KR20140123115A

KR20140123115A - 전동 피로 특성이 우수한 베어링용 강재 및 그의 제조 방법

Info

Publication number: KR20140123115A
Application number: KR1020147027338A
Authority: KR
Inventors: 마사키 가이즈카; 요스케 신도; 마나부 후지타
Original assignee: 가부시키가이샤 고베 세이코쇼
Priority date: 2012-03-30
Filing date: 2013-03-05
Publication date: 2014-10-21
Also published as: TWI485267B; US20150047750A1; CN104220625A; WO2013146124A1; KR101527336B1; ES2628637T3; EP2832893B1; US9624559B2; JP2013213241A; EP2832893A4; JP5820326B2; CN104220625B; EP2832893A1; TW201404896A

Abstract

해결해야 할 과제는, 전동 피로 수명을 더욱 향상시킨 베어링 부품을 얻기 위한 베어링용 강재를 실현하는 것이다. 베어링용 강재는, 소정의 성분 조성을 만족시키고, 구상화 시멘타이트의 표면으로부터 20nm까지의 모상 영역(계면역)에 포함되는 Si(계면 Si), Mn(계면 Mn), Cr(계면 Cr), Cu(계면 Cu), Ni(계면 Ni), 및 Mo(계면 Mo)가 하기 식(1)을 만족시킨다.
9.0 ≤ 1.4×계면 Si+1.8×계면 Mn+5.5×계면 Cu+4.2×계면 Ni+4.8×계면 Cr+5.5×계면 Mo …(1)

Description

전동 피로 특성이 우수한 베어링용 강재 및 그의 제조 방법{BEARING STEEL MATERIAL HAVING SUPERIOR ROLLING FATIGUE CHARACTERISTICS AND A METHOD FOR PRODUCING SAME}

본 발명은, 자동차나 각종 산업 기계 등에 사용되는 베어링 부품을 제조하기 위한 강재로서, 특히 베어링 부품으로서 이용했을 때에 우수한 전동 피로 수명을 발휘하는 베어링용 강재 및 그의 제조 방법에 관한 것이다.

베어링용 강으로서, 종래부터 JIS G 4805(1999)에 규정되는 SUJ2 등의 고탄소 크로뮴 베어링 강이, 자동차나 각종 산업 기계 등의 여러 가지 분야에서 이용되고 있는 베어링의 재료로서 사용되고 있다. 그러나 베어링은, 접촉 면압이 매우 높은 볼 베어링나 롤러 베어링 등의 내·외륜이나 전동체 등, 과혹한 환경에서 이용되기 때문에, 매우 미세한 결함(개재물 등)으로 인해 피로 파괴가 생기기 쉽고, 이를 방지하기 위해, 빈번한 보수(교환, 점검 등)가 필요한 것과 같은 문제가 있다. 이 문제에 대하여, 전동 피로 수명을 높여 상기 보수의 횟수를 저감시키기 위해, 베어링용 강재의 개선이 시도되고 있다.

종래, 상기 전동 피로 수명의 장수명화는, 비금속 개재물을 저감함으로써 개선되어 왔다(예컨대 특허문헌 1이나 특허문헌 2). 그러나, 공업적으로 비금속 개재물을 저감하는 것은 한계에 와 있다.

그래서, 다른 관점에서의 수명 향상 방법으로서, 줄무늬상 편석의 저감(예컨대 특허문헌 3), 중심 편석부의 탄화물 생성의 억제(예컨대 특허문헌 4)가 제안되어 있다. 또한 특허문헌 5에는, 결정립을 미세화하는 것에 의해 전동 피로 수명을 향상시키는 것이 개시되어 있다.

상기 특허문헌 3에서는, 압연 온도를 약간 낮게 하고, 단압비(鍛壓比)를 크게(60 이상) 하는 것에 의해 줄무늬상 편석에 기인하는 경도 편차를 저감하고 있고, 또한 특허문헌 4에서는, 균열(均熱) 처리 시간을 길게 함으로써, 거대 탄화물 생성을 억제하여 수명을 향상시키고 있다. 그러나 이들 방법은, 압연 방법이나 압연 사이즈에 제약이 있기 때문에, 공업적으로 자유도가 높은 방법이라고는 말할 수 없고, 수명의 개선 효과도, 원하는 수준으로까지 반드시 높아진다고는 말하기 어려운 것이었다. 또한 특허문헌 5에서는, 구상화 처리 시간을 길게 하고, 고주파 담금질을 적용함으로써 결정립을 미세화하고 있지만, 구상화 처리의 장시간화는 제조성을 악화시키고, 또한 고주파 담금질 처리에 한정되기 때문에 공업적으로 자유도가 높은 수법이라고는 말할 수 없다.

또 특허문헌 6은, 제품 형상으로 가공할 때의 연마성을 양호하게 함과 더불어, 양호한 전동 피로 수명을 안정되게 얻기 위해, 특히 강 중에 분산되는 Al계 질소 화합물의 사이즈와 밀도, 및 시멘타이트의 사이즈와 면적률을 규정하고 있다. 또한, 특허문헌 7은, 신선 감면율이 약 50%(나아가서는 70%)를 초과하도록 강(强)신선 가공을 행하더라도 단선되지 않는, 강신선 가공에 적합한 베어링 강 선재를 얻기 위해, 제조 조건을 제어하여, 구상화 소둔 후의 시멘타이트의 평균 원 상당 직경과 표준 편차를 일정 이하로 해서 편차를 억제하는 것을 제안하고 있다.

그러나 모두 석출물의 형태를 제어하는 것이며, 어느 정도의 개선 효과는 보이지지만, 전동 피로 수명을 보다 높이기 위해서는, 또 다른 관점에서 검토할 필요가 있다고 생각된다.

일본 특허 제3889931호 공보 일본 특허공개 2006-63402호 공보 일본 특허공개 2009-84647호 공보 일본 특허공개 평09-165643호 공보 일본 특허공개 2007-231345호 공보 일본 특허공개 2011-111668호 공보 일본 특허공개 2007-224410호 공보

본 발명은 상기와 같은 사정에 주목하여 이루어진 것으로, 그 목적은, 전동 피로 수명을 더욱 향상시킨 베어링 부품을 얻기 위한 베어링용 강재를 실현하는 것에 있다.

