KR101726251B1

KR101726251B1 - 연질화용 강 및 연질화 부품 그리고 이들의 제조 방법

Info

Publication number: KR101726251B1
Application number: KR1020157003310A
Authority: KR
Inventors: 야스히로 오모리; 키요시 우와이; 신지 미타오; 타카시 이와모토; 케이스케 안도; 쿠니카즈 도미타
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤; Jfe 죠코 가부시키가이샤
Priority date: 2012-07-26
Filing date: 2013-07-22
Publication date: 2017-04-12
Also published as: EP2878695B1; CN104508164B; WO2014017074A8; EP2878695A1; CN104508164A; US10125416B2; WO2014017074A1; JPWO2014017074A1; EP2878695A4; IN2015DN00283A; JP5567747B2; KR20150028354A; US20150159261A1

Abstract

질량％로, C: 0.01％ 이상 0.10％ 미만, Si: 1.0％ 이하, Mn: 0.5∼3.0％, P: 0.02％ 이하, S: 0.06％ 이하, Cr: 0.3∼3.0％, Mo: 0.005∼0.4％, V: 0.02∼0.5％, Nb: 0.003∼0.15％, Al: 0.005∼0.2％ 및 Sb: 0.0005∼0.02％를 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물의 조성으로 조정함과 함께, 베이나이트상(相)을 조직 전체에 대한 면적률로 50％ 초과로 함으로써, 연질화 처리 전에는 우수한 기계 가공성을 갖고, 연질화 처리 후는 우수한 피로 특성을 나타내는, 자동차 등의 기계 구조 부품에 적용하여 적합한 연질화용 강(鋼)을 제공한다.

Description

연질화용 강 및 연질화 부품 그리고 이들의 제조 방법{STEEL FOR NITROCARBURIZING AND NITROCARBURIZED COMPONENT, AND METHODS FOR PRODUCING SAID STEEL FOR NITROCARBURIZING AND SAID NITROCARBURIZED COMPONENT}

본 발명은, 연질화용 강(鋼) 및 그 연질화용 강으로부터 얻어지는 연질화 부품, 또한 이들의 제조 방법에 관한 것으로서, 특히 연질화 처리 후에 있어서 피로 특성(fatigue property)이 우수하여, 자동차, 건설 기계용 부품으로서 적합한 것이다.

자동차의 기어(automobile gears)등의 기계 구조 부품에는 우수한 피로 특성이 요구되며, 표면 경화 처리가 행해지는 것이 통례이다. 표면 경화 처리로서는, 침탄 처리(carburizing treatment), 고주파 퀀칭 처리(induction quench hardening) 및 질화 처리(nitriding treatment) 등이 잘 알려져 있다.

이 중, 침탄 처리는, 고온의 오스테나이트역(region)에 있어서 C를 침입·확산시키는 점에서, 깊은 경화 깊이가 얻어져, 피로 강도의 향상에 유효하다. 그러나, 침탄 처리에 의해 열처리 변형(heat treatment distortion)이 발생하는 점에서, 정숙성 등의 관점에서 엄격한 치수 정밀도가 요구되는 부품에는, 그 적용이 곤란했다.

또한, 고주파 퀀칭 처리는, 고주파 유도 가열에 의해 표층부를 퀀칭하는 처리이기 때문에, 역시 열처리 변형이 발생하여, 침탄 처리와 동일하게 치수 정밀도가 뒤떨어진다.

한편, 질화 처리는, Ac₁ 변태점(transformation point) 이하의 비교적 저온도역에서 질소를 침입·확산시켜 표면 경도를 높이는 처리이기 때문에, 상기한 바와 같은 열처리 변형이 발생할 우려는 없다. 그러나, 처리 시간이 50∼100시간으로 길고, 또한 처리 후에 표층이 무른(brittle) 화합물층을 제거할 필요가 있다는 문제가 있었다.

그 때문에, 질화 처리와 동일한 정도의 처리 온도에서, 처리 시간을 짧게 한 연질화 처리가 개발되어, 최근에는 기계 구조용 부품 등을 대상으로 널리 보급되어 있다. 이 연질화 처리는, 500∼600℃의 온도역에서 N과 C를 동시에 침입·확산시키고, 표면을 경화함으로써, 종래의 질화 처리와 비교하여 처리 시간을 절반 이하로 하는 것이 가능하다.

그러나, 전술한 침탄 처리에서는 퀀칭 경화에 의해 심부 경도(core hardness)를 상승시키는 것이 가능한 것에 대하여, 연질화 처리는 강의 변태점 이하의 온도에서 처리를 행하는 것이기 때문에, 심부 경도가 상승하지 않고, 연질화 처리재는 침탄 처리재와 비교하면, 피로 강도가 뒤떨어진다.

이러한 연질화 처리재의 피로 강도를 높이기 위해, 통상, 연질화 처리 전에 퀀칭·템퍼링(quenching and tempering) 처리를 행하여, 심부 경도를 상승시키고 있지만, 얻어지는 피로 강도는 충분하다고는 말하기 어렵고, 또한 제조 비용이 상승되고, 추가로 기계 가공성도 저하된다.

