KR101918432B1 - 시효 경화성 강 및 시효 경화성 강을 사용한 부품의 제조 방법 - Google Patents

시효 경화성 강 및 시효 경화성 강을 사용한 부품의 제조 방법 Download PDF

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Abstract

시효 처리 전의 절삭성이 우수하고 시효 처리 후의 피로 특성, 인성 및 저사이클 피로 특성이 우수한 시효 경화성 강을 제공한다. 소정량의 C, Si, Mn, S, Cr, Al, V, Nb, Ca 및 REM을 함유하고, P, Ti 및 N의 함유량을 소정량 이하로 제한하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지고, 베이나이트 조직의 면적률이 70% 이상이고, 또한 C+0.3×Mn+0.25×Cr로 표시되는 F1이 0.68 이상, C+0.1×Si+0.2×Mn+0.15×Cr+0.35×V로 표시되는 F2가 0.85 이하, -4.5×C+Mn+Cr-3.5×V로 표시되는 F3이 0.00 이상, 및 10×Ca+REM으로 표시되는 F4가 0.012 내지 0.08인 화학 조성을 갖는 것을 특징으로 하는, 시효 경화성 강. 또한 F1 내지 F4를 나타내는 식 중의 원소 기호는 그 원소의 질량%에 의한 함유량을 의미한다.

Description

시효 경화성 강 및 시효 경화성 강을 사용한 부품의 제조 방법
본 발명은 시효 경화성 강에 관한 것이며, 특히 절삭 가공 등에 의하여 소정의 형상으로 가공된 후 시효 경화 처리(이하, 간단히 「시효 처리」라 함)가 실시되는 시효 경화성 강에 관한 것이다. 또한 본 발명은 이러한 시효 경화성 강을 사용한 부품의 제조 방법에 관한 것이다.
엔진의 고출력화, 연비 향상을 목표로 한 경량화 등의 관점에서 자동차, 산업 기계, 건설 기계 등의 기계 부품에는 높은 피로 강도가 요구되고 있다. 강에 높은 피로 강도를 구비시킨다는 과제는, 합금 원소의 첨가나 열처리 등에 의하여 강의 경도를 높임으로써 용이하게 달성할 수 있다. 그러나 기계 부품을 먼저 열간 단조에 의하여 성형하고, 그 후 절삭 가공에 의하여 소정의 제품 형상으로 마무리하는 방법에 의하여 제조하는 경우에는, 충분한 피삭성도 요구된다. 즉, 기계 부품의 성형 단계에서는 강에는 피삭성이 요구되고, 최종 제품의 단계에서는 강에는 피로 강도가 요구된다.
이와 같은 요구에 대하여, 성형 단계에서는 경도를 낮게 억제할 수 있고, 그 후 시효 처리를 실시하여 최종 제품 단계에서는 경도를 높게 할 수 있는 시효 경화성 강이 제안되어 있다{예를 들어 국제 공개 제2010/090238호(특허문헌 1), 일본 특허 공개 제2012-246527호 공보(특허문헌 2), 일본 특허 공개 제2011-241441호 공보(특허문헌 3), 일본 특허 공개 제2012-193416호 공보(특허문헌 4) 및 일본 특허 제5343923호 공보(특허문헌 5) 참조}.
특허문헌 1 및 2에는, 열간 단조에 의한 성형 후의 냉각 속도를 제어하여 베이나이트 이외의 조직의 생성을 억제하고, 냉각 중의 VC의 석출량을 억제하여 고용 V양을 확보함으로써 충분한 시효 경화능을 얻는 것을 가능하게 하는 제조 방법이 개시되어 있다. 그러나 특허문헌 1 및 2에 기재된 제조 방법에서는, 열간 단조 후의 냉각 공정 시 특정한 온도 영역마다 냉각 속도를 제어할 필요가 있어 설비·장치 등의 제약이 있는 것 외에, 실제의 제조 라인에 있어서는 급랭할 수 없는 경우도 있기 때문에 안정적으로 시효 경화강을 제조하는 것은 곤란하였다.
그래서 특허문헌 3 내지 5에서는, 열간 단조 후의 냉각 공정에 있어서 엄격한 조건으로 설정할 필요가 없고, 공랭 및 송풍에 의한 냉각을 행하여 제조하는 것이 가능한 기계 부품의 소재용의 시효 경화성 강이 제안되어 있다.
상술한 바와 같이 기계 부품의 재료로서 사용되는 강에는, 기계 부품의 제조 단계에서는 그 피삭성이 우수하고, 또한 기계 부품의 완성 후에는 그 피로 강도가 우수할 것이 요구된다. 시효 처리를 포함하는 제조 방법에 의하여 기계 부품을 제조하는 경우, 상술한 요구는, 시효 처리 전에는 경도가 낮고 시효 처리 후에 경도가 상승하는 특성을 구비한 강을 사용함으로써 달성할 수 있다. 시효 처리 전의 경도와 시효 처리 후의 경도의 차가 큰(즉, 시효 경화능이 높은) 것이, 생산성 및 피로 강도의 양쪽이 우수한 기계 부품을 얻기 때문에 바람직하다.
그러나 종래 기술에 의한 시효 경화성 강을 얻기 위한 제조 방법은 강을 급랭하는 공정을 포함할 필요가 있다. 이 급랭 공정은 시효 경화성 강의 제조 비용을 증대시킨다.
또한 시효 처리에 의하여 강 중에 미세한 석출물을 분산시켜 강도를 상승시킨 강은, 인성이 크게 열화되는 것이 알려져 있다. 강의 인성이 열화된 경우, 강의 노치 감수성이 높아지므로, 어떠한 원인으로 인하여 표면 흠이 강에 발생한 경우, 강의 저사이클 피로 강도가 저하된다. 저사이클 피로 강도는, 탄성역을 넘는 응력이 부하될 것이 상정되는 강에 요구되는 특성이다. 특허문헌 3 내지 5에 개시되어 있는 시효 경화성 강의 제조 방법은, 열간 단조 후의 냉각 속도를 크게 할 필요가 없어 제조 비용의 증대를 억제하는 효과는 갖지만, 시효 처리 후에 인성이 부족하지 않은 강을 얻는 것이 곤란하였다.
본 발명은 이러한 실정을 감안하여 이루어진 것이며, 제조 조건이 특별히 한정되지 않고, 시효 처리 전의 피삭성이 우수하고, 시효 처리에 의한 경화에 의하여 피로 강도를 안정적으로 향상시킬 수 있고, 또한 시효 처리에 의한 인성 저하를 억제하는 것이 가능한 시효 경화성 강을 제공하는 것을 과제로 한다.
시효 처리 후의 충분한 경도, 피로 강도 및 저사이클 피로 강도를 확보하기 위해서는, 시효 처리에 의하여 석출되는 탄화물 및 탄질화물 등의 화합물의 생성량을 석출물의 종류에 따라 적절히 제어할 필요가 있다.
여기서 발명자들은, 이하에 설명하는 사항에 착안하였다. V는 일반적인 온도에서 행해지는 열간 단조 중에는 강 중에 고용되어 존재하고 있다. 왜냐하면 V 탄화물 또는 V 탄질화물의 생성 개시 온도(석출 온도)가 낮기 때문이다. 한편, V는 시효 처리에서의 석출물(V 탄화물 또는 V 탄질화물)의 생성능이 강하므로, 시효 처리에 의한 경화에 유효한 원소이다. 그러나 N 함유량이 많으면 열간 단조 후 및 시효 처리 전의 냉각 시에 V 질화물이 생성되어, 시효 처리 전에 경도가 상승하여 절삭성을 손상시킨다. 발명자들은 이들 지견에 기초하여, 시효 처리 후에 있어서의 V 탄화물 또는 V 탄질화물의 생성의 촉진과 시효 처리 전에 있어서의 V 질화물의 생성의 억제를 시도하였다.
또한 Ti는 N이나 C와 결합하여 조대한 Ti 탄질화물을 형성하며, 함유량이 0.005% 정도의 미량이더라도 크게 인성을 열화시킨다. 그래서 발명자들은 이들 지견에 기초하여 강의 Ti 함유량을 감소시키는 것을 시도하였다.
또한 Nb는 열간 단조 시의 가열, 가공 과정에서 탄화물 또는 탄질화물로서 강 중에 석출되며, 피닝 효과에 의하여 오스테나이트 결정립경을 미세화시키고, 그 후의 베이나이트 변태에 있어서 베이나이트 조직을 미세화하는 효과가 있다. 또한 강 중의 일부 Nb는 열간 단조 시에 탄화물 또는 탄질화물로서 석출되지 않고 고용 Nb로서 존재한다. 이 고용 Nb는 열간 단조 후의 시효 처리 시에 Nb 탄화물 또는 Nb 탄질화물로서 석출됨으로써, 인성 저하를 초래하지 않고 경도를 높이고, 이것에 의하여 저사이클 피로 강도 및 피로 강도의 향상을 달성하는 효과가 있다. 발명자들은 이들 지견에 기초하여, 시효 처리에 의한 인성 저하를 Nb를 이용하여 억제하는 것을 시도하였다.
또한 피로 강도를 안정적으로 향상시키고, 또한 시효 처리 후의 인성도 안정적으로 저하시키지 않기 위해서는, 시효 처리에 의하여 석출되는 탄화물 및 탄질화물 등의 석출물의 종류 및 생성량뿐만 아니라, 강 중에 존재하는 개재물의 형태를 적절히 제어할 필요가 있다.
그래서 발명자들은 이하에 설명하는 사항에 착안하였다. REM은 황화물계 개재물 또는 산화물계 개재물을 형성함으로써 개재물을 미세 분산시킴과 함께, 개재물 형태를 구상으로 하는 효과가 있는 원소이다. 그러나 REM 함유량이 지나치게 많으면 열간 압연 또는 열간 단조 시의 강재의 열간 연성을 저하시켜 버린다. 발명자들은 이 지견에 기초하여, REM 함유량의 적정화를 도모하고, 시효 처리에 의한 경화에 의하여 피로 강도를 안정적으로 향상시킬 수 있고, 또한 시효 처리 후에 인성을 안정적으로 저하시키지 않는 조건을 탐색, 결정하였다.
본 발명은 이러한 지견을 기초로 하여 이루어진 것이며, 그 요지는 이하와 같다.