상기 과제를 해결할 수 있었던 본 발명의 전동 피로 특성이 우수한 베어링용 강재는,

C: 0.95∼1.10%(질량%의 의미, 화학 성분에 대하여 이하 동일),

Si: 0.15∼0.35%,

Mn: 0.2∼0.50%,

Cr: 1.30∼1.60%,

P: 0.025% 이하(0%를 포함하지 않음),

S: 0.025% 이하(0%를 포함하지 않음),

Ni: 0.02∼0.25%,

Cu: 0.02∼0.25%,

Mo: 0.08% 미만(0%를 포함함),

Al: 0.001%∼0.050%,

Ti: 0.0015% 이하(0%를 포함하지 않음),

O: 0.001% 이하(0%를 포함하지 않음), 및

N: 0.020% 이하(0%를 포함하지 않음)

를 만족시키고, 잔부가 철 및 불가피 불순물로 이루어지며,

구상화 시멘타이트의 표면으로부터 20nm까지의 모상 영역(계면역)에 포함되는 Si(계면 Si), Mn(계면 Mn), Cr(계면 Cr), Cu(계면 Cu), Ni(계면 Ni), 및 Mo(계면 Mo)가 하기 식(1)을 만족시키는 점에 특징을 갖는다.

9.0 ≤ 1.4×계면 Si+1.8×계면 Mn+5.5×계면 Cu+4.2×계면 Ni+4.8×계면 Cr+5.5×계면 Mo …(1)

(식(1)에 있어서, 계면 Si, 계면 Mn, 계면 Cu, 계면 Ni, 계면 Cr, 계면 Mo는 각각 구상화 시멘타이트의 표면으로부터 20nm까지의 모상 영역(계면역)에 포함되는 Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo의 함유량(질량%)을 나타낸다)

본 발명은 상기 베어링용 강재를 제조하는 방법도 포함하는 것이고, 해당 방법은, 상기 성분 조성의 강재를 이용하여, 구상화 소둔을,

(Ac1e+30)∼(Ac1e+50)℃의 온도역(T1)에서 2∼9hr(t1) 유지하는 1차 균열 처리 공정,

Ac1e∼(Ac1e+10)℃의 온도역(T2)에서 1.5∼6hr(t2) 유지하는 2차 균열 처리 공정,

Ac1b∼(Ac1b+10)℃의 온도역(T3)에서 1∼3hr(t3) 유지하는 3차 균열 처리 공정, 및

상기 T3으로부터 680℃까지를 평균 냉각 속도 10∼15℃/hr로 냉각하는 공정을 이 순서로 포함하도록 행하는 점에 특징을 갖는다.

본 발명에 의하면, 전동 피로 수명을 더욱 향상시킨 베어링용 강재가 실현될 수 있기 때문에, 해당 베어링용 강재를 이용하여 얻어진 베어링을 과혹한 환경에서 사용한 경우에, 우수한 전동 피로 수명을 발휘할 수 있어, 보수(교환, 점검 등)를 저감할 수 있다.

도 1은 본 발명에 있어서의 Ac1e와 Ac1b의 산출에 이용한 상태도이다.

베어링용 강재는, 마르텐사이트 소지(素地)에 구상화 시멘타이트가 분산되어 있고, 이 구상화 시멘타이트 주위에 취약한 불완전 담금질 영역(베이나이트, 펄라이트)이 생성된다. 본 발명자들은, 이 불완전 담금질 영역에 있어서 균열(龜裂)이 발생·전파되기 쉽다고 생각하고, 베어링의 장수명화를 위해서는, 지금까지의 비금속 개재물의 저감 기술과 달리, 상기 불완전 담금질 영역 생성의 억제가 유효하다는 관점에서, 그 구체적 수단에 대하여 검토했다.

본 발명자들은 우선, 구상화 시멘타이트 주위를 FE-TEM으로 라인 분석한 바, 담금질성 향상 원소인 Cr, Mn이 구상화 시멘타이트 중에 농화되고, 구상화 시멘타이트 주위(구상화 시멘타이트와 접하는 모상 영역)에서는 Cr, Mn 농도가 결핍되어 있다는 것이 밝혀졌다. 상기 불완전 담금질 영역 발생의 원인으로서, 이 Cr, Mn 농도의 결핍에 의해 담금질이 불충분해지는 것이 생각된다.

그래서, 상기 구상화 시멘타이트와 접하는 모상 영역에 있어서의 Cr, Mn, 및 그 밖의 원소의 함유량과, 불완전 담금질 영역의 생성과, 전동 피로 수명의 관계에 대하여 검토한 바, 특히, 구상화 시멘타이트 표면으로부터 20nm의 위치까지의 모상 영역(이하, 이 모상 영역을 「계면역」이라고 하는 경우가 있다)에 있어서 결핍되기 쉬운 Cr 및 Mn과, 평형 분배 계수가 낮아 계면역에 농화되기 쉬운 Si, Cu, Ni, Mo가 하기 식(1)을 만족시키도록 하면, 담금질 시에 계면역도 충분히 담금질되어, 전동 피로 수명의 장수명화를 실현할 수 있다는 것을 발견했다.

상기 식(1)에 있어서의 우변(이하, 「계면 Di값」이라고 한다)의 계수는 다음과 같이 하여 구한 것이다. 즉, 후술하는 실시예에 있어서의 표 1의 강재 번호 1∼14의 성분 조성의 봉강(외경 60mm)으로부터 시험편을 채취하여, JIS G 0561에 규정되는 방법에 준거하여 조미니(Jominy) 시험을 행했다. 그때, 시험편의 가열 조건은 920℃×30분간 유지로 했다. 이어서, 베어링 강도에 필요한 록웰(Rockwell) C 경도 60을 나타내는 위치까지의 냉매 공급측의 시험편 단부로부터의 거리를 각 강에 대하여 구했다. 그리고, 이 구한 각 강의 거리와, 강의 담금질성에 큰 영향을 미친다고 일컬어지고 있는 Si, Mn, Cr, Cu, Ni, Mo의 6원소의 함유량으로부터, 각 원소의 효과가 가산될 수 있다고 가정하여, 최소 제곱법에 의해서 각 원소의 계수를 구했다.

