KR20150119159A

KR20150119159A - 고주파 켄칭 부품의 소형재 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR20150119159A
Application number: KR1020157024798A
Authority: KR
Inventors: 스구루 요시다; 다츠야 고야마
Original assignee: 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤
Priority date: 2013-03-08
Filing date: 2013-10-17
Publication date: 2015-10-23
Also published as: EP2966189A1; CN105026602A; CN105026602B; EP2966189A4; EP2966189B8; US10072314B2; US20160010166A1; KR101773274B1; WO2014136307A1; JPWO2014136307A1; EP2966189B1; JP5994924B2

Abstract

이 고주파 켄칭 부품용 소형재는, 모재의 강의 화학 성분이, 질량％로, C:0.35∼0.6％, Si:0.02∼2.0％, Mn:0.35∼1.5％, Al:0.001∼0.5％, Cr:0.05∼2.0％, S:0.0001∼0.05％, N:0.003∼0.0120％, P:0.03％ 이하, O:0.0050％ 이하를 포함하고, 표층부에 철질소 화합물층을 깊이 방향의 두께로 하여 0.1∼50㎛를 갖고 있고, 상기 철질소 화합물층에 있어서의 Fe 질화물인 γ'상의 체적률이 80％ 이상이다.

Description

고주파 켄칭 부품의 소형재 및 그 제조 방법 {SEMI-FINISHED MATERIAL FOR INDUCTION HARDENED COMPONENT AND METHOD FOR PRODUCING SAME}

본 발명은, 고주파 켄칭을 실시한 고주파 켄칭 부품, 그 소형재, 및 그들의 제조 방법에 관한 것이다. 특히, 자동차 등의 동력 전달 부품용에 적용되는 높은 면 피로 강도를 갖는 부품, 예를 들어 기어, 무단 변속기, 등속 조인트, 허브, 베어링 등의 고주파 켄칭 부품의 소형재 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

본원은, 2013년 03월 08일에, 일본에 출원된 일본 특허 출원 제2013-047013호에 기초하여 우선권을 주장하고, 그 내용을 여기에 원용한다.

자동 변속기의 기어나 무단 변속기의 시브, 등속 조인트, 허브 등의 동력 전달 부품은, 높은 면 피로 강도가 요구된다. 종래, 일반적으로 상기한 부품에는 모재로서 JIS SCr420, SCM420 등의 C가 0.2％ 전후인 기소강을 사용하고, 침탄 켄칭 처리를 실시하여 부품의 표면을 C가 0.8％ 전후인 마르텐사이트 조직의 경화층을 형성하여 면 피로 강도를 높여 사용되고 있다. 그러나 침탄 켄칭은 950℃ 전후의 고온에서의 오스테나이트 변태를 수반하여, 5∼10시간, 경우에 따라서는 10시간 이상의 장시간에서의 처리로 되므로, 결정립 조대화에 의한 열처리 변형(켄칭 변형)이 커지는 것은 피하기 어렵다. 이로 인해, 높은 정밀도가 요구되는 부품의 경우에는, 침탄 켄칭된 후, 연삭이나 호닝 등의 마무리 가공을 실시해야 한다.

또한, 기어 등의 부품은, 높은 면 피로 강도 특성에 추가로, 높은 굽힘 피로 강도가 요구되는 경우가 많다. 예를 들어, 기어의 경우에 있어서는 과부하에 의한 이뿌리에서의 굽힘 피로 파괴에 대한 강도가 필요하기 때문이다. 최근, 지구 환경 부하 저감의 입장에서 부품의 경량화에 의한 연비 향상의 요구가 높아지고 있고, 그 실현에는 고강도화, 즉, 종래보다도 더욱 높은 면 피로 강도, 높은 굽힘 피로 강도를 갖는 것이 필수이다.

이들 요구를 만족시키기 위해서는, JIS SCr420, SCM420 등을 사용하여 침탄 처리를 행한 종래의 방법으로부터, 굽힘 피로 강도나 면 피로 강도, 내식성과 같은 특성이 우수한 강재의 개발과 함께, 고주파 켄칭이나 질화와 같은 새로운 열처리 방법을 도입하는 것이 검토되고 있다.

고주파 켄칭은 표층부의 필요한 부분만 가열 켄칭을 행하므로, 침탄 프로세스에 비해 효율적으로 표면 경화된 부품을 얻을 수 있다. 그러나, 고주파 켄칭만으로 침탄 켄칭재와 동등한 경도를 얻는다고 하면 강 중에 0.8％ 이상의 C 농도가 필요해져 면 피로 강도 향상에는 불필요한 내부의 경도도 상승하여, 피삭성의 현저한 열화가 발생한다. 그로 인해, 무모하게 강 중 C량을 증가시킬 수 없고, 고주파 켄칭에만 의한 면 피로 강도 향상에는 한계가 있다.

질화는 변태점 이하인 500∼600℃ 정도의 온도 영역에서, 주로 질소를 강재 표층부에 확산 침투시킴으로써 경화층을 형성하는 표면 경화법이다. 또한, 연질화는 마찬가지로 질소와 탄소를 동시에 강재 표층부에 확산 침투시킴으로써 경화층을 형성하는 표면 경화법이다. 모두, 내마모성·내시징성·내피로성 등을 향상시키는 표면 경화법이다. 강재 표면에서는 확산된 질소에 의해 강 중에 질화물을 생성하고, 일반적으로 최표면에 주로 Fe₃N(이하, ε라고 기재하는 경우가 있음), Fe₄N(이하, γ'이라고 기재하는 경우가 있음) 등의 Fe 질화물로 이루어지는 철질소 화합물층을 형성하고, 그 내부에는, N이 확산된 질소 확산층을 생성한다.

질화는 침탄의 경우와 비교하여 저온에서 처리할 수 있으므로, 저변형이 요구되는 부품에의 적용은 많다. 또한, 질화 처리한 강재 표면에서는 질소 농도가 높아져, 내식성이 향상된다. 그러나 질화 처리만으로는 경화층 깊이는 작으므로, 높은 면압이 가해지는 트랜스미션 기어 등에 적용하는 것이 곤란하다.

최근에는, 고주파 켄칭과 질화의 결점을 보완하여, 보다 우수한 기계적 성질, 특히 면 피로 강도를 발휘하는 방법으로서, 질화 후에 고주파 켄칭을 실시하는 것이 시도되고 있다.

특허문헌 1에서는, 고주파 켄칭과 가스 연질화를 조합함으로써 각각 단독에서의 결점을 보완하여, 우수한 기계적 성질, 특히 템퍼링 연화 저항 향상에 의한 높은 면 피로 강도를 얻으려고 하는 방법이 제안되어 있다. 그러나 본 제안에서는 표면 경도는 높지만, 질화층 중의 N 농도는 낮으므로 고온 경도는 낮고, 가동 중에 고온으로 되는 기어 등의 표면에 있어서 충분한 템퍼링 연화 저항을 발휘할 수 없어, 높은 면 피로 강도를 얻을 수 없다. 또한, 고주파 켄칭시의 철질소 화합물층(고주파 켄칭 전은 ε 주체의 상)으로부터의 탈질 및 산화의 영향을 피할 수 없고, 이것에 기인하여, 표층부의 조직이 불균질하게 되어, 굽힘 피로 강도를 저하시키는 원인으로 되는 것이 우려된다.

특허문헌 2에서는, 고주파 켄칭과 가스 연질화를 조합하는 것에 의한 기계적 강도가 우수한 기계 구조용 부품의 제조 방법이 제안되어 있다. 본 제안에서는 질화물의 고용을 위해 900℃ 이상 1200℃ 이하에서의 고주파 가열을 규정하고 있다. 그러나 질화물의 분해, 확산을 촉진시키는 N과의 친화성이 높은 원소의 첨가량이 부족하므로 고온 가열로 될 수밖에 없고, 그로 인해 강재 표면의 산화층의 생성이 현저해지고, 특히 굽힘 피로 강도가 현저하게 저하되는 것이 예측된다. 또한 두꺼운 철질소 화합물층을 형성하기 위한 방법이 고려되어 있지 않으므로, 높은 면압으로 양호한 면 피로 강도를 얻을 수는 없다.

특허문헌 3에서는, 고주파 켄칭과 가스 연질화를 조합함으로써 우수한 기계적 성질을 얻으려고 하는 기술이 제안되어 있다. 그러나 본 제안의 가스 연질화는 600℃ 이상의 고온이고, 철질소 화합물층은 얇고, 또한 그 중의 N 농도는 낮고, 고주파 켄칭시에 분해되어 확산되는 N량도 적다. 이 가스 연질화에서는 철질소 화합물층은 형성할 수 있어도, 두껍고 N 농도가 높은 질화층을 형성하는 것은 어렵기 때문에, 고주파 켄칭과의 조합에 의해서도, 템퍼링 연화 저항이 높고 면 피로 강도가 양호한 질화층을 형성할 수는 없다.

특허문헌 4에서는, 연질화 처리 후에 고주파 켄칭을 실시하는 것에 추가로, Mn과 S를 적성으로 밸런스를 맞추면서 기계적 강도와 피삭성을 양립하여 우수한 기계 구조용 부품이 제안되어 있다. 이 특허에 관해서도 특허문헌 1에 있어서의 과제와 마찬가지로, 고주파 켄칭시의 철질소 화합물층(고주파 켄칭 전은 ε 주체의 상)으로부터의 탈질 및 산화의 영향이 불가피하여, 이것에 기인하는 표면 조직의 불균일이 굽힘 피로 강도를 저하시키는 원인으로 되는 것이 우려된다.

