KR101367350B1

KR101367350B1 - 냉간 가공성, 절삭성, 침탄 담금질 후의 피로 특성이 우수한 표면 경화 강 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR101367350B1
Application number: KR1020117021886A
Authority: KR
Inventors: 마사유키 하시무라; 게이 미야니시; 슈지 고자와; 마나부 구보타; 다쓰로 오치
Original assignee: 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤
Priority date: 2009-04-06
Filing date: 2009-10-14
Publication date: 2014-02-26
Also published as: CA2757393C; AU2009343864B2; WO2010116555A1; EP2418296A1; EP2418296B1; BRPI0925071B1; BRPI0925071A2; EP2418296A4; US20120018063A1; CN102378822A; AU2009343864A1; CN102378822B; CA2757393A1; KR20110117261A

Abstract

냉간 가공, 절삭, 침탄 담금질이 실시되는 표면 경화 강의 조대립의 발생을 방지하고, 냉간 가공성, 절삭성, 침탄 담금질 후의 피로 특성이 우수한 표면 경화 강으로서, 질량%로, S: 0.001 내지 0.15%, Ti: 0.05 내지 0.2%, Al: 0.04% 이하, N: 0.0050% 이하로 제한하고, 다른 특정 성분을 특정 범위 함유하며, 또한 Mg: 0.003% 이하, Zr: 0.01% 이하, Ca: 0.005% 이하의 1종 또는 2종 이상을 함유하고, AlN의 석출 양을 0.01% 이하로 제한하고, 원 상당 지름이 20㎛ 초과, 종횡비가 3 초과인 황화물의 밀도 d(개/㎟)와 S의 함유량[S](질량%)가 d≤1700[S]+20을 만족하는 것을 특징으로 한다.

Description

냉간 가공성, 절삭성, 침탄 담금질 후의 피로 특성이 우수한 표면 경화 강 및 그 제조 방법{STEEL FOR CASE HARDENING WHICH HAS EXCELLENT COLD WORKABILITY AND MACHINABILITY AND WHICH EXHIBITS EXCELLENT FATIGUE CHARACTERISTICS AFTER CARBURIZING AND QUENCHING, AND PROCESS FOR PRODUCTION OF SAME}

본 발명은 열간 압연이나 열간 단조 등의 열간 가공에 의하여 제조되어, 냉간 단조, 전조 등의 냉간 가공이나, 절삭 등을 실시한 후, 침탄 담금질이 실시되는 표면 경화 강 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

기어, 베어링 등의 전동(轉動) 부품, 등속 조인트나 샤프트 등의 회전 전달 부품에는 표면의 경도가 요구되기 때문에 침탄 담금질이 실시된다. 침탄 부품은, 예를 들면 JIS G 4052, JIS G 4104, JIS G 4105, JIS G 4106 등에 규정되어 있는 중탄소의 기계 구조용 합금 강을 열간 단조, 온간 단조, 냉간 단조, 전조 등의 소성 가공이나 절삭에 의하여 소정의 형상으로 하여, 침탄 담금질을 실시하는 공정으로 제조되고 있다.

침탄 부품을 제조할 때에는, 침탄 담금질에 기인하는 열처리 변형에 의하여 부품 형상 정밀도가 열화(劣化)하는 경우가 있다. 특히, 기어나 등속 조인트 등의 부품에서는 열처리 변형이 잡음이나 진동의 원인이 되고, 또한, 접촉면에서의 피로 특성의 저하를 일으키는 경우가 있다.

또한, 샤프트 등에서는 열처리 변형에 의한 휨이 커지면, 동력 전달 효율이나 피로 특성이 저해된다. 이 열처리 변형의 최대의 원인은 침탄 담금시의 가열에 의하여 불균일하게 생기는 조대립이다.

종래에는, 단조 후, 침탄 담금질 전에, 소둔을 실시하여 조대립의 발생을 억제하였다. 그러나, 소둔을 실시하면 제조 비용의 증가가 문제가 된다.

또한, 기어, 베어링 등의 전동 부품에는 고면압이 부하되기 때문에, 고심도 침탄을 실시하고 있다. 고심도 침탄에서는 침탄 시간을 단축하기 위하여, 통상은 930℃ 정도인 침탄 온도를 990 내지 1090℃의 온도역까지 높인다. 그 때문에, 고심도 침탄에서는 조대립이 발생하기 쉬워진다.

침탄 담금질시의 조대립의 발생을 억제하려면 표면 경화 강, 즉 소성 가공 전의 소재의 재질이 중요하다.

고온에서의 결정립의 조대화의 억제에는 미세한 석출물이 유효하여, Nb, Ti의 석출물, AlN 등을 사용한 표면 경화 강이 제안되어 있다(예를 들면, 특허 문헌 1 내지 5).

특허 문헌 1 일본 공개 특허 공보 평11-335777호 특허 문헌 2 일본 공개 특허 공보 2001-303174호 특허 문헌 3 일본 공개 특허 공보 2004-183064호 특허 문헌 4 일본 공개 특허 공보 2004-204263호 특허 문헌 5 일본 공개 특허 공보 2005-240175호

그러나, 조대립의 발생을 억제하기 위하여 미세한 석출물을 이용하면, 석출 강화에 의하여 표면 경화 강이 경화한다. 또한, 석출물을 생성시키는 합금 원소의 첨가에 의하여 표면 경화 강은 경화한다. 그 때문에, 고온에서의 조대립의 발생을 방지한 강에서는, 냉간 단조, 절삭 등의 냉간 가공성의 저하가 새로운 문제가 되었다.

특히, 절삭은 최종 형상에 가까운 고정밀도가 요구되는 가공이며, 약간의 경도의 상승이 정밀도에 크게 영향을 준다. 따라서, 표면 경화 강을 사용할 때에는, 조대립의 발생을 방지할 뿐만 아니라, 피삭성(재료가 절삭되기 쉬운 정도)을 고려하는 것이 극히 중요하다.

종래, 피삭성을 개선하려면, Pb, S 등의 피삭성 향상 원소의 첨가가 유효하다는 것이 알려져 있다.

그러나, Pb는 환경 부하 물질이어서, 환경 대응 기술의 중요성을 고려하여, 강재에 대한 Pb의 첨가가 제한되고 있다.

또한, S는 강 중에서 MnS 등을 형성하여 피삭성을 향상시키지만, 열간 가공에 의하여 연신한 조대한 MnS는 파괴의 기점이 된다. 그 때문에, 다량의 S의 첨가는 냉간에서의 단조성이나, 전동 피로 등의 기계적 성질을 저하시키는 원인이 되기 쉽다.

본 발명은 이와 같은 실정에 비추어, 피로 특성이 요구되는 침탄 부품, 특히 전동 피로 특성이 요구되는 베어링 부품, 전동 부품 등과 같이 단조나 전조 등의 냉간 가공, 절삭, 침탄 담금질이 실시되는 표면 경화 강의 조대립의 발생을 방지하여, 냉간 가공성, 절삭성, 침탄 담금질 후의 피로 특성이 우수한 표면 경화 강 및 그 제조 방법을 제공하는 것이다.

Ti를 첨가한 강을 침탄 담금질하면, Ti계 석출물이 피로 파괴의 기점이 되어, 피로 특성, 특히 전동 피로 특성이 열화하기 쉬워진다. 그러나, N 함유량의 제한, 열간 압연 온도의 고온화 등에 의하여, Ti계 석출물을 미세하게 분산시키면, 조대립 방지 특성과 피로 특성의 양립이 가능하다. 또한, 피삭성의 향상에는 S를 첨가하고, 또한, Mg, Zr, Ca의 1종 또는 2종 이상의 첨가에 의하여, 황화물의 크기 및 형상을 제어하는 것이 중요하다.

본 발명의 요지는 이하와 같다.

(1) 질량%로,

C: 0.1 이상 0.3% 미만,

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: 0.04% 이하,

N: 0.0050% 이하,

P: 0.025% 이하,

O: 0.0025% 이하

로 제한하고, 또한

Mg: 0.003% 이하,

Zr: 0.01% 이하,

Ca: 0.005% 이하

의 1종 또는 2종 이상을 함유하고, 잔부가 철 및 불가피한 불순물로 이루어지고, AlN의 석출 양을 0.01% 이하로 제한하며, 원 상당 지름이 20 ㎛ 초과, 종횡비가 3 초과인 황화물의 밀도 d(개/㎟)와 S의 함유량[S](질량%)가

d≤1700[S]+20

를 만족하는 것을 특징으로 하는 냉간 가공성, 절삭성, 침탄 담금질 후의 피로 특성이 우수한 표면 경화 강.