[1] 질량%로 C: 0.05 내지 0.20%, Si: 0.01 내지 0.50%, Mn: 1.50 내지 2.50%, S: 0.005 내지 0.080%, Cr: 0.03 내지 1.60%, Al: 0.005 내지 0.050%, V: 0.25 내지 0.50%, Nb: 0.010 내지 0.100%, Ca: 0.0005 내지 0.0050%, REM: 0.001 내지 0.05%를 함유하고, P: 0.030% 이하, Ti: 0.005% 미만, N: 0.0080% 미만으로 제한하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지고, 베이나이트 조직의 면적률이 70% 이상이고, 또한 하기의, (1) 식으로 표시되는 F1이 0.68 이상, (2) 식으로 표시되는 F2가 0.85 이하, (3) 식으로 표시되는 F3이 0.00 이상, 및 (4) 식으로 표시되는 F4가 0.012 내지 0.08인 화학 조성을 갖는 것을 특징으로 하는, 시효 경화성 강.
F1=C+0.3×Mn+0.25×Cr … (1)
F2=C+0.1×Si+0.2×Mn+0.15×Cr+0.35×V … (2)
F3=-4.5×C+Mn+Cr-3.5×V … (3)
F4=10×Ca+REM … (4)
상기 (1) 내지 (4) 식 중의 원소 기호는 그 원소의 질량%에 의한 함유량을 의미한다.
[2] 질량%로 C: 0.05 내지 0.20%, Si: 0.01 내지 0.50%, Mn: 1.50 내지 2.50%, S: 0.005 내지 0.080%, Cr: 0.03 내지 1.60%, Al: 0.005 내지 0.050%, V: 0.25 내지 0.50%, Nb: 0.010 내지 0.100%, Ca: 0.0005 내지 0.0050%, REM: 0.001 내지 0.05%를 함유하고, 베이나이트 조직의 면적률이 70% 이상이고, 또한 하기 <a> 내지 <c>에 나타나는 조성 조건 중 어느 하나 이상을 만족시키고, P: 0.030% 이하, Ti: 0.005% 미만, N: 0.0080% 미만으로 제한하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지고, 또한 하기의, (1') 식으로 표시되는 F1'이 0.68 이상, (2') 식으로 표시되는 F2'이 0.85 이하, 및 (3') 식으로 표시되는 F3'이 0.00 이상, F4가 0.012 이상 0.08 이하, 및 (4) 식으로 표시되는 F4가 0.012 내지 0.08인 화학 조성을 갖는 것을 특징으로 하는, 시효 경화성 강.
<a> Mo: 0.01 내지 1.0%
<b> Cu: 0.01 내지 0.30% 및 Ni: 0.01% 내지 0.30% 중 한쪽 또는 양쪽
<c> Bi: 0.01 내지 0.400%
F1'=C+0.3×Mn+0.25×Cr+0.6×Mo … (1')
F2'=C+0.1×Si+0.2×Mn+0.15×Cr+0.35×V+0.2×Mo … (2')
F3'=-4.5×C+Mn+Cr-3.5×V-0.8×Mo … (3')
F4=10×Ca+REM … (4)
상기 (1') 내지 (3') 및 (4) 식 중의 원소 기호는 그 원소의 질량%에 의한 함유량을 의미한다.
[3] 상기 [1] 또는 [2]에 기재된 시효 경화성 강을 1200 내지 1250℃에서 5 내지 60분 가열한 후, 마무리 단조 후의 표면 온도가 1100℃ 이상으로 되도록 하여 단조를 행하고, 그 후 800 내지 400℃까지의 온도 영역의 평균 냉각 속도를 15 내지 60℃/분으로 하여 실온까지 냉각하는 단조 공정과, 단조 후의 강을 절삭 가공하는 절삭 가공 공정과, 절삭 가공 후의 강을 540 내지 700℃의 온도 영역에서 30 내지 1000분 유지하는 시효 처리 공정을 포함하는 것을 특징으로 하는, 시효 경화성 강을 사용한 부품의 제조 방법.
본 발명에 의하면, 제조 조건이 특별히 한정되지 않고, 시효 처리 전의 피삭성이 우수하고, 시효 처리에 의한 경화에 의하여 피로 강도를 안정적으로 향상시킬 수 있고, 또한 시효 처리에 의한 인성 저하를 억제하는 것이 가능한 시효 경화성 강을 제공할 수 있다. 또한 본 발명의 시효 경화성 강을 소재로서 사용함으로써, 생산성이 우수하고, 피로 강도가 우수하고, 또한 인성이 부족하지 않은 기계 부품을 제공하는 것이 가능해진다.
또한 본 발명의 시효 경화성 강의, 절삭 저항의 지표인 시효 처리 전의 비커스 경도는 290Hv 이하이다. 본 발명의 시효 경화성 강을 직경 35㎜의 대략 원기둥 형상으로 하고, 이 강의 온도를 620℃에서 120분 유지하여 행해지는 시효 처리에 의한 비커스 경도의 상승량(시효 경화능, ΔHv)은 30Hv 이상이다. 시효 처리 후의 본 발명의 시효 경화성 강의 피로 강도는 425㎫ 이상이다.
또한 시효 처리 후의 본 발명의 시효 경화성 강은, 노치 깊이 2㎜ 및 노치 바닥 반경 1㎜의 U 노치를 갖는 표준 시험편을 사용하여 실시한 샤르피 충격 시험에 있어서, 20℃에서의 흡수 에너지가 50J 이상이고 저사이클 피로 강도가 520㎫ 이상이다.
이와 같이, 본 발명의 시효 경화성 강은 자동차, 산업 기계, 건설 기계 등의 기계 부품의 소재로서 극히 적합하게 사용할 수 있어 산업상의 공헌이 극히 현저하다.
도 1은 실시예에서 사용한 1축의 인장 압축형의 피로 시험편의 형상을 도시하는 도면이다. 도면 중의 수치는 치수(단위: ㎜)를 나타낸다.
<본원 발명 도출에 이르는 지견>
이하에, 본 실시 형태에 관한 시효 경화성 강의 화학 조성에 있어서, 시효 경화의 관점에서 중요한 원소에 대하여 설명한다.
또한 본 실시 형태에 관한 시효 경화성 강(이하, 「본 실시 형태에 관한 강」이라 약기하는 경우가 있음)의 주된 용도는, 열간 단조, 절삭 및 시효 처리 등을 포함하는 제조 방법에 의하여 제조되는 기계 부품의 재료이다. 따라서 본 실시 형태에 관한 강의 특징을 설명하기 위하여, 열간 단조, 절삭 및 시효 처리가 실시된 후의 강의 특성을 참조하는 경우가 있다. 그러나 본 실시 형태에 관한 강은, 이러한 처리를 받는 것을 반드시 요하지는 않는다. 즉, 본 실시 형태에 관한 강의 용도는 열간 단조 및 절삭 등에 한정되지 않는다.
먼저, 본 실시 형태에 관한 강에서는 V 함유량을 0.25질량% 이상으로 할 필요가 있는 것을 본 발명자들은 알아내었다. V 함유량을 0.25질량% 이상으로 함으로써, 시효 처리에 의하여 생성되는 V의 탄화물 또는 V의 탄질화물 등의 양을 증가시켜, 시효 처리 후의 경도를 높게 하여 피로 강도를 확보할 수 있다.
V는 일단 강 중에 고용되면 강을 850℃ 부근까지 냉각할 때까지는 석출되지 않아, 시효 경화 처리 온도에서의 탄화물 또는 탄질화물의 생성능이 강하다. 또한 본 실시 형태에 관한 강에서는, V와 마찬가지로 탄화물의 석출 온도가 비교적 낮아 시효 경화에 활용하기 쉬운 Mo를 첨가해도 된다. V를 0.25질량% 이상 함유한 강에 Mo를 더 함유시키면 시효 처리에 의하여 V와 Mo의 복합 탄화물 또는 V와 Mo의 복합 탄질화물이 형성되므로, 시효 처리 후의 경도가 한층 높아진다.
상기와 같이 V는 일단 강 중에 고용되면 850℃ 부근까지 강을 냉각할 때까지는 석출되지 않는 성질을 가지므로, 강 중에 고용 상태로서 안정적으로 존재시킬 수 있는 원소이다. 그러나 V 탄화물은 오스테나이트가 페라이트로 변태할 때 상 계면에서 석출되기 쉽다. V 탄화물의 석출량이 증대되면 고용 V양이 감소한다. 즉, 열간 단조 후의 냉각 중에 초석 페라이트가 다량으로 생성되면 V 탄화물이 상 계면에서 석출되므로, 그 후의 시효 처리에 의한 석출 경화에 필요한 양의 고용 V를 확보할 수 없게 된다. 따라서 시효 처리 전의 시효 경화성 강 중에 충분한 양의 고용 V를 확보하기 위해서는, 열간 단조 후 및 시효 처리 전의 조직에 있어서, 면적률이 70% 이상인 상(이하, 「주상」이라 함)이 베이나이트로 될 필요가 있다. 그리고 기계 부품의 제조 비용의 앙등을 방지하기 위하여, 이러한 조직 제어가 열간 단조 조건의 제어가 아니라 강의 성분 조성의 제어에 의하여 행해질 것이 필요하다.
열간 단조 후의 조직은, ?칭성을 향상시키는 C, Mn 및 Cr, 게다가 Mo의 함유량과 밀접한 상관을 갖는다. 본 발명자들은, 하기 (1) 식 또는 (1') 식으로 표시되는, ?칭성의 지표인 F1 및 F1'의 값이 특정한 수치 이상으로 되도록 이들 식 중의 원소의 함유량이 제어되어 있으면, 통상의 열간 단조 후의 냉각 과정(냉각 속도 15℃/분 내지 60℃/분)에서 고용 V의 확보에 유해한 초석 페라이트의 다량 석출이 억제되는 것을 알아내었다. 즉, F1 및 F1'을 제어함으로써, 강 조직이 용이하게 베이나이트를 주상으로 하는 조직, 즉, 면적률로 70% 이상의 베이나이트를 포함하는 조직으로 되므로, 충분한 양의 고용 V를 확보할 수 있다는 것을 본 발명자들은 알아내었다.
