KR20130083924A

KR20130083924A - 기계 구조용 강 부품 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR20130083924A
Application number: KR1020137014235A
Authority: KR
Inventors: 신야 데라모토; 히로마사 다카다; 마나부 구보타; 요이치 다니구치; 준이치 나카츠카; 가즈히로 후지무라; 사토시 고가네마루
Original assignee: 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤
Priority date: 2011-05-26
Filing date: 2012-05-25
Publication date: 2013-07-23
Also published as: WO2012161321A1; US20130186529A1; JP2012246527A; CN103210108A; CN103210108B; JP5620336B2; IN2013DN02559A; US9187797B2

Abstract

본 발명은 피삭성을 저하시키는 일 없이, 피로 강도, 인성을 향상시킨 기계 구조용 강 부품 및 그 제조 방법을 제공한다. 질량％로 C:0.05∼0.20％, Si:0.10∼1.00％, Mn:0.75∼3.00％, P:0.001∼0.050％, S:0.001∼0.200％, V:0.20 초과∼0.25％, Cr:0.01∼1.00％, Al:0.001∼0.500％, N:0.0080∼0.0200％를 함유하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강으로 이루어지고, 강 조직이, 면적률로 95％ 이상이 베이나이트 조직이고, 베이나이트 라스의 폭이 5㎛ 이하이고, 베이나이트 조직 중에 평균 입경 4㎚ 이상, 7㎚ 이하의 V 탄화물이 분산되어 존재하고, 베이나이트 조직 중의 V 탄화물의 면적률이 0.18％ 이상이다.

Description

기계 구조용 강 부품 및 그 제조 방법 {STEEL COMPONENT FOR MECHANICAL STRUCTURAL USE AND MANUFACTURING METHOD FOR SAME}

본 발명은 자동차를 비롯한 수송 기기나 산업 기계 등의 기계 구조용 강 부품 및 그 제조 방법에 관한 것으로, 특히 피삭성을 저하시키는 일 없이, 고피로 강도와 고인성을 갖는 기계 구조용 강 부품 및 그 제조 방법에 관한 것이다. 본원은 2011년 5월 26일에 일본에 출원된 일본 특허 출원 제2011-118312호에 기초하여 우선권을 주장하고, 그 내용을 여기에 원용한다.

종래, 자동차나 산업 기계 등의 기계 구조 부품의 대부분은 소재 막대강 등의 강재로부터 부품 형상으로 열간 단조된 후, 재가열되고, 켄칭 템퍼링의 조질 처리가 실시되어, 고강도 및 고인성이 부여되어 있었다. 최근에는, 제조 비용의 저감의 관점으로부터, 켄칭 템퍼링의 조질 처리 공정의 생략이 진행되고 있고, 예를 들어 특허문헌 1 등에 보이는 바와 같이, 열간 단조의 상태에서도 고강도 및 고인성을 부여할 수 있는 비조질강이 제안되어 왔다. 그러나, 이들 고강도 고인성의 비조질강의 기계 구조용 강 부품으로의 적용에 있어서, 실제로 장해가 되는 것은 고피로 강도화와 피삭성을 양립시키는 것이다.

일반적으로 피로 강도는 인장 강도에 의존하며, 인장 강도를 높게 하면 피로 강도는 높아진다. 한편 인장 강도의 상승은 피삭성을 저하시킨다. 기계 구조용 강 부품의 대부분은 열간 단조 후, 절삭 가공을 필요로 하고, 그 절삭 비용은 부품의 제조 비용의 대부분을 차지한다. 인장 강도의 상승에 의한 피삭성의 저하는 부품의 제조 비용의 대폭적인 증가로 연결된다. 일반적으로 인장 강도가 1200㎫를 초과하면 현저하게 피삭성이 저하되고, 제조 비용이 대폭으로 증가하므로, 이 강도를 초과하는 고강도화는 실용상 곤란하다. 따라서, 이들 기계 구조용 부품에 있어서, 피삭성의 저하에 의한 절삭 비용의 증가는 고피로 강도화의 장해이고, 고피로 강도화와 피삭성의 양립 기술이 요구되고 있다.

고강도이면서 피삭성을 확보시키는 종래의 지식으로서, 예를 들어, 특허문헌 2에서는 강 중에 다량의 V를 첨가하고, 시효 처리에 의해 석출한 V 탄질화물이 기계 가공 시에 공구면에 부착되어 보호하여, 공구 마모의 방지에 효과가 있는 것을 제안하고 있다. 그러나, 피삭성을 확보하기 위해서는, 다량의 V가 필요해지고, 고합금으로 인해 열간 연성이 현저하게 낮다. 이와 같은 강을 사용한 경우, 주조 시에 발생하는 균열이나 흠집과, 그 후의 열간 가공, 즉 소재 막대강의 열간 압연이나, 부품의 열간 단조 시의 흠집 발생의 문제가 생긴다.

