KR20170118843A

KR20170118843A - 기소강 부품

Info

Publication number: KR20170118843A
Application number: KR1020177026347A
Authority: KR
Inventors: 다츠야 고야마; 마나부 구보타
Original assignee: 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤
Priority date: 2015-03-31
Filing date: 2016-03-31
Publication date: 2017-10-25
Also published as: CN107406943B; EP3279360B1; EP3279360A4; KR102006093B1; CN107406943A; US20180094345A1; EP3279360A1; JPWO2016159391A1; WO2016159391A1; EP3279360B8; JP6399213B2

Abstract

이 기소강 부품은 모재와 침탄층을 구비하는 기소강 부품이며, 상기 모재가 소정의 화학 조성을 갖고, 표면으로부터 0.1㎜ 깊이까지의 표층 영역에 있어서, 원 상당 직경 5 내지 50㎚의 Ti계 석출물의 개수 밀도가 0.5개/㎛² 이상이고, 상기 표층 영역에 있어서, 원 상당 직경이 50㎚ 이상 100㎚ 이하인 AlN의 개수 밀도가 0.5개/㎛² 이하이다.

Description

기소강 부품

본 발명은 기소강 부품에 관한 것이다.

본원은 2015년 3월 31일에, 일본에 출원된 일본 특허 출원 제2015-070701호에 기초하여 우선권을 주장하고, 그 내용을 여기에 원용한다.

기계 구조용 부품은 급격하게 큰 응력을 받음으로써 파손되는 경우가 있다. 특히, 차동 기어, 트랜스미션 기어 및 기어를 갖는 침탄 샤프트 등의 차량용 기어에서는 차량의 급발진 및 급정차 시의 부하에 의해, 디덴덤이 충격 파괴로 파손되는 경우가 있다. 이와 같은 현상을 방지하기 위해, 특히 차동 기어 및 트랜스미션 기어에 있어서는, 그 충격값(내충격 특성)의 향상이 한층 더 요망되고 있다. 이들 기계 구조용 부품의 충격값을 충분히 향상시킴으로써, 기계 구조용 부품에 사용되는 재료의 양을 감소시켜, 기계 구조용 부품의 경량화를 달성할 수 있다.

충격값을 향상시키기 위해서는, 결정립의 미세화가 유효한 것이 일반적으로 알려져 있다. 결정립의 미세화는 강 중에 석출물을 미세하고 또한 다량으로 형성함으로써 실현할 수 있다.

강 중에 석출물을 미세하고 또한 다량으로 석출시키는 종래의 기술에 대하여 이하에 설명한다. 예를 들어, 특허문헌 1에서는 침탄 시의 결정립 조대화 방지를 위해, 강 중에 AlN, 또는 AlN과 Nb(CN)를 분산시키는 기술이 제안되어 있다. 그러나, AlN은 열적 안정성이 낮으므로 강 중으로 용이하게 용체화되어 조대화되고, 강 중에 형성하는 다른 석출물보다도 조대한 석출물을 형성한다. 그로 인해, AlN은 결정립의 미세화 효과에 부족하다. 또한 Nb(CN)를 형성시키기 위해 필요한 Nb는, 미세한 Nb(CN)를 강 중에 형성할 수 있는 한편, 강재의 열간 연성을 저하시켜, 주조 시 및 열간 압연 시의 흠 발생의 원인이 되므로, 다량으로 함유시키는 것은 바람직하지 않다.

특허문헌 2에서는 열간 단조 후의 AlN 석출량을 저감함으로써 침탄 중에 미세한 AlN을 얻는 기술이 제안되어 있다. 그러나, AlN은 열적 안정성이 낮고 조대화되기 쉬우므로, 결정립의 미세화 효과는 부족하다.

상술한 바와 같이, 특허문헌 1 및 특허문헌 2의 개시 기술에서는 충격값이 우수하고, 또한 높은 열간 연성을 갖는 기소강 부품을 얻는다는 요구에는 충분히 따를 수 없었다.

일본 특허 제3738004호 공보 일본 특허 제3954772호 공보

상기의 과제를 감안하여, 본 발명은 제조성을 손상시키는 일 없이, 내충격 특성이 우수한 기소강 부품을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명의 요지는 이하와 같다.