이러한 문제를 해결하기 위해, 특허문헌 1에서는, 강 중에, Ni나 Al, Cr, Ti등을 함유시킴으로써, 연질화 처리 후에 높은 굽힘 피로 강도(bending fatigue strength)가 얻어지는 연질화용 강이 제안되어 있다.

즉, 이 강은, 연질화 처리에 의해, 심부에 대해서는 Ni-Al, Ni-Ti계의 금속 간 화합물 혹은 Cu 화합물로 시효 경화(age hardening)시키는 한편, 표층부에 대해서는 질화층 중에 Cr, Al, Ti 등의 질화물이나 탄화물을 석출 경화시킴으로써, 굽힘 피로 강도를 향상시키고 있다.

또한, 특허문헌 2에서는, Cu를 0.5∼2％ 함유한 강을, 열간 단조로 단신(extend forging) 후, 공냉하여, Cu가 고용한 페라이트 주체의 조직으로 하고, 580℃, 120분의 연질화 처리 중에 Cu를 석출 경화시키고, 추가로 Ti, V 및 Nb 탄질화물의 석출 경화도 병용함으로써, 연질화 처리 후에 있어서 우수한 굽힘 피로 특성이 얻어지는 연질화용 강이 제안되어 있다.

특허문헌 3에서는, Ti-Mo 탄화물, 또한 그들에 추가로 Nb, V, W 중 1종 또는 2종 이상을 포함하는 탄화물을 분산시킨 연질화용 강이 제안되어 있다.

일본공개특허공보 평5-59488호 일본공개특허공보 2002-69572호 일본공개특허공보 2010-163671호

그러나, 특허문헌 1에 기재된 연질화용 강은, Ni-Al, Ni-Ti계의 금속간 화합물이나 Cu의 석출 경화에 의해 굽힘 피로 강도는 향상되기는 하지만, 가공성의 확보가 충분하다고는 말하기 어렵고, 또한 특허문헌 2에 기재된 연질화용 강은, Cu, Ti, V, Nb를 비교적 다량으로 첨가하는 것이 필요하기 때문에, 생산 비용이 높다는 문제가 있었다. 또한, 특허문헌 3에 기재된 연질화용 강은, Ti, Mo를 비교적 다량으로 포함하기 때문에, 역시 고비용이라는 문제가 있었다.

본 발명은, 상기의 문제를 유리하게 해결하는 것으로서, 연질화 처리 전은 경화를 억제함으로써 기계 가공성(mechanical workability)이 확보된 연질화용 강을, 그의 제조 방법과 함께 제공하는 것을 목적으로 한다.

또한, 본 발명은, 기계 가공 후, 연질화 처리에 의해 심부 경도를 높이고, 그로써 피로 특성을 향상시킬 수 있는, 연질화 부품을, 그의 제조 방법과 함께 제공하는 것을 목적으로 한다.

그래서, 발명자들은, 상기 과제를 해결하기 위해, 강의 성분 조성 및 조직의 영향에 대해서 예의 검토를 행했다.

그 결과, 강의 성분 조성으로서 V 및 Nb를 적정량 함유시키고, 추가로 강 조직으로서 베이나이트상(bainite phase)을 면적률로 50％ 초과로 함으로써, Ti나 Cu와 같은 비교적 고가의 원소를 함유시키지 않아도, 우수한 기계 가공성이 얻어지고, 또한 연질화 처리 후에는, 심부에 V 및 Nb를 포함하는 미세한 석출물을 분산 석출시켜 심부 경도를 상승시킴으로써, 우수한 피로 특성이 얻어진다는 인식을 얻었다.

본 발명은, 상기의 인식에 기초하여, 추가로 검토를 더한 끝에 완성된 것이다.

즉, 본 발명의 요지 구성은 다음과 같다.

1. 질량％로,

C: 0.01％ 이상 0.10％ 미만,

Si: 1.0％ 이하,

Mn: 0.5∼3.0％,

P: 0.02％ 이하,

S: 0.06％ 이하,

Cr: 0.3∼3.0％,

Mo: 0.005∼0.4％,

V: 0.02∼0.5％,

Nb: 0.003∼0.15％,

Al: 0.005∼0.2％ 및

Sb: 0.0005∼0.02％

를 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 베이나이트상이 조직 전체에 대한 면적률로 50％ 초과를 만족하는 것을 특징으로 하는 연질화용 강.

2. 상기 1에 기재된 연질화용 강을, 소망하는 형상으로 마무리한 후, 연질화 처리를 행하여 얻은 것을 특징으로 하는 연질화 부품.

3. 상기 연질화 처리 후, 베이나이트상 중에 V 및 Nb를 포함하는 석출물이 분산 석출되어 있는 것을 특징으로 하는 상기 2에 기재된 연질화 부품.