또, 계면 Di값과 전동 피로 수명의 관계에 대하여 검토한 결과, 상기 식(1)과 같이 계면 Di값을 9.0 이상으로 하면, 원하는 전동 피로 수명(1.0×10⁷회 이상)이 얻어진다는 것을 발견했다. 상기 계면 Di값이 9.0 미만인 경우, 계면역의 담금질성이 부족하여, 취약한 불완전 담금질 영역이 형성되기 때문에, 이 영역에서 균열의 발생이나 전파가 생기기 쉬워, 전동 피로 수명의 저하가 현저해진다.

상기 계면 Di값은 바람직하게는 9.5 이상, 보다 바람직하게는 10.0 이상이다.

본 발명에 있어서, 계면 Si, 계면 Mn, 계면 Cu, 계면 Ni, 계면 Cr, 계면 Mo의 개개의 범위는 특별히 한정되지 않고, 상기 식(1)을 만족시키도록 하면 된다.

또한 본 발명자들은, 계면역에 있어서의 불완전 담금질 영역을 저감하도록 식(1)을 만족시키기 위해서는, 각 담금질성 향상 원소(Si, Mn, Cr, Cu, Ni, Mo)의 강 중 함유량을 소정 범위로 함과 더불어, 소정의 구상화 소둔 처리를 행하여, 구상화 시멘타이트 중의 Cr, Mn을 모상에 확산시켜, 이들 Mn, Cr의 결핍 영역을 억제할 필요가 있다는 것을 발견했다.

이하, 상기 담금질성 향상 원소를 포함하는 성분 조성과, 제조 조건에 대하여 상술한다.

우선, 전술한 조직을 얻음과 더불어, 베어링용 강재로서 필요한 특성을 확보하기 위한 성분 조성에 대하여 설명한다.

〔C: 0.95∼1.10%〕

C는, 담금질 경도를 증대시키고, 실온 및 고온에서의 강도를 유지하여 내마모성을 확보하기 위해서 필수인 원소이다. 따라서, C는 0.95% 이상 함유시킬 필요가 있고, 바람직하게는 0.98% 이상이다. 그러나, C량이 지나치게 많아지면, 거대 탄화물이 생성되기 쉬워져, 전동 피로 특성에 오히려 악영향을 미치기 때문에, C량은 1.10% 이하로 한다. 바람직하게는 1.05% 이하이다.

〔Si: 0.15∼0.35%〕

Si는, 매트릭스의 고용 강화, 템퍼링 연화 저항성의 향상, 모상의 담금질성 향상 및 계면역의 담금질성의 향상(계면 Si의 확보)에 유용한 원소이다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, Si를 0.15% 이상 함유시킬 필요가 있다. Si량은 바람직하게는 0.17% 이상이고, 보다 바람직하게는 0.20% 이상이다. 그러나, Si량이 지나치게 많아지면, 가공성이나 피삭성이 현저히 저하되기 때문에, Si량은 0.35% 이하로 한다. 바람직하게는 0.33% 이하이고, 보다 바람직하게는 0.30% 이하이다.

〔Mn: 0.2∼0.50%〕

Mn은, 매트릭스의 고용 강화, 모상의 담금질성 향상 및 계면역의 담금질성 향상(계면 Mn의 확보)에 유효한 원소이다. 또, S에 의한 열간 취성의 방지에 필요한 원소이기도 한다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, Mn을 0.2% 이상 함유시킬 필요가 있다. Mn량은 바람직하게는 0.25% 이상이고, 보다 바람직하게는 0.3% 이상이다. 그러나, Mn량이 지나치게 많아지면, 가공성이나 피삭성이 현저히 저하되기 때문에, Mn량은 0.50% 이하로 한다. 바람직하게는 0.45% 이하이고, 보다 바람직하게는 0.40% 이하이다.

〔Cr: 1.30∼1.60%〕

Cr은, C와 결부되어 미세한 시멘타이트를 형성하여, 내마모성을 확보하는 데 유용한 원소이다. 또한, 모상의 담금질성 향상이나 계면역의 담금질성 향상(계면 Cr의 확보)에 유용한 원소기도 한다. 이들 효과를 발휘시키기 위해, Cr량을 1.30% 이상으로 한다. 바람직하게는 1.35% 이상이다. 그러나, Cr이 과잉으로 포함되면, 조대한 시멘타이트가 생성되어, 전동 피로 수명이 오히려 저하된다. 따라서, Cr량은 1.60% 이하로 한다. 바람직하게는 1.55% 이하이고, 보다 바람직하게는 1.50% 이하이다.

〔P: 0.025% 이하(0%를 포함하지 않음)〕

P는 불가피적으로 불순물로서 포함되는 원소이며, 입계에 편석되어 취화시켜, 가공성, 전동 피로 특성을 저하시키기 때문에 최대한 저감하는 것이 바람직하다. 그러나, 극단적인 저감은 제강 비용의 증대를 초래하기 때문에, P량은 0.025% 이하로 했다. 바람직하게는 0.020% 이하(보다 바람직하게는 0.015% 이하)이다.

〔S: 0.025% 이하(0%를 포함하지 않음)〕

S는 불가피적으로 불순물로서 포함되는 원소이며, MnS로서 석출되어, 전동 피로 수명을 저하시키기 때문에 최대한 저감하는 것이 바람직하다. 그러나, 극단적인 저감은 제강 비용의 증대를 초래하기 때문에, S량은 0.025% 이하로 했다. 바람직하게는 0.020% 이하(보다 바람직하게는 0.015% 이하)이다.