(2) 추가적으로 질량%로,

Nb: 0.04% 미만을 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 (1)에 기재된 냉간 가공성, 절삭성, 침탄 담금질 후의 피로 특성이 우수한 표면 경화 강.

(3) 추가적으로 질량%로,

Mo: 1.5% 이하,

Ni: 3.5% 이하,

V: 0.5% 이하,

B: 0.005% 이하

의 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 냉간 가공성, 절삭성, 침탄 담금질 후의 피로 특성이 우수한 표면 경화 강.

(4) 베이나이트의 조직 분율을 30% 이하로 제한한 것을 특징으로 하는 상기 (1) 내지 (3) 중 어느 하나에 기재된 냉간 가공성, 절삭성, 침탄 담금질 후의 피로 특성이 우수한 표면 경화 강.

(5) 페라이트의 입도 번호가 JIS G 0551로 규정되는 8 내지 11인 것을 특징으로 하는 상기 (1) 내지 (4)의 어느 하나에 기재된 냉간 가공성, 절삭성, 침탄 담금질 후의 피로 특성이 우수한 표면 경화 강.

(6) Ti계 석출물의 최대 직경이 40㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 상기 (1) 내지 (5)의 어느 하나에 기재된 냉간 가공성, 절삭성, 침탄 담금질 후의 피로 특성이 우수한 표면 경화 강.

(7) 응고시 냉각 속도를 3℃/분 이상으로 하여 주편으로서, 상기 (1) 내지 (3)의 어느 하나에 기재된 성분으로 이루어지는 강재를 제조하고, 얻어진 강재를 1150℃ 이상으로 가열하고, 마무리 온도를 840 내지 1000℃로 하여 열간 가공하여, 800 내지 500℃의 온도 범위를 1℃/초 이하로 냉각하는 것을 특징으로 하는 냉간 가공성, 절삭성, 침탄 담금질 후의 피로 특성이 우수한 표면 경화 강의 제조 방법.

본 발명의 표면 경화 강은 단조성, 피삭성 등 가공성도 우수하고 냉간 단조 공정으로 부품을 제조하더라도, 침탄 담금질 시의 가열에 의한 결정립의 조대화가 억제되고, 담금질 변형에 의한 치수 정밀도의 열화가 종래보다 극히 적다.

또한, 본 발명의 표면 경화 강에 의하면, 종래의 조대립의 발생을 방지하기 때문에 절삭성이 저하되는 문제가 해결되어, 부품 형상의 고정밀도화가 달성되고, 또한 공구의 수명도 길어진다.

또한, 본 발명의 표면 경화 강을 소재로 하는 부품은 고온 침탄에 있어서도 조대립의 발생이 방지되어, 전동 피로 특성 등의 충분한 강도 특성을 얻을 수 있는 등 산업상의 공헌이 극히 현저하다.

도 1은 본 발명의 피삭성과 냉간 가공성의 밸런스를 설명하는 도면이다.
도 2는 응고시의 냉각 속도를 측정하는 위치를 나타내는 도면이다.
도 3은 업세팅 시험에 사용한 시험편을 나타내는 도면이다.

침탄 담금질에 의한 결정립의 조대화는 석출물을 피닝(pinning) 입자로 하여, 결정립 성장을 억제하는 것에 의하여 방지된다. 특히, TiC, TiCS를 주체로 하는 Ti계 석출물을 열간 가공 후의 냉각시에 미세하게 석출시켜 두는 것이 조대립의 발생의 방지에 극히 유효하다. 또한, 조대립의 발생을 방지하려면, 표면 경화 강에 NbC 등의 Nb계 석출물을 미세하게 석출시키는 것이 좋다.

그러나, 강 중에 포함되는 N량이 많으면 주조시에 생긴 조대한 TiN가 열간 압연이나 열간 단조의 가열에서는 용체화하지 않고, 다량으로 잔존하는 경우가 있다. 조대한 TiN이 잔존하면, 침탄 담금질 시에는 TiN를 석출 핵으로 하여 TiC, TiCS, 그리고 NbC가 석출하여, 석출물의 미세 분산이 방해될 수 있다. 따라서, 미세한 Ti계 석출물, Nb계 석출물에 의하여 침탄 담금질시의 조대립의 발생을 방지하려면, N량을 저감하고, 열간 가공의 가열시에 Ti계 석출물이나 Nb계 석출물을 용체화하는 것이 중요하다.

또한, 열간 가공의 가열시에 조대한 AlN이 잔류하면, TiN와 마찬가지로 피닝 입자로서 작용하는 미세한 석출물의 생성을 저해한다.

그러나, AlN이 고용되는 온도는 TiN보다 낮기 때문에, TiN에 비하여 열간 압연의 가열시에 용체화시키는 것이 용이하다. 또한, 열간 가공 중이나, 그 후의 냉각시 AlN의 석출, 성장은 Ti계 석출물, Nb계 석출물에 비하여 느리다. 그 때문에, 열간 가공의 가열시에 AlN의 잔류를 방지함으로써, 표면 경화 강에 포함되는 AlN의 석출 양을 제한할 수 있다.

따라서, AlN의 석출 양이 제한된 본 발명의 표면 경화 강에 따르면, 미세한 Ti계 석출물, Nb계 석출물을 이용하여, 침탄 담금질시의 조대립의 발생을 방지할 수 있다.

또한, Ti계 석출물 및 Nb계 석출물의 피닝 효과를 안정적으로 발휘하려면, 열간 가공 후의 냉각 과정에서, 오스테나이트로부터의 확산 변태시에 Ti계 석출물, Nb계 석출물을 상 계면 석출시키는 것이 유효하다. 그러나, 열간 압연 후의 냉각 과정에서 베이나이트가 생성되면, 석출물의 상 계면 석출이 곤란하게 된다.

따라서, 열간 압연 후의 강의 조직을 제어하고, 베이나이트의 생성을 억제하는 것이 좋고, 베이나이트를 실질적으로 포함하지 않는 조직으로 하는 것이 더 좋다.

제조 방법으로는, 처음에 Al, Ti, Nb의 석출물이 고용하도록 강재를 가열하는 것이 필요하다. 특히, 열간 압연이나 열간 단조 등의 열간 가공의 가열 온도를 높여 Ti계 석출물 및 Nb계 석출물을 고용시키는 것이 중요하다.

다음으로, 열간 가공 후, 즉, 열간 압연 후나 열간 단조 후, Ti계 석출물 및 Nb계 석출물의 석출 온도역을 서랭하는 것이 필요하다. 그 결과, Ti계 석출물 및 Nb계 석출물을 표면 경화 강에 미세하게 분산시킬 수 있다.

또한, 침탄 담금질 전의 강재의 페라이트립은 과도하게 미세하면, 침탄 가열시에 조대립이 발생하기 쉬워진다. 그 때문에, 미세한 페라이트를 생성하지 않도록, 열간 압연이나 열간 단조의 마무리 온도를 제어하는 것이 필요하다.

또한, 본 발명의 표면 경화 강을 기어 등으로 가공하는 경우, 침탄 담금질 전에 단조 및 기어 절삭에 의한 톱니형 성형을 한다. 이 때, MnS 등의 황화물은 냉간 단조성을 저하하지만, 기어 절삭에는 매우 유효하다. 즉, 황화물은 절삭공구의 마모에 의한 공구 형상 변화를 억제하여, 이른바 공구 수명을 늘리는 효과를 발현한다.

특히, 기어와 같은 정밀 형상의 경우, 절삭 공구 수명이 짧으면 안정적으로 톱니형 형상을 성형할 수 없다. 그 때문에, 절삭 공구 수명은 단지 제조 능률이나 비용뿐만이 아니라, 부품의 형상 정밀도에도 영향을 준다.

따라서, 절삭성을 높이려면, 강 중에 황화물을 생성시키는 것이 좋다.