고피로 강도화와 피삭성을 양립시키는 수단으로서, 피로 강도와 인장 강도의 비, 즉 내구비(피로 강도/인장 강도)를 향상시키는 것이 유효하다. 예를 들어, 특허문헌 3에서는, 베이나이트 주체의 금속 조직으로 하여 조직 중의 고탄소 섬 형상 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트를 저감시키는 것이 유효하다고 제안되어 있다. 그러나, 내구비는 겨우 0.56 이하이고, 피삭성을 저하시키는 일 없이, 강도를 높이는 데에는 한계가 있고, 피로 강도는 모두 낮다.

또한, 예를 들어, 특허문헌 4에서는 800∼1050℃의 온도 영역에서의 아열간 단조에 의해 성형 후, 미세 페라이트-베이나이트 조직으로 하고, 그 후의 시효 처리에 의해 V 탄질화물을 석출하는 것이 유효하다고 제안되어 있다. 일반적으로, 고내구비화를 도모하면 인성이 저하되는 경향을 나타내지만, 아열간 단조에 의해 페라이트-베이나이트 조직을 미세화함으로써 인성이 개선된다. 그러나, 인성이 필요한 기계 구조용 강 부품에 있어서, 그 인성의 개선은 작다. 또한, 800∼1050℃의 온도 영역에서의 아열간 단조에서는, 단조 부하가 크고, 형틀의 수명을 현저하게 저하시키므로 공업상, 생산이 곤란하다.

또한, 예를 들어, 특허문헌 5, 6에서는 강 중에 Ti 탄화물이나 V 탄화물을 석출시켜 강도를 높이는 방법이 제안되어 있다. 그러나, Ti이 함유되어 있으면, Ti은 탄화물보다 우선적으로 고온에서 질화물로 되므로, 조대한 Ti 질화물이 생성되어, 석출 강화에 기여하지 않을 뿐만 아니라, 충격값도 현저하게 저하되어 버린다.

일본 특허 출원 공개 평1-198450호 공보 일본 특허 출원 공개 제2004-169055호 공보 일본 특허 출원 공개 평4-176842호 공보 일본 특허 3300511호 공보 일본 특허 출원 공개 제2011-241441호 공보 일본 특허 출원 공개 제2009-84648호 공보

본 발명은 통상의 열간 단조라도, 그 후의 냉각 및 열처리에서 부품 내의 조직을 제어함으로써 피삭성을 저하시키는 일 없이, 피로 강도, 인성을 향상시킨 기계 구조용 강 부품 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명은 열간 단조 후에, 비교적 빠른 냉각 속도로 냉각함으로써 주체 조직을 미세한 베이나이트로 한 후, 시효 처리에 의해 베이나이트 조직 중에 V 탄화물을 석출시켜, 그 사이즈나 분산 상태를 제어함으로써, 고샤르피 흡수 에너지 및 고내구비를 갖고, 피삭성을 저하시키는 일 없이, 피로 강도, 인성을 향상시킨 기계 구조용 강 부품을 얻는 것을 발견하여, 본 발명을 완성하였다.

본 발명의 요지는 이하와 같다.

(1)

질량％로,

C:0.05∼0.20％,

Si:0.10∼1.00％,

Mn:0.75∼3.00％,

P:0.001∼0.050％,

S:0.001∼0.200％,

V:0.20 초과∼0.25％,

Cr:0.01∼1.00％,

Al:0.001∼0.500％,

N:0.0080∼0.0200％

를 함유하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강으로 이루어지고,

강 조직이, 면적률로 95％ 이상이 베이나이트 조직을 함유하고,

베이나이트 라스의 폭이 5㎛ 이하이고,

베이나이트 조직 중에 평균 입경 4㎚ 이상, 7㎚ 이하의 V 탄화물이 분산되어 존재하고,

베이나이트 조직 중의 V 탄화물의 면적률이 0.18％ 이상인 기계 구조용 강 부품.

(2)

질량％로,

Ca:0.0003∼0.0100％,

Mg:0.0003∼0.0100％,

Zr:0.0005∼0.1000％

중 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 (1)에 기재된 기계 구조용 강 부품.