4. 질량％로,

C: 0.01％ 이상 0.10％ 미만,

Si: 1.0％ 이하,

Mn: 0.5∼3.0％,

P: 0.02％ 이하,

S: 0.06％ 이하,

Cr: 0.3∼3.0％,

Mo: 0.005∼0.4％,

V: 0.02∼0.5％,

Nb: 0.003∼0.15％,

Al: 0.005∼0.2％ 및

Sb: 0.0005∼0.02％

를 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성의 강을, 가열 온도: 950∼1250℃, 마무리 온도: 800℃ 이상으로 하여 열간 가공하고, 가공 후, 적어도 700∼550℃의 온도역에 있어서의 냉각 속도를 0.5℃/s 초과로 하여 냉각하는 것을 특징으로 하는 연질화용 강의 제조 방법.

5. 상기 4에 기재된 제조 방법으로 얻어진 연질화용 강을, 소망하는 형상으로 마무리한 후, 연질화 처리 온도: 550∼700℃, 연질화 처리 시간: 10분 이상으로 하여 연질화 처리를 행하는 것을 특징으로 하는 연질화 부품의 제조 방법.

본 발명에 의하면, 염가의 성분계(chemical system)로, 기계 가공성이 우수한 연질화용 강을 얻을 수 있고, 또한 연질화 처리 후는, 침탄 처리를 행한 JIS SCr420재와 동등 이상의 피로 특성을 갖는 연질화 부품을 얻을 수 있다.

그리고, 본 발명의 연질화 부품은, 자동차 등의 기계 구조 부품에 적용하여 매우 유용하다.

도 1은 연질화 부품의 대표적인 제조 공정을 나타내는 도면이다.

(발명을 실시하기 위한 형태)

이하, 본 발명을 구체적으로 설명한다.

우선, 본 발명에 있어서, 성분 조성을 상기의 범위로 한정한 이유에 대해서 설명한다. 또한, 이하의 성분 조성을 나타내는 「％」는, 특별히 언급하지 않는 한 「질량％」를 의미하는 것으로 한다.

C: 0.01％ 이상 0.10％ 미만

C는, 베이나이트상의 생성 및 강도 확보를 위해 첨가한다. 그러나, C량이 0.01％ 미만의 경우, 충분한 양의 베이나이트상이 얻어지지 않을 뿐만 아니라, 연질화 처리 후에 V 및 Nb 석출물량이 부족하여, 강도 확보가 곤란해지기 때문에, 0.01％ 이상으로 한다. 한편, 0.10％ 이상 첨가하면, 생성한 베이나이트상의 경도가 증가되어, 기계 가공성이 저하되기 때문에, 0.10％ 미만으로 한다. 바람직하게는 0.03％ 이상 0.10％ 미만의 범위이다.

Si: 1.0％ 이하

Si는, 탈산 그리고 베이나이트상의 생성에 유효하기 때문에 첨가하지만, 1.0％를 초과하면 페라이트상 및 베이나이트상에 대한 고용 경화에 의해, 기계 가공성 및 냉간 가공성을 열화시키기 때문에 1.0％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.5％ 이하, 보다 바람직하게는 0.3％ 이하이다.

또한, Si를 탈산에 유효하게 기여시키기 위해서는, Si 첨가량을 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

Mn: 0.5∼3.0％

Mn은, 베이나이트상의 생성 그리고 강도 향상에 유효하기 때문에 첨가한다. 그러나, Mn량이 0.5％ 미만의 경우, 베이나이트상의 생성량이 적어지고, 연질화 처리 전에 V 및 Nb 석출물이 베이나이트상으로 생성되기 때문에, 연질화 처리 전의 경도가 증가한다. 추가로, 연질화 처리 후에 있어서의 V 및 Nb 석출물의 절대량이 감소하기 때문에, 연질화 처리 후의 경도가 저하되어 강도 확보가 곤란해진다. 따라서, Mn량은 0.5％ 이상으로 한다. 한편, 3.0％를 초과하면 기계 가공성 및 냉간 가공성을 열화시키기 때문에, 3.0％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.5∼2.5％의 범위, 보다 바람직하게는 0.6∼2.0％의 범위이다.

P: 0.02％ 이하

P는, 오스테나이트 입계에 편석하여, 입계 강도를 저하시킴으로써 강도, 인성을 저하시킨다. 따라서, P의 함유는 최대한 억제하는 것이 바람직하지만, 0.02％까지는 허용된다.

또한, P를 0.001％ 미만으로 하려면 높은 비용을 필요로 하는 점에서, 공업적으로는 0.001％까지 저감하면 좋다.

S: 0.06％ 이하

S는, 강 중에서 MnS를 형성하고, 피삭성(machinability)을 향상시키는 유용 원소이지만, 0.06％를 초과하여 함유시키면 인성을 손상시키기 때문에, 0.06％ 이하로 제한한다. 바람직하게는 0.04％ 이하이다.

또한, S에 의한 피삭성 향상 효과를 발현시키기 위해서는, S 함유량을 0.002％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

Cr: 0.3∼3.0％

Cr은, 베이나이트상의 생성에 유효하기 때문에 첨가한다. 그러나, Cr량이 0.3％ 미만의 경우, 베이나이트상의 생성량이 적어져, 연질화 처리 전에 V 및 Nb 석출물이 베이나이트상으로 생성되기 때문에, 연질화 처리 전의 경도가 증가한다. 추가로, 연질화 처리 후에 있어서의 V 및 Nb 석출물의 절대량이 감소하기 때문에, 연질화 처리 후의 경도가 저하되어 강도 확보가 곤란해진다. 따라서, Cr량은 0.3％ 이상으로 한다. 한편, 3.0％를 초과하면 기계 가공성 및 냉간 가공성을 열화시키기 때문에, 3.0％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.5∼2.0％의 범위, 보다 바람직하게는 0.5∼1.5％의 범위이다.