한편, 열간 압연이나 열간 단조에서는 특히 조대한 MnS 등의 황화물은 연신하는 경우가 많다. 또한 황화물의 길이가 늘어나면, 부품 내의 결함으로서 나타나는 확률도 높아져, 부품 성능을 저하시키게 된다. 그 때문에, 황화물의 크기뿐만 아니라, 연신하지 않도록 형상을 제어하는 것이 중요하다.

또한, 황화물의 조대화를 억제하기 위하여 주조시의 응고 속도를 제어하는 것이 좋다.

MnS 등의 연질의 황화물을 저감하려면 Ti를 첨가하고, TiCS 등 Ti계 황화물을 생성시키는 것도 유효하다. 그러나, 연질인 MnS가 감소하면, 첨가한 S가 피삭성의 향상에 기여하지 않게 된다.

따라서, 피삭성을 향상시키려면 S의 첨가에 추가하여 Ti를 첨가한 용강 중에서 연질인 황화물을 제어하는 것이 중요하다. 이 때, 조대립을 억제하기 위하여 필요한 AlN의 제어, Ti 첨가, S량의 제어, Zr, Mg, Ca의 첨가에 의하여 황화물의 형상을 제어하는 것이 좋다.

피삭성 및 냉간 가공성에 대하여 더 설명한다.

냉간 가공시에는 MnS를 중심으로 하는 황화물은 변형되어, 파괴의 기점이 된다. 특히, 조대한 MnS는 한계 압축율 등, 냉간 단조성을 저하시킨다. 또한, 강 중의 MnS가 조대하면 MnS의 형상에 따라서는 재질 특성의 이방성을 일으킨다.

표면 경화 강을, 다종다양한 복잡한 부품에 적용하려면 어느 방향으로도 안정적인 기계적 성질이 요구된다. 그 때문에, 본 발명의 표면 경화 강에서는 MnS를 중심으로 하는 황화물을 미세하게 하고, 형상을 실질적으로 구상(球狀)으로 하는 것이 좋다. 또한, 단조 등의 냉간 가공 후에도 형상의 변화가 작은 것이 더 좋다.

Zr, Mg, Ca의 첨가는 미세한 황화물을 분산시키는 데 유효하다. 또한, MnS에 Zr, Mg, Ca 등이 고용하면, 변형 저항이 높아져서 황화물이 용이하게 변형하지 않게 된다. 따라서, Zr, Mg, Ca의 첨가는 연신화의 억제에도 극히 유효하다.

한편, 피삭성의 관점에서는 S량의 증가가 중요하다. S의 첨가에 의하여, 절삭시의 공구 수명이 향상되고, 이 효과는 S량의 총량으로 정해지며, 황화물의 형상의 영향은 작다. 그 때문에 S의 첨가량을 증가시켜, 황화물의 형상을 제어함으로써, 냉간 단조성과 피삭성(공구수명)을 양립시킬 수 있다.

표면 경화 강에서는 침탄 담금질시의 조대립의 발생 방지뿐만이 아니라, 냉간 가공성과 피삭성의 확보도 중요하다. S의 양을 늘리면 피삭성은 향상되지만, 냉간 가공성의 저하를 초래한다. 이에 동일한 S량으로 비교하였을 경우에 양호한 냉간 가공성을 확보하는 것도 중요하다.

도 1은 침탄 담금질시의 조대립의 발생을 억제한 조대립 특성이 양호한 표면 경화 강에 대하여, 피삭성과 냉간 가공성과의 관계를 비교한 것이다. 본 발명에서는 양호한 조대립 특성(조대립 발생 온도>970℃)을 유지하면서, 냉간 가공성(한계 압축율)과 피삭성(드릴 피삭성 VLl000)을 양립시킬 수 있다. 도 1에서는 오른쪽 위쪽에 있을수록 피삭성과 냉간 가공성의 밸런스가 우수한 양호한 소재라고 할 수 있다.

이하, 본 발명에 대하여 상세하게 설명한다.

먼저, 성분 조성에 대하여 설명한다. 이하, 질량%는 간단하게 %라고 기재한다.

C는 강의 강도를 상승시키는 원소이다. 본 발명에서는 인장 강도를 확보하기 위하여 0.1% 이상의 C를 첨가한다. C량은 0.15% 이상이 좋다. 한편, C의 함유량이 0.3%를 넘으면, 현저하게 경화하여 냉간 가공성이 열화하기 때문에, 상한을 0.3% 미만으로 한다.

Si는 강의 탈산에 유효한 원소인데, 본 발명에서는 0.01% 이상을 첨가한다. 또한, Si는 강을 강화하고, 담금질성을 향상시키는 원소이며, 0.02% 이상의 첨가가 좋다. 또한, Si는 입계 강도의 증가에 유효한 원소이며, 또한 베어링 부품, 전동 부품에 있어서는 전동 피로 과정에서의 조직 변화, 재질 열화의 제어에 의한 장수명화에 유효한 원소이다. 그 때문에, 고강도화를 지향하는 경우에는 0.1% 이상의 첨가가 더 좋다. 특히 전동 피로 강도를 높이려면, 0.2% 이상의 Si의 첨가가 좋다.

한편, Si량이 1.5%를 넘으면, 경화에 의하여 냉간 단조 등의 냉간 가공성이 열화하기 때문에, 상한을 1.5%로 한다. 또한, 냉간 가공성을 높이려면, Si량을 0.5% 이하로 하는 것이 좋다. 특히, 냉간 단조성을 중시하는 경우에는 Si량은 0.25% 이하가 좋다.

Mn는 강의 탈산에 유효하고, 또한 강의 강도, 담금질성을 높이는 원소인데, 본 발명에서는 0.3% 이상을 첨가한다. 한편, Mn량이 1.8%를 넘으면, 경도의 상승에 의하여 냉간 단조성이 열화하기 때문에 1.8%를 상한으로 한다. Mn량의 적합 범위는 0.5 내지 1.2%이다. 또한, 냉간 단조성을 중시하는 경우에는 Mn량의 상한을 0.75%로 하는 것이 좋다.

S는 강 중에서 MnS를 형성하여, 피삭성을 향상시키는 원소이다. 본 발명에서는 피삭성을 높이기 위하여, S의 함유량을 0.001% 이상으로 한다. S량의 바람직한 하한은 0.1%이다. 한편, S량이 0.15%를 넘으면 입계 편석에 의하여 입계 취화를 초래하기 때문에, 상한은 0.15%로 한다. 또한, 고강도 부품인 것을 고려하면, S량은 0.05% 이하가 좋다. 또한, 강도나 냉간 가공성, 그리고 이들의 안정성을 고려하는 경우에는 S량을 0.03% 이하로 하는 것이 좋다.

또한, 종래에는, 베어링 부품, 전동 부품에서는 MnS가 전동 피로 수명을 열화시키기 때문에, S를 저감할 필요가 있다고 생각하였다. 그러나, 본 발명자들은 절삭성의 향상에는 S의 함유량이 크게 영향을 주고, 냉간 가공성의 향상에는 황화물의 형상이 크게 영향을 주는 것 밝혀내었다. 본 발명에서는 Mg, Zr, Ca의 1종 또는 2종 이상의 첨가에 의하여 황화물의 형상을 제어하기 위하여, S량을 0.01% 이상으로 하는 것이 가능하다. 피삭성을 중시하는 경우에는 S량을 0.02% 이상으로 하는 것이 좋다.

Cr는 강의 강도, 담금질성을 향상시키는 유효한 원소이며, 본 발명에서는 0.4% 이상을 첨가한다. 또한, 베어링 부품, 전동 부품에 있어서는 침탄 후의 표층의 잔류 γ양을 증대시켜, 전동 피로 과정에서의 조직 변화, 재질 열화의 억제에 의한 고수명화에 유효하기 때문에 0.7% 이상의 첨가가 좋다. 더 바람직한 Cr량은 1.0% 이상이다. 한편, 2.0%를 넘어 Cr를 첨가하면, 경도의 상승에 의하여 냉간 가공성이 열화하기 때문에 상한을 2.0%로 한다. 냉간 단조성을 높이려면, Cr량을 1.5% 이하로 하는 것이 좋다.