특허문헌 5에서는 염욕 연질화 후에 화성 피막에 의한 산화 방지 처리를 실시하고, 후속되는 고주파 켄칭에서의 탈질 및 산화의 영향을 최대한 배제하여, 표면 조직의 균일을 도모하고, 굽힘 피로 강도를 향상시키고 있다. 단, 화성 피막에 의한 산화 방지 처리에는 한계가 있어, 고주파 켄칭에 의한 가열 최고 온도를 880℃로서 제한하고, 최고 가열 온도까지의 도달 시간을 0.6∼2.0초로 제한하는 등, 통상의 고주파 켄칭에서 필요로 하는 가열 최고 온도 900℃ 이상, 최고 가열 온도까지의 도달 시간 3초 이상과 비교하여 부득이하게 저온, 단시간의 켄칭을 한다. 그로 인해, 열처리 전에 모재를 사전 조질(켄칭에 의한 탄소 분포 균질화)할 필요가 있고, 경화층 깊이의 적정화(예를 들어 Hv550 이상의 영역을 표면으로부터 1.5㎜ 깊이까지 확보 등)가 어려운 것과 같은 면 피로 강도를 확보하기 위한 기술 과제가 있고, 성능, 경제성의 양면에서 적용할 수 있는 부품에 한계가 있다.

특허문헌 6에서는 고주파 켄칭시의 강재의 표면 산화를 억제할 목적에서 고주파 켄칭 분위기를 암모니아 가스 분위기, 불활성 가스 분위기, 환원성 가스 분위기 또는 그 조합, 혹은 저산소 분위기 또는 진공 분위기에서 실시하는 것이 특징이다. 이 방법은 표면 산화의 억제에는 유효하지만, 고주파 켄칭시의 탈질에 의한 상 변화(가열 중에 ε가 오스테나이트, 또한 켄칭에 의해 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트로 변화)는 불가피하여 표층부의 조직의 불균질화는 피할 수 없다. 또한, 고주파 켄칭에 있어서 분위기 제어를 행할 때, 작업 효율의 저하 등, 경제성 저하 등도 우려된다.

일본 특허 공개 평6-172961호 공보 일본 특허 공개 평7-90364호 공보 일본 특허 공개 제2007-77411호 공보 PCT/JP2010/050742호 공보 일본 특허 공개 제2009-280838호 공보 일본 특허 공개 제2011-032536호 공보

본 발명은, 상기한 실정을 감안하여, 질화와 고주파 켄칭을 조합한 열처리 프로세스에 있어서, 특히 고주파 켄칭의 열처리에 관하여, 특히 상기한 특허문헌 5에 기재되어 있는 제약 조건을 완화하면서, 산화, 탈질을 억제할 수 있는 조직과, 그 실현 방법을 발견하고, 높은 굽힘 및 면 피로 강도를 확보하는 것에 있다.

즉, 질화에만 의한 표면 경도 및 내부 경도가 낮은 결점을 보완하고, 또한 종래의 부품에서는 얻어지지 않는 높은 표면 경도, 내부 경도, 템퍼링 연화 저항, 피삭성을 가지면서, 높은 면 피로 강도와 굽힘 피로 강도가 우수한 고주파 켄칭 부품의 소형재와 그 제조 방법을 제공하는 것이다.

부품의 면 피로 강도 향상에는, 표면 경도의 향상, 적정한 경화층 깊이의 확보, 및 가동 중에 최대로 300℃ 정도까지 온도 상승하는 가동면에서의 고온 강도 유지를 위한 템퍼링 연화 저항의 향상이 유효하다.

표면 경도에 대해서는, C 농도로 0.35질량％ 이상을 갖는 강재에 대해 질소를 질화에 의해 침입시킨 상태에서 고주파 켄칭을 실시함으로써, 표면으로부터 50㎛ 깊이에 있어서 비커스 경도로 700Hv 이상의 경도를 얻을 수 있다. 질화를 실시하지 않고 고주파 켄칭을 하는 경우와 비교하여, 표면 경도는 비커스 경도로 30∼50Hv 이상 향상시킬 수 있다.

경화층 깊이는 고주파 켄칭 조건에서 제어한다. 단, 산화를 방지하는 화성 피막 처리를 실시해도, 고온 혹은 장시간 가열하는 경우에는, 고주파 켄칭시에 탈질 및 산화에 의한 표면 연화를 피할 수는 없다. 따라서, 고주파 켄칭 조건을 완화(켄칭시의 최고 도달 온도의 저감, 단시간 가열 등)하지 않는 한, 고주파 켄칭 후의 조직을 균질하게 할 수 없다. 고주파 켄칭 후의 조직이 불균질해지면, 표면의 경도가 불균일해지는 것에 추가로, 탈질, 산화에 의한 체적 변화에 기인하는 크랙의 형성 등에 의해 표면 성상이 원활하지 않게 되어, 굽힘 피로 강도를 저하시키는 요인으로 된다. 그러나, 본 발명 기술에서는 표층부의 철질소 화합물을 γ'(감마 프라임: Fe₄N) 주체의 철질소 화합물층으로 함으로써, 탈질과 산화를 억제한다. 이것에 부가하여, 고주파 켄칭 전에 수증기 분위기에서의 열처리를 행하여, 강재의 표면에 마그네타이트(Fe₃O₄)의 치밀한 산화막을 형성시킴으로써, 또한 탈질, 산화의 억제를 현저하게 강화시킨다. 또한 조건에 따라서는 철질소 화합물층의 박육화도 가해져, 굽힘 피로 강도의 향상을 살릴 수 있다.

기어 등의 동력 전달 부품의 가동면은, 윤활 환경하에 있어서도, 슬립 등에 의한 마찰에 의해 300℃ 전후의 온도가 상승한다. 이때, 강재는 템퍼링 효과에 의해 경도가 저하되어, 부품의 면 피로 강도가 저하되게 된다. 질화에 의해 표층부에 침입한 질소는, 이 연화를 방지하는 효과를 갖고 있다.

본 발명은, 상기한 지견에 기초하여 완성한 것이며, 그 발명의 요지는 이하와 같다.

(1) 본 발명의 제1 형태에 관한 고주파 켄칭 부품용 소형재는, 모재의 강의 화학 성분이, 질량％로, C:0.35∼0.6％, Si:0.02∼2.0％, Mn:0.35∼1.5％, Al:0.001∼0.5％, Cr:0.05∼2.0％, S:0.0001∼0.05％, N:0.003∼0.0120％, P:0.03％ 이하, O:0.0050％ 이하, B:0∼0.005％, W:0∼0.5％, Mo:0∼1.0％, V:0∼1.0％, Nb:0∼0.3％, Ti:0∼0.2％, Zr:0∼0.05％, Sb:0∼0.1％, Sn:0∼0.1％, Cu:0∼2.0％, Ni:0∼2.0％, Ca:0∼0.01％, Mg:0∼0.01％, Te:0∼0.1％, 잔부:철 및 불순물로 이루어지고, 표층부에 철질소 화합물층을 깊이 방향의 두께로 하여 0.1∼50㎛를 갖고 있고, 상기 철질소 화합물층에 있어서의 Fe 질화물인 γ'상의 체적률이 80％ 이상이다.

(2) 상기 (1)에 기재된 고주파 켄칭 부품용 소형재는, 상기 철질소 화합물층의 표면에 두께가 0.1∼5㎛인 마그네타이트의 피막을 더 가져도 된다.

(3) 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 고주파 켄칭 부품용 소형재는, 상기 모재의 강의 화학 성분이, 질량％로, B:0.0003∼0.005％, W:0.0025∼0.5％, Mo:0.05∼1.0％, V:0.05∼1.0％, Nb:0.005∼0.3％, Ti:0.005∼0.2％, Zr:0.0005∼0.05％ 중 1종 또는 2종 이상을 함유해도 된다.

(4) 상기 (1)∼(3) 중 어느 한 항에 기재된 고주파 켄칭 부품용 소형재는, 상기 모재의 강의 화학 성분이, 질량％로, Sb:0.0005∼0.1％, Sn:0.01∼0.1％, Cu:0.01∼2.0％, Ni:0.01∼2.0％ 중 1종 또는 2종 이상을 함유해도 된다.

(5) 상기 (1)∼(4) 중 어느 한 항에 기재된 고주파 켄칭 부품용 소형재는, 상기 모재의 강의 화학 성분이, 질량％로, Ca:0.0005∼0.01％, Mg:0.0005∼0.01％, Te:0.0005∼0.1％ 중 1종 또는 2종 이상을 함유해도 된다.

(6) 본 발명의 제2 형태에 관한 고주파 켄칭 부품은, 상기 (1)∼(5) 중 어느 한 항에 기재된 상기 소형재에 고주파 켄칭을 실시해도 된다.

(7) 본 발명의 제3 형태에 관한 고주파 켄칭 부품의 제조 방법은, 상기 (1)∼(5) 중 어느 한 항에 기재된 상기 소형재에 고주파 켄칭을 실시해도 된다.