Mo: 0.005∼0.4％

Mo는, V 및 Nb 석출물을 미세하게 석출시켜, 연질화 처리재의 강도를 향상시키는 효과가 있어, 본 발명에 있어서 중요한 원소이다. 또한, 베이나이트상의 생성에도 유효하다. 강도 향상을 위해, Mo는 0.005％ 이상을 첨가하지만, 고가의 원소이기 때문에 0.4％를 초과하여 첨가하면, 성분 비용의 상승을 초래한다. 이 때문에, 0.005∼0.4％의 범위로 한다. 바람직하게는 0.01∼0.3％의 범위, 보다 바람직하게는 0.04∼0.2％의 범위이다.

V: 0.02∼0.5％

V는, 연질화 처리시의 온도 상승에 의해, Nb와 함께 미세 석출물을 형성하고 심부 경도를 증가시켜, 강도를 향상시키는 중요한 원소이다. V량이 0.02％ 미만에서는, 소망하는 효과를 얻기 어렵기 때문에, 0.02％ 이상으로 한다. 한편, 0.5％를 초과하면 석출물이 조대화(coarsen)되어, 충분한 강도 향상 효과가 얻어지지 않기 때문에, 0.5％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.03∼0.3％의 범위, 보다 바람직하게는 0.03∼0.25％의 범위이다.

Nb: 0.003∼0.15％

Nb는, 연질화 처리시의 온도 상승에 의해, V와 함께 미세 석출물을 형성하고 심부 경도를 증가시키기 때문에, 피로 강도 향상에 매우 유효하다. Nb량이 0.003％ 미만에서는 소망하는 효과를 얻기 어렵기 때문에, 0.003％ 이상으로 한다. 한편, 0.15％를 초과하면 석출물이 조대화되어, 충분한 강도 향상 효과가 얻어지지 않기 때문에, 0.15％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.02∼0.12％의 범위이다.

Al: 0.005∼0.2％

Al은, 연질화 처리 후의 표면 경도 및 유효 경화층 깊이의 향상에 유용한 원소로서, 적극적으로 첨가한다. 또한, 열간 단조시에 있어서의 오스테나이트 입성장(growth of austenite grains)을 억제함으로써, 조직을 미세화하여 인성을 향상시키는데 있어서도 유용한 원소이다. 이러한 관점에서, Al은 0.005％ 이상 첨가한다. 한편, 0.2％를 초과하여 함유시켜도 그 효과는 포화되어, 오히려 성분 비용의 상승을 초래하는 불이익이 발생하기 때문에, 0.2％ 이하로 한정한다. 바람직하게는 0.020％ 이상 0.1％ 이하의 범위이며, 보다 바람직하게는 0.020％ 이상 0.040％ 이하의 범위이다.

Sb: 0.0005∼0.02％

Sb는, 베이나이트상의 생성을 촉진하는 효과를 갖는다. 그 첨가량이 0.0005％에 미치지 못하면 첨가 효과가 부족하고, 한편 0.02％를 초과하여 첨가해도 효과가 포화되어, 성분 비용의 상승을 초래할 뿐만 아니라, 편석에 의해 모재 인성의 저하도 발생하기 때문에, Sb는 0.0005∼0.02％의 범위로 한정한다. 바람직하게는 0.0010∼0.01％의 범위이다.

본 발명의 강재에 있어서, 상기 이외의 성분은, Fe 및 불가피적 불순물이다.

또한, 특히 Ti는, V 및 Nb의 석출 강화에 악영향을 미치고, 심부 경도를 저하시키기 때문에, 최대한 함유시키지 않도록 한다. 바람직하게는 0.010％ 미만, 보다 바람직하게는 0.005％ 미만이다.

또한, N은, 불가피적 불순물로서 함유되지만, N량이 증대하면 조대한 VN을 생성하여, 인성이 저하되기 때문에, 상한을 0.02％로 하는 것이 바람직하다.

다음으로, 본 발명에 있어서의 연질화용 강의 강 조직을 상기의 범위로 한정한 이유를 설명한다.

베이나이트상을 조직 전체에 대한 면적률로 50％ 초과

본 발명에서는, 베이나이트상을 조직 전체에 대한 면적률로 50％ 초과로 하는 것이, 매우 중요하다.

　본 발명은, 연질화 처리 후에 표층 질화부 이외의 심부에는 V 및 Nb 석출물을 분산 석출시키고, 이에 따라 심부 경도를 상승시켜, 연질화 처리 후의 피로 강도를 향상시키고자 하는 것이다.

여기에서, 연질화 처리 전에 V 및 Nb 석출물이 존재하고 있으면, 통상 연질화 처리 전에 행해지는 절삭 가공시의 피삭성의 관점에서는 불리하다. 또한, 베이나이트 변태 과정에서는, 페라이트-펄라이트 변태 과정에 비해, 모상(matrix phase) 중으로의 V 및 Nb 석출물이 생성되기 어렵다.