(3)

질량％로,

Mo:0.01∼1.00％,

Nb:0.001∼0.200％

중 1종 또는 2종을 더 함유하는 (1) 또는 (2)에 기재된 기계 구조용 강 부품.

(4)

20℃에서의 샤르피 흡수 에너지가 80J/㎠ 이상이고, 내구비가 0.60 이상인 (1)에 기재된 기계 구조용 강 부품.

(5)

질량％로,

C:0.05∼0.20％,

Si:0.10∼1.00％,

Mn:0.75∼3.00％,

P:0.001∼0.050％,

S:0.001∼0.200％,

V:0.20 초과∼0.25％,

Cr:0.01∼1.00％,

Al:0.001∼0.500％,

N:0.0080∼0.0200％

를 함유하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강재를, 1100℃ 이상, 1300℃ 이하로 가열하여 열간 단조하고,

상기 열간 단조 후, 300℃까지에 있어서의 평균 냉각 속도를 3℃/초 이상, 120℃/초 이하로 냉각하고,

상기 냉각 후, 550℃ 이상, 700℃ 이하의 온도 범위 내에서 시효 처리를 실시하는 기계 구조용 강 부품의 제조 방법.

본 발명에 따르면, 강 성분 범위, 조직 형태 및 열처리 조건을 선택함으로써, 절삭 비용을 증가시키는 일 없이, 고피로 강도ㆍ고인성의 기계 구조용 강 부품을 제공하는 것이 가능해져, 산업상 극히 효과가 큰 것이다.

본 발명자들은 상술한 목적에 대해, 강 성분 범위, 조직 형태 및 열처리 조건에 대해 예의 검토하고, 그 결과, 이하의 (a)∼(d)를 발견하였다.

(a) 면적률로 95％ 이상의 베이나이트 조직이고, 베이나이트 라스의 폭이 5㎛ 이하인 미세 조직으로 한 후, 시효 처리에 의해 베이나이트 조직 중에 미세한 V 탄화물을 분산시킴으로써 종래의 비조질강보다 높은 내구비가 얻어진다. 시효 처리에서 미세한 V 탄화물이 석출됨으로써, 인장 강도 및 피로 강도는 모두 상승한다. 그러나, 시효 처리의 온도가 일정 이상 높아지면, V 탄화물이 조대화되어 인장 강도가 향상되지 않게 되고, 한편, 피로 강도는 더욱 상승한다. 그 결과, 시효 처리의 온도가 일정 이상 높아지면, 내구비가 향상된다.

(b) 면적률로 95％ 이상의 베이나이트 조직이고, 베이나이트 라스의 폭이 5㎛ 이하인 미세 조직이면, 20℃에서의 U 노치 샤르피 흡수 에너지가 80J/㎠ 이상, 내구비가 0.60 이상인 고인성, 고내구비가 얻어진다. 종래의 비조질강(내구비는 0.48 정도)에 있어서, 내구비를 0.60 이상으로 향상시킨다고 하는 것은, 예를 들어 인장 강도 1100㎫의 경우, 인장 강도를 올리는 일 없이 피로 강도를 약 130㎫ 이상 향상시키는 것을 의미한다. 피삭성은 인장 강도에 강하게 의존한다. 인장 강도를 올리는 일 없이, 피로 강도만을 향상시킬 수 있으면, 피삭성을 저하시키는 일 없이 피로 강도를 향상시켜, 피삭성과 고피로 강도화가 양립된다.

(c) 저C, 고N 및 V 첨가한 강재를 열간 단조 성형한 후, 300℃까지에 있어서의 평균 냉각 속도를 3℃/초 이상, 120℃/초 이하의 속도 범위로 설정함으로써, 통상의 열간 단조에서도 원하는 미세한 베이나이트 조직이 얻어진다.

(d) 강 중에 Ti이 함유되어 있으면, Ti은 탄화물보다 우선적으로 고온에서 질화물로 되므로, 조대한 Ti 질화물이 생성되어, 석출 강화에 기여하지 않을 뿐만 아니라, 충격값도 현저하게 저하되어 버린다. 그것에 대해, V은 오스테나이트화했을 때의 용해량이 많고, 그 일부가 질화물로 되어도, 질화물의 양은 적고, 용해한 V의 대부분이, 시효 처리에 의해 V 탄화물로 되어 석출되어, 큰 석출 강화량이 얻어진다.

본 발명은 이들의 지식에 기초하고, 또한 검토를 거듭하여 처음으로 완성한 것이다.