F1=C+0.3×Mn+0.25×Cr … (1)
F1'=C+0.3×Mn+0.25×Cr+0.6×Mo … (1')
그러나 강 조직을 베이나이트를 주상(면적률로 70% 이상)으로 하는 조직으로 함으로써 충분한 양의 고용 V를 확보했다고 하더라도 시효 처리 전의 경도(베이나이트를 주상으로 하는 조직의 경도)가 높아지는 경우가 있다. 이 경우, 열간 단조 후의 강의 절삭 저항의 상승을 초래하여 피삭성이 저하되는 경우가 있다. 본 발명자들은 이 문제를 해결할 방법을 검토하였다. 그 결과, C, Si, Mn, Cr, V 및 Mo의 함유량이, 하기 (2) 식 또는 (2') 식으로 표시되는, 시효 처리 전의 경도의 지표인 F2 및 F2'의 값이 특정한 수치 이하로 되도록 본 실시 형태에 관한 강의 화학 성분을 제어하면, 시효 처리 전의 경도를 낮게 유지할 수 있어 절삭 저항의 상승을 억제할 수 있는 것을 본 발명자들은 알아내었다.
F2=C+0.1×Si+0.2×Mn+0.15×Cr+0.35×V … (2)
F2'=C+0.1×Si+0.2×Mn+0.15×Cr+0.35×V+0.2×Mo … (2')
또한 본 발명자들은, 0.25질량% 이상의 V를 포함하고, C, Si, Mn, Cr, Mo 및 V의 함유량이 상기 (1) 식 및 (2) 식, 또는 (1') 식 및 (2') 식에 의하여 구해지는 F1 및 F2, 또는 F1' 및 F2'이 특정한 수치 범위를 만족시키도록 성분 조정된 강을 제조하고, 이 강을 열간 단조한 후에 시효 처리를 실시한 시료를 제작하여, 이 시료의 인성에 대하여 조사하였다. 구체적으로는, 상술한 강을 열간 단조 및 시효 처리한 후, 노치 깊이 2㎜ 및 노치 바닥 반경 1㎜의 U 노치를 갖는 표준 시험편을 제작하고 이 시험편에 샤르피 충격 시험을 실시하여, 시효 처리 후의 인성에 성분이 미치는 영향을 조사하였다.
상술한 조사의 결과, 시효 처리에 의한 인성의 저하를 억제할 수 있는 강을 얻기 위해서는, 하기 (3) 식 또는 (3') 식으로 표시되는, 시효 처리 후의 인성의 지표를 나타내는 F3 및 F3'의 값이 특정한 값 이상으로 되도록 강의 C, Mn, Cr, V 및 Mo의 함유량을 제어할 필요가 있는 것을 알 수 있었다.
F3=-4.5×C+Mn+Cr-3.5×V … (3)
F3'=-4.5×C+Mn+Cr-3.5×V-0.8×Mo … (3')
F3 및 F3'이 큰 경우, 시효 처리 후의 강의 인성이 부족하지 않다. 또한 C, V 및 Mo의 함유량의 증가는 F3 및 F3'을 감소시킨다. 따라서 (3) 식 또는 (3') 식은, 시효 처리 후의 경도와 피로 강도를 향상시키기 위하여 필요한 C, V 및 Mo의 함유량을, 시효 처리에 의한 인성 저하를 억제하기 위하여 저감시킬 필요가 있는 것을 의미한다.
또한 강도와 인성을 양립시키기 위해서는, C, V, Mo 이외의 원소를 활용하여 시효 처리 후의 경도를 높여 강도 향상을 도모할 필요가 있다.
시효 처리 후의 인성 저하의 억제를 위해서는 조직의 미세화가 유효하다. 주상인 베이나이트 조직을 미세화하기 위해서는 베이나이트 변태 전의 오스테나이트 입경의 미세화가 유효하다. 오스테나이트 입경의 미세화를 위해서는 일반적으로 Ti를 함유시키는 것이 유효하지만, 본 실시 형태에 관한 강에 있어서 이 수단을 이용할 수는 없다. 본 발명자들은, Ti는 본 실시 형태에 관한 강의 인성을 열화시키는 조대한 Ti 탄질화물을 형성하므로, 가령 Ti 함유량이 0.005% 정도의 미량이더라도 Ti가 시효 처리 후의 강의 인성을 크게 열화시키는 것을 알아내었다. 따라서 본 실시 형태에 관한 강의 Ti의 함유량은 가능한 한 0 또는 특정한 값 이하로 제한할 필요가 있다.
또한 인성에 유해한 영향을 미치는 개재물이 강 중에 존재하면 충분한 인성이 얻어지지 않는다. 인성에 유해한 강 중의 개재물의 존재를 억제하기 위해서는 S의 함유량을 특정한 값 이하로 할 필요가 있다. 또한 S는 Mn과 결합함으로써 조대한 MnS를 형성하여 인성을 열화시키는 원소이기 때문에, S의 과잉한 첨가는 회피해야 한다. 한편, MnS는 충분한 피삭성을 확보하기 위하여 필수적인 개재물이다. 따라서 S의 함유량을 완전히 0으로 하는 것은 바람직하지 않다. 시효 처리 전의 강의 피삭성을 높이고, 또한 시효 처리에 의한 강의 인성의 저하를 억제하기 위해서는, MnS의 양이 지나치게 많아지지 않도록 S의 함유량을 적절히 제어할 필요가 있다.
본 발명자들은, 시효 처리 전의 피삭성 및 시효 처리 후의 저사이클 피로 강도를 충분히 높이고, 또한 시효 처리에 의한 인성 저하를 억제하기 위한 수단으로서, Nb의 함유가 유효한 것을 알아내었다. Nb는 Ti와 마찬가지로 베이나이트 변태 전의 오스테나이트 입경을 미세화하는 효과를 갖는다.
Nb는 오스테나이트 입경을 미세화하는 효과를 가짐과 함께, 시효 처리 온도에서의 화합물(2차 상)의 생성능도 갖는 원소이다. Nb는 V 및 Mo보다도 석출 온도가 높기 때문이다. 즉, Nb는 석출 온도가 비교적 높으므로, 함유된 Nb의 일부가 열간 단조 시에 탄화물 또는 탄질화물 등으로서 석출되고, 이 탄화물 등의 Nb 석출물이 오스테나이트 입경의 미세화에 기여한다.
상기 (1) 식 또는 (1') 식이 특정한 범위로 된다는 조건을 만족시키는 강에는 고용 Nb가 존재한다. 상술한 바와 같이 (1) 식 또는 (1') 식을 만족시키는 강의 주상은 베이나이트 조직이고, Nb는 베이나이트 조직에 고용되기 쉽기 때문이다. 그 때문에, (1) 식 또는 (1') 식이 특정한 범위로 되는 강에는 시효 처리에 의하여 Nb 탄화물 또는 Nb 탄질화물을 석출시킬 수 있다. 또한 이들 Nb계 석출물이 석출되더라도 인성 저하를 초래하지 않고 시효 처리 후의 강의 경도를 높게 하는 것이 가능하다는 특징을 본 발명자들은 알아내었다. 게다가 Nb를 함유함으로써, 베이나이트 조직의 미세화와 석출 강화에 의하여 우수한 저사이클 피로 강도가 얻어지는 강을 실현할 수 있다는 것도 본 발명자들은 알아내었다.
상술한 바와 같이 본 발명자들은, 강 소재의 제조 조건이 특별히 한정되지 않고, 시효 처리 전의 피삭성이 우수하고, 시효 처리에 의한 경화에 의하여 피로 강도를 향상시키고, 시효 처리 후의 인성의 저하를 억제할 수 있는 시효 경화성 강에 관한 지견을 얻었다. 그러나 상술한 지견만으로는, 시효 처리 후의 피로 강도나 인성이 원하는 값의 범위 내이기는 하지만 약간 저위인 경우가 있었다.
그래서 본 발명자들은 시효 처리 후의 피로 강도나 인성이 낮은 위치로 되는 메커니즘에 대하여 정밀히 조사한 결과, 강 중에 내재하는 조대한 개재물이 원인인 것을 알아내었다. 즉, 이 조대 개재물의 생성을 억제함으로써, 시효 처리 후의 피로 강도를 안정적으로 향상시키고, 또한 시효 처리 후의 인성의 저하를 억제할 수 있는 것을 밝혀냈다.
조대 개재물의 억제를 위하여 본 발명자들은 REM에 착안하였다. REM은 황화물계 개재물 또는 산화물계 개재물을 형성하고, 황화물계 개재물, 산화물계 개재물 모두 미세 분산시키는 효과가 있다. 그러나 REM 함유량이 지나치게 많으면 열간 압연 또는 열간 단조 시의 강재의 열간 연성을 저하시켜 버린다.
단, REM 함유량을 조정하는 것만으로는 황화물계 개재물, 산화물계 개재물 모두 안정적으로 미세 분산할 수는 없다. 본 발명자들은 REM과 Ca를, 하기 (4) 식으로 표시되는 개재물 형태의 제어 지표 F4의 값이 특정한 범위로 되도록 Ca, REM의 함유량을 제어할 필요가 있는 것을 알 수 있었다. 발명자들은, 그렇게 함으로써 황화물계 개재물은 구상으로 미세하게 분산되고, 또한 산화물계 개재물도 미세 분산되는 것을 알아내었다.
F4=10×Ca+REM … (4)
F4가 0.012 이상인 경우, 황화물계 개재물, 산화물계 개재물 모두 안정적으로 미세 분산된다. 또한 F4가 0.08을 초과하면 그 효과는 포화되어 강의 열간 연성을 저하시킬 우려가 있기 때문에, Ca, REM 함유량의 적정화를 도모할 필요가 있다.
본 발명은, 이상 설명한, 본 발명자의 검토 결과 및 얻어진 지견에 기초하여 이루어진 시효 경화성 강에 관한 것이다.
이하, 본 발명의 일 실시 형태인 시효 경화성 강의 각 요건에 대하여 상세히 설명한다.
<성분 조성>
먼저, 본 실시 형태에 관한 시효 경화성 강의 성분에 대하여 설명한다. 또한 각 원소의 함유량 「%」는 「질량%」를 의미한다.