〔Ni: 0.02∼0.25%〕

Ni는, 평형 분배 계수가 낮고, 계면역의 담금질성을 향상시키는(계면 Ni를 확보하는) 원소로서 작용하여, 경도를 높여 전동 피로 특성의 향상에 기여하는 원소이다. 또한 모상의 담금질성 향상에도 기여한다. 이들 효과를 발휘시키기 위해서는, Ni량을 0.02% 이상으로 할 필요가 있다. 바람직하게는 0.05% 이상, 보다 바람직하게는 0.07% 이상이다. 그러나, Ni량이 과잉이 되면, 가공성이 열화된다. 따라서, Ni량은 0.25% 이하로 한다. 바람직하게는 0.22% 이하, 보다 바람직하게는 0.20% 이하이다.

〔Cu: 0.02∼0.25%〕

Cu는, 평형 분배 계수가 낮고, 계면역의 담금질성을 향상시키는(계면 Cu를 확보하는) 원소로서 작용하여, 경도를 높여 전동 피로 특성의 향상에 기여하는 원소이다. 또한 모상의 담금질성 향상에도 기여한다. 이들 효과를 발휘시키기 위해서는, Cu량을 0.02% 이상으로 할 필요가 있다. 바람직하게는 0.05% 이상, 보다 바람직하게는 0.07% 이상이다. 그러나, Cu량이 과잉이 되면, 가공성이 열화된다. 따라서, Cu량은 0.25% 이하로 한다. 바람직하게는 0.22% 이하, 보다 바람직하게는 0.20% 이하이다.

〔Mo: 0.08% 미만(0%를 포함함)〕

Mo는, 평형 분배 계수가 낮고, 계면역의 담금질성을 향상시키는(계면 Mo를 확보하는) 원소로서 작용하여, 경도를 높여 전동 피로 특성의 향상에 기여하는 원소이다. Mo는 필수 첨가 원소는 아니며, 함유량의 하한은 상기 식(1)을 만족시키는 한 특별히 한정되지 않고, 구상화 처리 조건이나, 계면역의 그 밖의 담금질성 향상 원소(Si, Cr, Mn, Ni, Cu 등)의 양에 따라 적절히 이용할 수 있는 원소이다. Mo의 상기 효과를 발휘시키기 위해서는, 0.01% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.03% 이상이다. 한편, Mo량이 과잉이 되면, 열간 압연 시의 깨짐을 조장한다. 따라서, Mo량은 0.08% 미만으로 한다. 바람직하게는 0.07% 이하, 보다 바람직하게는 0.05% 이하이다.

〔Al: 0.001%∼0.050%〕

Al은 탈산 원소이며, 강 중의 O량을 저감하여, 베어링의 수명에 악영향을 미치는 산화물의 저감에 유용하기 때문에, 통상 의도적으로 첨가된다. 상기 탈산 효과를 충분히 발휘시키기 위해서는, Al량을 0.001% 이상으로 할 필요가 있다. 보다 바람직하게는 0.005% 초과이고, 더 바람직하게는 0.010% 이상이다. 그러나, Al량이 과잉이 되면, 알루미나계의 개재물이 조대화되어 베어링의 수명을 저하시킨다. 또한 상기 탈산 효과도 포화된다. 그래서, Al량은 0.050% 이하로 한다. 바람직하게는 0.040% 이하, 보다 바람직하게는 0.030% 이하이다.

〔Ti: 0.0015% 이하(0%를 포함하지 않음)〕

Ti는, 강 중의 N과 결합하여 조대한 TiN을 생성하기 쉽기 때문에, 전동 피로 수명에 미치는 악영향이 큰 유해 원소이다. 따라서, 최대한 저감하는 것이 바람직하지만, 극단적인 저감은 제강 비용의 증대를 초래하기 때문에, Ti량의 상한을 0.0015%로 했다. 바람직하게는 0.0010% 이하이다.

〔O: 0.001% 이하(0%를 포함하지 않음)〕

O는 강 중의 불순물의 형태에 큰 영향을 미치는 원소이며, 전동 피로 특성에 악영향을 미치는 Al₂O₃나 SiO₂ 등의 개재물을 형성하기 때문에, 최대한 저감하는 것이 바람직하다. 그러나, 극단적인 저감은 제강 비용의 증대를 초래하기 때문에, O량의 상한을 0.001%로 했다. 바람직하게는 0.0008% 이하, 보다 바람직하게는 0.0006% 이하이다.

〔N: 0.020% 이하(0%를 포함하지 않음)〕

N은 불가피 불순물의 하나이며, N량이 과잉이 되면 열간 가공성이 저하되어, 강재 제조상의 문제점이 생기기 쉽다. 또한 N은, 불가피 불순물로서 존재하는 Ti와 결합해, 전동 피로 특성에 유해한 질화물을 형성하여, 베어링의 피로 특성에 악영향을 미칠 수 있다. 그래서, N량은 0.020% 이하로 한다. 바람직하게는 0.015% 이하, 보다 바람직하게는 0.010% 이하이다.

본 발명 강재의 성분은 상기와 같고, 잔부는 철 및 불가피 불순물로 이루어지는 것이다.

[제조 조건]

상기 규정의 계면역을 갖는 베어링용 강재를 얻기 위해서는, 상기 성분 조성의 강재를 이용하여, 제조 공정에 있어서의 구상화 소둔을 하기의 조건에서 행하는 것이 필요하다.

종래의 구상화 소둔에서는, 상기 열간 압연재 또는 열간 단조재를, 780∼800℃의 온도 범위에서 2∼8시간 가열한 후, 10∼15℃/hr의 냉각 속도로 680℃까지 냉각하고 나서 대기 방냉하는 것에 의해 구상화 시멘타이트를 분산시키고 있었다. 그러나 그 결과, 냉각 중에 석출되는 구상화 시멘타이트 중에 Cr, Mn이 머물러 모상측으로 확산되지 않아, 계면역의 Cr, Mn이 결핍되어 상기 식(1)을 만족시키지 않는 것으로 되어 있었다.