따라서, 본 발명의 연질화용 강의 강 조직, 즉 연질화 처리 전의 강 조직은 베이나이트상을 주체로 한다. 구체적으로는, 베이나이트상을 조직 전체에 대한 면적률로 50％ 초과로 한다. 바람직하게는 60％ 초과, 보다 바람직하게는 80％ 초과이다. 또한, 100％라도 좋다.

또한, 베이나이트상 이외의 조직으로서는, 페라이트상이나 펄라이트상 등이 생각되지만, 이들 조직은 적을수록 바람직한 것은 말할 필요도 없다.

여기에, 각 상의 면적률은, 얻어진 연질화용 강으로부터 시험편을 채취하고, 압연 방향에 평행한 수직 단면(L단면)에 대해서, 연마 후 나이탈(nital)로 부식하고, 광학 현미경 또는 주사형 전자 현미경(SEM)을 이용하여, 단면 조직 관찰(200배의 광학 현미경 조직 관찰)에 의해 상의 종류를 동정(同定)하여, 각 상의 면적률을 구한다.

또한, 본 발명의 연질화 부품으로는, 본 발명의 연질화용 강에 연질화 처리를 행하고, 베이나이트상 중에 V 및 Nb를 포함하는 석출물을 분산 석출시킨다.

이 이유는, 표층 연질화부 이외의 심부 조직 중에 V 및 Nb 석출물을 분산 석출시킴으로써, 심부 경도가 상승하여, 연질화 처리 후의 피로 강도가 현저하게 향상되기 때문이다.

여기에, 베이나이트상 중의 V 및 Nb를 포함하는 석출물의 입경(diameter)은 10㎚ 미만으로 하는 것이, 연질화 처리 후의 석출 강화에 기여시키는데 있어서 바람직하다. 또한, 석출물의 입경의 측정 한계는, 1㎚ 정도이다.

　또한, 석출물의 개수로서는, 1㎛²당 500개 이상 존재하는 것이 충분히 석출 강화시키는데 있어서 바람직하다. 한편, 상한은 1㎛²당 10000개로 하는 것이 바람직하다.

다음으로, 본 발명의 연질화용 강 및 연질화 부품의 제조 방법에 대해서 설명한다.

도 1에, 본 발명에 따른 연질화용 강(막대강(steel bar))을 이용하여 연질화 부품을 제조하는 대표적인 제조 공정을 나타낸다. 여기에서, S1은 소재가 되는 막대강 제조 공정, S2는 반송 공정, S3은 제품(연질화 부품) 마무리 공정이다.

우선, 막대강 제조 공정(S1)에서 강괴(steel ingot)를 열간 압연하여 막대강으로 하고, 품질 검사 후, 출하한다.

그리고, 반송(S2) 후, 제품(연질화 부품) 마무리 공정(S3)에서, 당해 막대강을 소정의 치수로 절단하고, 열간 단조 혹은 냉간 단조를 행하고, 필요에 따라서 드릴 천공이나 선삭 등의 절삭 가공으로 소망하는 형상(예를 들면, 기어 부품이나 샤프트 부품)으로 한 후, 연질화 처리를 행하여, 제품으로 한다.

또한, 열간 압연재를 그대로 선삭이나 드릴 천공 등의 절삭 가공으로 소망하는 형상으로 마무리하고, 그 후 연질화 처리를 행하여 제품으로 하는 경우도 있다. 또한, 열간 단조의 경우, 열간 단조 후에 냉간 교정이 행해지는 경우가 있다. 또한, 최종 제품에 페인트나 도금 등의 피막 처리가 이루어지는 경우도 있다.

본 발명의 연질화용 강의 제조 방법에서는, 연질화 처리 직전의 열간 가공 공정에 있어서, 열간 가공시의 가열 온도, 가공 온도를 특정의 조건으로 함으로써, 전술과 같은 베이나이트상을 주체로 한 조직으로 하여, V 및 Nb 석출물의 생성을 억제한다.

여기에, 열간 가공이란, 주로 열간 압연, 열간 단조를 의미하지만, 열간 압연 후 추가로 열간 단조를 행해도 좋다. 또한, 열간 압연 후, 냉간 단조를 행해도 좋은 것은 말할 필요도 없다.

여기에서, 연질화 처리 직전의 열간 가공 공정이 열간 압연 공정인 경우, 즉, 열간 압연 후에 열간 단조를 행하지 않는 경우는, 열간 압연 공정에 있어서 이하에 나타내는 조건을 만족시킨다.

압연 가열 온도: 950∼1250℃

열간 압연 공정에서는, 압연재(열간 단조 부품의 소재가 되는 막대강)에 미세 석출물이 석출되어 단조성(forgeability)을 손상시키지 않도록, 용해시부터 잔존하는 탄화물을 고용시킨다.

여기에서, 압연 가열 온도가 950℃에 미치지 못하면, 용해시부터 잔존하는 탄화물이 고용되기 어려워진다. 한편 1250℃를 초과하면, 결정립이 조대화되어 단조성이 악화되기 쉬워진다. 이 때문에, 압연 가열 온도는 950℃∼1250℃로 한다.