(필수 원소)
C: 0.05 내지 0.20%
C는 본 실시 형태에 있어서 중요한 원소이다. C는 시효 처리에 의하여 V와 결합하여 탄화물을 형성하여 강을 강화한다. 그러나 C의 함유량이 0.05% 미만에서는 V 탄화물의 석출 구동력이 작아져 V 탄화물이 석출되기 어려워지므로, 원하는 강화 효과가 얻어지지 않는다. 한편, C의 함유량이 0.20%를 초과하면, V와 결합하지 않는 C가 Fe와 결합하여 탄화물(시멘타이트)을 형성하여 강의 인성을 현저히 열화시켜 버린다. 또한 C의 함유량이 0.20%를 초과하는 경우, 오스테나이트로부터 베이나이트에의 변태의 도중에 오스테나이트 중에 농화되는 C 농도도 높아지고, 베이나이트 변태 후의 조직에 부분적으로 마르텐사이트가 혼입되어지기도 한다. 이와 같이 시멘타이트 및/또는 마르텐사이트가 강에 포함되는 경우, 절삭 저항이 상승해 버려 피삭성이 저하된다. 따라서 C의 함유량을 0.05 내지 0.20%로 한다. C의 함유량은 0.08% 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.10% 이상으로 하는 것이 한층 바람직하다. 또한 C의 함유량은 0.18% 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.16% 이하로 하는 것이 한층 바람직하다.
Si: 0.01 내지 0.50%
Si는 제강 시의 탈산 원소로서 유용함과 동시에, 매트릭스에 고용되어 강의 강도를 향상시키는 작용을 갖는다. 이들 효과를 충분히 얻기 위해서는 Si는 0.01% 이상의 함유량으로 할 필요가 있다. 그러나 Si의 함유량이 과잉으로 되면, 강의 열간 가공성 및 절삭 저항의 상승이 발생하여 피삭성의 저하를 초래한다. 특히 Si 함유량이 0.50%를 초과하면 강의 열간 가공성의 저하 및 절삭 저항의 상승이 현저해진다. 또한 Si는 초석 페라이트의 생성을 촉진하여 베이나이트양을 감소시킬 우려가 있으므로, 안정적으로 베이나이트를 얻기 위해서는 Si를 과잉으로 함유하는 것은 바람직하지 않다. 또한 강의 제조 단계에서 초석 페라이트가 발생한 경우, 상술한 바와 같이 V 탄화물이 초석 페라이트와 오스테나이트의 상 계면에 석출되어, 시효 처리에 의한 석출 경화에 필요한 양의 고용 V의 확보가 곤란해지는 결과, 강의 시효 경화능을 저하시킬 우려도 있다. 따라서 Si의 함유량을 0.01 내지 0.50%로 한다. Si의 함유량은 0.06% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한 Si의 함유량은 0.45% 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.35% 미만으로 하는 것이 한층 바람직하다.
Mn: 1.50 내지 2.50%
Mn은 ?칭성을 향상시켜 조직의 주상을 베이나이트로 하는 효과를 갖는다. 또한 Mn은 베이나이트 변태 온도를 저하시키는 작용을 가지며, 그렇게 함으로써 조직을 미세화시켜 매트릭스의 인성을 높이는 효과도 갖는다. 또한 강의 체적의 대부분을 차지하는 조직을 매트릭스라 칭하며, 본 실시 형태에 관한 강의 매트릭스는 베이나이트이다. 또한 Mn은 강 중에서 MnS를 형성하여 절삭 저항을 저하시키고, 이것에 의하여 피삭성을 향상시키는 작용을 갖는다. 또한 Mn양이 1.50% 미만인 경우, 초석 페라이트의 생성이 촉진되어 상술한 바와 같이 베이나이트양의 감소와 시효 경화능의 저하를 일으킬 우려가 있다. 이들 효과를 충분히 얻기 위해서는 Mn은 적어도 1.50%의 함유량으로 할 필요가 있다. 그러나 Mn은 강의 응고 시에 편석되기 쉬운 원소이기 때문에, 함유량이 많아져 특히 2.50%를 초과하면 열간 단조 후의 부품 중의 경도의 변동이 커지는 것을 회피할 수 없다. 따라서 Mn의 함유량을 1.50 내지 2.50%로 한다. Mn의 함유량은 1.60% 이상으로 하는 것이 바람직하고, 1.70% 이상으로 하는 것이 한층 바람직하다. 또한 Mn의 함유량은 2.30% 이하로 하는 것이 바람직하고, 2.10% 이하로 하는 것이 한층 바람직하다.
S: 0.005 내지 0.080%
S는 강 중에서 Mn과 결합하여 MnS를 형성하여, 절삭 저항이 저하시켜 피삭성을 향상시킨다. 충분한 피삭성을 얻기 위해서는 0.005% 이상의 S를 함유시킬 필요가 있다. 그러나 S의 함유량이 과도하게 높아지면 조대한 MnS가 증가하여 인성과 피로 강도를 열화시킬 우려가 있다. 특히 S의 함유량이 0.080%를 초과하면 인성과 피로 강도의 저하가 현저해진다. 따라서 S의 함유량을 0.005 내지 0.080%로 한다. S의 함유량은 0.010% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한 S의 함유량은 0.050% 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.030% 이하로 하는 것이 한층 바람직하다.
Cr: 0.03 내지 1.60%
Cr은 ?칭성을 높여 조직의 주상을 베이나이트로 하는 효과를 갖는다. 또한 Cr은 베이나이트 변태 온도를 저하시키는 작용을 가지며, 그렇게 함으로써 조직을 미세화시켜 매트릭스의 인성을 높이는 효과도 갖는다. 그러나 Cr의 함유량이 1.60%를 초과하면 ?칭성이 지나치게 커져, 부품의 크기나 부위에 따라서는 시효 처리 전의 경도가 비커스 경도로 290Hv를 초과할 할 우려가 있으므로, 절삭 저항이 상승하여 피삭성이 저하되는 경우가 있다. 따라서 Cr의 함유량을 0.03 내지 1.60%로 한다. Cr의 함유량의 하한은 0.05% 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.10% 이상으로 하는 것이 한층 바람직하다. Cr의 함유량의 상한은 1.00% 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.50% 이하로 하는 것이 한층 바람직하다.
Al: 0.005 내지 0.050%
Al은 탈산 작용을 갖는 원소이며, 이 작용을 발휘시키기 위하여 0.005% 이상의 함유량으로 할 필요가 있다. 그러나 Al의 함유량이 0.050%를 초과하면 조대한 산화물이 생성되게 되어, 강의 인성과 피로 강도가 저하된다. 따라서 Al의 함유량을 0.005 내지 0.050%로 한다. Al의 함유량은 0.040% 이하로 하는 것이 바람직하다.
V: 0.25 내지 0.50%
V는 본 실시 형태에 관한 강에 있어서의 가장 중요한 원소이다. V는 시효 처리 시에 C와 결합하여 미세한 V 탄화물을 형성함으로써, 또는 C 및 N과 결합하여 미세한 V 탄질화물을 형성함으로써 시효 처리 후의 강의 강도를 높이는 작용이 있다. 또한 V에는, 시효 처리에 의하여 Mo와 복합하여 석출되어 강의 시효 경화능을 한층 높이는 효과도 있다. 이들 효과를 충분히 얻기 위해서는 V는 0.25% 이상의 함유량으로 할 필요가 있다. 그러나 V의 함유량이 과잉으로 되면, 열간 단조 시의 가열에 있어서도 미고용된 탄질화물이 남기 쉬워져 인성의 저하를 초래하고, 특히 그 함유량이 0.50%를 초과하면 인성의 저하가 현저해진다. 게다가 V의 함유량이 0.50%를 초과하면 미고용 탄화물의 잔존에 수반하여 절삭 저항이 상승해 버려, 강의 피삭성도 현저히 저하되는 경우가 있다. 따라서 V의 함유량을 0.25 내지 0.50%로 한다. V의 함유량은 0.45% 미만으로 하는 것이 바람직하고, 0.40% 이하로 하는 것이 한층 바람직하다. 또한 V의 함유량은 0.27% 이상으로 하는 것이 바람직하다.
Nb: 0.010 내지 0.100%
Nb는 본 실시 형태에 관한 강에 있어서의 중요한 원소의 하나이다. 강 중에 포함되는 Nb의 일부는 열간 단조 시의 가열, 가공 과정에서 Nb 탄화물 또는 Nb 탄질화물로서 강 중에 석출되며, 피닝 효과에 의하여 오스테나이트 결정립을 미세화시키는 열간 가공 시의 오스테나이트 결정립의 미세화는, 열간 가공 종료 후의 베이나이트 변태에 있어서 베이나이트 조직을 미세화시키는 효과를 갖는다. 또한 열간 단조 시의 강 중의 Nb의 일부는 고용 Nb로서 존재하며, 이 고용 Nb는 열간 단조 후의 시효 처리 시에 Nb 탄화물 또는 Nb 탄질화물로서 석출됨으로써, 인성 저하를 초래하지 않고 경도를 높여, 저사이클 피로 강도의 향상 및 피로 강도의 향상을 달성하는 효과가 있다. 이들 효과를 충분히 얻기 위해서는 Nb는 0.010% 이상의 함유량으로 할 필요가 있다. 그러나 Nb의 함유량이 과잉으로 되면 열간 단조 시의 가열에 있어서도 미고용된 탄질화물이 남기 쉬워져, 시효 처리 후의 경도를 높이는 효과 및/또는 시효 처리 후의 피로 강도 향상 효과가 포화된다. 게다가 Nb의 함유량이 0.100%를 초과하면 미고용된 탄화물 또는 탄질화물의 잔존에 수반하여 절삭 저항이 상승해 버려, 강의 피삭성이 현저히 저하되는 경우가 있다. 따라서 Nb의 함유량을 0.010 내지 0.100%로 한다. Nb의 함유량은 0.080% 미만으로 하는 것이 바람직하고, 0.050% 이하로 하는 것이 한층 바람직하다. 또한 Nb의 함유량은 0.020% 이상으로 하는 것이 바람직하다.
Ca: 0.0005 내지 0.0050%
Ca는 본 실시 형태에 관한 강에 있어서의 중요한 원소의 하나이다. 강 중에 포함되는 Ca는 황화물계 개재물 또는 산화물계 개재물로서 강 중에 미세하게 분산 석출됨으로써, 시효 처리 후의 피로 강도의 향상이나 시효 처리 후의 인성 저하를 억제하는 효과를 갖는다. 이 효과를 충분히 얻기 위해서는 Ca는 0.0005% 이상의 함유량으로 할 필요가 있다. 그러나 Ca의 함유량이 0.0050%를 초과하면, 반대로 조대한 산화물계 개재물을 형성해 버려 열간 연성의 저하나 시효 처리 후의 피로 강도를 저하시켜, 시효 처리 후의 인성 저하를 억제하는 효과가 얻어지지 않는다. 따라서 Ca의 함유량을 0.0005 내지 0.0050%로 한다. 또한 Ca의 함유량은 0.0010% 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.0015% 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다.