(1) 본 발명의 일 형태에 관한 기소강 부품은, 모재와 침탄층을 구비하는 기소강 부품이며, 상기 모재의 화학 조성이 질량％로, C:0.16 내지 0.30％, Si:0.10 내지 2.00％, Mn:0.30 내지 2.00％, Cr:0.20 내지 3.00％, S:0.001 내지 0.100％, N:0.003 내지 0.010％, Ti:0.020 내지 0.200％, Nb:0.010％ 이상, 0.050％ 미만, B:0.0005 내지 0.0050％, Ni:0 내지 3.00％, Mo:0 내지 0.80％, Cu:0 내지 1.00％, Co:0 내지 3.00％, W:0 내지 1.00％, V:0 내지 0.30％, Pb:0 내지 0.50％, Ca:0 내지 0.0100％, Mg:0 내지 0.0100％, Zr:0 내지 0.0500％, Te:0 내지 0.1000％ 및 희토류 원소:0 내지 0.0050％를 함유하고, Al:0.010％ 이하, 0:0.0050％ 이하, P:0.025％ 이하로 제한하고, 잔부가 Fe 및 불순물이고, 표면으로부터 0.1㎜ 깊이까지의 표층 영역에 있어서, 원 상당 직경 5 내지 50㎚의 Ti계 석출물의 개수 밀도가 0.5개/㎛² 이상이고, 상기 표층 영역에 있어서, 원 상당 직경이 50㎚ 이상 100㎚ 이하인 AlN의 개수 밀도가 0.5개/㎛² 이하이다.

(2) 상기 (1)에 기재된 기소강 부품은, 상기 모재의 상기 화학 조성이 질량％로, Ni:0％ 초과 3.00％ 이하, Mo:0％ 초과 0.80％ 이하, Cu:0％ 초과 1.00％ 이하, Co:0％ 초과 3.00％ 이하, W:0％ 초과 1.00％ 이하 및 V:0％ 초과 0.30％ 이하로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유해도 된다.

(3) 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 기소강 부품은, 상기 모재의 상기 화학 조성이 질량％로, Pb:0％ 초과 0.50％ 이하, Ca:0％ 초과 0.0100％ 이하, Mg:0％ 초과 0.0100％ 이하, Zr:0％ 초과 0.0500％ 이하, Te:0％ 초과 0.1000％ 이하 및 희토류 원소:0％ 초과 0.0050％ 이하로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유해도 된다.

본 발명의 상기 형태에 의하면, 내충격 특성이 우수한 기소강 부품을 제공할 수 있다. 이 기소강 부품은 기계 구조용 부품에 사용되는 재료의 양을 감소시켜, 기계 구조용 부품의 경량화에 기여한다. 그로 인해, 본 발명에 의한 산업상의 효과는 매우 크다.

도 1은 본 실시 형태에 관한 기소강 부품의 침탄층의 개념도이다.
도 2는 Al양이 과잉인 강으로부터 얻어진 기소강 부품의 침탄층의 개념도이다.
도 3은 부적절한 침탄 처리에 의해 얻어진 기소강 부품의 침탄층의 개념도이다.
도 4는 침탄 처리 시의 온도 변화를 설명하는 그래프이다.
도 5는 충격값비를 평가하기 위해 사용되는 시험편의 측면도이다.

본 발명자들은 제조성을 손상시키는 일 없이, 열적 안정성이 높은 석출물을 강 부품의 표층에 존재시킴으로써, 우수한 내충격 특성을 갖는 기소강 부품을 실현하는 방법에 대하여 검토했다. 구체적으로는, 화학 조성과 침탄 재질 특성을 광범위하고 또한 계통적으로 변화시킨 강에 대하여 가스 침탄 및 충격 시험을 실시했다. 그 결과, 이하에 설명하는 지견이 얻어졌다.

본 발명자들은 침탄 후의 결정립 직경과 강 중의 석출물의 관계에 대하여 조사했다. 그 결과, 강 중의 석출물에 의한 침탄 후의 결정립 직경의 미세화 효과를 제어하는 요인은 가스 침탄에 있어서의 가열 시의 γ로의 역변태 시, 즉 700 내지 800℃의 승온 시에 있어서의 석출물의 분포 상태 및 침탄 가열 시의 온도 유지 중의 석출물의 안정성인 것을 알아내었다.

또한, 본 발명자들은 가스 침탄의 가열 중에, 침탄 가스 분위기에 포함되는 N₂ 가스가 분해되고, 강 중에 N가 침입하고, γ로의 역변태 시의 거동에 영향을 미치는 것을 알아내었다. 본 발명자들은 이 침입하는 N를 이용하여 결정립의 미세화를 행하는 방법을 검토하기 위해, 화학 성분 및 침탄 가열 조건의 영향에 대하여 예의 조사를 행하였다. 그 결과, 본 발명자들은 강 중에 0.010％를 초과하고 Al을 함유하는 경우는, 침입한 N와 Al이 반응하여 조대한 AlN을 만드는 한편, 강 중의 Al 함유량이 0.010％ 이하, 또한 강 중의 Ti 함유량이 0.020％ 이상인 경우에는, 강 중에 침입시킨 N는 조대한 AlN을 형성하지 않고, 또한 결정립이 미세화되고, 충격값이 향상되는 것을 알아내었다.