압연 마무리 온도: 800℃ 이상

압연 마무리 온도가 800℃ 미만의 경우, 페라이트상이 생성되기 때문에, 연질화 처리 전에 조직 전체에 대한 면적률로 50％ 초과를 만족하는 베이나이트상을 생성시키는데 있어서 불이익이 된다. 또한, 압연 부하도 높아진다. 따라서, 압연 마무리 온도는 800℃ 이상으로 한다. 또한, 상한값에 대해서는, 1100℃ 정도로 하는 것이 바람직하다.

압연 후의 적어도 700∼550℃의 온도역에 있어서의 냉각 속도: 0.5℃/s 초과

단조 전에 미세 석출물이 석출되어, 단조성을 손상시키지 않도록 하기 위해, 미세 석출물의 석출 온도 범위인 적어도 700∼550℃의 온도역에 있어서는, 압연 후의 냉각 속도를, 미세 석출물이 얻어지는 한계 냉각 속도인 0.5℃/s를 초과하는 속도로 한다. 또한, 상한값에 대해서는, 200℃/s 정도로 하는 것이 바람직하다.

또한, 연질화 처리 직전의 열간 가공 공정이 열간 단조 공정인 경우, 즉, 열간 단조만을 행하는 경우 또는 열간 압연 후에 열간 단조를 행하는 경우는, 열간 단조 공정에 있어서 이하에 나타내는 조건을 만족시킨다.

또한, 열간 단조 전에 열간 압연을 행하는 경우에는, 열간 압연 조건으로서는 반드시 상기한 열연 조건을 만족하지 않아도 좋다.

열간 단조 조건

이 열간 단조에서는, 베이나이트상을 조직 전체에 대한 면적률로 50％ 초과로 하기 위해, 및, 열간 단조 후의 냉간 교정이나 피삭성의 관점에서 미세 석출물이 석출되지 않도록 하기 위해, 열간 단조시의 가열 온도를 950∼1250℃, 단조 마무리 온도를 800℃ 이상, 단조 후의 냉각 속도를 적어도 700∼550℃의 온도역에 있어서 0.5℃/s 초과로 한다. 또한, 상한값에 대해서는, 200℃/s 정도로 하는 것이 바람직하다.

다음으로, 얻어진 압연재 또는 단조재에 대하여 절삭 가공 등을 행하여 부품 형상으로 하고, 그 후, 이하의 조건으로 연질화 처리를 행한다.

연질화 처리(석출 처리) 조건

연질화 처리는, 미세 석출물을 석출시키도록, 연질화 처리 온도를 550∼700℃, 연질화 처리 시간을 10분 이상으로 하여 행하는 것이 바람직하다. 여기에, 연질화 처리 온도를 550∼700℃의 범위로 하는 것은, 550℃에 미치지 못하면 충분한 양의 석출물이 얻어지지 않고, 700℃를 초과하면 오스테나이트역이 되어 연질화가 곤란해지기 때문이다. 보다 바람직하게는 550∼630℃의 범위이다.

　또한, 연질화 처리에서는 N과 C를 동시에 침입·확산시키기 때문에, NH₃이나 N₂와 같은 침질성 가스(nitriding gas)와, CO₂나 CO와 같은 침탄성 가스(carburizing gas)의 혼합 분위기, 예를 들면 NH₃:N₂:CO₂＝50:45:5의 분위기에서 연질화 처리를 행하면 좋다.

실시예

이하, 본 발명의 실시예에 대해서 구체적으로 설명한다.

표 1에 나타내는 성분 조성의 강(강종 A∼P)을 150㎏, 진공 용해로에서 용제하고, 1150℃로 가열 후, 압연 마무리 온도: 970℃의 조건으로 열간 압연하고, 그 후 0.9℃/s의 속도로 실온까지 냉각하여, 50㎜φ의 막대강으로 했다. 또한, 강종 P는 JIS SCr420에 상당하는 강이다.

또한, 표 1 중의 전체 강에 대해서, P 및 N은 적극적으로 첨가하고 있지는 않다. 따라서, 표 1 중의 P 및 N 함유량은, 불가피적 불순물로서 혼입되어 있는 값을 나타내고 있다. 또한, Ti에 대해서는, 표 1 중의 강종 N은 첨가한 것이지만, 그 외의 강종에 대해서는 적극적으로 첨가하고 있지 않다. 따라서, 표 1 중, 강종 A, B, C, D, E, F, G, H, I, J, K, L, M, O 및 P의 Ti 함유량은, 모두 불가피적 불순물로서 혼입되어 있는 값을 나타내고 있다.

이들 소재를 추가로, 1200℃로 가열 후, 마무리 온도: 1100℃의 조건에서 열간 단조하여, 30mmφ의 막대강으로 하고, 그 후, 700∼550℃의 범위를 0.8℃/s의 속도로 하여, 실온까지 냉각했다. 또한, 일부에 대해서는, 비교를 위해 700∼550℃의 범위를 0.1℃/s의 속도로 하여, 실온까지 냉각했다.