(8) 상기 (6)에 기재된 고주파 켄칭 부품은, 상기 고주파 켄칭 부품의 표면으로부터 최대로 깊이 5㎛의 영역에서의, 원 상당 직경으로 0.5∼1㎛의 공공이 500개/㎟ 미만이어도 된다.

(9) 본 발명의 제4 형태에 관한 고주파 켄칭 부품용 소형재의 제조 방법은, 상기 (1), (3)∼(5) 중 어느 한 항에 기재된 상기 모재의 강의 화학 성분으로 이루어지는 강을 가스 질화 처리할 때, NH₃을 함유하는 분위기 가스의 조성을 조정하는 공정과, 질화 포텐셜 K_N이 하기 a식을 만족시키고, 또한 CO₂를 함유하지 않는 분위기 가스 중에서, 처리 온도가 500∼600℃에서 30분 이상의 가스 질화를 실시하는 공정을 가져도 된다.

여기서, K_N＝P_NH3/P_H2 ^3/2(P_NH3: 분위기 가스의 NH₃ 분압, P_H2: 분위기 가스의 H₂ 분압), T: 가스 질화 처리 온도(K)이다.

(10) 상기 (9)에 기재된 고주파 켄칭 부품용 소형재의 제조 방법은, 상기 가스 질화를 실시하는 공정 후, 450∼550℃의 수증기 분위기에서 30∼60분 가열하는 조건에서 열처리하는 공정을 가져도 된다.

(11) 본 발명의 제5 형태에 관한 고주파 켄칭 부품의 제조 방법은, 상기 (9) 또는 (10)에 기재된 제조 방법에 의해 얻어진 상기 소형재에 고주파 켄칭을 실시할 때, 상기 소형재의 표면 온도가 켄칭 온도－50℃에 도달하고 나서 켄칭까지의 가열 시간을 10초 이내로 하고, 상기 켄칭 온도를 850∼1000℃로 해도 된다.

본 발명의 상기 각 형태에 의하면, 자동차 등의 동력 전달 부품에 적용할 수 있는 높은 면 피로 강도, 굽힘 피로 강도를 가진, 기어, 무단 변속기, 등속 조인트, 허브, 베어링 등의 고주파 켄칭 부품의 소형재 및 그 제조 방법을 제공할 수 있고, 이에 의해 자동차의 고출력화 및 저비용화 등에 크게 기여한다.

도 1은 절결이 형성된 오노식 회전 굽힘 피로 시험에 제공한 시험편의 치수를 도시하는 도면이다.
도 2는 본 발명의 실시 형태에 있어서의, 질화 처리 강재의 층 구조를 도시하는 개략도의 일례이다.

본 발명은, 질화 처리에 의해, 동력 전달 부품의 소형재인 표층부에 Fe 질화물인 γ'(감마 프라임: Fe₄N)을 주체로 하는 철질소 화합물층(3)을 생성시켜, 고주파 켄칭시의 탈질의 억제 및 산화를 억제한다. 이것에 부가하여, 고주파 켄칭 전에 수증기 분위기에서 열처리를 행하여, 소형재의 표면에 마그네타이트(Fe₃O₄)의 치밀한 산화막을 형성시킴으로써, 또한 고주파 켄칭시의 탈질 및 산화를 보다 효과적으로 억제하고, 굽힘 피로 강도 및 이면 피로 강도를 향상시키는 것이다.

그리고, 본 발명은 질화 후에 고주파 켄칭을 실시함으로써, N 농도가 높은 질화층(1)을 깊게 형성하여, 경도 및 템퍼링 연화 저항을 향상시킬 수 있다. 이상의 지견을 바탕으로 발명을 완성한 것이다.

우선, 본 발명의 부품 및 그 소형재의 필수 첨가 성분의 규정 이유를 설명한다. 또한, 이하의 설명에 있어서, 화학 성분에 있어서의 질량％는, 단순히 ％라고 기재한다.

<C:0.35∼0.6％>

C는, 강의 강도를 얻기 위해 중요한 원소이며, 특히 고주파 켄칭의 전조직으로서의 페라이트 분율을 저감시키고, 고주파 켄칭시의 경화능을 향상시켜, 경화층 깊이를 크게 하기 위해 필요한 원소이다. 그러나, C 함유량이 0.35％ 미만에서는 페라이트 분율이 높아, 고주파 켄칭시의 경화가 부족하다. 따라서, C 함유량을 0.35％ 이상으로 한다. 바람직하게는 0.45％ 이상, 보다 바람직하게는 0.50％이다. 한편, 첨가량이 지나치게 많으면 피삭성이나 단조성을 현저하게 저해시키고, 또한 고주파 켄칭시에 켄칭 크랙이 발생할 가능성이 커지므로, C 함유량은 0.6％ 이하로 한다.

<Si:0.02∼2.0％>

Si는, 켄칭층의 템퍼링 연화 저항을 향상시킴으로써, 면 피로 강도를 향상시키는 효과가 있다. 그 효과를 얻기 위해, Si 함유량은 0.02％ 이상으로 한다. 바람직하게는 0.25％ 이상이다. 한편, Si 함유량이 2.0％를 초과하면 단조시의 탈탄이 현저해진다. 따라서, Si 함유량은 2.0％ 이하로 한다.

<Mn:0.35∼1.5％>

Mn은, 켄칭성 향상, 템퍼링 연화 저항 증대에 의해 면 피로 강도를 향상시키는 데 유효한 원소이다. 이 효과는 0.35％ 이상에서 얻어지므로, Mn 함유량을 0.35％ 이상으로 한다. 바람직하게는 0.6％ 이상이다. 또한, S는 강재의 표면에 농화되어, N의 침입을 저해하지만, Mn은 강 중의 S를 MnS로서 고정함으로써, 이 S에 의한 N의 침입 저해 효과를 방지하고, 질화에 의한 두꺼운 철질소 화합물층(3)의 형성을 촉진시킨다. 이러한 효과를 얻는 경우는, Mn/S≥70으로 하는 것이 바람직하다. 그러나 Mn 함유량이 1.5％를 초과하면, 모재(7)의 경도는 대폭 상승하여, 질화 전의 피삭성이 현저하게 열화된다. 이로 인해, Mn 함유량은 1.5％ 이하로 한다.

<Al:0.001∼0.5％>

Al은, 질화물로서 강 중에 석출 분산됨으로써, 고주파 켄칭 처리시의 오스테나이트 조직의 세립화에 유효하게 작용하고, 또한 켄칭성을 높여 경화층 깊이를 크게 하는 원소이다. 또한 피삭성 향상에도 유효한 원소이다. 그로 인해 Al 함유량을 0.001％ 이상으로 한다. 바람직하게는 0.01％ 이상이다. 또한 Al은, 질화시에 N과 화합물을 형성하여, 표층부의 N 농도를 높이는 효과가 있고, 면 피로 강도 향상에도 유효한 원소이다. 그로 인해 Al 함유량을 0.001％ 이상으로 한다. 그러나, Al 함유량이 0.5％를 초과하면, 고주파 가열시에 오스테나이트로의 변태가 완료되기 어려워, 만족스럽게 켄칭되지 않게 되므로, Al 함유량은 0.5％ 이하로 한다.

<Cr:0.05∼2.0％>

Cr은, 질화 특성과 템퍼링 연화 저항을 향상시켜, 면 피로 강도가 향상되는 효과가 있다. 이 효과는 0.05％ 이상에서 얻어지므로, Cr 함유량을 0.05％ 이상으로 한다. 바람직하게는 0.2％ 이상이다. 더욱 바람직하게는 0.4％ 이상이다. 단, Cr 함유량이 2.0％를 초과하면 피삭성이 악화되므로, Cr 함유량은 2.0％ 이하로 한다. 또한, Sn을 첨가한 경우에는, Cr 함유량은 0.05％ 이상이면 부식 환경하에서의 면 피로 강도가 더욱 향상된다.

<S:0.0001∼0.05％>

S는 피삭성을 향상시키는 효과가 있다. 한편, S는, 강재의 표면에 농화됨으로써 질화시에 N의 강재에의 침입을 방해하는 질화를 저해시키는 원소이다. S 함유량이 0.05％를 초과하면 질화의 저해는 현저해지고, 또한 단조성도 현저하게 열화된다. 따라서, 피삭성 향상을 위해, S 함유량은, S를 함유시켰다고 해도 0.05％ 이하에 그쳐야 한다. 한편, S 함유량의 하한은, 공업적 한계인 0.0001％로 한다.

<N:0.003∼0.0120％>

다량의 N은 경도를 상승시키고, 또한 Al과 화합하여 AlN을 생성하여, 피삭성 향상에 유효한 고용 Al을 감소시켜 버린다. 그로 인해 피삭성은 열화된다. 또한 고온 영역의 연성을 저하시키고, 또한 조대 AlN이나 조대 BN이 생성됨으로써, 모재(7)를 현저하게 취화시킨다. 그로 인해, 압연이나 단조시에 균열을 발생시킨다. 따라서, N 함유량은, 0.0120％ 이하로 제한할 필요가 있다. 한편 N은, 각종 질화물을 형성하여 고주파 가열시의 오스테나이트 조직의 세립화에 유효하게 작용한다. 그로 인해, N 함유량은, 0.003％ 이상으로 한다.