이에 비하여 본 발명에서는, 구상화 소둔을,

1차 균열 처리 공정: (Ac1e+30)∼(Ac1e+50)℃의 온도역에서 2∼9hr 유지,

2차 균열 처리 공정: Ac1e∼(Ac1e+10)℃의 온도역에서 1.5∼6hr 유지,

3차 균열 처리 공정: Ac1b∼(Ac1b+10)℃의 온도역에서 1∼3hr 유지, 및,

3차 균열 처리 공정 후에 680℃까지 평균 냉각 속도 10∼15℃/hr로 냉각하는 공정을 이 순서로 포함하도록 행하는 것에 의해,

1∼3차 균열 처리 공정의 각 온도역에서 석출되는 구상화 시멘타이트 중의 Cr, Mn을 모상측으로 충분히 확산시킬 수 있어, 계면역의 Cr, Mn(계면 Cr, 계면 Mn)을 충분히 확보할 수 있다. 아울러, 계면역의 Si, Cu, Ni, Mo(계면 Si, 계면 Cu, 계면 Ni, 계면 Mo)를 모상측으로 확산시키지 않고 확보하고, 그 결과, 상기 식(1)을 만족시키도록 할 수 있다.

이하, 상기 각 제조 조건을 규정한 이유에 대하여 상술한다.

〔1차 균열 처리: (Ac1e+30)∼(Ac1e+50)℃의 온도역(T1)에서 2∼9hr(t1) 유지〕

1차 균열 처리에 있어서의 균열 온도 T1이 (Ac1e+30)℃를 하회하는 경우나, 1차 균열 처리에 있어서의 균열 시간 t1이 2hr 미만인 경우, 구상화 시멘타이트 중의 Cr, Mn을 충분히 확산시킬 수 없어, 계면 Cr과 계면 Mn이 부족하여 상기 식(1)을 만족시키지 않는다. 따라서, T1은 (Ac1e+30)℃ 이상으로 한다. 바람직하게는 (Ac1e+35)℃ 이상이다. 또한, t1은 2hr 이상으로 한다. 바람직하게는 4hr 이상이다.

한편, T1이 (Ac1e+50)℃를 초과하는 경우나, t1이 지나치게 긴 경우는, 계면역에 농화되어 있는 Si, Ni, Cu, Mo가 모상측으로 확산되어, 계면 Si, 계면 Ni, 계면 Cu, 계면 Mo가 적어져 상기 식(1)을 만족시키지 않는다. 따라서, T1은 (Ac1e+50)℃ 이하로 한다. 바람직하게는 (Ac1e+45)℃ 이하이다. 또한, t1은 9hr 이하로 한다. 바람직하게는 7hr 이하이다.

한편, 상기 Ac1e(점) 및 후술하는 Ac1b(점)는, THERMO-CALC SOFTWARE Ver.R(이토츄 테크노솔루션즈(ITOCHU Techno-Solutions))을 이용하여 강재 성분의 C, Si, Cr, Mn, Mo, Al의 양을 지정해서 계산하는 것에 의해 도 1과 같은 상태도를 작성하고, 강재 성분의 C량을 지정해서 그 상태도로부터 판독하여 구한 변태점이다.

〔2차 균열 처리: Ac1e∼(Ac1e+10)℃의 온도역(T2)에서 1.5∼6hr(t2) 유지〕

2차 균열 처리에 있어서의 균열 온도 T2가 Ac1e 미만인 경우나, 균열 시간 t2가 1.5hr 미만인 경우, 상기 도 1에 나타내는 바와 같은 오스테나이트(γ)+시멘타이트(θ)의 2상역에서 석출된 구상화 시멘타이트 중의 Cr, Mn을 모상측으로 충분히 확산시킬 수 없어, 계면 Cr과 계면 Mn이 부족하여 상기 식(1)을 만족시키지 않는다. 따라서, T2는 Ac1e 이상으로 한다. 바람직하게는 (Ac1e+2)℃ 이상이다. 또한 t2는 1.5hr 이상으로 한다. 바람직하게는 1.7hr 이상이다.

한편, T2가 (Ac1e+10)℃를 초과하면, Ac1e점까지 석출되는 구상화 시멘타이트 중의 Cr, Mn을 모상측으로 충분히 확산시킬 수 없어, 계면 Cr과 계면 Mn이 부족하여 상기 (1)식을 만족할 수 없다. 따라서, T2는 (Ac1e+10)℃ 이하로 한다. 바람직하게는 (Ac1e+8)℃ 이하이다.

또한, t2가 6hr를 초과하면, 계면역에 농화되어 있는 Si, Ni, Cu, Mo가 모상측으로 확산되어, 계면 Si, 계면 Ni, 계면 Cu, 계면 Mo가 적어져 상기 식(1)을 만족시키지 않는다. 따라서, t2는 6hr 이하로 한다. 바람직하게는 4hr 이하이다.

〔3차 균열 처리: Ac1b∼(Ac1b+10)℃의 온도역(T3)에서 1∼3hr(t3) 유지〕

3차 균열 처리에 있어서의 균열 온도 T3이 Ac1b 미만인 경우나, 균열 시간 t3이 1hr 미만인 경우, 상기 도 1에 나타내는 바와 같은 오스테나이트(γ)+페라이트(α)+시멘타이트(θ)의 3상역에서 석출되는 구상화 시멘타이트 중의 Cr, Mn을 모상측으로 충분히 확산시킬 수 없어, 계면 Cr과 계면 Mn이 부족하여 상기 식(1)을 만족시키지 않는다. 따라서, T3은 Ac1b 이상으로 한다. 바람직하게는 (Ac1b+2)℃ 이상이다. 또한 t3은 1hr 이상으로 한다. 바람직하게는 1.5hr 이상이다.

한편, T3이 (Ac1b+10)℃를 초과하면, Ac1b점까지 석출되는 구상화 시멘타이트 중의 Cr, Mn을 충분히 확산시킬 수 없어, 계면 Cr과 계면 Mn이 부족하여 상기 식(1)을 만족시키는 것이 어려워진다. 따라서, T3은 (Ac1b+10)℃ 이하로 한다. T3은 바람직하게는 (Ac1b+8)℃ 이하이다.