REM: 0.001 내지 0.05%
REM은 본 실시 형태에 관한 강에 있어서의 중요한 원소의 하나이다. 강 중에 포함되는 REM은 황화물계 개재물 또는 산화물계 개재물로서 강 중에 미세하게 분산 석출됨으로써 시효 처리 후의 피로 강도를 향상시키고, 또한 시효 처리 후의 인성 저하를 억제하는 효과를 갖는다. 이 효과를 충분히 얻기 위해서는 REM 함유량은 0.001% 이상으로 할 필요가 있다. 그러나 REM의 함유량이 0.05%를 초과하면 열간 연성의 저하를 초래한다. 따라서 REM의 함유량을 0.001 내지 0.05%로 한다. REM의 함유량은 0.003% 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.005% 이상으로 하는 것이 더 바람직하다.
본 실시 형태의 시효 경화성 강은, 상술한 C, Si, Mn, S, Cr, Al, V, Nb, Ca 및 REM과, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지고, 후술하는 불순물 중의 P, Ti 및 N이 P: 0.030% 이하, Ti: 0.005% 미만 및 N: 0.0080% 미만으로 제한된 것이며, 또한 상기의, (1) 식으로 표시되는 F1이 0.68 이상, (2) 식으로 표시되는 F2가 0.85 이하, (3) 식으로 표시되는 F3이 0.00 이상, 및 (4) 식으로 표시되는 F4가 0.012 이상 0.08 이하인 화학 조성을 갖는 강이다.
또한 불순물이란, 철강 재료를 공업적으로 제조할 때 원료로서의 광석, 스크랩, 또는 제조 환경 등으로부터 혼입되는 것을 가리킨다.
P: 0.030% 이하
P는 불순물로서 함유되며, 본 실시 형태에 관한 강에 있어서 바람직하지 않은 원소이다. 즉, P는 입계에 편석됨으로써 인성을 저하시키고, 특히 그 함유량이 0.030%를 초과하면 인성의 저하가 매우 현저해진다. 따라서 P의 함유량을 0.030% 이하로 제한한다. P의 함유량은 0.025% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
또한 P의 함유량의 하한은 특별히 정해지지 않고 본 실시 형태에 관한 강의 효과가 발휘된다. P 함유량의 하한값을 0%로 해도 된다. 그러나 P를 과도하게 저감시키면 탈P 비용의 극단적인 상승을 초래하여 경제적으로 불리한 점에서, P량의 하한을 0.005%로 하는 것이 바람직하다.
Ti: 0.005% 미만
Ti는 불순물로서 함유되며, 본 실시 형태에 관한 강에 있어서 바람직하지 않은 원소이다. 즉, Ti는 N이나 C와 결합함으로써 조대한 Ti 탄질화물을 형성하여 인성의 저하를 초래하고, 특히 그 함유량이 0.005% 이상으로 되면 크게 인성을 열화시킨다. 따라서 Ti의 함유량을 0.005% 미만으로 제한한다. 시효 처리에 의한 인성 저하를 억제하기 위해서는 Ti의 함유량은 0.0035% 이하로 제한하는 것이 바람직하고, 0.0015% 이하로 제한하는 것이 한층 바람직하다. Ti 함유량의 하한값을 0%로 해도 된다.
N: 0.0080% 미만
N은 불순물로서 함유되며, 본 실시 형태에 관한 강에 있어서는, V를 VN으로서 고정해 버리는 바람직하지 않은 원소이다. 즉, VN으로서 석출된 V는 시효 경화에 기여하지 않게 되기 때문에 VN의 석출을 억제하기 때문에, N의 함유량은 낮게 해야 한다. VN의 석출을 억제하여 시효 처리 전의 단계에 있어서 충분한 양의 고용 V를 확보하기 위해서는, N의 함유량을 0.0080% 미만으로 제한할 필요가 있다. N 함유량의 상한값은 바람직하게는 0.0070%, 0.0060% 또는 0.0050%이다. N 함유량의 하한값은 0%이다.
본 실시 형태에 관한 시효 경화성 강의 다른 실시 형태는, 상술한 C로부터 REM까지의 원소와, 상기 <a> 내지 <c> 중 어느 하나 이상을 만족시키는 조성과, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지고, 불순물 중의 P, Ti 및 N이 P: 0.03% 이하, Ti: 0.005% 미만 및 N: 0.020% 이하로 제한된 것이고, 또한 상기의, (1') 식으로 표시되는 F1'이 0.68 이상, (2') 식으로 표시되는 F2'이 0.85 이하, (3') 식으로 표시되는 F3'이 0.00 이상, 및 (4) 식으로 표시되는 F4가 0.012 이상 0.08 이하인 화학 조성을 갖는 강이다.
(임의 선택적 원소)
이하, 본 실시 형태에 관한 시효 경화성 강의 다른 실시 형태에 있어서 선택적으로 첨가되는, <a> 내지 <c>에 나타내는 임의 원소의 작용 효과와, 그 함유량의 한정 이유에 대하여 설명한다.
<a> Mo: 0.01 내지 1.0%
Mo의 함유는 필수는 아니므로 Mo 함유량의 하한값은 0%이다. 한편, Mo는 ?칭성을 높여 열간 단조 후의 강의 조직의 주상을 베이나이트로 함과 함께, 베이나이트의 면적률을 증대시키는 작용을 갖는다. Mo는, 0.25% 이상의 V를 함유하는 강에 있어서, V와 함께 탄화물을 형성하여 강의 시효 경화능을 크게 하는 작용도 갖는다. 이 때문에 필요에 따라 Mo를 함유시켜도 된다. 그러나 Mo는 매우 고가의 원소이기 때문에 함유량이 많아지면 강의 제조 비용이 증대되고, 더욱이 인성도 저하된다. 따라서 함유시키는 경우의 Mo의 양을 1.0% 이하로 한다. 함유시키는 경우의 Mo의 양은 0.50% 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.40% 이하로 하는 것이 한층 바람직하고, 0.30% 미만으로 하는 것이 한층 더 바람직하다.
한편, 상술한 Mo의 효과를 안정적으로 얻기 위해서는, 함유시키는 경우의 Mo의 양은 0.01% 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.05% 이상으로 하는 것이 더 바람직하고, 0.10% 이상으로 하는 것이 한층 바람직하다.
<b> Cu: 0.01 내지 0.30% 및 Ni: 0.01 내지 0.30% 중 한쪽 또는 양쪽
Cu 및 Ni는 모두 시효 처리 후의 강의 피로 강도를 높이는 작용을 갖는다. 이 때문에, 더 큰 피로 강도를 얻으려는 경우에는 이들 원소를 이하에 설명하는 범위에서 함유시켜도 된다.
Cu: 0.01 내지 0.30%
Cu의 함유는 필수는 아니므로 Cu 함유량의 하한값은 0%이다. 한편, Cu는 시효 처리 후의 강의 피로 강도를 향상시키는 작용을 갖는다. 이 때문에 필요에 따라 Cu를 함유시켜도 된다. 그러나 Cu의 함유량이 0.30%를 초과하면 열간 가공성이 저하된다. 따라서 함유시키는 경우의 Cu의 양을 0.30% 이하로 한다. 함유시키는 경우의 Cu의 양은 0.25% 이하로 하는 것이 바람직하다.
한편, 상술한 Cu의 피로 강도를 높이는 효과를 안정적으로 얻기 위해서는, 함유시키는 경우의 Cu의 양은 0.01% 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.05% 이상으로 하는 것이 더 바람직하고, 0.10% 이상으로 하는 것이 한층 바람직하다.
Ni: 0.01 내지 0.3%
Ni의 함유는 필수는 아니므로 Ni 함유량의 하한값은 0%이다. 한편, Ni는 시효 처리 후의 강의 피로 강도를 향상시키는 작용을 갖는다. 또한 Ni는 Cu에 의한 열간 가공성의 저하를 억제하는 작용도 갖는다. 이 때문에 필요에 따라 Ni를 함유시켜도 된다. 그러나 Ni의 함유량이 0.30%를 초과하면, 비용이 늘어나는 것에 추가하여 상기 효과도 포화된다. 따라서 함유시키는 경우의 Ni의 양을 0.30% 이하로 한다. 함유시키는 경우의 Ni의 양은 0.25% 이하로 하는 것이 바람직하다.
한편, 상술한 Ni의 효과를 안정적으로 얻기 위해서는, 함유시키는 경우의 Ni의 양은 0.01% 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.05% 이상으로 하는 것이 더 바람직하고, 0.10% 이상으로 하는 것이 한층 바람직하다.
또한 상기 Cu 및 Ni는 그 중 어느 1종만, 또는 2종의 복합으로 함유시킬 수 있다. 함유시키는 경우의 상기 원소의 합계 함유량은, Cu 및 Ni의 함유량이 각각의 상한값인 경우에 0.6%여도 된다.
<c> Bi: 0.01 내지 0.400%
Bi는 시효 처리 전의 강의 절삭 저항을 저하시켜 피삭성을 높이는 작용을 갖는다. 이 때문에, 더 양호한 피삭성을 얻으려는 경우에는 Bi를 이하에 설명하는 범위에서 함유시켜도 된다.
Bi의 함유는 필수는 아니므로 Bi 함유량의 하한값은 0%이다. 한편, Bi는 시효 처리 전의 강의 절삭 저항을 저하시키는 작용과 절삭칩 처리성을 향상시키는 작용을 갖는다. 이 때문에 필요에 따라 Bi를 함유시켜도 된다. 그러나 Bi의 함유량이 0.400%를 초과하면 열간 가공성의 저하를 초래한다. 따라서 함유시키는 경우의 Bi의 양을 0.400% 이하로 한다. 함유시키는 경우의 Bi의 양은 0.300% 이하로 하는 것이 바람직하다.