이렇게 하여 얻어진 열간 단조재에 대해서, 피삭성, 특히 드릴 가공성을 드릴 절삭 시험에 의해 평가했다. 열간 단조재를 20㎜ 두께로 절단한 것을 시험재로 하고, JIS 고속도 공구 강 SKH51의 6㎜φ의 스트레이트 드릴(straight drill)로 이송하여 0.15㎜/rev, 회전수 795rpm, 1단면당 5개소의 관통구멍을 뚫어, 드릴이 절삭 불능이 될 때까지의 총 구멍수로 평가했다.

또한, 상기한 열간 단조재에 대해서, 조직 관찰 및 경도 측정을 행했다.

조직 관찰에서는, 전술한 방법에 의해, 상의 종류를 동정함과 함께, 각 상의 면적률을 구했다.

경도 측정에서는, 비커스 경도계를 이용하고, JIS Z 2244에 준거하여 심부의 경도를 2.94N(300gf)의 시험 하중으로 5점 측정하여, 그 평균값을 경도 HV로 했다.

이어서, 강종 A∼O에 대해서는, 상기의 열간 단조 후, 추가로 연질화 처리를 행했다. 한편, 강종 P의 열간 단조재에 대해서는, 비교를 위해, 침탄 처리를 행했다.

연질화 처리는, NH₃:N₂:CO₂＝50:45:5의 분위기에서 525∼620℃로 가열하고, 3.5시간 유지(holding)함으로써 행했다.

한편, 침탄 처리는, 930℃에서 3시간 침탄하고, 850℃로 40분 유지 후, 유냉(油冷)하고, 추가로 170℃, 1시간 템퍼링함으로써 행했다.

이렇게 하여 얻어진 열처리재에 대해서, 조직 관찰, 경도 측정, 석출물의 관찰 및 피로 특성 평가를 행했다.

여기에서, 조직 관찰에서는, 연질화 처리 전과 동일하게, 전술한 방법에 의해, 상의 종류를 동정함과 함께, 각 상의 면적률을 구했다.

경도 측정에서는, 상기 열처리재의 표면 경도를 표면으로부터 0.05㎜의 위치에서, 심부 경도를 중심부(심부)에서 각각 측정했다. 또한, 표면 경도 및 심부 경도의 측정은 모두, 비커스 경도계를 이용하고, JIS Z 2244에 준거하여 2.94N(300gf)의 시험 하중으로 6점 측정하여, 그 평균값을 각각 표면 경도 HV, 심부 경도 HV로 했다. 또한, 유효 경화층 깊이는, HV400이 되는 표면으로부터의 깊이로 정의하여, 측정했다.

또한, 연질화재 그리고 침탄재의 심부로부터, 투과형 전자 현미경 관찰용의 시료를, 트윈 제트법(twin-jet)을 이용한 전해 연마법에 의해 작성하고, 얻어진 시료에 대해서, 가속 전압을 200㎸로 한 투과형 전자 현미경을 이용하여 석출물의 관찰을 행했다. 또한, 관찰되는 석출물의 조성을 에너지 분산형 X선 분광 장치(EDX)에 의해 구했다.

피로 특성 평가는, 오노식(Ono-type) 회전 굽힘 피로 시험에 의해 행하여, 피로 강도를 구했다. 피로 시험은, 상기의 열처리재로부터, 시험편으로서 절결(notched) 부착 시험편(노치 R: 1.0㎜, 노치 지름: 8㎜, 응력 집중 계수: 1.8)을 채취하여, 행했다.

표 2에, 연질화 처리 전후의 조직 관찰 및 경도 측정 결과, 그리고 연질화 처리 후의 피로 특성 평가 결과를 나타낸다. 또한, No.1∼6이 발명예, No.7∼16이 비교예, No.17이 JIS SCr420 상당 강에 침탄 처리를 행한 종래예이다.

표 2로부터 분명한 바와 같이, 발명예 No.1∼6은 모두, 침탄 처리를 행한 종래예 No.17에 비해, 피로 강도가 우수하다. 또한, No.1∼6의 연질화 처리 전의 드릴 가공성에 대해서는, 종래예 No.17과 동등 레벨이거나 그 이상이다.

또한, 투과형 전자 현미경에 의한 석출물의 관찰 및 에너지 분산형 X선 분광 장치(EDX)에 의한 석출물 조성의 조사의 결과, No.1∼6의 연질화 처리재에는, 베이나이트상 중에 V, Nb를 포함하는 입경: 10㎚ 미만의 미세한 석출물이 1㎛²당 500개 이상 분산 석출되어 있는 것을 확인할 수 있었다. 이 결과로부터, 본 발명에 따른 연질화 처리재는, 상기 미세한 석출물에 의한 석출 강화에 의해, 높은 피로 강도를 나타낸 것이라고 생각할 수 있다.

한편, 비교예 No.7∼16은, 성분 조성 혹은 얻어진 강 조직이 본 발명 범위 외였기 때문에, 피로 강도 혹은 드릴 가공성이 뒤떨어져 있다.