Ti는 강 중에서 탄화물, 탄황화물, 질화물 등의 석출물을 생성하는 원소이다. 본 발명에서는 미세한 TiC, TiCS를 이용하여 침탄 담금질시의 조대립의 발생을 방지하기 위하여 0.05% 이상의 Ti를 첨가한다. Ti량의 바람직한 하한은 0.1%이다. 한편, 0.2%를 초과하여 Ti를 첨가하면, 석출 경화에 의하여 냉간 가공성이 현저하게 열화하기 때문에, Ti량의 상한을 0.2%로 한다. 또한, TiN의 석출을 억제하여 전동 피로 특성을 향상시키려면, Ti량을 0.15% 이하로 하는 것이 좋다.

Al는 탈산제이며, 0.005% 이상을 첨가하는 것이 바람직하지만, 이것에 한정되는 것은 아니다. 한편, Al량이 0.04%를 넘으면, AlN이 열간 가공의 가열에 의하여 용체화하지 않고 잔존한다. 그 때문에, 조대한 AlN이 Ti나 Nb의 석출물의 석출 핵이 되어 미세한 석출물의 생성이 저해된다. 따라서, 침탄 담금질시의 결정립의 조대화를 방지하려면, Al량을 0.04% 이하로 하는 것이 필요하다.

N는 질화물을 생성하는 원소이다. 본 발명에서는 조대한 TiN나 AlN의 생성을 억제하기 위하여, N량의 상한을 0.0050%로 한다. 이것은 조대한 TiN나 AlN이 TiC, TiCS를 주체로 하는 Ti계 석출물, NbC를 주체로 하는 Nb계 탄질화물 등의 석출 핵이 되어, 미세한 석출물의 분산을 저해하기 때문이다.

P는 불순물로서, 냉간 가공시의 변형 저항을 높이고, 인성을 열화시키는 원소이다. 과잉으로 함유하면 냉간 단조성이 열화하기 때문에, P의 함유량을 0.025% 이하로 제한하는 것이 필요하다. 또한, 결정립계의 취화를 억제하고, 피로 강도를 향상시키려면, P의 함유량을 0.015% 이하로 하는 것이 좋다.

0은 불순물로서, 강 중에서 산화물계 개재물을 형성하여 가공성을 해치기 때문에, 함유량을 0.0025% 이하로 제한한다. 또한, 본 발명의 표면 경화 강은 Ti를 함유하기 때문에, Ti를 함유하는 산화물계 개재물이 생성되고, 이것을 석출 핵으로 하여 TiC가 석출한다. 산화물계 개재물이 증가하면, 열간 가공시에 미세한 TiC의 생성이 억제되는 경우가 있다.

따라서, TiC, TiCS를 주체로 하는 Ti계 석출물을 미세하게 분산시켜, 침탄 담금질시에 결정립의 조대화를 억제하려면, 0량의 상한을 0.0020%로 하는 것이 좋다.

또한, 베어링 부품, 전동 부품은 산화물계 개재물을 기점으로 하여 전동 피로 파괴가 일어나는 경우가 있다. 그 때문에, 베어링 부품, 전동 부품에 적용하는 경우, 전동 수명을 향상시키기 위하여, 0 함유량을 0.0012% 이하로 제한하는 것이 좋다.

또한, 본 발명의 표면 경화 강은 황화물의 형태를 제어하기 위하여, Mg, Zr, Ca의 1종 또는 2종 이상을 첨가하는 것이 필요하다. Mg, Zr, Ca는 실질적으로 구상의 황화물을 생성하고, 또한, MnS의 변형능을 높여 열간 가공에 의한 연신을 억제한다. 특히, Mg, Zr는 미량으로 함유시켜도 현저한 효과를 발현하기 때문에, 부원료 등에도 주위를 기울이는 것이 좋다. 또한, Mg, Zr의 첨가량을 안정시키려면 Mg, Zr를 포함하는 내화물을 사용함으로써 함유량을 제어하는 것이 좋다.

Mg는 산화물 및 황화물을 생성하는 원소이다. Mg의 함유에 의하여, MgS이나 MnS와의 복합 황화물 (Mn,Mg)S 등이 생성되어, MnS의 연신을 억제할 수 있다. 미량의 Mg는 MnS의 형태의 제어에 유효하므로, 가공성을 높이기 위하여 0.0002% 이상의 Mg를 첨가하는 것이 좋다.

또한, Mg의 산화물은 미세하게 분산하여, MnS 등의 황화물의 생성 핵이 된다. Mg의 산화물을 이용하여 조대한 황화물의 생성을 억제하려면, 0.0003% 이상의 Mg의 첨가가 좋다. 또한, Mg를 첨가하면 황화물은 약간 경질이 되어, 열간 가공에 의하여 연신되기 어려워진다.

절삭성의 향상에 기여하고 냉간 가공성을 해치지 않도록, 황화물의 형상을 제어하려면, 0.0005% 이상의 Mg를 첨가하는 것이 좋다. 또한, 열간 단조는 미세한 황화물을 균일하게 분산시키는 효과가 있고, 냉간 가공성의 향상에 유효하다.

한편, Mg의 산화물은 용강 위로 부상(浮上)하기 쉽기 때문에, 수율이 낮고, 제조 비용의 관점에서 Mg의 함유량의 상한은 0.003%가 좋다. 또한, Mg를 과잉으로 첨가하면, 용강 중에 다량의 산화물이 생성하고, 내화물에의 부착이나 노즐 막힘 등의 제강 상의 문제를 일으키는 경우가 있다. 따라서, Mg의 첨가량을 0.001% 이하로 하는 것이 더 좋다.

Zr는 산화물, 황화물, 질화물을 생성하는 원소이다. 미량의 Zr를 첨가하면 용강 중에서 Ti와 복합하여, 미세한 산화물, 황화물 및 질화물을 생성한다. 따라서, 본 발명에서는 Zr의 첨가는 개재물 및 석출물의 제어에는 극히 유효하다. 개재물의 형태를 제어하고, 가공성을 높이려면, 0.0002% 이상의 Zr를 첨가하는 것이 바람직하지만, 이것에 한정되는 것은 아니다.

Zr 및 Ti를 포함하는 산화물, 황화물, 질화물은 응고시에 MnS의 석출 핵이 된다. 이 Zr 및 Ti를 포함하는 산화물, 황화물, 질화물의 주위에 석출한 MnS에는 Zr, Ti가 용해하여 변형능이 저하된다. 따라서, MnS의 변형을 억제하고, 열간 가공에 의한 연신을 방지하려면, 0.0003% 이상의 Zr를 첨가하는 것이 좋다.

한편, Zr는 고가의 원소이기 때문에, 제조 비용의 관점에서 Zr량의 상한을 0.01%로 하는 것이 좋다. 더 바람직한 Zr량은 0.005% 이하, 더 좋기로는, 0.003% 이하이다.

Ca는 산화물, 황화물을 생성하는 원소이다. 개재물의 형태를 제어하고, 가공성을 높이려면, 0.0002% 이상의 Ca를 첨가하는 것이 좋다. Ca의 첨가에 의하여 생성하는 CaS, (Mn, Ca)S나, Ti와의 복합 황화물은 응고시에 MnS의 석출 핵이 된다.

특히, Ca 및 Ti를 포함하는 산화물, 황화물의 주위에 석출한 MnS에는 Ca, Ti가 용해하여, 변형능이 저하된다. 따라서, MnS의 변형을 억제하고, 열간 가공에 의한 연신을 방지하려면, 0.0003% 이상의 Ca의 첨가가 좋다.

한편, Mg와 마찬가지로, Ca를 과잉으로 첨가하면, 산화물의 내화물에의 부착이나 노즐 막힘 등의 제강 상의 문제를 일으키는 경우가 있다. 따라서, Ca량은 0.005% 이하로 하는 것이 좋다.

또한, Mg, Zr, Ca 중에서, 2종 이상을 첨가하는 것이 더 좋고, 실질적으로 구상의 황화물을 미세하게 분산시킬 수 있다. Mg, Zr, Ca의 2종 이상을 첨가하는 경우에는 함유량의 합계를 0.0005% 이상으로 하는 것이 좋다. 또한, Mg, Zr, Ca의 2종 이상을 첨가하는 경우에도, 내화물에의 부착 등을 방지하기 위하여, 함유량의 합계를 0.006% 이하로 하는 것이 좋고, 더 나아가 0.003% 이하로 하는 것이 좋다.