<P:0.03％ 이하>

P는 불순물로서 함유되고 입계에 편석되어 인성을 저하시키므로 최대한 저감 할 필요가 있으며, 적을수록 바람직하고, P 함유량은 0.03％ 이하로 제한할 필요가 있다. P 함유량의 하한은, 공업적 한계인 0.0001％로 한다.

<O:0.0050％ 이하>

O는, Al₂O₃이나 SiO₂ 등의 산화물계 개재물로서 강 중에 존재하지만, O가 많으면 상기 산화물이 대형화되어 버려, 이것을 기점으로 하여 동력 전달 부품의 파손에 이르므로, O는 적을수록 바람직하고, O 함유량을 0.0050％ 이하로 제한할 필요가 있다. O 함유량은 0.0020％ 이하가 바람직하고, 0.0015％ 이하가 더욱 바람직하다. O 함유량의 하한은, 공업적 한계인 0.0001％로 한다.

다음으로, 임의로 첨가하는 선택 성분의 규정 이유에 대해 설명한다.

[강재 강화 원소]

본 발명의 부품 및 그 소형재는, 다음에 나타내는, 강재 강화 원소 중 1종 또는 2종 이상을 더 첨가할 수 있다.

<B:0∼0.005％>

B는, 강 중의 N과 결합함으로써, BN으로서 석출되어 피삭성 향상에 기여한다. 고주파 가열시에 BN이 분해되어 B로 되어, 켄칭성을 크게 향상시킴으로써, 면 피로 강도 향상에 기여한다. B 첨가의 효과를 확실하게 얻기 위해, B 함유량은 0.0003％ 이상이 바람직하다. 단, B 함유량이 0.005％를 초과해도 그 효과는 포화되고, 또한 압연이나 단조시의 균열의 원인도 되므로, B 함유량을 0∼0.005％로 한다.

<W:0∼0.5％>

W는, 켄칭성 향상에 의해 면 피로 강도가 향상되는 원소이다. W 첨가의 효과를 확실하게 얻기 위해, W 함유량은 0.0025％ 이상이 바람직하다. W 함유량이 0.5％를 초과하면 피삭성이 열화되므로, W 함유량을 0∼0.5％로 한다. 한편, W에 의한 켄칭성 향상 효과를 보다 확실하게 얻기 위해, W 함유량은 0.01％ 이상이 바람직하고, 더욱 바람직하게는 0.03％ 이상이다.

<Mo:0∼1.0％>

Mo는, 첨가하면 켄칭층의 템퍼링 연화 저항을 향상시킴으로써, 면 피로 강도가 향상되는 효과에 부가하여, 켄칭층을 강인화하여 굽힘 피로 강도를 향상시키는 효과도 있다. Mo 첨가의 효과를 확실하게 얻기 위해, Mo 함유량은 0.05％ 이상이 바람직하다. 단, Mo 함유량이 1.0％를 초과하여 첨가해도 그 효과는 포화되어 경제성을 손상시키므로, Mo 함유량을 0∼1.0％로 한다.

<V:0∼1.0％>

V는, 첨가함으로써 질화물로서 강 중에 석출 분산됨으로써, 고주파 켄칭 처리시의 오스테나이트 조직의 세립화에 유효하다. V 첨가의 효과를 확실하게 발휘시키기 위해, V 함유량은 0.05％ 이상의 첨가가 바람직하다. 그러나, V 함유량이 1.0％를 초과하여 첨가해도 그 효과는 포화되어 경제성을 손상시키므로, V 함유량을 0∼1.0％로 한다.

<Nb:0∼0.3％>

Nb는, 첨가함으로써 질화물로서 강 중에 석출 분산됨으로써, 고주파 켄칭 처리시의 오스테나이트 조직의 세립화에 유효하다. Nb 첨가의 효과를 확실하게 발휘시키기 위해, Nb 함유량은 0.005％ 이상의 첨가가 바람직하다. 그러나, Nb 함유량이 0.3％를 초과하여 첨가해도 그 효과는 포화되어 경제성을 손상시키므로, Nb 함유량을 0∼0.3％로 한다.

<Ti:0∼0.2％>

Ti는, 질화물로서 강 중에 석출 분산됨으로써, 고주파 켄칭 처리시의 오스테나이트 조직의 세립화에 유효하게 작용한다. Ti 첨가의 효과를 확실하게 발휘시키기 위해, Ti 함유량은 0.005％ 이상이 바람직하다. 그러나, Ti 함유량이 0.2％를 초과하면 석출물이 조대화되어 강을 취화시키므로, Ti 함유량을 0∼0.2％로 한다.

<Zr:0∼0.05％>

Zr은, 질화물로서 강 중에 석출 분산됨으로써, 고주파 켄칭 처리시의 오스테나이트 조직의 세립화에 유효하게 작용한다. Zr 첨가의 효과를 확실하게 발휘시키기 위해, Zr 함유량은 0.0005％ 이상이 바람직하다. 그러나, Zr 함유량이 0.05％를 초과하면 석출물이 조대화되어 강을 취화시키므로, Zr 함유량을 0∼0.05％로 한다.

[산화 억제에 의한 굽힘 피로 강도 향상 원소]

본 발명의 부품 및 그 소형재는, 다음에 나타내는, 산화 억제에 의한 굽힘 피로 강도 향상 원소 중 1종 또는 2종 이상을 더 첨가할 수 있다.

<Sb:0∼0.1％>

Sb는, 표면 편석 경향이 강한 원소이며, 외부로부터의 산소의 흡착에 의한 산화를 방지하는 데 유효한 원소이다. Sb의 산화 방지 효과를 확실하게 발휘시키기 위해, Sb는 0.0005％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. 그러나, Sb 함유량이 0.1％를 초과하면 그 효과는 포화되므로, 효율성을 고려하여 Sb 함유량을 0∼0.1％로 한다.

<Sn:0∼0.1％>

Sn은, 단독 또는 Cr과의 복합 첨가에 의해, 내식성이 향상된다. Sn 첨가의 내식성 향상 효과를 확실하게 발휘시키기 위해, Sn 함유량은 0.01％ 이상이 바람직하다. 또한 Sn의 상한의 농도를 설정하는 이유는, Sn의 다량 첨가에 의해 열간 연성이 저하되어, 강재 제조시의 주조, 압연에 의해 흠집을 발생시키는 원인으로 되는 경우가 있기 때문이다. 그로 인해, Sn 함유량을, 열간 연성의 저하가 허용 범위인 0∼0.1％로 설정한다.

<Cu:0∼2.0％>

Cu는, 산화의 진행에 수반하여 강재 표면에 농화되어, 후속의 산화 반응을 억제하는 효과가 있다. Cu 첨가의 효과를 확실하게 발휘시키기 위해, Cu 함유량은 0.01％ 이상의 첨가가 바람직하다. 한편, Cu 함유량을 2.0％를 초과하여 첨가해도, 기계적 성질의 점에서는 효과가 포화되므로, Cu 함유량을 0∼2.0％로 한다. 특히 열간 연성을 저하시켜, 압연시의 흠집의 원인으로 되기 쉽다.

<Ni:0∼2.0％>

Ni는, Cu와 마찬가지로 첨가하면 산화의 진행에 수반하여 강재 표면에 농화되어, 후속의 산화 반응을 억제하는 효과가 있다. Ni 첨가의 효과를 확실하게 발휘시키기 위해, Ni 함유량은 0.01％ 이상의 첨가가 바람직하다. 한편, Ni 함유량이 2.0％를 초과하는 Ni 첨가에서는, 피삭성이 악화되므로, Ni 함유량을 0∼2.0％로 한다. 또한, Ni는, 열간 연성을 개선시키는 원소로서 기능하고, Cu나 Sn을 첨가한 경우의 열간 연성 저하를 억제시킨다. 그 효과는, Sn과 Cu를 포함한 하기 2식을 만족시키는 것이 바람직하다.

[황화물 미세화에 의한 굽힘 피로 강도 향상 원소]

본 발명의 부품 및 그 소형재는, 부품에서 굽힘 피로 강도의 향상도 요구되는 경우에, 다음에 나타내는, 황화물 미세화에 의한 굽힘 피로 강도 향상 원소를 더 첨가할 수 있다.

<Ca:0∼0.01％>

<Mg:0∼0.01％>

<Te:0∼0.1％>

Ca, Mg, Te는, MnS의 연신을 억제하여, 한층 굽힘 피로 강도를 향상시키는 원소이다. 그러나, 각 원소에서 상기 양을 초과하여 함유시켜도 그 효과는 포화되어 경제성을 손상시키므로, 각각 Ca 함유량을 0∼0.01％, Mg 함유량을 0∼0.01％, Te 함유량을 0∼0.1％로 한다. 그리고, MnS의 연신을 억제시키는 효과를 확실하게 얻기 위해, 각각 Ca 함유량을 0.0005％, Mg 함유량을 0.0005％, Te 함유량을 0.0005％를 하한으로 하는 것이 바람직하다.

또한, 본 발명의 고주파 켄칭 부품 및 그 소형재에 있어서의 잔부, 즉, 상술한 각 원소 이외의 성분은, 철 및 불순물이다. 여기서, 불순물이라 함은, 강재를 공업적으로 제조할 때, 광석 혹은 스크랩 등과 같은 원료, 또는 제조 공정의 다양한 환경으로부터 혼입되는 성분이며, 본 발명에 악영향을 미치지 않는 범위에서 허용되는 것을 의미한다.

