 지름(최대 치수, 최대 지름)을 나타낸다. 여기서, 표 14 내지 표 17 중의 밑줄은, 본 발명의 황화물 밀도 d의 조건을 만족하지 않는 것을 의미한다. 또, 황화물의 최대 원 상당 지름, 0.5㎛ 초과의 황화물 밀도 및 Ti계 석출물의 최대 원 상당 지름의 측정 방법은, 상술한 No.1 내지 79의 설명에서 서술한 방법과 같다. 또한, 상술한 바와 같은 취소 메탄올을 사용한 화학 분석에 의해 AlN의 석출량을 측정했다.

또한, 표 18 내지 표 21에는, 비커스 경도, 한계 압축률, 피삭성 VL₁₀₀₀, 침탄 시의 조대화 온도, 침탄재의 피로 수명도 나타내고 있다. 이들 강의 특성은, 상술한 No.1 내지 79의 설명에서 서술한 방법과 같은 측정 방법(평가 방법)에 의해 측정(평가)되었다.

표 18 내지 표 21에 나타낸 바와 같이, No.101 내지 133(실시예) 및 No.150 내지 173(실시예)에서는, 효율적으로 침탄을 행할 수 있어, 양호한 피로 시험 결과를 얻을 수 있었다. 한편, No.137 내지 146(비교예), 174 내지 197(비교예)에서는, TiN, Ti계 복합 황화물 등의 Ti계 석출물, MnS 등의 황화물의 조대 입자가 파괴 기점으로서 작용하거나, 조대립(구 오스테나이트의 조립)의 발생에 수반하는 변형이 시험 정밀도를 저하시키거나, 조대립(구 오스테나이트의 조립) 그 자체가 파괴 기점이 되거나 하는 경우가 있어, 양호한 시험 결과가 얻어지지 않는 경우가 있었다.

No.101 내지 133(실시예) 및 No.150 내지 173(실시예)에서는, 결정립 조대화 온도가 990℃ 이상이며, 950℃에서 침탄된 강의 구γ립도 미세립이며, 전동 피로 특성도 상술한 No.48에 비해 우수했다. 냉간 단조성과 피삭성에 대해서도, No.101 내지 133 및 No.150 내지 173에서는, 같은 조성(특히 S량)의 비교예와 비교해서 우수한 것이 명백하다. 또, No.101 내지 129에서는, Ti계 석출물의 최대 원 상당 지름이 40㎛ 이하였으므로, 동일한 정도의 수준의 화학 조성을 갖는 실시예의 강(예를 들어, No.102와 No.131의 비교)보다도, 더욱 조대화 온도를 높일 수 있었다.

No.137(비교예)에서는, Ti가 0.05％ 미만이므로, 피닝 효과가 부족하여 침탄 시의 구γ립의 조대화 온도가 저하되었다.

No.138 및 139(비교예)에서는, 균열 온도가 1250℃ 미만이며, 황화물의 조대화가 진행되어, 상기 (2)식을 고려한 경우에 큰 황화물의 개수가 많았다. No.138 및 139에서는, 동일한 정도의 수준의 화학 조성을 갖는 실시예의 강(예를 들어, No.109와 No.138의 비교)에 비해, 황화물의 입경 분포가 적절하게 제어되어 있지 않으므로, 단조성이 열화했다.

No.140 및 141(비교예)에서는, N량이 0.0050％보다도 많아, 균열 처리 및 열간 가공 시에 강 중에 Ti(Ti계 석출물)를 충분히 고용시킬 수 없으므로, 침탄 시의 피닝 입자로서 중요한 미세한 석출물의 생성량(개수)이 저하되었다. 그 결과, No.140 및 141에서는 피닝 효과가 부족해, 침탄 시의 구γ립의 조대화 온도가 저하되었다. 또한, No.140 및 141에서는, N량을 제외하고 동일한 정도의 수준의 화학 조성을 갖는 실시예의 강(예를 들어, No.102와 No.140의 비교)에 비해, 열간 단조에 있어서의 한계 압축률이 낮았다.