또한, 침탄 담금질시의 조대립의 발생을 억제하기 위하여, Ti와 마찬가지로 탄질화물을 생성하는 Nb를 첨가하는 것이 좋다. Nb는 Ti와 같이, 강 중의 C, N와 결합되어 탄질화물을 생성하는 원소이다. Nb의 첨가에 의하여, Ti계 석출물에 의한 조대립의 발생을 억제하는 효과가 더 현저하게 된다. Nb의 첨가량이 미량이어도, Nb를 첨가하지 않는 경우에 비하여, 조대립의 방지에는 극히 유효하다.

이것은 Ti계 석출물에 Nb가 고용되어, Ti계 석출물의 조대화를 억제하기 때문이다. 침탄 담금질의 가열시에 조대립의 발생을 억제하려면, 0.01% 이상의 Nb의 첨가가 바람직하지만, 이것에 한정되는 것은 아니다. 한편, Nb를 0.04% 이상 첨가하면 강이 경화하여, 냉간 가공성, 특히 냉간 단조성이나, 절삭성, 그리고, 침탄 특성이 열화하는 경우가 있다. 따라서, Nb의 첨가량은 0.04% 미만으로 하는 것이 좋다. 냉간 단조성 등의 냉간 가공성, 절삭성을 중시하는 경우, Nb량의 매우 적합한 상한은 0.03% 미만이다. 또한, 가공성에 추가하여, 침탄성을 중시하는 경우, Nb량의 적합한 상한은 0.02% 미만이다.

또한, 조대립 방지 특성과 가공성을 양립하려면, Nb의 첨가량과 Ti의 첨가량의 합계를 조정하는 것이 좋고, Ti+Nb의 호적 범위는 0.07% 이상, 0.17% 미만이다. 특히, 고온 침탄이나, 냉간 단조 부품에 있어서, Ti+Nb의 바람직한 범위는 0.09% 초과, 0.17% 미만이다.

또한, 강의 강도, 담금질성을 향상시키기 위하여, Mo, Ni, V, B, Nb의 1종 또는 2종 이상을 첨가하여도 좋다.

Mo는 강의 강도 및 담금질성을 높이는 원소이다. 본 발명에서는 침탄 부품의 표층의 잔류 γ 양을 증대시키고, 또한, 전동 피로 과정에서의 조직 변화, 재질 열화의 억제에 의한 고수명화를 도모하기 위하여도 유효하다. 그러나, 1.5%를 초과하여 Mo를 첨가하면, 경도의 상승에 의하여 절삭성, 냉간 단조성이 열화하는 경우가 있다. 따라서, Mo의 함유량을 1.5% 이하로 하는 것이 좋다. Mo량은 고가의 원소이므로, 제조 비용의 관점에서는, 0.5% 이하로 하는 것이 더 좋다.

Ni는 Mo와 마찬가지로 강의 강도 및 담금질성의 향상에 유효한 원소이다. 그러나, 3.5%를 초과하여 Ni를 첨가하면, 경도의 상승에 의하여 절삭성, 냉간 단조성이 열화하는 경우가 있기 때문에, Ni의 함유량을 3.5% 이하로 하는 것이 좋다. Ni도 고가의 원소이며, 제조 비용의 관점에서 매우 적합한 상한은 2.0%이다. Ni량의 더 적합한 상한은 1.0%이다.

V는 강 중에 고용하면, 강도 및 담금질성을 향상시키는 원소이다. V량이 0.5%를 넘으면, 경도의 상승에 의하여 절삭성, 냉간 단조성이 열화하는 경우가 있기 때문에, 함유량의 상한을 0.5%로 하는 것이 좋다. V량의 적합한 상한은 0.2%이다.

B는 미량의 첨가로, 강의 담금질성을 높이는 유효한 원소이다. 또한, B는 열간 압연 후의 냉각 과정에서 붕소철탄화물을 생성하고, 페라이트의 성장 속도를 증가시켜 연질화를 촉진한다. 또한, 침탄 부품의 입계 강도를 향상시켜, 피로 강도, 충격 강도의 향상에도 유효하다. 그러나, 0.005%를 넘어 B를 첨가하면, 효과가 포화하고, 충격 강도를 열화시키는 경우가 있기 때문에, 함유량의 상한은 0.005%가 좋다. B량의 호적의 상한은 0.003%이다.

또한, Si, Cr의 첨가, 그리고 Mo의 첨가에 의한 베어링 부품, 전동 부품의 전동 피로 과정에서의 조직 변화, 재질 열화의 억제의 효과는 침탄 후의 표층에 있어서의 잔류 오스테나이트(잔류 γ)가 30 내지 40%일 때 특히 크다. 표층의 잔류 γ양을 30 내지 40%의 범위로 제어하려면, 침탄침질처리를 실시하는 것이 유효하다. 침탄침질처리는 침탄 후의 확산 처리의 과정에서 침질을 실시하는 처리이다.

표층의 잔류 γ량을 30 내지 40%로 하려면, 표층의 질소 농도가 0.2 내지 0.6%의 범위가 되도록 침탄침질처리를 실시하는 것이 좋다. 또한, 이 경우, 침탄시의 탄소 포텐셜을 0.9 내지 1.3%의 범위로 하는 것이 좋다.

또한, 본 발명의 표면 경화 강은 침탄 담금질 시에 표층에 침입하는 탄소 및 질소와 고용 Ti가 반응하여, 침탄층에 미세한 Ti(C,N)가 다량으로 석출한다. 특히, 베어링 부품, 전동 부품에서는 표층의 Ti(C,N)에 의하여 전동 피로 수명이 향상된다.

따라서, 전동 피로 수명을 높이려면, 침탄시의 탄소 포텐셜을 0.9 내지 1.3%로 하는 것이 좋다. 또한, 침탄 후의 확산 처리의 과정에서 침질을 실시하는 침탄침질처리에서는 표면의 질소 농도가 0.2 내지 0.6%의 범위가 되도록 조건을 설정 하는 것이 좋다.

다음으로, 본 발명의 표면 경화 강에 포함되는 석출물 중에서, AlN, 황화물에 대하여 설명한다.

AlN는 Ti계 석출물, Nb계 석출물의 석출 핵이 되어, 미세한 석출물의 생성을 저해한다. 따라서, 본 발명에서는 표면 경화 강에 포함되는 AlN의 석출 양을 제한하는 것이 필요하다. AlN의 석출 양이 과잉이면, 침탄 담금질시에 조대립의 발생이 염려되기 때문에, 표면 경화 강의 AlN의 석출 양을 0.01% 이하로 제한한다. AlN의 석출 양의 호적의 상한은 0.005%이다.

표면 경화 강의 AlN의 석출 양을 억제하려면, 열간 가공의 가열 온도를 높여서 용체화를 촉진하는 것이 필요하다. 본 발명의 표면 경화 강은 N량을 제한하고 있기 때문에, AlN이 용체화하는 온도로 가열하면, Ti계 석출물, Nb계 석출물도 용체화할 수 있다.

또한, AlN의 석출 양은 추출 잔사를 화학 분석하는 것에 의하여 측정할 수 있다. 추출 잔사는 브롬메탄올 용액으로 강을 용해하고, 0.2㎛의 필터로 여과하여 채취한다. 또한, 0.2㎛의 필터를 사용하여도, 여과 과정에서 석출물에 의하여 필터 막힘이 일어나기 때문에, 0.2㎛ 이하의 미세한 석출물의 추출도 가능하다.

MnS는 절삭성의 향상에는 유용하기 때문에, 밀도를 확보하는 것이 필요하다. 한편, 연신한 조대한 MnS는 냉간 가공성을 해치기 때문에, 크기 및 형상을 제어하는 것이 필요하다. 본 발명자들은 S의 함유량, MnS의 크기 및 형상과, 절삭성 및 냉간 가공성과의 관계에 대하여 검토를 행하였다.

그 결과, 광학 현미경으로 관찰되는 MnS의 원 상당 지름이 20㎛를 넘고, 종횡비가 3을 넘으면, 냉간 가공시에 균열이 발생하는 기점이 되는 것을 알 수 있었다.