이하, 본 발명에 대해 상세하게 설명한다. 우선, 상술한 기계 구조용 강 부품의 강 성분 범위의 한정 이유에 대해 설명한다. 여기서, 성분에 대한 「％」는 질량％를 의미한다.

C:0.05∼0.20％

C는 강의 강도를 정하는 중요한 원소이다. 부품으로서 충분히 강도를 얻기 위해서는, 하한은 0.05％로 한다. 다른 합금 원소에 비해 합금 비용은 저렴하고, C를 다량으로 첨가할 수 있으면 강재의 합금 비용은 저감시킬 수 있다. 그러나, 다량의 C를 첨가하면, 베이나이트 변태 시에 라스의 경계에 C가 농축된 잔류 오스테나이트나 섬 형상 마르텐사이트가 생성되어, 인성이나 내구비가 저하되므로, 상한은 0.20％로 한다.

Si:0.10∼1.00％

Si는 강의 강도를 높이는 원소로서, 또한 탈산 원소로서 유효한 원소이다. 이들 효과를 얻기 위해서는, 하한은 0.10％로 한다. 또한, Si는 페라이트 변태를 촉진하는 원소로, 1.00％ 초과에서는 구오스테나이트의 입계에 페라이트가 생성되어, 피로 강도, 내구비가 현저하게 저하되므로, 상한은 1.00으로 한다.

Mn:0.75∼3.00％

Mn은 베이나이트 변태를 촉진하는 원소로, 열간 단조 후의 냉각 과정에서 조직을 베이나이트로 하기 위해 중요한 원소이다. 또한, S과 결합하여 황화물을 형성하여, 피삭성을 향상시키는 효과가 있고, 또한 오스테나이트립의 성장을 억제하여 고인성을 유지하는 효과도 있다. 이들 효과를 발휘하기 위해서는, 하한은 0.75％로 한다. 한편, 3.00％ 초과의 Mn량을 첨가하면 소지(素地)의 경도가 커져 물러지므로, 오히려 인성이나 피삭성이 현저하게 저하된다. 상한은 3.00％로 한다.

P:0.001∼0.050％

P은 강 중에 불가피적 불순물로서 통상, 0.001％ 이상은 함유하고 있으므로, 하한을 0.001％로 한다. 그리고, 함유된 P은 구오스테나이트의 입계 등에 편석하여, 인성을 현저하게 저하시키므로, 상한은 0.050％로 제한한다. 바람직하게는 0.030％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.010％ 이하이다.

S:0.001∼0.200％

S은 Mn과 황화물을 형성하여, 피삭성을 향상시키는 효과가 있고, 또한 오스테나이트립의 성장을 억제하여 고인성을 유지하는 효과도 있다. 이들 효과를 발휘하기 위해서는, 하한은 0.001％로 한다. 그러나, Mn량에도 의존하지만, 다량으로 첨가하면 인성 등의 기계적 성질에 이방성이 커지므로, 상한은 0.200％로 한다.

V:0.20 초과∼0.25％

V은 탄화물을 형성하여, 베이나이트 조직을 석출 강화하여 강도, 내구비를 높이는 데 유효한 원소이다. 이 효과를 충분히 얻기 위해서는, 0.05％ 이상의 함유량이 필요하다. 한편, 0.50％를 초과하면, 효과는 포화되어 합금 비용이 커질 뿐만 아니라, 열간 연성이 현저하게 저하되므로, 소재 막대강의 열간 압연이나, 부품의 열간 단조 시의 흠집 발생의 문제가 생긴다. 본원 발명에서는, 특히, 고강도화를 도모하는 한편, 제조성이나 경제성의 양립을 도모하기 위해, V의 범위를 0.20 초과∼0.25％로 한다.

Cr:0.01∼1.00％

Cr은 베이나이트 변태를 촉진하는 데 유효한 원소이다. 그 효과를 얻기 위해서는 0.01％ 이상 첨가하지만, 1.00％를 초과하여 첨가해도, 그 효과는 포화되어 합금 비용이 커질 뿐이다. 따라서, Cr의 함유량은 0.01∼1.00％로 한다.

Al:0.001∼0.500％

Al은 탈산이나 오스테나이트립의 성장을 억제하여 고인성을 유지하는 데 유효하다. 또한 Al은 기계 가공 시에 산소와 결합하여 공구면에 부착되어, 공구 마모의 방지에 효과가 있다. 이들 효과를 발휘하기 위해서는, 하한은 0.001％로 한다. 한편, 0.500％ 초과에서는 다량의 경질 개재물을 형성하여 인성, 내구비 및 피삭성이 모두 저하된다. 따라서, 상한은 0.500％로 한다.