또한 t3이 3hr를 초과하면, 계면역에 농화되어 있는 Si, Ni, Cu, Mo가 모상측으로 확산되어, 계면 Si, 계면 Ni, 계면 Cu, 계면 Mo가 적어져 상기 식(1)을 만족할 수 없게 된다. 따라서, t3은 3hr 이하로 한다. 바람직하게는 2hr 이하이다.

〔T3으로부터 680℃까지의 평균 냉각 속도: 10∼20℃/hr〕

3차 균열 처리 공정 후, 상기 T3으로부터 680℃까지의 평균 냉각 속도가 10℃/hr 미만이면, 계면역에 농화되어 있는 Si, Ni, Cu, Mo가 모상측으로 확산되어, 계면 Si, 계면 Ni, 계면 Cu, 계면 Mo가 적어져 상기 식(1)을 만족시키지 않는다. 따라서, 상기 평균 냉각 속도는 10℃/hr 이상으로 한다. 바람직하게는 12℃/hr 이상이다. 한편, 상기 평균 냉각 속도가 20℃/hr를 초과하면, 구상화 시멘타이트 중의 Cr, Mn을 충분히 확산시킬 수 없어, 계면 Cr과 계면 Mn이 부족하여 상기 식(1)을 만족할 수 없다. 따라서, 상기 평균 냉각 속도는 20℃/hr 이하로 한다. 바람직하게는 18℃/hr 이하이다.

한편, 상기 범위에서 균열되는 한, 상기 1차 균열 온도 T1로부터 2차 균열 온도 T2로 냉각 시의 평균 냉각 속도(CR1)와, 2차 균열 온도 T2로부터 3차 균열 온도 T3으로 냉각 시의 평균 냉각 속도(CR2)는 특별히 한정되지 않는다. 단, 설비 제약이나 생산성의 관점에서, 상기 CR1과 CR2는 60℃/hr∼180℃/hr의 범위 내로 하는 것이 바람직하다.

상기 680℃까지 냉각 후, 실온까지의 냉각 속도는 특별히 한정되지 않지만, 생산성 향상의 관점에서 방냉(대기 방냉)으로 하는 것이 바람직하다.

본 발명의 강재는, 상기와 같은 구상화 소둔을 행한 후, 소정의 부품 형상으로 가공되고, 계속해서 담금질·템퍼링되어 베어링 부품 등으로 제조되는 것이지만, 강재 단계의 형상에 대해서는 이러한 제조에 적용할 수 있는 선상·봉상의 어느 것이든 포함하는 것이며, 그의 사이즈도 최종 제품에 따라 적절히 정할 수 있다.

실시예

이하, 실시예를 들어 본 발명을 보다 구체적으로 설명하지만, 본 발명은 물론 하기 실시예에 의해서 제한을 받는 것은 아니며, 전·후기의 취지에 적합할 수 있는 범위에서 적당히 변경을 가하여 실시하는 것도 물론 가능하고, 그들은 모두 본 발명의 기술적 범위에 포함된다.

표 1에 나타내는 화학 성분 조성의 주편을 가열로에서 1100∼1300℃로 가열한 후, 900∼1200℃에서 분괴 압연을 실시했다. 그 후, 830∼1100℃에서 열간 압연하여 소정 직경(φ 65mm)의 강재(압연재)를 얻었다. 한편, 표 1에 있어서의 밑줄을 친 Mo량은, 불가피적으로 혼입된 Mo량을 나타내고 있다.

이어서, 얻어진 강재를 이용하여 구상화 소둔(열처리)을 행했다. 구상화 소둔은, 표 2 또는 표 3에 나타내는 열처리 조건(온도·시간)에서, 실온으로부터 T1까지 평균 승온 속도 50∼150℃/hr로 가열하고, 균열 온도 T1에서 균열 시간 t1 유지하고, 그 후, 균열 온도 T2까지 냉각하고, 균열 온도 T2에서 균열 시간 t2 유지하고, 그 후, 균열 온도 T3까지 냉각하고, 균열 온도 T3에서 균열 시간 t3 유지한 후, 균열 온도 T3으로부터(비교예인 No. 3에서는 T1로부터, 또한 No. 21에서는 T2로부터) 680℃까지 표 2 또는 표 3에 나타내는 평균 냉각 속도로 냉각하고 나서, 대기 방냉했다.

한편, 상기 T1로부터 T2로의 냉각, 및 T2로부터 T3으로의 냉각은, 표 2 또는 표 3에 나타내는 평균 냉각 속도로 냉각했다.

상기 구상화 소둔 후의 강재를 이용하여, 계면역의 각 원소(Fe, Si, Mn, Cr, Cu, Ni, Mo) 농도의 측정, 및 계면 Di값의 산출, 전동 피로 수명의 측정을 이하와 같이 행했다.

[계면역의 각 원소 농도의 측정]

상기 구상화 소둔 후의 시험편을, D(직경)/4의 위치를 관찰할 수 있도록 종단면(압연 방향에 병행한 단면)으로 절단하고, 이 단면을 연마한 후, 박막법으로 시료를 제작하여, FE-TEM(전계 방출형 투과형 전자 현미경)에 의해 구상화 시멘타이트 관찰을 실시했다. 이때, TEM의 EDX(에너지 분산형 X선 검출기)에 의해 구상화 시멘타이트의 라인 분석을, 구상화 시멘타이트의 거의 원 중심을 지나도록 실시하여(측정 조건은 하기와 같음), Fe, Si, Mn, Cr, Cu, Ni, Mo의 각 원소의 농도를 측정했다. 이 분석을, 임의로 선택한 구상화 시멘타이트 5개에 대해 행하여, 구상화 시멘타이트 표면으로부터 모상측으로 20nm 위치까지의 모상 영역(계면역)의 상기 각 원소의 평균값을 구하여, 각각 계면 Fe, 계면 Si, 계면 Mn, 계면 Cr, 계면 Cu, 계면 Ni, 계면 Mo의 양으로 했다. 그리고 이들의 측정값을 이용하여 식(1)의 우변값(계면 Di값)을 구했다.