MnS의 원 상당 지름은 MnS의 면적과 동일한 원 면적을 가진 원의 직경이며, 화상 해석에 의하여 구할 수 있다. 종횡비는 MnS의 길이를 MnS의 두께로 나눈 비이다.

다음으로, 본 발명자들은 황화물의 분포의 영향에 대하여 검토를 하였다. 직경이 30 mm인 열간 압연재의 MnS를 주사형 전자 현미경으로 관찰하여, 크기, 종횡비 및 밀도와 냉간 가공성 및 절삭성과의 관계에 대하여 정리하였다. MnS의 관찰은 압연 방향과 평행한 단면의 표면으로부터 1/2 반경부에서 실시하였다. 1mm×1 mm의 면적을 10 시야 관찰하고, 존재하는 황화물계 개재물의 원 상당 지름, 종횡비, 개수를 구하였다. 또한, 개재물이 황화물인 것은 주사형 전자 현미경에 부속되는 에너지 분산형 X선 해석에 의하여 확인하였다.

원 상당 지름으로 20㎛를 넘고, 또한 종횡비가 3을 넘는 MnS의 개수를 계측하고, 면적으로 나누어 밀도 d를 구하였다. 이 황화물의 밀도 d는 S량의 영향을 받기 때문에, 절삭성과 냉간 가공성을 양립시키기 위하여, 아래 식을 만족할 필요가 있다는 것을 알았다.

d≤1700[S]+20 (개/㎟)

이때, [S]는 S의 함유량(질량%)을 나타낸다. 또한, 조대한 Ti계 석출물이 강 중에 존재하면 접촉 피로 파괴의 기점이 되어 피로 특성이 열화하는 경우가 있다.

접촉 피로 강도는 침탄 부품의 요구 특성이며, 전동 피로 특성이나 면 피로 강도이다. 접촉 피로 강도를 높이려면, Ti계 석출물의 최대 직경을 40㎛ 미만으로 하는 것이 좋다.

Ti계 석출물의 최대 직경은 표면 경화 강의 길이 방향의 단면에 있어서, 검사 기준 면적을 100㎟, 검사 회수를 16 시야, 예측을 실시하는 면적을 30000㎟로 하고, 측정된 극치 통계에 의하여 구한다.

극치 통계에 의한 석출물의 최대 직경의 측정 방법은, 예를 들면 무라카미 타카시의, 「금속 피로 미소 결함과 개재물의 영향」, 요겐도, pp. 233 내지 239 (1993년)에 기재되어 있는 바와 같이, 일정 면적 내, 즉 예측을 실시하는 면적(3OOO0㎟)에서 관찰되는 최대 석출물을 추정하는 이차원적 검사 방법이다.

극치 확률 용지에 플롯하고, 최대 석출물 직경과 극치 통계 기준화 변수의 일차 함수를 구하고, 최대 석출물 분포 직선을 외삽함으로써, 예측을 실시하는 면적에 있어서의 최대 석출물의 직경을 예측한다.

다음으로, 본 발명의 표면 경화 강의 조직에 대하여 설명한다.

표면 경화 강의 베이나이트의 조직 분율은 30% 이하로 제한하는 것이 좋다. 이것은 침탄 담금질시의 조대립의 발생을 방지하려면, 입계에 미세한 석출물을 생성시키는 것이 바람직하기 때문이다. 즉, 열간 가공 후의 냉각시에 생성되는 베이나이트의 조직 분율이 30%를 넘으면, Ti계 석출물, Nb계 석출물을 상 계면 석출시키는 것이 어려워진다.

베이나이트의 조직 분율을 30% 이하로 억제하는 것은 냉간 가공성을 개선하기 위하여도 유효하다.

고온 침탄 등, 조대립 방지에 대하여 조건이 엄격한 경우, 베이나이트의 조직 분율의 상한을 20%로 하는 것이 좋고, 10% 이하가 더 좋다. 또한, 냉간 단조 후, 고온 침탄을 실시하는 경우 등에는 베이나이트의 조직 분율의 상한은 5% 이하가 좋다.

본 발명의 표면 경화 강의 페라이트립은 과도하게 미세하면, 조대립이 발생하기 쉬워진다. 이것은 침탄 담금질시에 오스테나이트립이 과도하게 미세화하기 때문이다. 특히, 페라이트의 입도 번호가 JIS G 0551로 규정되는 11을 넘으면 조대립이 발생하기 쉬워진다. 한편, 표면 경화 강의 페라이트의 입도 번호가 JIS G 0551로 규정되는 8 미만이 되면, 연성이 저하하여, 냉간 가공성을 해치는 경우가 있다. 따라서, 표면 경화 강의 페라이트의 입도 번호는 JIS G 0551로 규정되는 8 내지 11의 범위 내로 하는 것이 좋다.

다음으로, 본 발명의 표면 경화 강의 제조 방법에 대하여 설명한다.

강을 전로, 전기로 등의 통상의 방법에 의하여 용제하고, 성분 조정을 실시하여, 주조 공정, 필요에 따라서 분괴 압연 공정을 거쳐 강재를 얻는다. 강재에, 열간 가공, 즉, 열간 압연이나 열간 단조를 실시하여, 선재 또는 봉강을 제조한다.

강재의 황화물은 용강 중 또는 응고시에 정출하는 것이 많고, 황화물의 크기는 응고시의 냉각 속도에 크게 영향을 받는다. 따라서, 황화물의 조대화를 방지하려면 응고시의 냉각 속도를 제어하는 것이 중요하다.

응고시의 냉각 속도는 도 2에 나타내는 주편 단면 위에서 주편 폭 W의 중심 선 위에서, 표면으로부터 두께 방향 중심선까지의 거리의 1/2부(표면으로부터 주편 두께 T에 대하여 표면으로부터 T/4의 위치)에 있어서의 냉각 속도라고 정의한다. 황화물의 조대화를 억제하려면, 응고시의 냉각 속도를 3℃/분 이상으로 하는 것이 좋다. 좋기로는, 5℃/분 이상, 더 좋기로는, 10℃/분 이상이다. 또한, 응고시의 냉각 속도는 덴드라이트 2차 암 간격에 의하여 확인할 수 있다.

주편은 그대로 재가열하고, 열간 가공을 실시하여 표면 경화 강을 제조하거나, 또는 분괴 공정에 의하여 얻은 소재를 재가열하고, 열간 가공을 실시하여 표면 경화 강을 제조한다. 일반적으로, 주편을 분괴 압연에 의하여 빌렛으로 성형하고, 실온으로 냉각한 후, 재가열하여 표면 경화 강을 제조한다. 또한, 기어 등의 부품 제조에서는 열간 단조가 추가되는 경우도 있다. 이때, 분괴 압연에서는 1150℃ 이상의 고온에서 10분 이상 유지하여, Ti, Nb계의 석출물을 고용시키는 것이 좋다.

표면 경화 강을 제조하기 위하여 강재를 가열한다. 가열 온도가 1150℃ 미만이면, Ti계 석출물, Nb계 석출물 및 AlN를 강 중에 고용시킬 수 없어, 조대한 Ti계 석출물, Nb계 석출물, AlN이 잔존한다.

열간 가공 후의 표면 경화 강에, 미세한 Ti계 석출물이나 Nb계 석출물을 분산시켜, 침탄 담금질시의 조대립의 발생을 억제하려면 가열 온도를 1150℃ 이상으로 하는 것이 필요하다. 적합한 가열 온도의 하한은 1180℃ 이상이다.

가열 온도의 상한은 규정하지 않지만, 가열로의 부하를 고려하면, 1300℃ 이하가 좋다. 강재의 온도를 균일하게 하고, 석출물을 고용시키기 위하여, 유지 시간은 10분 이상이 좋다. 유지 시간은 생산성의 관점에서 60분 이하가 좋다.

열간 가공의 마무리 온도는 840℃ 미만에서는 페라이트의 결정립이 미세하게되어, 침탄 담금질시에 조대립이 발생하기 쉬워진다. 한편, 마무리 온도가 100O℃를 넘으면, 경화하여 냉간 가공성이 열화된다. 따라서, 열간 가공의 마무리 온도를 840 내지 1000℃로 한다. 또한, 마무리 온도의 바람직한 범위는 900 내지 970℃이며, 더 바람직한 범위는 920 내지 950℃이다.