N:0.0080∼0.0200％

N는 V, Al 등의 각종 합금 원소와 질화물을 형성하여, 오스테나이트립의 성장 억제나 베이나이트 조직의 미세화에 의해 강도를 높여도 고인성을 유지하고, 또한 고내구비를 얻기 위해 중요한 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서는, 하한은 0.0080％로 한다. 한편, 0.0200％를 초과하면, 그 효과는 포화된다. 또한 열간 연성이 현저하게 저하되어, 소재 막대강의 열간 압연이나 부품의 열간 단조 시의 흠집 발생의 문제가 생기므로, 상한은 0.0200％로 한다.

Ca:0.0003∼0.0100％, Mg:0.0003∼0.0100％, Zr:0.0005∼0.1000％

본 발명에서는, Ca, Mg, Zr은 필수는 아니다. 이들 Ca:0.0003∼0.0100％, Mg:0.0003∼0.0100％, Zr:0.0005∼0.1000％ 중 1종 또는 2종 이상을 함유해도 좋다.

Ca, Mg, Zr은 모두 산화물을 형성하여, Mn 황화물의 정출핵으로 되어 Mn 황화물을 균일 미세 분산하는 효과가 있다. 또한, 어떤 원소든 Mn황화물 중에 고용하여, 그 변형능을 저하시키고, 압연이나 열간 단조 후의 Mn황화물 형상의 신연을 억제하여, 인성 등의 기계적 성질의 이방성을 작게 하는 효과가 있다. 이들 효과를 발휘하기 위해서는, Ca, Mg의 하한은 0.0003％로 하고, Zr의 하한은 0.0005％로 한다. 한편, Ca, Mg은 0.0100％를 초과하면, Zr은 0.1000％를 초과하면, 오히려 이들 산화물이나 황화물 등의 경질 개재물을 다량으로 생성하여, 인성, 내구비 및 피삭성은 저하된다. 따라서, Ca, Mg의 상한은 0.0100％로 하고, Zr의 상한은 0.1000％로 한다.

Mo:0.01∼1.00％, Nb:0.001∼0.200％

본 발명에서는, Mo, Nb는 필수는 아니다. 이들 Mo:0.01∼1.00％, Nb:0.001∼0.200％ 중 1종 또는 2종을 함유해도 좋다.

Mo, Nb는 V과 마찬가지로, 탄화물을 형성하여, 베이나이트 조직을 석출 강화하여 강도, 내구비를 높이는 데 유효한 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서는, Mo의 하한은 0.01％로 하고, Nb의 하한은 0.001％로 한다. 모두 필요 이상으로 첨가해도 효과는 포화되어 합금 비용의 상승을 초래할 뿐이다. 따라서, Mo의 상한은 1.00％로 하고, Nb의 상한은 0.200％로 한다.

다음에, 본 발명의 기계 구조용 강 부품의 강 조직의 한정 이유에 대해 설명한다.

면적률로 95％ 이상의 베이나이트 조직

조직을 면적률로 95％ 이상의 베이나이트 조직으로 규정한 것은, 주체 조직이 베이나이트 조직이면 고인성, 고내구비를 갖지만, 그 잔량부 조직인 페라이트, 잔류 오스테나이트 또는 섬 형상 마르텐사이트가 면적률로 5％ 이상 존재하는 경우, 인성, 내구비는 현저하게 저하되기 때문이다. 이들 잔량부 조직이 적으면 적을수록, 인성, 내구비는 높고, 바람직하게는 베이나이트 조직이 면적률로 97％ 이상이다.

베이나이트 라스 폭이 5㎛ 이하

또한, 베이나이트 라스의 폭이 5㎛ 이하로 규정되는 것은, 그 폭이 5㎛ 초과에서는 비교적 고온에서 변태된 베이나이트 조직이고 라스 경계에는 조대한 시멘타이트가 석출되어, 인성, 내구비가 낮기 때문이다. 라스 폭이 좁을수록, 저온에서 변태된 베이나이트 조직이고, 시멘타이트의 사이즈도 작아져, 보다 고인성, 고내구비를 갖는다. 따라서, 바람직하게는 베이나이트 라스의 폭은 3㎛ 이하로 한다.