질화시에 표층부에 생성되는 철질소 화합물층(3)은 γ'상(감마 프라임:Fe₄N)과 ε상(Fe_2-3N)이다. ε상 중의 N의 확산은 γ'상 중의 N의 확산과 비교하여, 약 30배 빠르다. ε상 중에서는, N의 확산 속도가 빠르므로, 철질소 화합물층(3)으로부터 외부 분위기로의 N의 방산, 이른바 탈질이 현저해진다. 한편, γ'상 중의 N의 확산이 느리므로, 탈질은 일어나기 어렵다. 따라서, 질화시의 철질소 화합물층(3)은 γ'상이 주체로 되어 구성하는 조직으로 하는 것이 바람직하고, ε상이 일부 존재하는 경우도 철질소 화합물층(3) 내에 소량, 또한 분산되는 것이 바람직하다.

이러한 효과를 얻기 위해서는, 상기 철질소 화합물층(3)에 있어서의 Fe 질화물인 γ'상의 체적률을 80％ 이상으로 할 필요가 있다. 탈질 방지의 효과는 철질소 화합물층(3)의 두께가 0.1㎛ 이상 존재하면 충분하다. 또한, 철질소 화합물층(3)의 두께는 50㎛를 초과해도 문제는 없지만, 50㎛ 초과의 철질소 화합물층(3)을 층상으로 생성시키기 위해서는 공업적으로 많은 시간을 필요로 한다. 따라서, 질화 후의 철질소 화합물층(3)의 두께를 0.1∼50㎛로 하였다.

질화시의 철질소 화합물층(3)을 γ'상이 주체인 철질소 화합물층(3)으로 하기 위해서는, 질화 처리 온도에서의 질화 포텐셜을 제어하는 것이 가장 중요하다. 종축에 질화 포텐셜, 횡축에 온도를 취하고, 질화 처리시의 질화 포텐셜, 온도 조건에서 생성되는 질화물의 상태를 나타내는 도면, 즉 철-질소 2원계의 온도와 질화 포텐셜에 의해 생성되는 상을 나타내는 평형 상태도로서, 레흐러선도(문헌 「철의 질화와 연질화」아그네 기술 센터간 p131)가 알려져 있다. 일반적으로 질화 포텐셜을 상승시키면, 강 중에 질화물이 석출된 상태로부터 γ'상으로, γ'상으로부터 ε상으로 평형 상태로 존재하는 상이 변화된다. 이것으로부터, 본 발명자는, 철질소 화합물층(3)을 γ'상이 주체인 철질소 화합물층(3)으로 하기 위해서는 ε상을 생성시키고 있던 종래의 질화 조건보다도 질화 포텐셜을 낮게 유도하는 것이 유효한 것을 알았다. 또한 γ'을 생성시키는 질화 포텐셜은 레흐러선도로부터 명백한 바와 같이, 질화 처리 온도에 의해 변화된다. 따라서, 본 발명의 소형재는, 상기한 화학 성분으로 이루어지는 강을 가스 질화 처리할 때, NH₃을 함유하는 분위기 가스의 조성을 조정하고, 가스 질화 처리 중의 질화 포텐셜 K_N이 하기 a식을 만족시키고, 또한 CO₂를 함유하지 않는 분위기 가스 중에서, 처리 온도 500∼600℃에서 30분 이상 유지하는 조건에 의해 질화를 행하는 방법(본 발명의 가스 질화 처리 방법)을 채용함으로써 얻을 수 있다.

여기서, K_N＝P_NH3/P_H2 ^3/2(P_NH3: 분위기 가스의 NH₃ 분압, P_H2: 분위기 가스의 H₂ 분압), T: 가스 질화 처리 온도(K)이다. a식은, 레흐러선도의 α/γ', γ'/ε 경계선을 수치화하고, 근사식으로서 정식화한 것이다.

질화 포텐셜을 a식으로 나타내는 범위에서 제한한 것은, 앞서 언급한 레흐러선도에서의 γ'상 안정 영역을 바탕으로, γ'상이 공업적으로 안정적으로 존재하는 영역을 실험적으로 구한 결과를 반영시키고 있다.

CO₂를 함유하지 않는다고 한 이유는, CO₂를 함유하면, 침탄 반응이 발생하고, 표층부에 질화 화합물에 부가하여 시멘타이트가 생성되어, 피로 강도가 저하되기 때문이다.

처리 온도를 500∼600℃로 한 이유는, 600℃를 초과하면, ε 질화물이 생성되기 쉬워지므로 γ' 질화물이 생성되기 어려워, 철질소 화합물층(3)을 γ'상이 주체인 철질소 화합물층(3)으로 할 수 없게 된다. 한편, 500℃ 미만에서는, 질화 반응이 진행되지 않아 장시간의 처리가 필요해지기 때문이다. 또한, 질화 처리 시간을 30분 이상으로 한 이유는, 질화 처리에 수반되는, 강재 중으로의 질소의 침입을 충분히 행하기 위함이다. 충분한 질화 처리를 실시한 후, 고주파 켄칭을 실시함으로써, 면 피로 강도는 현저하게 향상된다. 질화 처리 시간의 상한에 대해서는, 특별히 한정되는 것은 아니지만, 산업상의 생산 효율을 추구하는 데 있어서, 지장을 초래하지 않는 범위가 바람직하며, 약 48시간 정도가 바람직하다.

다음으로, 바람직한 소형재의 제조 방법의 형태로서, 가스 질화 처리 후에 행하는 산화 피막 처리의 조건에 대해 설명한다.

산화 피막 처리에는 몇 가지의 방법이 있지만, 본 발명에서는 치밀한 산화물인 마그네타이트(Fe₃O₄)를 생성시키는 것을 특징으로 하고 있다. 마그네타이트를 강재 표면에 생성시켜 강재를 피복함으로써, 특히 탈질의 억제 효과가 발휘되어, 탈질에 기인하는 표층부의 연화를 방지할 수 있다. 이 마그네타이트 피복을 실현하는 방법에는, 수증기 분위기에서 450∼550℃로 가열한다. 가열 조건은 일반적으로 500℃ 전후에서 30∼60분 유지함으로써, 약 1∼2㎛의 두께의 마그네타이트 피막(2)을 생성시키는 것이 가능하다. 여기서, 마그네타이트 피막(2)은 최저라도 0.1㎛ 이상의 두께가 확보되면 탈질을 억제하는 데 충분하다. 그로 인해, 마그네타이트 피막(2)의 두께의 최소값을 0.1㎛로 하였다. 또한, 마그네타이트 피막(2)은 두꺼워도 지장은 없지만, 두께를 증가시키는 처리를 실시하기 위해서는, 처리 시간이 장기화되어, 생산 효율이 저하되는 것이 생각되므로, 마그네타이트 피막(2)의 두께의 최대값을 5㎛로 하였다.

다음으로, 고주파 켄칭의 조건에 대해 설명한다.

표층부의 철질소 화합물층(3)을 γ'상이 주체인 철질소 화합물층(3)으로 되도록 생성시킨 경우, ε상이 주체인 철질소 화합물층(3)으로 되도록 생성시킨 경우보다도, 고주파 켄칭시에는 표층부의 탈질, 산화 및 표면 성상의 원활함은 개선되는 방향을 향한다. 그러나, 탈질 및 산화를 완전히 억제할 수는 없는 경우가 있다.

그 때문에, 본 발명의 소형재의 고주파 켄칭은, 켄칭 온도를 850∼1000℃로 하고, 그 켄칭 온도－50℃에 도달한 후, 켄칭까지의 가열 시간을 10초 이내로 하는 것이 바람직하다. 여기서 가열 시간이라 함은, 표면의 온도가 켄칭시에 도달하는 최고 가열 온도를 기준으로 하여, 50℃ 낮은 온도에 도달하고 나서 유지되는 시간이며, 이 가열 시간은 표층부의 탈질, 산화에 영향을 미친다. 가열 온도가 높을수록 표층부의 탈질, 산화가 발생하기 쉬워진다.

소형재의 표면 온도가, 켄칭 온도－50℃에 도달하고 나서 켄칭 온도까지의 가열 시간이 10초를 초과한 경우는, 표층부의 탈질, 산화가 현저해져 표면 성상의 원활함은 충분히 확보되지 않아, 굽힘 피로 강도는 향상되지 않는다. 원하는 두께의 켄칭층을 얻기 위해서는, 표층부를 오스테나이트화하는 시간이 필요하고, 상기 가열 시간은 0.5초 이상인 것이 바람직하다. 또한, 켄칭 온도가 1000℃를 초과한 경우에도, 표층부의 탈질, 산화가 현저해져, 표면 성상의 원활함은 충분히 확보되지 않아, 굽힘 피로 강도는 향상되지 않는다. 또한, 켄칭 온도가 850℃ 미만인 경우는, 고주파 켄칭에 의해 소형재에 충분한 켄칭을 실시할 수 없어, 초석 페라이트가 출현하고, 표면 경화층의 경도가 불균일해져, 굽힘 피로 강도는 향상되지 않는다.