열간 가공 후의 냉각 조건은 Ti계 석출물, Nb계 석출물을 미세하게 분산시키기 위하여 중요하다. Ti계 석출물, Nb계 석출물의 석출이 촉진되는 온도 범위는 500 내지 800℃이다. 따라서, 800℃에서 500℃까지의 온도 범위를 1℃/초 이하로 서랭하고, Ti계 석출물, Nb계 석출물의 생성을 촉진한다.

냉각 속도가 1℃/초를 넘으면, Ti계 석출물, Nb계 석출물의 석출 온도역을 통과하는 시간이 짧아져, 미세한 석출물의 생성이 불충분하게 된다. 또한, 냉각 속도가 빨라지면, 베이나이트의 조직 분율이 커진다. 또한, 냉각 속도가 크면 표면 경화 강이 경화하고, 냉간 가공성이 열화하기 때문에, 냉각 속도는 0.7℃/초 이하가 좋다.

또한, 냉각 속도를 작게 하는 방법으로서는, 압연 라인의 후방에 보온 커버 또는 열원 부착 보온 커버를 설치하고, 이에 의하여, 서랭을 실시하는 방법을 들 수 있다.

본 발명의 표면 경화 강은 냉간 단조 공정으로 제조되는 부품, 열간 단조로 제조되는 부품 어느 것에도 적용 가능하다. 열간 단조 공정은, 예를 들면 봉강 - 열간 단조 - 필요에 따라 소준 등의 열처리 - 절삭 - 침탄 담금질 - 필요에 따라 연삭 또는 연마하는 공정을 들 수 있다.

본 발명의 표면 경화 강을 사용하여, 예를 들면 1150℃ 이상의 가열 온도로 열간 단조를 실시하고, 그 후 필요에 따라서 소준 처리를 함으로써, 950 내지 1090℃의 온도역에서의 고온 침탄을 실시하여도, 조대립의 발생을 억제할 수 있다. 예를 들면, 베어링 부품, 전동 부품의 경우, 고온 침탄을 실시하여도 우수한 전동 피로 특성을 얻을 수 있다.

침탄 담금질은 특히 한정하지 않지만, 베어링 부품, 전동 부품에 있어서, 높은 전동 피로 수명을 지향하는 경우에는 탄소 포텐셜을 0.9 내지 1.3%로 설정하는 것이 좋다. 또한, 침탄 후의 확산 처리의 과정에서 침질을 행하는 침탄침질처리도 유효하고, 표면의 질소 농도가 0.2 내지 0.6%의 범위가 되는 조건이 적절하다. 이러한 조건을 선택함으로써, 침탄층에 미세한 Ti(C,N)가 다량으로 석출하고, 전동 수명이 향상된다.

<실시예 1>

표 1 내지 3에 나타내는 성분 조성을 가진 강을 용제하고, 응고 냉속을 10 내지 11℃/분으로 하여 주조하였다. 표 1 내지 3의 성분의 공란은 의도적으로 첨가하지 않는 것을 의미하고, 밑줄은 본 발명의 범위 외인 것을 의미한다.

응고 냉속은, 미리 다양한 크기의 주편을 주조할 때의 냉각 조건과 응고 냉속의 관계를 정리한 데이터에 기초하여 조정하였다. 일부 주편의 응고 냉속은 덴드라이트 2차 암 간격에 의하여 10 내지 11℃/분의 범위 내인 것을 확인하였다. 일부의 주편에는 필요에 따라서, 분괴 압연을 실시하였다.

다음으로, 열간 가공을 실시하고, 직경 24 내지 30 mm의 봉강을 제조하였다. 봉강의 마이크로 관찰을 실시하고, 베이나이트 분율의 측정, JIS G 0551의 규정에 준거하여, 페라이트의 입도 번호를 측정하였다. JIS Z 2244에 준거하여 비커스 경도를 측정하고, 냉간 가공성이나 피삭성의 지표로 하였다. AlN의 석출 양을 화학 분석에 의하여 구하였다.

또한, 극치 통계법에 의한 Ti계 석출물의 최대 직경의 예측을 실시하였다. 표 4 내지 6에, 열간 가공의 가열 온도, 마무리 온도, 냉각 속도, 베이나이트 분율, 페라이트의 입도 번호, AlN의 석출 양, Ti계 석출물의 최대 직경, 비커스 경도를 나타낸다. 또한, 냉각 속도는 500 내지 800℃의 범위의 냉각 속도이고, 800℃로부터 500℃까지의 냉각에 요하는 시간으로부터 구하였다.

Ti계 석출물의 최대 직경은 다음과 같이 하여 구하였다. 광학 현미경에 의하여 금속 조직을 관찰하고, 콘트라스트에 의하여 석출물의 판별을 실시하였다. 또한, 석출물의 콘트라스트는 주사형 전자 현미경과 에너지 분산형 X선 분광 분석 장치를 이용하여 확인하였다.

시험편의 길이 방향의 단면에 있어서, 검사 기준 면적 10O㎟(10mm×10mm의 영역)의 영역을, 미리 16 시야분 준비하였다. 그리고 각 검사 기준 면적 100 평방 mm에 있어서의 Ti계의 최대 석출물을 검출하고, 이것을 광학현미경에서 1000배로 사진 촬영하였다.

이것을 각각의 각 검사 기준 면적 100㎟의 16 시야에 대하여 16회 반복 실시하였다. 이와 같이, 검사 회수를 16시야로 하고, 얻은 사진으로부터 각 검사 기준 면적에 있어서의 최대 석출물의 직경을 계측하였다. 또한, 타원형의 경우에는 장경과 단경의 상승 평균을 구하여 그 석출물의 직경으로 하였다.

얻은 최대 석출물 직경의 16개의 데이터를, 무라카미 타카시의, 「금속 피로 미소 결함과 개재물의 영향」, 요겐도, pp. 233 내지 239 (1993년)에 기재되어 있는 방법에 의하여, 극치 확률 용지에 플롯하고, 최대 석출물 분포 직선, 즉, 최대 석출물 직경과 극치 통계 기준화 변수의 일차 함수를 구하고, 최대 석출물 분포 직선을 외삽하여, 예측을 실시하는 면적(3OOOO㎟)에 있어서의 최대 석출물의 직경을 구하였다.

또한, 냉간 단조에 의한 냉간 가공성을 평가하기 위하여, 소둔을 실시한 후, 업세팅 시험을 실시하였다. 도 3에 나타내는 홈을 형성한 시험편을 채취하고, 균열 발생까지의 한계 압축률을 측정하였다. 압축율을 변경하여 10개의 시험편을 사용하여 균열 발생의 확률을 구하고, 확률이 50%가 되었을 때의 압축율을 한계 압축율로 하였다.

이 한계 압축율이 높을수록 단조성이 양호하다고 평가한다. 본 시험법은 냉간 단조에 가까운 평가 방법이지만, 열간 단조에서의 단조성에 대한 황화물의 영향을 나타내는 지표로 생각되었다.

피삭성은 드릴의 파손까지의 수명을 구하는 시험을 실시하여 평가하였다. 또한, 천공은 직경이 3 mm인 하이스 스트레이트 드릴을 사용하여 송출 0.25 mm, 구멍 깊이 9 mm, 드릴 돌출량 35 mm로 하고, 수용성 절삭유를 사용하여 실시하였다.

드릴의 주속은 10 내지 70 m/분의 범위 내에서 일정하게 하고, 천공하면서 파손까지의 누적 구멍 깊이를 측정하였다. 이때, 누적 구멍 깊이는 1개의 구멍 깊이와 천공 구멍 개수와의 곱이다.

드릴의 주속을 변화시켜 동일한 측정을 하였다. 누적 구멍 깊이가 1000 mm를 초과하는 드릴의 주속 중에서, 최대값을 VL1000으로서 구하였다. VL1000이 클수록 공구 수명이 양호하고, 피삭성이 우수한 재료라고 평가된다.

또한, 조대립 특성의 평가는 구상화 소둔 후의 봉강으로부터 시험편을 채취하고, 냉간으로 압하율 50%의 업세팅 단조를 실시한 후, 침탄 담금질을 모의한 열처리(침탄 시뮬레이션이라 함)를 실시하여, 구오스테나이트 입경을 측정하고 평가하였다.