(측정 조건)

배율: 500000배

측정 스텝: 2nm

분석 길이: 100nm

[전동 피로 수명의 측정]

상기 구상화 소둔 후, φ 60mm, 두께 6mm의 시험편을 잘라내어, 840℃에서 30분간 가열 후에 오일 담금질을 실시하고, 160℃에서 120분간 템퍼링을 행했다. 다음으로, 마무리 연마를 실시하여 표면 거칠기: 0.04㎛ Ra 이하의 스러스트(thrust) 전동 피로 시험편을 제작했다.

그리고 스러스트형 전동 피로 시험기에 의해, 반복 속도: 1500rpm, 면압: 5.3GPa, 중지 횟수: 2×10⁸회의 조건에서, 각 강재(시험편)에 관해 전동 피로 시험을 각 16회씩 실시하여, 피로 수명 L10(와이블(Weibull) 확률지에 플로팅하여 얻어지는 누적 파손 확률 10%에 있어서의 피로 파괴까지의 응력 반복수)을 평가했다. 이때, 피로 수명 L10(L10 수명)으로 1.0×10⁷회 이상을 합격 기준으로 했다.

이들의 결과를 표 4 및 표 5에 나타낸다.

표 1∼5로부터 다음과 같이 고찰할 수 있다. 즉, No. 1, 2, 5, 22∼34, 36∼44는 본 발명에서 규정하는 요건을 만족시키는 것이며, 전동 피로 특성이 우수한 베어링용 강재가 얻어지고 있다. 이에 반하여, 상기 No. 이외의 예는, 본 발명에서 규정하는 어느 것인가를 요건을 만족시키지 않기 때문에 전동 피로 특성이 뒤떨어지고 있다. 상세하게는 이하와 같다.

즉, No. 3은 2차 균열 처리와 3차 균열 처리를 실시하지 않고 있기 때문에, 계면 Cr과 계면 Mn이 부족하여 식(1)을 만족시키지 않아, 전동 피로 수명이 짧아졌다.

No. 4는 2차 균열 처리 공정과 3차 균열 처리 공정의 균열 시간(t2과 t3)이 짧기 때문에, 계면 Cr과 계면 Mn이 부족하여 식(1)을 만족시키지 않아, 전동 피로 수명이 짧아졌다.

No. 6은 1차 균열 처리 공정의 균열 온도 T1이 지나치게 낮기 때문에, 또한 No. 8은 1차 균열 처리 공정의 균열 시간 t1이 지나치게 짧기 때문에, 모두 계면 Cr과 계면 Mn이 부족하여 식(1)을 만족시키지 않아, 전동 피로 수명이 짧아졌다.

No. 7은 1차 균열 처리 공정의 균열 온도 T1가 지나치게 높기 때문에, 또한 No. 9는 1차 균열 처리 공정의 균열 시간 t1이 지나치게 길기 때문에, 모두 계면역에 농화되어 있는 Si, Ni 및 Cu가 모상측으로 확산되어, 계면 Si, 계면 Ni 및 계면 Cu가 적어져(한편, 계면 Mo에 대해서는, 강 중 Mo량이 적은 것이라도 계면 Mo도 적고 확산에 의한 감소량도 적다. 이하, No. 13, 17, 18에 대해서도 동일), 식(1)을 만족시키지 않아, 전동 피로 수명이 짧아졌다.

No. 10은 2차 균열 처리 공정의 균열 온도 T2가 지나치게 낮기 때문에, 또한 No. 12는 2차 균열 처리 공정의 균열 시간 t2가 지나치게 짧기 때문에, 모두 계면 Cr과 계면 Mn이 부족하여 식(1)을 만족시키지 않아, 전동 피로 수명이 짧아졌다.

No. 11은 2차 균열 처리 공정의 균열 온도 T2가 지나치게 높기 때문에, Ac1e점까지 석출되는 구상화 시멘타이트 중의 Cr, Mn을 충분히 확산시킬 수 없어, 계면 Cr과 계면 Mn이 부족하여 상기 식(1)을 만족시키지 않아, 전동 피로 수명이 짧아졌다.

No. 13은 2차 균열 처리 공정의 균열 시간 t2가 지나치게 길기 때문에, 계면역에 농화되어 있는 Si, Ni 및 Cu가 모상측으로 확산되어, 계면 Si, 계면 Ni 및 계면 Cu가 적어지고, 그 결과, 식(1)을 만족시키지 않아, 전동 피로 수명이 짧아졌다.

No. 14는 3차 균열 처리 공정의 균열 온도 T3이 지나치게 낮기 때문에, 또한 No. 16은 3차 균열 처리 공정의 균열 시간 t3이 지나치게 짧기 때문에, 모두 계면 Cr과 계면 Mn이 부족하여 식(1)을 만족시키지 않아, 전동 피로 수명이 짧아졌다.

No. 15는 3차 균열 처리 공정의 균열 온도 T3이 지나치게 높기 때문에, Ac1b점까지 석출되는 구상화 시멘타이트 중의 Cr, Mn을 충분히 확산시킬 수 없어, 계면 Cr과 계면 Mn이 부족하여 상기 식(1)을 만족시키지 않아, 전동 피로 수명이 짧아졌다.

No. 17은 3차 균열 처리 공정의 균열 시간 t3이 지나치게 길기 때문에, 계면역에 농화되어 있는 Si, Ni 및 Cu가 모상측으로 확산되어, 계면 Si, 계면 Ni 및 계면 Cu가 적어지고, 그 결과, 식(1)을 만족시키지 않아 전동 피로 수명이 짧아졌다.

No. 18은 680℃까지의 평균 냉각 속도가 지나치게 작기 때문에, 계면역에 농화되어 있는 Si, Ni 및 Cu가 모상측으로 확산되어, 계면 Si, 계면 Ni 및 계면 Cu가 적어지고, 그 결과, 식(1)을 만족시키지 않아 전동 피로 수명이 짧아졌다. 한편, No. 19는 680℃까지의 평균 냉각 속도가 지나치게 크기 때문에, 구상화 시멘타이트 중의 Cr, Mn을 충분히 확산시킬 수 없어, 계면 Cr과 계면 Mn이 부족하여 식(1)을 만족시키지 않아, 전동 피로 수명이 짧아졌다.