베이나이트 조직 중에 평균 입경 4㎚ 이상, 7㎚ 이하의 V 탄화물이 분산되어 존재

베이나이트 조직 중의 V 탄화물의 평균 입경을 4㎚ 이상으로 규정한 것은, 그 평균 입경이 4㎚ 미만에서는 높은 피로 강도를 갖지만 동시에 인장 강도도 높고, 내구비의 값으로서는 작아져, 고피로 강도화와 피삭성의 양립은 실현할 수 없기 때문이다. 또한, V 탄화물의 평균 입경의 상한값을 7㎚로 규정한 것은, 그 평균 입경이 7㎚ 초과에서는, 인장 강도뿐만 아니라 피로 강도도 현저하게 저하되어, 고피로 강도화를 달성할 수 없기 때문이다.

베이나이트 조직 중의 V 탄화물의 면적률이 0.18％ 이상

또한, 베이나이트 조직 중의 V 탄화물의 면적률을 0.18％ 이상으로 규정한 것은, 0.18％ 미만에서는 석출 강화량이 작고, 내구비가 낮기 때문이다.

또한, Mo, Nb를 함유하는 경우, V 탄화물 외에, 베이나이트 조직 중에 평균 입경 4㎚ 이상, 7㎚ 이하의 Mo 탄화물, Nb 탄화물도 분산하여 존재하게 된다. 그 경우, 베이나이트 조직 중에 있어서, 그들 V 탄화물, Mo 탄화물, Nb 탄화물의 합계의 면적률이 0.18％ 이상이다.

다음에, 본 발명의 기계 구조용 강 부품의 제조 방법에 대해 설명한다.

우선, 상술한 성분 조성을 함유하여, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강재(막대강, 강판 등)를 1100℃ 이상, 1300℃ 이하로 가열하여 열간 단조한다. 상술한 성분 조성으로 이루어지는 강재를 1100℃ 이상, 1300℃ 이하로 가열하는 것을 규정한 것은 열간 단조 전의 가열에 의해 V, Mo, Nb를 강 중에 충분히 용체화시키기 위해서이다. 여기서 용체화된 V, Mo, Nb가, 이후의 시효 처리에 있어서, V, Mo, Nb의 탄화물로 되어, 베이나이트 조직 중에 분산되어 석출된다. 가열 온도 1100℃ 미만에서는 V, Mo, Nb를 강 중에 충분히 용체화시킬 수 없고, 그 후의 시효 처리에 의한 석출 강화량이 작아, 피로 강도, 내구비는 낮아진다. 한편, 1300℃를 초과하여 필요 이상으로 가열 온도를 올리는 것은, 오스테나이트립의 성장을 촉진시키고, 그 후의 냉각 과정에서 변태된 조직이 조대하게 되어 인성, 내구비가 저하된다. 따라서, 강재의 가열 온도를 1100℃ 이상, 1300℃ 이하로 하였다.

열간 단조한 후, 다음에, 300℃까지에 있어서의 평균 냉각 속도를 3℃/초 이상, 120℃/초 이하로 냉각한다. 300℃까지에 있어서의 평균 냉각 속도를 3℃/초 이상, 120℃/초 이하로 규정한 것은, 면적률로 95％ 이상의 베이나이트 조직으로 하고, 베이나이트 라스의 폭을 5㎛ 이하로 하기 위해서이다. 300℃ 미만의 온도 영역에서는, 본 발명에서 규정하는 베이나이트율, 베이나이트 라스 폭이, 냉각 속도에 따라서 변화되지 않으므로, 열간 단조한 후부터 300℃까지의 냉각 속도를 제한하는 것으로 하였다. 평균 냉각 속도가 3℃/초 미만에서는 구오스테나이트 입계에 따라서 면적률로 5％ 이상의 페라이트가 생성되고, 또한 베이나이트 라스의 폭이 5㎛ 초과로 되어, 인성, 피로 강도 및 내구비를 현저하게 저하시킨다. 한편, 평균 냉각 속도가 120℃/초를 초과하면, 베이나이트 라스 경계에 면적률로 5％ 이상의 잔류 오스테나이트나 섬 형상 마르텐사이트가 생성되어, 인성, 내구비(피로 강도/인장 강도)를 현저하게 저하시킨다.