No.142(비교예)에서는, Ti량이 0.2％보다도 많아, 조대한 Ti계 석출물이 생성되어 조대화 온도가 저하되었다. 또한, 이 No.142에서는, 조대한 Ti계 석출물이 생성되므로, No.102에 비해 피삭성이 떨어질 뿐만 아니라, 피로 시험에 있어서 조대한 Ti계 석출물이 파괴 기점으로서 작용하여, 피로 특성이 불안정해져서 피로 수명도 저하되었다.

No.143 및 144(비교예)에서는, Nb량이 0.04％ 이상이었다. Nb는 Ti와 마찬가지로 침탄 시의 피닝 입자로서 유효하지만, 다량의 Nb는 열간 연성의 저하를 초래하여, 열간 압연이나 열간 단조에 있어서의 흠집 원인이 된다. 이로 인해, No.143 및 144에서는, Nb량을 제외하고 동일한 정도의 수준의 화학 조성을 갖는 실시예의 강(예를 들어, No.110과 No.143의 비교)에 비해, 열간 단조에 있어서의 한계 압축률이 상당히 낮아, 냉간 단조에 있어서의 한계 압축률도 낮았다.

No.145(비교예)에서는, O량이 0.0025％를 초과하고 있으므로, No.106에 비해 피삭성이 저하되었다. 또, 이 No.145에서는 산화물 생성 거동이 No.101 내지 133과 달리, 노즐 막힘이 발생하기 쉽다.

No.146(비교예)에서는, Mn량이 1.8％를 초과하고 있고, 열간 가공 후의 평균 냉각 속도가 1℃/초를 초과하고 있었으므로, No.101 내지 133에 비하면, 경도가 높고, 피삭성이 낮았다. 또한, No.146에서는, 베이나이트 분율이 30％를 초과하고 있었다.

No.174 내지 197(비교예)에서는, 평균 응고 속도가 12℃/min 미만이었으므로, 5㎛ 초과의 황화물의 개수 밀도 d가, 상기 (2)식을 만족하지 않았다. 그로 인해, 이들 No.174 내지 197에서는, 동일한 정도의 수준의 화학 조성을 갖는 실시예의 강(예를 들어, No.150과 No.174의 비교)에 비해, 단조성 및 내피로성이 낮았다. 또한, No.174 내지 197에서는, 황화물의 최대 원 상당 지름 D가 상술한 (3)식을 만족하고 있지 않았다.

No.1 내지 47, 101 내지 133, 150 내지 173에서는, Ti, Nb 등의 원소(피닝 입자를 형성하는 원소)가 강 중에 첨가되어, 침탄 시의 조대화 온도가 높고, 피로 특성이 우수했다. 한편, No.48 내지 79, 137 내지 146, 174 내지 197의 대부분에서는, 조대화 온도가 낮고, γ립이 조대화하고 있었다. 또한, No.1 내지 47, 101 내지 133, 150 내지 173에서는, 냉간 단조 공정에 의해 성형되는 부품의 제조에 있어서, 침탄에 앞서 노멀라이징 공정을 생략해도 결정립의 이상 입성장을 억제하면서 침탄을 행할 수 있어, 조대립 기인의 피로 특성 저하를 억제할 수 있어, 고능률로 부품을 제조할 수 있다.

이상과 같이, No.1 내지 47, 101 내지 133, 150 내지 173의 강은, 열간 단조성 또는 냉간 단조성, 절삭성, 침탄 ?칭 후의 피로 특성이 우수한 표면경화강인 것을 확인할 수 있었다.

침탄 ?칭 시(특히, 고온 침탄 시)의 조대립 방지 특성, 침탄 ?칭 후의 피로 특성(예를 들어, 전동 피로) 및 단조성이나 피삭성 등의 가공성(강도 특성)이 우수한 표면경화강 및 그 제조 방법을 제공할 수 있다.