한편, 상술한 Bi의 절삭 저항을 저하시키는 효과와 절삭칩 처리성을 향상시키는 효과를 안정적으로 얻기 위해서는, 함유시키는 경우의 Bi의 양은 0.010% 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.030% 이상으로 하는 것이 더 바람직하다.
상술되어진 본 실시 형태 및 다른 실시 형태에 있어서는, 상술한 원소 이외의 잔부는 실질적으로 Fe 및 불가피적 불순물이지만, 본 발명의 작용 효과를 해치지 않는 범위 내에서 다른 원소를 미량으로 첨가할 수 있다.
<(1) 식 내지 (4) 식 및 (1') 식 내지 (3') 식>
다음으로, 상술한 (1) 식 내지 (4) 식에 의하여 표시되는 F1 내지 F4, 및 (1') 식 내지 (3') 식에 의하여 표시되는 F1' 내지 F3'에 대하여 설명한다.
(F1 또는 F1': 0.68 이상)
본 실시 형태에 관한 시효 경화성 강은, 상기 Mo를 포함하지 않는 경우에는
F1=C+0.3×Mn+0.25×Cr … (1)
로 표시되는 F1이 0.68 이상이어야 한다.
한편, 본 실시 형태에 관한 시효 경화성 강은, 상기 Mo를 포함하는 경우에는
F1'=C+0.3×Mn+0.25×Cr+0.6×Mo … (1')
로 표시되는 F1'이 0.68 이상이어야 한다.
이미 설명한 바와 같이 상기 (1) 식 및 (1') 식 중의 원소 기호는 그 원소의 질량%에 의한 함유량을 의미한다.
F1과 F1'은 ?칭성에 대한 지표이다. 강에 포함되는 각 합금 원소의 양이 상술한 범위를 만족시키고 또한 F1과 F1'이 상기의 조건을 만족시키면, 열간 단조 후에 수랭 등의 가속 냉각이 행해지지 않았다고 하더라도 열간 단조 후의 조직이 베이나이트를 주상으로 하는 것으로 된다.
F1 또는 F1'이 0.68 미만인 경우, 열간 단조 후의 조직에 초석 페라이트가 혼입되어 V 탄화물이 상 계면에서 석출되기 때문에 시효 처리 전의 경도가 상승하거나 시효 경화능이 작아지거나 한다.
F1과 F1'은 0.70 이상인 것이 바람직하고, 0.72 이상인 것이 한층 바람직하다. 한편, ?칭성의 과잉한 증대는 강의 인성의 저하를 초래할 우려가 있으므로, F1과 F1'은 1.00 이하인 것이 바람직하고, 0.98 이하인 것이 한층 바람직하다.
(F2 또는 F2': 0.85 이하)
본 실시 형태에 관한 시효 경화성 강은, 상기 Mo를 포함하지 않는 경우에는
F2=C+0.1×Si+0.2×Mn+0.15×Cr+0.35×V … (2)
로 표시되는 F2가 0.85 이하여야 한다.
한편, 본 실시 형태에 관한 시효 경화성 강은, 상기 Mo를 포함하는 경우에는
F2'=C+0.1×Si+0.2×Mn+0.15×Cr+0.35×V+0.2×Mo … (2')
로 표시되는 F2'이 0.85 이하여야 한다.
이미 설명한 바와 같이 상기 (2) 식 및 (2') 식 중의 원소 기호는 그 원소의 질량%에 의한 함유량을 의미한다.
F2와 F2'은 시효 처리 전의 경도를 나타내는 지표이다. 강이 상기의 F1 또는 F1'의 조건을 만족시키고 있었다고 하더라도, F2 또는 F2'이 적절한 범위 내에 없으면 시효 처리 전의 경도가 지나치게 높아져, 절삭 저항이 상승하여 양호한 피삭성을 확보할 수 없게 되는 경우가 있다.
즉, F2 또는 F2'이 0.85를 초과하면 베이나이트 조직의 경도가 지나치게 높아진다. 그 때문에, 절삭 저항의 상승이 불가피해져 양호한 피삭성을 확보할 수 없게 되는 경우가 있다.
F2와 F2'은 0.82 이하인 것이 바람직하고, 0.80 이하인 것이 한층 바람직하다. 한편, F2 및 F2'이 지나치게 낮은 경우, 시효 경화 후의 경도가 부족할 우려가 있으므로, F2와 F2'은 0.55 이상인 것이 바람직하고, 0.60 이상이면 한층 바람직하다.
(F3 또는 F3': 0.00 이상)
본 실시 형태에 관한 시효 경화성 강은, 상기 Mo를 포함하지 않는 경우에는
F3=-4.5×C+Mn+Cr-3.5×V … (3)
로 표시되는 F3이 0.00 이상이어야 한다.
한편, 본 실시 형태에 관한 시효 경화성 강은, 상기 Mo를 포함하는 경우에는
F3'=-4.5×C+Mn+Cr-3.5×V-0.8×Mo … (3')
로 표시되는 F3'이 0.00 이상이어야 한다.
이미 설명한 바와 같이 상기 (3) 식 및 (3') 식 중의 원소 기호는 그 원소의 질량%에 의한 함유량을 의미한다.
F3 및 F3'은 시효 처리 후의 인성을 나타내는 지표이다. 즉, F1 또는 F1' 및 F2 또는 F2'의 조건을 만족시키고 있었다고 하더라도, F3 또는 F3'이 적절한 범위 내에 없으면 시효 처리 후의 강의 인성이 저하되어 목표로 하는 인성을 확보할 수 없는 경우가 있다.
즉, F3 또는 F3'이 0.00 미만(음의 수)인 경우, 시효 처리 후의 인성이 저하된다.
F3과 F3'은 0.01 이상인 것이 바람직하다.
또한 F1이 0.68 이상 및 F2가 0.85 이하이면, F3의 상한에 대하여 특별히 한정을 설정할 필요는 없다.
마찬가지로 F1'이 0.68 이상 및 F2'이 0.85 이하이면, F3'의 상한에 대하여 특별히 한정을 설정할 필요는 없다.
(F4: 0.012 내지 0.08)
본 실시 형태에 관한 시효 경화성 강은,
F4=10×Ca+REM … (4)
로 표시되는 F4가 0.012 이상 0.08 이하여야 한다.
이미 설명한 바와 같이 상기 (4) 식 중의 원소 기호는 그 원소의 질량%에 의한 함유량을 의미한다.
F4는 개재물 형태의 제어 지표를 나타내는 지표이다. 즉, 강이 F1 또는 F1' 및 F2 또는 F2' 및 F3 또는 F3'의 조건을 만족시키고 있었다고 하더라도, F4가 적절한 범위 내에 없으면 시효 처리 후의 강의 피로 강도가 안정적으로 향상되지 않고, 또한 시효 처리 후의 인성 저하를 안정적으로 억제할 수 없는 경우가 있다. 즉, F4가 0.012 미만인 경우, 황화물계 개재물, 산화물계 개재물을 미세 분산할 수 없어 시효 처리 후의 강의 피로 강도가 안정적으로 향상되지 않아, 시효 처리 후의 인성 저하를 안정적으로 억제할 수 없는 경우가 있다. 따라서 F4는 0.012 이상으로 하였다. 개재물 미세화 효과를 충분히 얻기 위해서는 F4는 0.014 이상인 것이 바람직하다. 또한 0.016 이상인 것이 더욱 바람직한다.
또한 F4가 증가할수록 개재물 미세화 효과를 발휘할 수 있지만, F4가 0.08을 초과하면 반대로 산화물계 개재물의 조대화를 초래하거나 열간 연성의 저하를 초래하는 경우가 있기 때문에, F4의 상한은 0.08 이하로 하였다. F4는 0.07 이하가 바람직하고, 0.06 이하가 더 바람직하다.
<강 조직(마이크로 조직)>
다음으로, 본 실시 형태에 관한 시효 경화성 강의 강 조직(마이크로 조직)에 대하여 설명한다.
상술되어진 바와 같이 시효 처리 전에 있어서는 초석 페라이트의 다량의 생성은 바람직하지 않다. 또한 피삭성의 관점에서 다량의 마르텐사이트의 생성도 바람직하지 않다. 이 때문에, 본 실시 형태에 관한 시효 경화성 강의 시효 처리 전에 있어서의 주상을 베이나이트로 하는 것이 중요하다.
즉, 충분한 피삭성과 고용 V를 확보하기 위하여, 시효 처리 전에 있어서의 조직은 베이나이트의 면적률을 70% 이상으로 할 필요가 있다. 또한 베이나이트의 면적률은 80% 이상인 것이 바람직하고, 베이나이트 단상, 즉 베이나이트의 면적률이 100%인 것이 가장 바람직하다. 베이나이트의 면적률이 100% 미만인 경우, 주상인 베이나이트 이외의 상은 페라이트 상, 펄라이트 조직 및 마르텐사이트 조직 등인데, 이들 상, 조직은 적으면 적을수록 좋다.
<강의 시효 경화능과 피삭성 및 피로 강도의 관계>
강을 직경 35㎜의 대략 원기둥 형상으로 하고, 이 강의 온도를 620℃에서 120분 유지한 경우의 강의 비커스 경도의 상승량을 강의 시효 경화능(age-hardenability)이라 정의한 경우, 본 실시 형태에 관한 강의 시효 경화능의 하한값은 바람직하게는 30Hv이고, 더욱 바람직하게는 33Hv, 35Hv, 또는 40Hv이다. 또한 강의 온도를 620℃에서 120분 유지하는 처리란, 본 실시 형태에 관한 강에 시효 경화 처리를 행하여 기계 부품을 제조할 때의 일반적인 시효 처리 조건이다. 시효 경화능이 30Hv 이상인 경우, 본 실시 형태에 관한 강은, 시효 처리 전에 양호한 피삭성을 갖고 시효 처리 후에 양호한 피로 강도를 갖는다.
<시효 경화성 강의 제조 방법 및 시효 경화성 강을 사용한 (기계) 부품의 제조 방법>
본 실시 형태의 시효 경화성 강의 제조 방법은 특별히 한정되는 것은 아니며, 일반적인 방법으로 용제하여 화학 조성을 조정하면 된다.
이하에, 상기와 같이 하여 제조한 본 실시 형태에 관한 시효 경화성 강을 소재로 하여 자동차, 산업 기계, 건설 기계 등의 기계 부품을 제조하는 방법의 일례를 나타낸다.