상기 냉각 후, 550℃ 이상, 700℃ 이하의 온도 범위 내에서 시효 처리를 실시한다. 550℃ 이상, 700℃ 이하에서 시효 처리를 실시하는 것을 규정한 것은, 이 시효 처리에서 베이나이트 조직 중에 미세한 V 탄화물이나 Mo 탄화물, Nb 탄화물을 석출시켜, 베이나이트 조직을 석출 강화시킴으로써 고피로 강도, 고내구비를 얻기 위해서이다. 시효 처리 온도가 550℃ 미만에서는, V 탄화물이나 Mo 탄화물, Nb 탄화물의 석출량이 적고 충분한 석출 강화량이 얻어지지 않아 피로 강도, 내구비 모두 낮거나, 혹은 V 탄화물이나 Mo 탄화물, Nb 탄화물이 충분히 석출되어 높은 피로 강도를 갖지만 동시에 인장 강도도 높기 때문에, 내구비가 낮다. 열처리 온도의 하한은 550℃로 한다. 한편, 처리 온도 700℃를 초과하면, V 탄화물이나 Mo 탄화물, Nb 탄화물이 조대화되어, 충분한 석출 강화량이 얻어지지 않아 인장 강도, 피로 강도 모두 낮고, 고피로 강도화를 달성할 수 없다. 그로 인해, 상한은 700℃로 한다. 상술한 규정의 온도 범위 내에서는, 시효 처리의 온도가 높을수록, 내구비는 향상되므로, 바람직하게는 600℃ 이상이고, 보다 바람직하게는 650℃ 이상으로 한다.

또한, 본 발명에 의해 고피로 강도, 고인성을 갖는 기계 구조용 강 부품이 얻어지지만, 피삭성을 충분히 확보하기 위해서는, 인장 강도는 1200㎫ 이하로 하는 것이 바람직하다.

(실시예)

본 발명을 실시예에 의해 이하에 설명한다. 또한, 이들 실시예는 본 발명의 기술적 의의, 효과를 설명하기 위한 것으로, 본 발명의 범위를 한정하는 것은 아니다.

표 1에 나타내는 화학 조성의 강을 100㎏ 진공 용해로에서 용제하였다. 이를 직경 55㎜의 막대강에 압연 후, 단조용 시험편을 잘라내고, 표 1에 나타내는 가열 온도로 가열하여 열간 단조하였다. 열간 단조한 후, 300℃까지의 냉각 방법은 유냉, 수냉 또는 공냉을 행하여 냉각 속도를 제어하고, 그 후, 300℃ 미만에서는 공냉으로 하였다. 평균 냉각 속도는 열간 단조한 후의 시험편의 온도로부터 300℃를 뺀 값을, 열간 단조한 후 300℃까지 냉각하는 데 필요로 한 시간으로 나누어 구하였다. 그 후, 표 1에 나타내는 시효 온도에서 시효 처리를 실시하였다. 또한, 표 1의 밑줄부는 본 발명의 범위 외 조건이다.

이들 단조재의 중앙부로부터 JIS Z 2201의 14호 인장 시험편, JIS Z 2274의 1호 회전 굽힘 피로 시험편 및 JIS Z 2202의 2㎜U 노치 충격 시험편을 채취하여, 인장 강도, 20℃ 샤르피 흡수 에너지 및 피로 강도를 구하였다. 여기서, 피로 강도는 회전 굽힘 피로 시험에서 10⁷회전으로 파단하지 않고 내구한 응력 진폭으로 정의하였다. 또한, 구해진 피로 강도와 인장 강도의 비를 내구비(피로 강도/인장 강도)로서 구하였다.

단조재의 L방향의 1/4 두께부로부터 조직 관찰용 시험편을 채취하였다. 베이나이트의 면적률은 시험편을 경면이 될 때까지 연마 후, 레펠러 에칭(repeller etching)을 행하여, 베이나이트 이외의 잔량부인 페라이트, 섬 형상 마르텐사이트 등의 조직을 확인하고, 500배의 광학 현미경 사진을 각 10시야 촬영한 후, 화상 해석에 의해 산출하였다. 또한 베이나이트 라스의 폭은 시험편을 다시, 경면이 될 때까지 연마 후, 나이탈 에칭을 행하여, 5000배의 주사형 전자 현미경 사진을 각 10시야 촬영하고, 각 시야 10개소의 라스 폭을 측정하여, 그 평균값을 구하였다. 탄화물의 평균 입경은 시험편을 전해 연마법에 의해 박막에 마무리한 후, 투과형 전자 현미경으로, 15000배의 투과형 전자 현미경 사진을 각 10시야 촬영하고, 그 중에서 관찰된 V, Mo, Nb의 합금 탄화물 하나하나의 면적을 화상 해석으로 구하여, 원 상당 직경을 산출하고, 그 평균값을 구하였다. 또한 석출물의 면적률은 관찰 면적에 차지하는 합금 탄화물의 전체 면적으로부터 산출하였다. 또한, 탄화물의 동정은 투과형 전자 현미경을 사용하여 제한 시야 전자 회절 도형의 해석이나 에너지 분산형 X선 분광법에 의한 원소 분석으로 행하였다.