No.7은, 열간 단조 후의 냉각 속도가 느리기 때문에, 적정량의 베이나이트상이 얻어지지 않고, 또한 연질화 처리에 의한 미세 석출물의 생성량이 적기 때문에, 석출 강화가 부족하여, 발명예에 비해 피로 강도가 낮다.

No.8은, C량이 적정 범위를 초과하고 있기 때문에, 연질화 처리 전의 열간 단조재의 경도가 증가되어, 드릴 가공성이 저하되어 있다.

No.9는, Si량 및 Mn량이 적정 범위를 초과하고 있기 때문에, 연질화 처리 전의 열간 단조재의 경도가 증가되어, 드릴 가공성이 종래예 No.17의 약 1/5까지 저하되어 있다.

No.10은, Mn량이 적정 범위에 미치지 못하기 때문에, 연질화 처리 전의 열간 단조재의 강 조직이 페라이트상-펄라이트상 주체가 되어 있다. 이 때문에, 조직 중에 V 및 Nb 석출물이 석출되어 연질화 처리 전의 경도가 증가되어, 드릴 가공성이 저하되어 있다.

　No.11은, Cr량이 적정 범위에 미치지 못하기 때문에, 연질화 처리 전의 열간 단조재의 강 조직이 페라이트상-펄라이트상 주체가 되어 있다. 이 때문에, 조직 중에 V 및 Nb 석출물이 석출되어 연질화 처리 전의 경도가 증가되어, 드릴 가공성이 저하되어 있다.

No.12는, Mo량이 적정 범위에 미치지 못하기 때문에, 연질화 처리 후의 미세 석출물의 생성량이 적어, 충분한 심부 경도가 얻어지지 않고 있다. 이 때문에, 종래예 No.17에 비해 피로 강도가 낮다.

No.13은, V량 및 Nb량이 적정 범위에 미치지 못하기 때문에, 연질화 처리 후의 미세 석출물의 생성량이 적어, 충분한 심부 경도가 얻어지지 않고 있다. 이 때문에, 종래예 No.17에 비해 피로 강도가 낮다.

No.14는, Nb량이 적정 범위에 미치지 못하기 때문에, 연질화 처리 후의 미세 석출물의 생성량이 적어, 충분한 심부 경도가 얻어지지 않고 있다. 이 때문에, 종래예 No.17에 비해 피로 강도가 낮다.

No.15는, 본 발명에서는 불순물 성분이 되는 Ti를 다량으로 포함하기 때문에, 연질화 처리 후의 미세 석출물의 생성량이 적어, 충분한 심부 경도가 얻어지지 않고 있다. 이 때문에, 종래예 No.17에 비해 피로 강도가 낮다.

No.16은, Al량이 적정 범위에 미치지 못하기 때문에, 충분한 연질화 처리 후의 표면 경도 및 유효 경화층 깊이가 얻어지지 않아, 종래예 No.17에 비해 피로 강도가 낮다.

Claims

질량％로,
C: 0.01％ 이상 0.10％ 미만,
Si: 0% 초과 1.0％ 이하,
Mn: 0.5∼3.0％,
P: 0% 초과 0.02％ 이하,
S: 0% 초과 0.06％ 이하,
Cr: 0.3∼3.0％,
Mo: 0.005∼0.4％,
V: 0.02∼0.5％,
Nb: 0.003∼0.15％,
Ti: 0% 초과 0.010% 미만,
Al: 0.005∼0.2％ 및
Sb: 0.0005∼0.02％
를 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 베이나이트상(相)이 조직 전체에 대한 면적률로 50％ 초과를 만족하는 것을 특징으로 하는 연질화용 강.
제1항에 기재된 연질화용 강을, 소망하는 형상으로 마무리한 후, 연질화 처리를 행하여 얻은 것을 특징으로 하는 연질화 부품.
제2항에 있어서,
상기 연질화 처리 후, 베이나이트상 중에 V 및 Nb를 포함하는 석출물이 분산 석출되어 있는 것을 특징으로 하는 연질화 부품.
질량％로,
C: 0.01％ 이상 0.10％ 미만,
Si: 0% 초과 1.0％ 이하,
Mn: 0.5∼3.0％,
P: 0% 초과 0.02％ 이하,
S: 0% 초과 0.06％ 이하,
Cr: 0.3∼3.0％,
Mo: 0.005∼0.4％,
V: 0.02∼0.5％,
Nb: 0.003∼0.15％,
Ti: 0% 초과 0.010% 미만,
Al: 0.005∼0.2％ 및
Sb: 0.0005∼0.02％
를 함유하고, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성의 강을, 가열 온도: 950∼1250℃, 마무리 온도: 800℃ 이상으로 하여 열간 가공하고, 가공 후, 적어도 700∼550℃의 온도역(域)에 있어서의 냉각 속도를 0.5℃/s 초과로 하여 냉각하는 것을 특징으로 하는 연질화용 강의 제조 방법.
제4항에 기재된 제조 방법으로 얻어진 연질화용 강을, 소망하는 형상으로 마무리한 후, 연질화 처리 온도: 550∼700℃, 연질화 처리 시간: 10분 이상으로 하여 연질화 처리를 행하는 것을 특징으로 하는 연질화 부품의 제조 방법.