먼저, 화학 조성을 상술한 범위로 조정한 강으로부터, 부품 성형에 제공하는 시효 경화성 강(이하, 「중간 소재」라 함)을 제작한다.
상기 중간 소재로서는, 잉곳을 분괴 압연한 빌렛, 연속 주조재를 분괴 압연한 빌렛, 또는 이들 빌렛을 열간 압연 또는 열간 단조한 봉강 등, 어떠한 것이어도 상관없다. 단, 중간 소재의 제작 시에 V 탄화물이 석출되기 쉬운 온도 영역에서 일정 시간 유지한 경우, 시효 경화능이 상실될 우려가 있다. 예를 들어 분괴 압연 후, 또는 열간 압연 혹은 열간 단조 후에 중간 소재의 온도를 540 내지 700℃의 범위 내에서 30분 이상 유지한 경우, 시효 경화능이 상실될 우려가 있다. 그러나 일반적인 방법에 따라 분괴 압연 후, 또는 열간 압연 혹은 열간 단조 후에 중간 소재를 실온 환경에 방치하면, 이러한 사태가 발생하는 일은 없다.
이어서, 상기 중간 소재를 열간 단조하고, 또한 절삭 가공하여 소정의 부품 형상으로 마무리한다.
상기 열간 단조는, 예를 들어 중간 소재를 1200 내지 1250℃에서 5 내지 60분 가열한 후, 마무리 단조 후의 표면 온도가 1100℃ 이상으로 되도록 하여 단조를 행하고, 그 후 800 내지 400℃까지의 온도 영역의 평균 냉각 속도를 15 내지 60℃/분으로 하여 실온까지 냉각한다. 이러한 평균 냉각 속도는 단조 후의 강을 실온 환경에 방치해 둠으로써 용이하게 얻어진다. 단, 냉각 속도가 15℃/분 미만인 경우, 냉각 중에 V 탄화물이 석출되어 시효 경화능이 30Hv 이하로 될 우려가 있다.
이와 같이 하여 냉각한 후, 또한 절삭 가공하여 소정의 부품 형상으로 마무리한다.
마지막으로, 소정의 부품 형상으로 성형된 조형재에 시효 처리를 실시하여, 원하는 특성을 구비하는 자동차, 산업 기계, 건설 기계 등의 기계 부품을 얻는다.
상기 시효 처리는, 예를 들어 540 내지 700℃의 온도 영역, 바람직하게는 560 내지 680℃의 온도 영역, 더욱 바람직하게는 580 내지 660℃의 온도 영역에서 행한다. 이 시효 처리의 유지 시간은, 예를 들어 30 내지 1000분으로 하는 등, 기계 부품의 사이즈(질량)에 따라 적절히 조정한다.
시효 처리 온도가 540℃ 미만인 경우, V 탄화물 또는 V 탄질화물을 충분히 형성할 수 없어, 원하는 시효 경화능 30Hv가 얻어지지 않는다. 한편, 시효 처리 온도가 700℃를 초과한 경우, 형성된 V 탄화물 또는 V 탄질화물이 조대화되기 때문에 경화에 기여하지 않게 되어, 원하는 시효 경화능 30Hv가 얻어지지 않는다. 마찬가지로 유지 시간이 30분 미만인 경우, V 탄화물 또는 V 탄질화물을 충분히 형성할 수 없기 때문에, 원하는 시효 경화능 30Hv가 얻어지지 않는다. 한편, 유지 시간이 1000분을 초과한 경우, 형성된 V 탄화물 또는 V 탄질화물이 조대화하기 때문에 경화에 기여하지 않게 되어, 원하는 시효 경화능 30Hv가 얻어지지 않는다.
이상과 같이 하여, 본 실시 형태에 관한 시효 경화성 강 및 그것을 소재로 한 기계 부품을 제조할 수 있다.
실시예
이하, 실시예 1, 2에 의하여 본 발명을 더욱 상세히 설명한다.
이하에 나타내는 실시예 1, 2에서의 조건은, 본 발명의 실시 가능성 및 효과를 확인하기 위하여 채용한 일 조건예이며, 본 발명은 이 일 조건예에 한정되는 것은 아니다. 또한 본 발명은 본 발명의 요지를 일탈하지 않고 본 발명의 목적을 달성하는 한, 다양한 조건을 채용할 수 있는 것이다.
(실시예 1)
표 1에 나타내는 화학 조성의 강 1 내지 26을 50㎏ 진공 용해로에 의하여 용제하였다.
표 1에 있어서의 강 1 내지 13은, 화학 조성이 본 발명에서 규정하는 범위 내에 있는 강이다. 한편, 표 1에 있어서의 강 14 내지 26은, 화학 조성이 본 발명에서 규정하는 조건에서 벗어난 강이다.
또한 Ti란에 있어서의 「<0.001」은, 불순물로서의 Ti의 함유량이 발광 분광 분석의 검출 하한값인 0.001%를 하회하는 것이었던 것을 나타낸다.
Figure 112017069197251-pct00001
각 강의 잉곳은 1250℃에서 가열한 후, 직경 60㎜의 봉강으로 열간 단조하였다. 열간 단조한 각 봉강은 일단 대기 중에서 방랭하여 실온까지 냉각하였다. 그 후, 실온까지 냉각된 봉강을 중간 소재로 하여 1250℃에서 더 가열하고, 마무리 온도를 950℃ 이상으로 하여 직경 35㎜의 봉강으로 다시 열간 단조하였다. 이 2회째의 열간 단조는 부품 형상에의 단조를 모의하기 위하여 행한 것이다. 2회째의 열간 단조 후의 봉강은 대기 중에서 방랭하여 실온까지 냉각하였다. 2회째의 열간 단조 시의 냉각 속도는 방사 온도계를 사용하여 측정하였다. 열간 단조 후의 800 내지 400℃까지의 온도 영역의 평균 냉각 속도(표 2에서는 「냉각 속도」라 표기)는 모두 50℃/분이었다.
얻어진 강 1 내지 26에 있어서, 열간 단조한 직경 35㎜의 봉강 중 일부는 시효 처리를 실시하지 않은 상태(즉, 냉각 그대로의 상태)에서 봉강의 양 단부를 100㎜씩 잘라낸 후, 남은 중앙부로부터 시험편을 잘라내어 시효 처리 전의 비커스 경도와 조직의 베이나이트 면적률의 조사를 행하였다.
한편, 열간 단조한 직경 35㎜의 봉강의 나머지는 620℃에서 120분 유지하는 시효 처리를 실시하고, 이어서 봉강의 양단부를 100㎜씩 잘라낸 후, 남은 중앙부로부터 시험편을 잘라내어 시효 처리 후의 비커스 경도의 조사를 행하였다.
또한 얻어진 강 1 내지 26에 있어서, 시효 처리 후의 봉강으로부터 시험편을 잘라내어 시효 처리 후의 샤르피 충격 시험에 있어서의 흡수 에너지와 저사이클 피로 강도 및 피로 강도의 조사를 행하였다.
비커스 경도 측정은 다음과 같이 하여 실시하였다.
먼저, 절단면이 피검면으로 되도록 횡단된 봉강을 수지 매립하고, 피검면을 경면 연마하여 시험편을 준비하였다. 이어서, JIS Z 2244(2009)에 있어서의 「비커스 경도 시험-시험 방법」에 준거하여, 피검면의 R/2부(「R」은 반경을 나타냄) 부근 10점에 대하여 하중을 9.8N으로 하여 경도 측정을 실시하였다. 상기 10점에 있어서의 경도 측정값을 산술 평균하여 얻어진 값을 그 봉강의 비커스 경도로 하였다. 또한 시효 처리 전의 비커스 경도는 290Hv 이하의 경우에 충분히 낮다고 판단하여, 이를 목표로 하였다. 또한 시효 처리 후의 비커스 경도와 시효 처리 전의 비커스 경도의 차(이하, 경화량 ΔHV라 함)가 30Hv 이상으로 된 경우에 시효 경화능이 충분히 높다고 판단하여, 이를 목표로 하였다.
조직의 베이나이트 면적률 측정은 다음과 같이 하여 실시하였다.
먼저, 경도 측정에 사용한, 수지 매립하고 경면 연마한 시험편을 나이탈로 에칭하였다. 에칭 후의 시험편에 대하여, 광학 현미경을 사용하여 배율 200배로 조직을 촬영하였다. 촬영한 사진으로부터 화상 해석에 의하여 베이나이트의 면적률을 측정하였다. 베이나이트의 면적률이 70% 이상인 경우에 조직이 충분히 베이나이트화되었다고 판단하여, 이를 목표로 하였다.
인성은, 노치 깊이 2㎜ 및 노치 바닥 반경 1㎜의 U 노치를 갖는 표준 시험편을 사용하여 실시하였다. 이 샤르피 충격 시험에서 평가한 시효 처리 후의 20℃에서의 흡수 에너지가 50J 이상인 경우에 충분히 높다고 판단하여, 이를 목표로 하였다.
피로 강도는, 1축의 인장 압축형의 피로 시험편을 채취하여 조사하였다. 즉, 도 1에 도시하는, 평행부의 직경이 3.4㎜이고 평행부의 길이가 12.7㎜인 형상의 평활 피로 시험편을 봉강의 R/2부로부터 단조 방향에 평행(봉강의 길이 방향)으로 채취하여, 실온, 대기 중, 응력비 0.05, 시험속도 10㎐의 조건에서 피로 시험을 행하였다. 상기 조건 하에서 응력 부가 반복 수 107회에 있어서 파단되지 않는 최대의 응력을 피로 강도로 하였다. 피로 강도가 425㎫ 이상인 경우에 피로 강도가 충분히 높다고 판단하여, 이를 목표로 하였다.
저사이클 피로 강도는 이하의 방법에 의하여 구하였다.