1 : 주조편
2 : 주조편 단면
3 : 주조편 표면
4 : 시험편
5 : 홈이 있는 시험편
T : 주조편 두께
W : 주조편 폭

Claims

화학 조성이, 질량％로,
C : 0.1 내지 0.5％,
Si : 0.01 내지 1.5％,
Mn : 0.3 내지 1.8％,
S : 0.001 내지 0.15％,
Cr : 0.4 내지 2.0％,
Ti : 0.05 내지 0.2％를 함유하고,
Al : 0.006% 이상 0.2％ 이하,
N : 0.0050％ 이하,
P : 0.025％ 이하,
O : 0.0025％ 이하로 제한하고, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 원 상당 지름이 5㎛ 초과인 황화물의 1㎟당의 개수 d와, S 함유량의 질량 백분율 [S]가, d ≤ 500 × [S] ＋ 1을 만족하는 것을 특징으로 하는, 표면경화강.
제1항에 있어서, 상기 화학 조성이, 또한, 질량％로,
Nb : 0.04％ 미만,
Mo : 1.5％ 이하,
Ni : 3.5％ 이하,
V : 0.5％ 이하,
B : 0.005％ 이하,
Ca : 0.005％ 이하,
Mg : 0.003％ 이하,
Zr : 0.005％ 이하로부터 선택되는 적어도 1종류를 함유하는 것을 특징으로 하는, 표면경화강.
제2항에 있어서, Ca의 질량 백분율 [Ca]에 대한 Al의 질량 백분율 [Al]의 비율인 [Al]/[Ca]가 1 이상 또한 100 이하인 것을 특징으로 하는, 표면경화강.
제1항 또는 제2항에 있어서, 황화물의 최대 원 상당 지름 D㎛와, S 함유량의 질량 백분율 [S]가, D ≤ 250 × [S] ＋ 10을 만족하는 것을 특징으로 하는, 표면경화강.
제1항 또는 제2항에 있어서, Mn량이 1.0％ 이하이며, Mn 함유량의 질량 백분율 [Mn]에 대한 S 함유량의 질량 백분율 [S]의 비율인 [Mn]/[S]가 100 이하인 것을 특징으로 하는, 표면경화강.
제1항 또는 제2항에 있어서, 베이나이트의 조직 분율이 30％ 이하인 것을 특징으로 하는, 표면경화강.
제1항 또는 제2항에 있어서, Ti계 석출물의 최대 원 상당 지름이, 40㎛ 이하인 것을 특징으로 하는, 표면경화강.
원 상당 지름이 5㎛ 초과인 황화물의 1㎟당의 개수 d와, S 함유량의 질량 백분율 [S]가, d ≤ 500 × [S] ＋ 1을 만족하는 표면경화강의 제조 방법이며,
질량％로,
C : 0.1 내지 0.5％,
Si : 0.01 내지 1.5％,
Mn : 0.3 내지 1.8％,
S : 0.001 내지 0.15％,
Cr : 0.4 내지 2.0％,
Ti : 0.05 내지 0.2％를 함유하고,
Al : 0.006% 이상 0.2％ 이하,
N : 0.0050％ 이하,
P : 0.025％ 이하,
O : 0.0025％ 이하로 제한하고, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖는 강을, 12 내지 100℃/분의 평균 냉각 속도로 주조하고,
1250 내지 1320℃의 균열 온도 범위에서 상기 강을 3 내지 180분 보유 지지하고,
1150 내지 1320℃의 온도 범위로 상기 강을 가열한 후, 840 내지 1000℃의 마무리 온도 범위에서 마무리 압연이 행해지도록 상기 강을 열간 압연하고,
800 내지 500℃의 온도 범위에서의 평균 냉각 속도가 1℃/초 이하로 되도록 상기 강을 냉각하는 것을 특징으로 하는, 표면경화강의 제조 방법.
제8항에 있어서, 상기 화학 조성이, 또한, 질량％로,
Nb : 0.04％ 미만,
Mo : 1.5％ 이하,
Ni : 3.5％ 이하,
V : 0.5％ 이하,
B : 0.005％ 이하,
Ca : 0.005％ 이하,
Mg : 0.003％ 이하,
Zr : 0.005％ 이하로부터 선택되는 적어도 1종류를 함유하는 것을 특징으로 하는, 표면경화강의 제조 방법.
제9항에 있어서, Ca의 질량 백분율 [Ca]에 대한 Al의 질량 백분율 [Al]의 비율인 [Al]/[Ca]가 1 이상 또한 100 이하인 것을 특징으로 하는, 표면경화강의 제조 방법.
제8항 또는 제9항에 있어서, Mn량이 1.0％ 이하이며, Mn 함유량의 질량 백분율 [Mn]에 대한 S 함유량의 질량 백분율 [S]의 비율인 [Mn]/[S]가 100 이하인 것을 특징으로 하는, 표면경화강의 제조 방법.