질화 처리된 소형재를 고주파 켄칭하면, 표층부에 공공이 발생하는 경향이 있다. 공공은, 반복 굽힘 응력을 부가한 때의 피로 파괴 기점으로 되고, 또한 균열 전파의 원인으로 된다. 따라서, 고주파 켄칭 부품의 표층부의 공공의 생성은 최대한 방지하는 것이 바람직하다. 그로 인해, 고주파 켄칭 부품의 표층부, 즉 표면으로부터 깊이 5㎛까지의 영역에서의, 원 상당 직경으로 0.5㎛∼1㎛의 공공이 500개/㎟ 미만인 것으로 하였다.

공공이 생성되는 것은 주로 다음의 2가지의 원인이 생각된다. 먼저 첫 번째로, 질화시에 철질소 화합물층(3)에 N이 침입하고, 그 후, 냉각에 수반하여 고용 한계를 초과한 N이 가스화되어 공공을 형성한다. 두 번째로, 고주파 켄칭에서의 가열시에 철질소 화합물층(3)으로부터의 탈질, 및 동시에 일어나는 내부 산화에 의해 공공을 형성한다.

따라서, 공공의 개수를 제한하기 위해서는, 과잉의 N의 침입을 억제하는 것이 바람직하고, 구체적으로는, 철질소 화합물층(3)의 화합물 조성 자체가 N 농도가 낮은 것인 것, 즉, 철질소 화합물층(3)은 ε상 주체의 철질소 화합물층(3)보다도 γ'상 주체의 철질소 화합물층(3)이 바람직하다. 또한, ε상 중의 N의 확산은 γ'상 중의 N의 확산과 비교하여, 약 30배 빠르다. ε상 중에서는, N의 확산 속도가 빠르므로, 철질소 화합물층(3)으로부터 외부 분위기로의 N의 방산, 이른바 탈질이 현저해진다. 이 점으로부터도, 공공의 개수를 제한하기 위해서는, 철질소 화합물층(3)은 ε상 주체의 철질소 화합물층(3)보다도 γ'상 주체의 철질소 화합물층(3)이 바람직하다.

그리고, 전술한 바와 같이 질화 처리에 있어서 γ'이 생성되기 쉬운 조건(질화 온도, 질화 포텐셜)을 선택함으로써, 이러한 표층부에 공공이 적은 고주파 켄칭 부품을 얻을 수 있다.

실시예

이하에 본 발명을 실시예에 의해 구체적으로 설명한다. 실시예에서의 조건은, 본 발명의 실시 가능성 및 효과를 확인하기 위해 채용한 일 조건예이며, 본 발명은 이 일 조건예에 한정되는 것은 아니다. 본 발명은, 본 발명의 요지를 일탈하지 않고, 본 발명의 목적을 달성하는 한에 있어서, 다양한 조건을 채용할 수 있는 것이다.

표 1A, 표 1B, 표 1C 및 표 3에 나타내는 화학 조성을 갖는 강재를 제작하였다. 표 1A, 표 1B, 표 1C 및 표 3에 나타내는 화학 조성을 갖는 주조편을 판 두께 80㎜의 시험재로 절삭 가공하고, 중심부에 열전대를 장착한 것을 사용하였다. 이들 시험재를, 1050℃의 전기로에 장입하고, 시험편 중심부가 1045℃에 도달한 후 30분간 후에 노로부터 취출하여, 표면 온도가 1000℃로 된 시점에서 압연 가공하였다. 압연 가공은, 3패스 연속으로 행하고, 판 두께 80㎜로부터 64㎜, 51㎜, 41㎜로 하고, 공냉에 의해 실온까지 냉각하여 강재를 제작하였다. 단, 강 번호 bh에 대해서는, Sn을 과잉으로 첨가하였기 때문에, 강재 제조 단계에서의 흠집의 발생이 현저하여, 제조성에 과제가 있으므로, 이후의 특성 평가를 실시하지 않았다. 또한 압연 가공에 의해 깨진 수준은, 깨진 시점에서 시험을 중단하고, 그 외에는, 냉각 후, 압연재의 단면을 잘라내어 표면 흠집을 관찰하였다. 흠집 판정은, 깊이 100㎛ 이하를 흠집 없음, 100㎛ 초과를 흠집 있음으로 하였다. 이상의 실험 결과를 표 1C 및 표 3에 나타내지만, 표 1C에 대해서는 모두 흠집 없음이라고 판단하고, 기계 특성의 평가를 진행하였다. 한편, 표 3의 강 번호 bh에 대해서는 흠집 있음이라고 판정하였다.

면 피로 강도 평가를 위한 롤러 피칭 피로 시험편용으로, 판 두께 41㎜의 판형 강재로부터, 직경 26㎜, 폭 28㎜의 원통부를 갖는 소 롤러 시험편과, 직경 130㎜, 폭 18㎜의 대 롤러 시험편을 잘라내어, 제작하였다. 또한 템퍼링 연화 저항 조사용으로 직경 26㎜, 길이 100㎜의 원통 시험편도 제작하였다.

소 롤러 시험편 및 대 롤러 시험편에 대해서는, 실시예 A로서 질화 처리(각 온도, 각 시간 조건에서의 질화 후, N₂ 가스 냉각, 질화 가스 조성: N₂＋NH₃ 유량 조정에 의해 질화 포텐셜을 제어)를 실시하고, 고주파 켄칭(주파수 100㎑)을 실시하였다. 실시예 B로서, 실시예 A에서 질화 처리를 실시한 후, 450∼550℃의 수증기 분위기에서 30∼60분 가열하는 열처리, 그것에 계속해서 고주파 켄칭(주파수 100㎑)을 실시하였다. 고주파 켄칭시의 냉매는 수돗물 또는 폴리머 켄칭제를 사용하였다. 그 후, 150℃에서 1hr의 템퍼링 처리를 행하였다.

또한, 굽힘 피로 강도 평가를 위한 절결이 형성된 오노식 회전 굽힘 피로 시험편용으로는, 도 1에 나타내는 치수로 환형 V자형 절결 형상의 시험편을 제작하고, 상기에 나타내는 롤러 피칭 피로 시험편과 마찬가지의 조건에서 질화 처리, 고주파 켄칭 및 템퍼링, 혹은 질화 처리, 수증기 분위기에서의 열처리, 고주파 켄칭 및 템퍼링을 행하였다.

도 2에 나타내는 바와 같이, 이 중 질화 처리에서는, 그 처리 조건에서 표층부에 철질소 화합물층(3)이 형성되고, 그 내부에 질소 확산층(4)이 형성된다. 철질소 화합물층(3)은, 표면을 따라 거의 균질한 막 형상으로 되어 생성되어 성장하고, 모상(5)과는 명확한 상 경계(6)를 갖는다. 이 상 경계(6)의 표면으로부터의 깊이가 철질소 화합물층(3)의 두께이다. 이 철질소 화합물층(3)의 두께 및 철질소 화합물층(3) 중의 γ'상의 체적률은, 단면의 표층부에 대해 주사형 전자 현미경 내의 EBSD(Electron Back scatter Diffraction)에 의해 상에 ε, γ', 페라이트, 시멘타이트로 해석을 행하고, 그 결과 얻은 상 맵핑으로부터 측정, 계산한다. 또한, 철질소 화합물층(3)보다 내부에 있어서도 질소는 확산에 의해 침투되어, 질소 농도가 높은 영역이 존재한다. 질소 농도가 질화 전, 즉 모재(7)와 동일해질 때까지의 영역을 질화층(1)이라고 표현한다. 질화에 의해 침입한 질소의 영향을 받고 있지 않은 영역을 모재(7)라고 표현한다. 또한, 질소의 확산 침투 영역은 광학 현미경으로는 명확하게 구분할 수는 없고, 예를 들어 EPMA에 의한 선 분석에 의해 질소 농도를 측정하여 정량 평가한다. 철질소 화합물층(3) 및 질화층(1)은 모두 고온 처리 혹은, 장시간 처리할수록 두께가 증가하는 경향이 있고, 질화물 형성 원소의 첨가량이 많은 경우에는 두께가 감소하는 경향에 있다.

질화 처리 후, 수증기 분위기에서 열처리를 행함으로써, 최표층부, 즉 표면에 치밀한 마그네타이트 피막(2)을 형성시켜, 이후에 실시하는 고주파 켄칭시에 일어나는 탈질을 더욱 억제한다.

계속해서 실시하는 고주파 가열에 의해, 주로 γ' 화합물로 구성되는 표층부의 철질소 화합물층(3)은 γ'로부터 ε로 변태되지만, γ'의 단계에서는 탈질 및 산화는 거의 일어나지 않고, ε 변태 후 켄칭까지의 매우 짧은 시간 내에서 약간 탈질 및 산화가 발생한다. 그로 인해 켄칭 조직은 ε 그대로의 상태에서 동결된다.

고주파 켄칭 처리 후의 표층부에 존재하는 공공은, 전자 현미경을 사용하여 단면의 표면으로부터 깊이 5㎛의 영역을 관찰하여, 공공의 개수를 측정하였다.

강 중의 질소가 높아짐으로써, 150℃ 템퍼링 후의 경도, 300℃ 템퍼링 경도가 향상된다. 특히 롤러 피칭 피로 시험에서의 강재의 내구성은, 300℃ 템퍼링 경도와 정의 상관이 있는 것이 일반적으로 알려져 있다. 본 발명에서는, 300℃ 템퍼링 경도의 하한값을, 비커스 경도로 650으로 하여 목표를 정하였다.