No. 20은 2차 균열 처리를 행하지 않았기 때문에, 또한 No. 21은 3차 균열 처리를 행하지 않았기 때문에, 각각의 온도역에서 석출되는 구상화 시멘타이트 중의 Cr, Mn을 충분히 확산시킬 수 없어, 계면 Cr과 계면 Mn이 부족하여 식(1)을 만족시키지 않아, 전동 피로 수명이 짧아졌다.

No. 45는 강 중 Si량이 부족하기 때문에, 계면 Si도 적어져 식(1)을 만족시키지 않아 계면역의 담금질이 부족하고, 또한 모상의 담금질 부족과 연화 저항성의 저하에 의해, 전동 피로 수명이 짧아졌다.

No. 46은 강 중 Mn량이 부족하기 때문에, 계면 Mn도 적어져 식(1)을 만족시키지 않아 계면역의 담금질이 부족하고, 또한 모상의 담금질도 부족하여, 전동 피로 수명이 짧아졌다.

No. 47은 강 중의 Cr이 부족하기 때문에, 계면 Cr이 적고, 또한 식(1)을 만족시키지 않아 계면역의 담금질이 부족하고, 게다가 모상의 담금질도 부족하여, 전동 피로 수명이 짧아졌다.

No. 48은 강 중 N량이 과잉이기 때문에, 조대한 질화물(TiN 등)이 형성되어 전동 피로 수명이 저하되었다. No. 49는 강 중 O량이 과잉이기 때문에, 조대한 산화물이 강 중에 분산되어 전동 피로 수명이 저하되었다.

No. 50은 강 중 P량이 과잉이기 때문에, 입계가 취화되어 전동 피로 수명이 저하되었다. No. 51은 강 중 S량이 과잉이기 때문에, 조대한 MnS가 형성되어 전동 피로 수명이 저하되었다.

No. 52는 강 중 C량이 과잉이기 때문에, 조대한 탄화물이 형성되어 전동 피로 수명이 저하되었다. 또한 No. 53은 강 중 C량이 부족하기 때문에, 강도를 확보할 수 없고, 전동 피로 수명이 저하되었다.

No. 54는 강 중 Al량이 과잉이기 때문에, 조대한 Al₂O₃가 형성되어 전동 피로 수명이 저하되었다. 또한 강 중 Mn량이 과잉이기 때문에, 가공성이나 피삭성을 확보할 수 없다.

No. 55는 강 중 Ti량이 과잉이기 때문에, 조대한 TiN이 형성되어 전동 피로 수명이 저하되었다. 또한 No. 56은 강 중 Cr량이 과잉이고, 조대한 탄화물이 형성되었기 때문에, 전동 피로 수명이 저하되었다.

No. 57은 강 중 Cu량이 부족하기 때문에 계면 Cu를 확보할 수 없고, No. 58은 강 중 Ni량이 부족하기 때문에 계면 Ni를 확보할 수 없고, 또 No. 59는 강 중 Cr량이 부족하기 때문에 계면 Cr을 충분히 확보할 수 없어, 모두 식(1)을 만족시키지 않기 때문에 계면역의 담금질이 부족했다. 또한 모두, 모상의 담금질도 부족하여, 전동 피로 수명이 짧아졌다.

Claims

C: 0.95∼1.10%(질량%의 의미, 화학 성분에 대하여 이하 동일),
Si: 0.15∼0.35%,
Mn: 0.2∼0.50%,
Cr: 1.30∼1.60%,
P: 0.025% 이하(0%를 포함하지 않음),
S: 0.025% 이하(0%를 포함하지 않음),
Ni: 0.02∼0.25%,
Cu: 0.02∼0.25%,
Mo: 0.08% 미만(0%를 포함함),
Al: 0.001%∼0.050%,
Ti: 0.0015% 이하(0%를 포함하지 않음),
O: 0.001% 이하(0%를 포함하지 않음), 및
N: 0.020% 이하(0%를 포함하지 않음)
를 만족시키고, 잔부가 철 및 불가피 불순물로 이루어지며,
구상화 시멘타이트의 표면으로부터 20nm까지의 모상 영역(계면역)에 포함되는 Si(계면 Si), Mn(계면 Mn), Cr(계면 Cr), Cu(계면 Cu), Ni(계면 Ni), 및 Mo(계면 Mo)가 하기 식(1)을 만족시키는 것을 특징으로 하는 전동 피로 특성이 우수한 베어링용 강재.
9.0 ≤ 1.4×계면 Si+1.8×계면 Mn+5.5×계면 Cu+4.2×계면 Ni+4.8×계면 Cr+5.5×계면 Mo …(1)
(식(1)에 있어서, 계면 Si, 계면 Mn, 계면 Cu, 계면 Ni, 계면 Cr, 계면 Mo는 각각 구상화 시멘타이트의 표면으로부터 20nm까지의 모상 영역(계면역)에 포함되는 Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo의 함유량(질량%)을 나타낸다)
제 1 항에 기재된 베어링용 강재를 제조하는 방법으로서,
제 1 항에 기재된 성분 조성의 강재를 이용하여, 구상화 소둔을,
(Ac1e+30)∼(Ac1e+50)℃의 온도역(T1)에서 2∼9hr(t1) 유지하는 1차 균열(均熱) 처리 공정,
Ac1e∼(Ac1e+10)℃의 온도역(T2)에서 1.5∼6hr(t2) 유지하는 2차 균열 처리 공정,
Ac1b∼(Ac1b+10)℃의 온도역(T3)에서 1∼3hr(t3) 유지하는 3차 균열 처리 공정, 및
상기 T3으로부터 680℃까지를 평균 냉각 속도 10∼15℃/hr로 냉각하는 공정을 이 순서로 포함하도록 행하는 것을 특징으로 하는 전동 피로 특성이 우수한 베어링용 강재의 제조 방법.