침탄 시뮬레이션은 910 내지 1010℃로 가열하고, 5 시간 유지하며, 수랭 하는 열처리이다. 구오스테나이트 입도의 측정은 JIS G 0551에 준하여 실시하였다.

구오스테나이트 입경을 측정하고, 조대립이 발생한 온도(조대화 온도)를 구하였다. 또한, 구오스테나이트 입경은 400배로 10 시야 정도 관찰을 하여 측정하고, 입도 번호가 5 이하인 조대립이 1개라도 존재하면 조대립 발생으로 판정하였다.

침탄 담금질 처리의 가열 온도는 통상 930 내지 950℃이기 때문에, 조대화 온도가 950℃ 이하인 것은 결정립 조대화 특성이 떨어진다고 판정하였다.

다음으로, 압하율을 50%로 하여, 냉간 단조를 실시하고, 직경 12.2 mm의 원주상의 전동 피로 시험편을 채취하여, 침탄 담금질을 실시하였다. 침탄 담금질은 탄소 포텐셜이 0.8%인 분위기 중에서, 950℃로 가열하여 5 시간 유지하고, 온도가 130℃인 기름에 담금질하여 실시하였다. 또한, 180℃에서 2 시간 유지하고, 템퍼링을 실시하였다. 이 침탄 담금질재에 대하여 침탄층의 γ 입도(침탄층 오스테나이트 입도 번호)를 JIS G 0551에 준하여 조사하였다.

또한, 점 접촉형 전동 피로 시험기(헤르츠 최대 접촉 응력 5884 MPa)를 사용하여 전동 피로 특성을 평가하였다. 피로 수명의 척도로서 「시험 결과를 와이블 확률지에 플롯하여 얻은 누적 파손 확률 10%에 있어서의 피로 파괴까지의 응력 반복 수」로서 정의되는 L₁₀ 수명을 사용하였다. 다만, 압하율 50%에서 균열이 다발한 재료는 그 후의 피로 시험을 실시하지 않았다.

이 조사 결과를 정리하여, 표 4 내지 6에 나타낸다. 전동 피로 수명은 No. 55(비교예)의 L₁₀ 수명을 1로 하고, 각 재료의 L₁₀ 수명의 상대값을 나타내었다.

본 발명예의 결정립 조대화 온도는 990℃ 이상이며, 950℃ 침탄재의 γ립도 세정립(細整粒)이며, 전동 피로 특성도 우수한 것이 분명하다. 냉간 단조성과 피삭성에 대하여도 동일한 S량의 비교예를 비교하면 우수한 것이 분명하다.

한편, 비교예인 No. 55는 JIS에 규정되는 SCr420에 상당하는데, Ti, Mg, Zr, Ca를 함유하지 않기 때문에, 조대화 온도가 낮고, γ립이 조대화하였다.

또한, No. 56 내지 58은 Ti에 의한 조대립 방지 효과는 인정되었지만, Ti, Mg, Zr, Ca를 함유하지 않기 때문에, 피삭성에 떨어지고, 또한 냉간 단조성도 충분하지 않다.

No. 59 및 60은 S를 증량하여 피삭성의 개선을 도모한 예이지만, Ti, Mg, Zr, Ca를 함유하지 않기 때문에, 황화물이 연신하고, 냉간 단조성이 떨어진다.

No. 84 내지 89는 Mo나 Nb를 첨가하여, 담금질성을 향상시킨 예인데, No. 87은 JIS에 규정되는 SCM420에 상당한다. 그러나, No. 87은 Ti, Mg, Zr, Ca를 함유하지 않기 때문에, 조대화 온도가 낮고, γ립이 조대화하였다. 또한, No 84 내지 86, 88 및 89는 Ti에 의한 조대립 방지 효과는 인정되었지만, Ti, Mg, Zr, Ca를 함유하지 않기 때문에, 피삭성에 떨어지고, 또한 냉간 단조성도 충분하지 않다.

No. 71 내지 76은 N의 함유량이 많아, Ti계 석출물이 조대하게 되고, 조대립의 생성이 현저하게 나타났다. 또한, No. 71 내지 73은 침탄 부품의 전동 피로 특성이 저하하고, No. 74 내지 76은 냉간 단조성에 떨어지고, 전동 피로 시험을 실시하지 않았던 예이다.

No. 80은 O 함유량이 많아서 조대립이 생성하고, 전동 피로 특성도 좋지 않다.

No. 77은 Ti 함유량이 적고, Ti의 고정 효과가 작기 때문에, 조대화 온도가 저하되었다.

No. 78은 Ti 함유량이 많아, Ti계 석출물이 조대화하고, 조대화 온도가 저하하며, TiC의 석출 경화에 의하여 냉간 가공성이 열화하였다. 또한, No. 78은 Ti계 석출물의 용체화가 불충분하게 되어, 침탄 부품의 전동 피로 특성도 저하되었다.

No. 79는 Nb 함유량이 많아, 석출 경화에 의하여 냉간 가공성이 열화하고, 조대립 방지 특성도 떨어졌다.

No. 61 내지 70은 가열 온도가 낮고, Ti계 석출물이나 Nb계 석출물의 고용이 불충분하게 되어, 조대립 방지 효과가 떨어진다.

No. 81은 열간 압연 후의 냉각 속도가 빠르고, 열간 가공 후의 베이나이트 조직 분율이 증가하여 조대립이 생성되었다.

No. 82는 열간 가공의 마무리 온도가 높고, 페라이트 결정 입도가 조대하게되어, 조대립 방지 특성이 열화하였다.

No. 83은 열간 가공의 마무리 온도가 낮고, 페라이트 결정 입도가 미세하게 되어, 조대립 방지 특성은 떨어진다.

Claims

질량%로,
C: 0.1 이상 0.3% 미만,
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: 0.04% 이하,
N: 0.0050% 이하,
P: 0.025% 이하,
O: 0.0025% 이하
로 제한하고, 또한
Mg: 0.003% 이하,
Zr: 0.01% 이하,
Ca: 0.005% 이하
의 1종 또는 2종 이상을 함유하고, 잔부가 철 및 불가피한 불순물로 이루어지고, AlN의 석출 양을 0.01% 이하로 제한하며, 원 상당 지름이 20 ㎛ 초과, 종횡비가 3 초과인 황화물의 밀도 d(개/㎟)와 S의 함유량[S](질량%)가
d≤1700[S]+20
를 만족하는 것을 특징으로 하는 냉간 가공성, 절삭성, 침탄 담금질 후의 피로 특성이 우수한 표면 경화 강.
제1항에 있어서, 추가적으로 질량%로,
Nb: 0.04% 미만,
Mo: 1.5% 이하,
Ni: 3.5% 이하,
V: 0.5% 이하,
B: 0.005% 이하
의 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 냉간 가공성, 절삭성, 침탄 담금질 후의 피로 특성이 우수한 표면 경화 강.
삭제
제1항 또는 제2항에 있어서, 베이나이트의 조직 분율을 30% 이하로 제한한 것을 특징으로 하는 냉간 가공성, 절삭성, 침탄 담금질 후의 피로 특성이 우수한 표면 경화 강.
제1항 또는 제2항에 있어서, 페라이트의 입도 번호가 JIS G 0551로 규정되는 8 내지 11인 것을 특징으로 하는 냉간 가공성, 절삭성, 침탄 담금질 후의 피로 특성이 우수한 표면 경화 강.
제1항 또는 제2항에 있어서, Ti계 석출물의 최대 직경이 40㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 냉간 가공성, 절삭성, 침탄 담금질 후의 피로 특성이 우수한 표면 경화 강.
응고시 냉각 속도를 3℃/분 이상으로 하여 주편으로서, 제1항 또는 제2항에 기재된 성분으로 이루어지는 강재를 제조하고, 얻어진 강재를 1150℃ 이상으로 가열하고, 마무리 온도를 840 내지 1000℃로 하여 열간 가공하며, 800 내지 500℃의 온도 범위를 1℃/초 이하로 냉각하는 것을 특징으로 하는 냉간 가공성, 절삭성, 침탄 담금질 후의 피로 특성이 우수한 표면 경화 강의 제조 방법.