300℃ 템퍼링 경도 측정 시험편을 소 롤러 시험편 및 대 롤러 시험편과 동일 조건에서 질화 처리를 행하여, 고주파 켄칭(주파수 100㎑)을 실시하였다(실시예 A). 실시예 A에서 질화 처리를 실시한 후, 450∼550℃로 가열하여, 30∼60분 유지하는 수증기 분위기에서의 열처리 조건에서, 마그네타이트 피막(2)을 표면에 실시한 후에 고주파 켄칭을 행하였다(실시예 B). 또한 그 후, 300℃에서 60분의 템퍼링 처리를 행한, 단면 절단 후, 표면으로부터 코어부로의 경도 분포를 비커스 경도계로 측정하였다. 또한, 켄칭한 표층부의 조직은 마르텐사이트이고, 코어부는 켄칭되지 않고, 페라이트-펄라이트 조직 그대로였다. 마그네타이트 피막(2)의 두께는, EPMA를 사용하여 표층부의 O 원소 맵핑을 작성하고, 그 맵핑 중의 표층부에 있어서의 O 농도가 높은 영역의 두께로서 측정하였다. 또한, 철질소 화합물층(3)의 두께는, 전술한 실시예와 마찬가지의 방법으로 측정하였지만, 마그네타이트 피막(2)과 철질소 화합물층(3)의 경계로부터, 상 경계(6)까지의 깊이를 철질소 화합물층(3)의 두께로 하였다.

표 2B, 표 6C에 나타내는 바와 같이, 실시예 1∼46, 70∼115의 발명예는, 모두 300℃ 템퍼링 경도로 목표로 하는 레벨을 만족시킨다.

상기한 열처리를 실시한 후, 대 롤러 시험편과 소 롤러 시험편을 사용하여 표준적인 면 피로 시험인 롤러 피칭 피로 시험을 행하였다. 롤러 피칭 피로 시험은, 소 롤러 시험편에 다양한 헤르츠 응력의 면압으로 대 롤러 시험편을 압박하여, 접촉부에서의 양 롤러 시험편의 주속 방향을 동일한 방향으로 하고, 슬립률을 -40％(소 롤러 시험편보다도 대 롤러 시험편의 쪽이 접촉부의 주속이 40％ 큼)로 하여 회전시켜 시험을 행하였다. 상기 접촉부에 윤활유로서 공급하는 기어유의 유온은 90℃로 하고, 대 롤러 시험편과 소 롤러 시험편의 접촉 응력을 3500㎫로 하였다. 시험 중단 횟수를 1000만회(10⁷회)로 하고, 소 롤러 시험편에 있어서 피칭이 발생하지 않고 1000만회의 회전수에 도달한 경우, 소 롤러 시험편의 내구성이 확보되었다고 판단하였다. 피칭 발생의 검출은 시험기에 비치되어 있는 진동계에 의해 행하고, 진동 검출 후에 양 롤러의 회전을 정지시켜 피칭의 발생과 회전수를 확인하였다.

또한, 회전 굽힘 피로 시험에 있어서는, JIS Z2274에 기재된 방법에 의거하여 실시하고, 1000만회의 회전수에 도달한 경우, 내구성이 충분하다는 판단으로 하고, 피로 한도 및 시간 강도를 구하는 방식으로 시험을 실시하였다. 특성 평가는 주로 피로 한도의 값의 고저로 판단하였다.

표 2B, 표 6C에 나타내는 바와 같이, 실시예 1∼46, 70∼115의 발명예는 모두 롤러 피칭 피로 시험에 있어서 3500㎫ 이상의 응력 조건에서 1000만회 내구를 확보하고 있다. 한편, 표 4B, 표 7B에 나타내는 실시예 47∼60, 116∼129의 비교예 중, 실시예 50, 52, 54, 55, 119, 121, 123, 124를 제외한 모든 비교예에 있어서 1000만회에 도달하기 전에 손상이 발생하여, 롤러 피칭 피로 시험에 있어서, 롤러 피칭 피로 내구성이 불충분하였다. 또한 실시예 54, 123에 대해서는, Sn의 상한을 초과하는 첨가에 기인하여 강재에 흠집이 다발하였으므로, 평가하지 않았다.

또한, 굽힘 피로 강도에 관하여, 실시예 1∼46의 발명예는 모두 절결이 형성된 오노식 회전 굽힘 피로 시험에 있어서, 700㎫의 응력 조건에 있어서 1000만회 내구를 확보하고 있다. 실시예 70∼115의 발명예는 모두 절결이 형성된 오노식 회전 굽힘 피로 시험에 있어서, 700㎫ 및 750㎫ 모든 응력 조건에 있어서 1000만회 내구를 확보하고 있다. 한편, 실시예 47∼60의 비교예 중, 실시예 54를 제외한 모든 실시예에 있어서 1000만회에 도달하기 전에 손상이 발생하여, 절결이 형성된 오노식 회전 굽힘 피로의 내구성이 불충분하였다. 실시예 116∼129의 비교예 중, 실시예 123을 제외한 모든 실시예에 있어서 1000만회에 도달하기 전에 손상이 발생하여, 절결이 형성된 오노식 회전 굽힘 피로의 내구성이 불충분하였다.

여기서 화학 성분에 관하여, 표 1A, 표 1B, 표 1C에 나타내는 강 번호 a∼at의 강은 모두 본 발명의 화학 성분 범위 내에 있다. 한편, 표 3에 나타내는 강 번호 ba∼bn의 강은, 어느 1개 또는 2개 이상의 본 발명에서 규정한 화학 성분 범위로부터의 일탈이 있다.

표 4A는, 표 3에 나타내어진 화학 성분의 강을 질화, 고주파 켄칭한 때의 조건을 나타낸다. 표 4A의 실시예 50, 52, 55는 표 3에 나타내는 화학 성분이 본 발명의 범위로부터 각각 일탈되어 있는 것에 부가하여, 가스 질화 처리 조건이 본 발명의 범위로부터 부적합하다. 그 결과, 표 4B에 나타내는 바와 같이 면 피로 강도 평가 및 굽힘 피로 강도 평가를 평가하는 데 있어서, 300℃ 템퍼링 경도가 높기 때문에, 롤러 피칭 피로 시험은, 내구였지만, 절결이 형성된 오노식 회전 굽힘 피로 시험은, 그 목표 레벨에 도달하기 이전에 손상이 발생하였다. 또한, 실시예 54는 표 3에 나타내는 Sn의 첨가량이 본 발명의 범위로부터 일탈되어 있는 것이 원인으로, 내구 평가 시험 전의 상태에서 흠집이 다발하였기 때문에, 부품에서의 흠집도 마찬가지로 다발한다고 생각되므로, 평가를 중단하였다.

표 7A는, 표 3에 나타내어진 화학 성분의 강을 질화, 수증기 분위기에서의 열처리, 고주파 켄칭한 때의 조건을 나타낸다. 표 7A의 실시예 119, 121, 124는 표 3에 나타내는 화학 성분이 본 발명의 범위로부터 각각 일탈되어 있는 것에 부가하여, 가스 질화 처리 조건이 본 발명의 범위로부터 부적합하다. 그 결과, 표 7B에 나타내는 바와 같이 면 피로 강도 평가 및 굽힘 피로 강도 평가를 평가하는 데 있어서, 300℃ 템퍼링 경도가 높기 때문에, 롤러 피칭 피로 시험은, 내구였지만, 절결이 형성된 오노식 회전 굽힘 피로 시험은, 그 목표 레벨에 도달하기 이전에 손상이 발생하였다. 또한, 실시예 123은 표 3에 나타내는 Sn의 첨가량이 본 발명의 범위로부터 일탈되어 있는 것이 원인으로, 내구 평가 시험 전의 상태에서 흠집이 다발하였기 때문에, 부품에서의 흠집도 마찬가지로 다발한다고 생각되므로, 평가를 중단하였다.

표 4B는, 표 3에 나타내어진 화학 성분의 강을 표 4A의 조건에서 열처리한 강재의 특성을 나타낸 표이다. 표 4B의 실시예 47, 51, 58, 60은, 표 3에 나타내는 화학 성분이 본 발명의 범위로부터 각각 일탈하므로, 300℃ 템퍼링시의 비커스 경도가 목표에 도달하지 않고, 롤러 피칭 피로 시험, 절결이 형성된 오노식 회전 굽힘 피로 시험 모두, 그 목표 레벨에 도달하기 이전에 손상이 발생하였다. 실시예 48, 49, 53은 표 3에 나타내는 화학 성분이 본 발명의 범위로부터 일탈하므로, 켄칭 부족으로 되어, 피로 내구에 필요한 표층부의 깊이까지 켄칭할 수 없었기 때문에, 롤러 피칭 피로 시험, 절결이 형성된 오노식 회전 굽힘 피로 시험 모두, 그 목표 레벨에 도달하기 이전에 손상이 발생하였다. 또한, 실시예 56, 57, 59는, 피로 내구에 나쁜 영향을 미치는 산화물, 황화물, 질화물 등의 정석출물이 다량으로 생성되었으므로, 롤러 피칭 피로 시험, 절결이 형성된 오노식 회전 굽힘 피로 시험 모두, 그 목표 레벨에 도달하기 이전에 손상이 발생하였다.