먼저, 길이 방향 단면의 종횡의 길이가 각각 13㎜이고 길이가 100㎜인 직육면체를, 채취 부위가 봉강의 R/2부로 되도록 단조 방향에 평행(봉강의 길이 방향)으로 봉강으로부터 채취하였다. 그 후, 또한 상기 직육면체의 1면(즉 피로 평가 부위를 갖는 면)의 길이 방향 중앙의 부위에 반경 2㎜의 반원 절결을 형성한 4점 굽힘 시험편을 얻었다. 저사이클 피로 시험은 실온, 대기 중에서 행하며, 응력비 0.1, 지점 간 거리 45㎜, 시험 주파수 5㎐의 조건에서 4점 굽힘 피로 시험을 행함으로써 행하였다. 상기 조건 하에서 응력 부하를 반복하여, 5×103회 강도를 저사이클 피로 강도로 정의하여 강도 평가를 행하고, 저사이클 피로 강도가 520㎫ 이상인 경우에 저사이클 피로 강도가 충분히 높다고 판단하여, 이를 목표로 하였다.
표 2에 상기 각 조사 결과를 나타낸다. 또한 「베이나이트화」란에 있어서는, 베이나이트의 면적률이 70% 이상이어서 목표를 달성한 것을 「GOOD」으로, 70% 미만이어서 목표에 미달이었던 것을 「BAD」로 나타내었다. 또한 표 2에서는 「샤르피 충격 시험에 있어서의 흡수 에너지」를 「샤르피 흡수 에너지」라 표기하였다.
Figure 112017069197251-pct00002
표 2로부터 명백한 바와 같이, 본 발명에서 규정하는 화학 조성을 갖는 시험 번호 A1 내지 A13의 「본 발명예」의 경우, 시효 처리 전의 비커스 경도 HV가 290 이하이고, 시효 처리에 의하여 비커스 경도가 30Hv 이상 경화되고, 또한 샤르피 충격 시험에 있어서의 흡수 에너지도 50J 이상, 및 피로 강도가 425㎫ 이상, 저사이클 피로 강도가 520㎫ 이상으로 되어 목표를 달성하고 있으며, 시효 처리 후의 피로 강도 및 인성과 시효 처리 전의 피삭성이 양립할 수 있는 것을 알 수 있다.
이에 대하여, 본 발명의 규정에서 벗어난 시험 번호 B1 내지 B13의 「비교예」의 경우에는, 목표로 하는 성능 중 적어도 어느 것이 얻어져 있지 않다.
(실시예 2)
표 1에 나타내는 화학 조성의 강 1에 대하여, Ca 함유량, REM 함유량 및 F4의 값 중 적어도 어느 것을 변화시킨 강 27 내지 39을 50㎏ 진공 용해로에 의하여 용제하였다.
표 3에 있어서의 강 1 및 강 27, 30, 33, 36 내지 39는, 화학 조성이 본 발명에서 규정하는 범위 내에 있는 강이다. 한편, 표 3에 있어서의 강 28, 29, 31, 32, 34, 45는, 화학 조성이 본 발명에서 규정하는 조건에서 벗어난 강이다.
또한 Ti란에 있어서의 「<0.001」은, 불순물로서의 Ti의 함유량이 발광 분광 분석의 검출 하한값인 0.001%를 하회하는 것이었던 것을 나타낸다.
Figure 112017069197251-pct00003
각 강의 잉곳은 1250℃에서 가열한 후, 직경 60㎜의 봉강으로 열간 단조하였다. 열간 단조한 각 봉강은 일단 대기 중에서 방랭하여 실온까지 냉각하였다. 그 후, 실온까지 냉각된 봉강을 중간 소재로 하여 1250℃에서 더 가열하고, 마무리 온도를 950℃ 이상으로 하여 직경 35㎜의 봉강으로 다시 열간 단조하였다. 이 2회째의 열간 단조는 부품 형상에의 단조를 모의하기 위하여 행한 것이다. 2회째의 열간 단조 후의 봉강은 대기 중에서 방랭하여 실온까지 냉각하였다. 2회째의 열간 단조 시의 냉각 속도는 방사 온도계를 사용하여 측정하였다. 열간 단조 후의 800 내지 400℃까지의 온도 영역의 평균 냉각 속도(표 4에서는 「냉각 속도」라 표기)는 모두 50℃/분이었다.
얻어진 강 1 및 강 27 내지 39에 대하여, 실시예 1에서 행한 방법도 마찬가지로 하여 시효 처리 전의 비커스 경도, 조직의 베이나이트 면적률, 샤르피 충격 시험에 있어서의 흡수 에너지, 저사이클 피로 강도, 및 피로 강도의 조사를 행하였다. 표 4에 상기 각 조사 결과를 나타낸다. 또한 표 4의 각 표기에 대해서는 표 2의 표기와 마찬가지이다.
Figure 112017069197251-pct00004
표 4로부터 명백한 바와 같이, Ca 함유량, REM 함유량 및 F4의 값 중 적어도 어느 것을 시험 번호 A1보다도 더 적합한 값으로 한 시험 번호 A27, 30, 33, 36 내지 39의 경우, 시험 번호 A1에 비하여 피로 강도가 높다는 결과로 되었다. 이는, 시험 번호 A1에 비하여 황화물계 개재물 또는 산화물계 개재물이 더 미세하게 분산되었기 때문이라는 이유에 의한다.
이에 대하여, Ca 함유량, REM 함유량 및 F4의 값 중 어느 것을 본원 발명의 범위 외로 한 시험 번호 B28, B29, B31, B32, B34, B35의 「비교예」의 경우에는, 시험 번호 A1에 비하여 피로 강도 또는 인성이 낮다는 결과로 되었다. 이는, 시험 번호 A1에 비하여 황화물계 개재물 또는 산화물계 개재물이 더 조대해졌기 때문에, 피로 강도의 저하 또는 인성의 저하를 초래했다는 이유에 의한다.
본 발명의 시효 경화성 강에 의하면, 시효 처리 전의 경도가 290Hv 이하여서 양호한 피삭성을 기대할 수 있다. 게다가 본 발명의 시효 경화성 강을 사용하면, 절삭 가공 후에 실시되는 시효 처리에 의하여 비커스 경도 30Hv 이상 경화되므로, 425㎫ 이상의 피로 강도가 얻어진다. 또한 본 발명의 시효 경화성 강을 사용하면, 시효 처리 후의 20℃에서의 흡수 에너지가 50J 이상이어서 시효 처리에 의한 인성 저하가 충분히 억제되어 있다. 게다가 본 발명의 시효 경화성 강을 사용하면 저사이클 피로 강도를 520㎫ 이상으로 할 수 있다. 이로 인하여 본 발명의 시효 경화성 강은 자동차, 산업 기계, 건설 기계 등의 기계 부품의 소재로서 극히 적합하게 사용할 수 있다.

Claims (3)

  1. 질량%로, C: 0.05 내지 0.20%, Si: 0.01 내지 0.50%, Mn: 1.50 내지 2.50%, S: 0.005 내지 0.080%, Cr: 0.03 내지 1.60%, Al: 0.005 내지 0.050%, V: 0.25 내지 0.50%, Nb: 0.010 내지 0.100%, Ca: 0.0005 내지 0.0050%, REM: 0.001 내지 0.05%를 함유하고, P: 0.030% 이하, Ti: 0.005% 미만, N: 0.0080% 미만으로 제한하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지고, 베이나이트 조직의 면적률이 70% 이상이고, 또한 하기의, (1) 식으로 표시되는 F1이 0.68 이상, (2) 식으로 표시되는 F2가 0.85 이하, (3) 식으로 표시되는 F3이 0.00 이상, 및 (4) 식으로 표시되는 F4가 0.012 내지 0.08인 화학 조성을 갖는 것을 특징으로 하는, 시효 경화성 강.
    F1=C+0.3×Mn+0.25×Cr … (1)
    F2=C+0.1×Si+0.2×Mn+0.15×Cr+0.35×V … (2)
    F3=-4.5×C+Mn+Cr-3.5×V … (3)
    F4=10×Ca+REM … (4)
    상기 (1) 내지 (4) 식 중의 원소 기호는 그 원소의 질량%에 의한 함유량을 의미한다.
  2. 질량%로, C: 0.05 내지 0.20%, Si: 0.01 내지 0.50%, Mn: 1.50 내지 2.50%, S: 0.005 내지 0.080%, Cr: 0.03 내지 1.60%, Al: 0.005 내지 0.050%, V: 0.25 내지 0.50%, Nb: 0.010 내지 0.100%, Ca: 0.0005 내지 0.0050%, REM: 0.001 내지 0.05%를 함유하고, 베이나이트 조직의 면적률이 70% 이상이고, 또한 하기 <a> 내지 <c>에 나타나는 조성 조건 중 어느 하나 이상을 만족시키고, P: 0.030% 이하, Ti: 0.005% 미만, N: 0.0080% 미만으로 제한하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지고, 또한 하기의, (1') 식으로 표시되는 F1'이 0.68 이상, (2') 식으로 표시되는 F2'이 0.85 이하, 및 (3') 식으로 표시되는 F3'이 0.00 이상, F4가 0.012 이상 0.08 이하, 및 (4) 식으로 표시되는 F4가 0.012 내지 0.08인 화학 조성을 갖는 것을 특징으로 하는, 시효 경화성 강.
    <a> Mo: 0.01 내지 1.0%
    <b> Cu: 0.01 내지 0.30% 및 Ni: 0.01% 내지 0.30% 중 한쪽 또는 양쪽
    <c> Bi: 0.01 내지 0.400%
    F1'=C+0.3×Mn+0.25×Cr+0.6×Mo … (1')
    F2'=C+0.1×Si+0.2×Mn+0.15×Cr+0.35×V+0.2×Mo … (2')
    F3'=-4.5×C+Mn+Cr-3.5×V-0.8×Mo … (3')
    F4=10×Ca+REM … (4)
    상기 (1') 내지 (3') 및 (4) 식 중의 원소 기호는 그 원소의 질량%에 의한 함유량을 의미한다.
  3. 제1항 또는 제2항에 기재된 시효 경화성 강을 1200 내지 1250℃에서 5 내지 60분 가열한 후, 마무리 단조 후의 표면 온도가 1100℃ 이상으로 되도록 하여 단조를 행하고, 그 후 800 내지 400℃까지의 온도 영역의 평균 냉각 속도를 15 내지 60℃/분으로 하여 실온까지 냉각하는 단조 공정과,
    단조 후의 강을 절삭 가공하는 절삭 가공 공정과,
    절삭 가공 후의 강을 540 내지 700℃의 온도 영역에서 30 내지 1000분 유지하는 시효 처리 공정
    을 포함하는 것을 특징으로 하는, 시효 경화성 강을 사용한 부품의 제조 방법.
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