No.1∼21의 본 발명예는 모두 면적률로 95％ 이상의 베이나이트 조직이고, 그 라스 폭은 5㎛ 이하의 미세 조직이고, 시효 처리 온도가 550℃ 이상이므로, 평균 입경 4.9㎚ 이상, 6.7㎚ 이하의 탄화물이 충분히 석출되고, 20℃에서의 샤르피 흡수 에너지는 82J/㎠ 이상, 내구비는 0.61 이상의 고인성, 고내구비를 갖는다. 피삭성의 확보를 위해 인장 강도는 1200㎫ 이하이지만, 동일한 정도의 인장 강도와 비교하면 명백한 바와 같이, 종래예 No.33의 페라이트-펄라이트 비조질강보다 고피로 강도를 실현하고 있다.

이에 비해, 비교예 No.22, 23은 C 또는 Si의 함유량이 많고, 또한 No.31, 32는 규정한 강 조성 범위 내에는 있지만, 평균 냉각 속도가 규정 외이고, 베이나이트 라스 경계에 페라이트나 잔류 오스테나이트 등의 잔량부의 양이 많고, 또한 No.32에서는 베이나이트 라스의 폭이 커, 샤르피 흡수 에너지, 내구비가 낮다. No.24는 강 조성, 열처리 조건이 규정 외이고, 충분한 석출 강화가 얻어지지 않아 내구비가 낮다. No.24, 25, 28은 필요 이상으로 합금 원소가 첨가되어, 오히려 샤르피 흡수 에너지가 낮다. No.26, 27은 Ti이 함유되어 있어, 샤르피 흡수 에너지가 낮고, 또한 No.27은 충분한 석출 강화가 얻어지지 않아, 내구비가 낮다. No.29는 다량으로 미세한 탄화물이 석출되어, 높은 피로 강도를 갖지만, 한편 인장 강도도 높으므로, 내구비, 샤르피 흡수 에너지가 모두 낮다. No.30은 규정한 시효 처리 온도보다 높고, 탄화물의 평균 입경이 7㎚ 초과로 조대하므로, 강도 및 내구비가 낮다.

이것으로부터 명백한 바와 같이, 본 발명에서 규정하는 조건을 모두 만족시키는 것은 비교예, 종래예보다 인성 및 피로 특성이 우수하다.

Claims

질량％로,
C:0.05∼0.20％,
Si:0.10∼1.00％,
Mn:0.75∼3.00％,
P:0.001∼0.050％,
S:0.001∼0.200％,
V:0.20 초과∼0.25％,
Cr:0.01∼1.00％,
Al:0.001∼0.500％,
N:0.0080∼0.0200％
를 함유하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강으로 이루어지고,
강 조직이, 면적률로 95％ 이상이 베이나이트 조직을 함유하고,
베이나이트 라스의 폭이 5㎛ 이하이고,
베이나이트 조직 중에 평균 입경 4㎚ 이상, 7㎚ 이하의 V 탄화물이 분산되어 존재하고,
베이나이트 조직 중의 V 탄화물의 면적률이 0.18％ 이상인, 기계 구조용 강 부품.
제1항에 있어서, 질량％로,
Ca:0.0003∼0.0100％,
Mg:0.0003∼0.0100％,
Zr:0.0005∼0.1000％
중 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는, 기계 구조용 강 부품.
제1항 또는 제2항에 있어서, 질량％로,
Mo:0.01∼1.00％,
Nb:0.001∼0.200％
중 1종 또는 2종을 더 함유하는, 기계 구조용 강 부품.
제1항에 있어서, 20℃에서의 샤르피 흡수 에너지가 80J/㎠ 이상이고, 내구비가 0.60 이상인, 기계 구조용 강 부품.
질량％로,
C:0.05∼0.20％,
Si:0.10∼1.00％,
Mn:0.75∼3.00％,
P:0.001∼0.050％,
S:0.001∼0.200％,
V:0.20 초과∼0.25％,
Cr:0.01∼1.00％,
Al:0.001∼0.500％,
N:0.0080∼0.0200％
를 함유하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강재를, 1100℃ 이상, 1300℃ 이하로 가열하여 열간 단조하고,
상기 열간 단조 후, 300℃까지에 있어서의 평균 냉각 속도를 3℃/초 이상, 120℃/초 이하로 냉각하고,
상기 냉각 후, 550℃ 이상, 700℃ 이하의 온도 범위 내에서 시효 처리를 실시하는, 기계 구조용 강 부품의 제조 방법.