표 7B는, 표 3에 나타내어진 화학 성분의 강을 표 7A의 조건에서 열처리한 강재의 특성을 나타낸 표이다. 표 7B의 실시예 116, 120, 127, 129는, 표 3에 나타내는 화학 성분이 본 발명의 범위로부터 각각 일탈하므로, 300℃ 템퍼링시의 비커스 경도가 목표에 도달하지 않아, 롤러 피칭 피로 시험, 절결이 형성된 오노식 회전 굽힘 피로 시험 모두, 그 목표 레벨에 도달하기 이전에 손상이 발생하였다. 실시예 117, 118, 122는 표 3에 나타내는 화학 성분이 본 발명의 범위로부터 일탈하므로, 켄칭 부족으로 되어, 피로 내구에 필요한 표층부의 깊이까지 켄칭할 수 없었기 때문에, 롤러 피칭 피로 시험, 절결이 형성된 오노식 회전 굽힘 피로 시험 모두, 그 목표 레벨에 도달하기 이전에 손상이 발생하였다. 또한, 실시예 125, 126, 128은, 피로 내구에 나쁜 영향을 미치는 산화물, 황화물, 질화물 등의 정석출물이 다량으로 생성되었기 때문에, 롤러 피칭 피로 시험, 절결이 형성된 오노식 회전 굽힘 피로 시험 모두, 그 목표 레벨에 도달하기 이전에 손상이 발생하였다.

표 5A, 표 5B에 나타내어진 실시예 7, 9∼12, 61∼69의 화학 성분은, 본 발명의 화학 성분의 범위 내이다. 또한 가스 질화 조건 혹은 고주파 켄칭 조건이 본 발명에서 제시한 조건으로부터 벗어난 경우를, 실시예 61∼69의 비교예에 나타낸다. 실시예 61∼69의 강재는, 표 1A, 표 1B, 표 1C의 동일 강 번호의 강재를 사용하였다. 실시예 61∼67은 면 피로 강도가 내구 목표 1000만회 수명을 충족시키는 한편, 굽힘 피로 강도는 어느 경우에 있어서도 내구성 목표에 도달할 수 없었다. 실시예 68, 69는, 면 피로 강도와 굽힘 피로 강도가 모두 내구 목표에 도달할 수 없었다.

표 8A에 나타내어진 실시예 76, 78∼81, 130∼141의 화학 성분은, 본 발명의 화학 성분의 범위 내이다. 또한 가스 질화 조건 혹은 고주파 켄칭 조건이 본 발명에서 제시한 조건으로부터 벗어난 경우를, 실시예 130∼138의 비교예에 나타낸다. 실시예 130∼141의 강재는, 표 1A, 표 1B, 표 1C의 동일 강 번호의 강재를 사용하였다. 실시예 130∼136은, 면 피로 강도가 내구 목표 1000만회 수명을 만족시키는 한편, 굽힘 피로 강도는 어느 경우에 있어서도 내구성 목표에 도달할 수 없었다. 실시예 137은, 가스 질화 조건의 처리 시간이 짧음으로써, 철질소 화합물층(3)이 형성되지 않아, 면 피로 강도와 굽힘 피로 강도가 모두 내구 목표에 도달할 수 없었다. 실시예 138은, 가스 질화 조건의 처리 온도가 낮음으로써, 철질소 화합물층(3)이 형성되지 않고, 면 피로 강도와 굽힘 피로 강도가 모두 내구 목표에 도달할 수 없었다. 실시예 139는, 수증기 분위기에서의 열처리 온도가 높음으로써, 마그네타이트에 다수의 균열이 발생하여 균질한 피막이 형성되지 않아, 마그네타이트 피막(2)의 효과가 나타나지 않았다. 그로 인해, 750㎫의 응력 조건에 있어서 굽힘 피로 강도는 내구성 목표에 도달할 수 없었다. 실시예 140, 141은, 수증기 분위기에서의 열처리 온도가 낮거나, 혹은 열처리 시간이 짧기 때문에, 충분한 마그네타이트의 두께가 얻어지지 않았다. 그로 인해, 750㎫의 응력 조건에 있어서 굽힘 피로 강도는 내구성 목표에 도달할 수 없었다.

[표 1A]

[표 1B]

[표 1C]

[표 2A]

[표 2B]

[표 3]

[표 4A]

[표 4B]

[표 5A]

[표 5B]

[표 6A]

[표 6B]

[표 6C]

[표 7A]

[표 7B]

[표 8A]

[표 8B]

본 발명에 따르면, 자동차 등의 동력 전달 부품용에 적용할 수 있는 높은 면 피로 강도, 굽힘 피로 강도를 가진, 기어, 무단 변속기, 등속 조인트, 허브, 베어링 등의 고주파 켄칭 부품의 소형재 및 그 제조 방법을 제공할 수 있고, 이에 의해 자동차의 고출력화 및 저비용화 등에 크게 기여한다.

1 : 질화층
2 : 마그네타이트 피막
3 : 철질소 화합물층
4 : 질소 확산층
5 : 모상
6 : 상 경계
7 : 모재

Claims

모재의 강의 화학 성분이, 질량％로,
C:0.35∼0.6％,
Si:0.02∼2.0％,
Mn:0.35∼1.5％,
Al:0.001∼0.5％,
Cr:0.05∼2.0％,
S:0.0001∼0.05％,
N:0.003∼0.0120％,
P:0.03％ 이하,
O:0.0050％ 이하,
B:0∼0.005％,
W:0∼0.5％,
Mo:0∼1.0％,
V:0∼1.0％,
Nb:0∼0.3％,
Ti:0∼0.2％,
Zr:0∼0.05％,
Sb:0∼0.1％,
Sn:0∼0.1％,
Cu:0∼2.0％,
Ni:0∼2.0％,
Ca:0∼0.01％,
Mg:0∼0.01％,
Te:0∼0.1％,
잔부:철 및 불순물로 이루어지고,
표층부에 철질소 화합물층을 깊이 방향의 두께로 하여 0.1∼50㎛를 갖고 있고, 상기 철질소 화합물층에 있어서의 Fe 질화물인 γ'상의 체적률이 80％ 이상인 것을 특징으로 하는, 고주파 켄칭 부품용 소형재.
제1항에 있어서,
상기 철질소 화합물층의 표면에 두께가 0.1∼5㎛인 마그네타이트의 피막을 더 갖고 있는 것을 특징으로 하는, 고주파 켄칭 부품용 소형재.
제1항 또는 제2항에 있어서,
상기 모재의 강의 화학 성분이, 질량％로,
B:0.0003∼0.005％,
W:0.0025∼0.5％,
Mo:0.05∼1.0％,
V:0.05∼1.0％,
Nb:0.005∼0.3％,
Ti:0.005∼0.2％,
Zr:0.0005∼0.05％
중 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는, 고주파 켄칭 부품용 소형재.
제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 모재의 강의 화학 성분이, 질량％로,
Sb:0.0005∼0.1％,
Sn:0.01∼0.1％,
Cu:0.01∼2.0％,
Ni:0.01∼2.0％
중 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는, 고주파 켄칭 부품용 소형재.
제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 모재의 강의 화학 성분이, 질량％로,
Ca:0.0005∼0.01％,
Mg:0.0005∼0.01％,
Te:0.0005∼0.1％
중 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는, 고주파 켄칭 부품용 소형재.
제1항 내지 제5항 중 어느 한 항에 기재된 상기 소형재에 고주파 켄칭을 실시한 것을 특징으로 하는, 고주파 켄칭 부품.
제1항 내지 제5항 중 어느 한 항에 기재된 상기 소형재에 고주파 켄칭을 실시하는 것을 특징으로 하는, 고주파 켄칭 부품의 제조 방법.
제6항에 있어서,
상기 고주파 켄칭 부품의 표면으로부터 최대로 깊이 5㎛의 영역에서의, 원 상당 직경으로 0.5∼1㎛의 공공이 500개/㎟ 미만인 것을 특징으로 하는, 고주파 켄칭 부품.
제1항, 제3항 내지 제5항 중 어느 한 항에 기재된 상기 모재의 강의 화학 성분으로 이루어지는 강을 가스 질화 처리할 때,
NH₃을 함유하는 분위기 가스의 조성을 조정하는 공정과,
질화 포텐셜 K_N이 하기 a식을 만족시키고, 또한 CO₂를 함유하지 않는 분위기 가스 중에서, 처리 온도가 500∼600℃에서 30분 이상의 가스 질화를 실시하는 공정을 갖는 것을 특징으로 하는, 고주파 켄칭 부품용 소형재의 제조 방법.

여기서, K_N＝P_NH3/P_H2 ^3/2(P_NH3: 분위기 가스의 NH₃ 분압, P_H2: 분위기 가스의 H₂ 분압), T: 가스 질화 처리 온도(K)임.
제9항에 있어서,
상기 가스 질화를 실시하는 공정 후, 450∼550℃의 수증기 분위기에서 30∼60분 가열하는 조건에서 열처리하는 공정을 갖는 것을 특징으로 하는, 고주파 켄칭 부품용 소형재의 제조 방법.
제9항 또는 제10항에 기재된 제조 방법에 의해 얻어진 상기 소형재에 고주파 켄칭을 실시할 때, 상기 소형재의 표면 온도가 켄칭 온도－50℃에 도달하고 나서 켄칭까지의 가열 시간을 10초 이내로 하고, 상기 켄칭 온도를 850∼1000℃로 하는 것을 특징으로 하는, 고주파 켄칭 부품의 제조 방법.