본 발명자들은 AlN이, TiC, (Ti, Nb)(C, N), TiN 및 Ti₄C₂S₂ 등의 Ti계 석출물, 특히 주로 Ti 및 N로 이루어지는 Ti계 석출물에 의한 결정립 미세화 효과를 방해하므로, 상술한 현상이 발생한 것으로 추측한다. 또한, 본 발명자들은 700 내지 800℃의 범위 내에 있어서의 평균 승온 속도가 5 내지 50℃/min인 경우에, Ti계 석출물 및 조대한 AlN의, 직경 및 개수 밀도를 최적화하고, 결정립을 미세화할 수 있는 것을 알아내었다.

또한, 본 발명자들은, Nb에 의한 열간 연성의 저하는 Nb 함유량을 0.050％ 미만으로 제한한 후, Ti 함유량을 0.020％ 이상으로 함으로써 억제할 수 있는 것을 알아내었다.

이하에, 상술한 지견에 기초하는 본 발명의 일 실시 형태에 관한 기소강 부품(본 실시 형태에 관한 기소강 부품)에 대하여 상세하게 설명한다.

본 실시 형태에 관한 기소강 부품은 모재와 침탄층을 구비한다. 본 실시 형태에 관한 기소강 부품은 소정의 화학 성분을 갖는 강을 가공하고, 이 강에 가스 침탄을 행함으로써 얻어진 것이다.

본 실시 형태에 관한 기소강 부품의 모재의 화학 성분(화학 조성)의 한정 이유에 대하여 설명한다. 모재의 화학 성분은 가공 전의 강과 동일하다. 이하, 합금 원소의 함유량에 관한 단위인 「％」는 「질량％」를 나타낸다.

(C:0.16 내지 0.30％)

C 함유량은 기소강 부품의 코어부(모재)의 강도를 결정하고, 또한 유효 경화층 깊이에도 영향을 미친다. 필요한 코어부 강도를 확보하기 위해, C 함유량의 하한을 0.16％로 한다. 한편, C 함유량이 너무 많으면 절삭 가공 및 냉간 가공 시의 효율이 저하된다. 그로 인해, C 함유량의 상한을 0.30％로 한다. C 함유량의 바람직한 하한은 0.18％이고, 더욱 바람직한 하한은 0.19％이다. C 함유량의 바람직한 상한은 0.26％이고, 더욱 바람직한 상한은 0.24％이다.

(Si:0.10 내지 2.00％)

Si는 강의 탈산에 유효한 원소임과 함께, 강의 ??칭성을 향상시키고, 기계 구조용 부품으로서 필요한 강도를 확보하기 위해 유효한 원소이다. Si 함유량이 0.10％ 미만에서는 그 효과가 불충분하다. 한편, Si 함유량이 2.00％를 초과하면, 제조 시의 탈탄이 현저해져, 침탄강 부품(기소강 부품)의 강도 및 유효 경화층 깊이가 부족하다. 이상의 이유에 의해, Si 함유량을 0.10 내지 2.00％의 범위 내로 할 필요가 있다. Si 함유량의 바람직한 하한은 0.15％이고, 더욱 바람직한 하한은 0.20％이다. Si 함유량의 바람직한 상한은 1.00％이고, 더욱 바람직한 상한은 0.50％이다.

(Mn:0.30 내지 2.00％)

Mn은 강의 탈산에 유효한 원소임과 함께, ??칭성을 높이고, 강에 필요한 강도를 부여하기 위해 유효한 원소이다. 또한, Mn은 S과 화합하여 강 중에 MnS을 형성하고, 피삭성을 향상시키는 효과가 있다. Mn 함유량이 0.30％ 미만에서는 이 효과가 불충분하다. 한편, Mn 함유량이 2.00％를 초과하면, 잔류 오스테나이트가 안정적으로 강 중에 존재하고, 강의 강도가 저하된다. 이상의 이유에 의해, Mn 함유량을 0.30 내지 2.00％의 범위 내로 할 필요가 있다. Mn 함유량의 바람직한 하한은 0.35％이고, 더욱 바람직한 하한은 0.40％이다. Mn 함유량의 바람직한 상한은 1.50％이고, 더욱 바람직한 상한은 1.20％이다.

(Cr:0.20 내지 3.00％)

Cr은 ??칭성을 높이고, 강에 필요한 강도를 부여하기 위해 유효한 원소이다. Cr 함유량이 0.20％ 미만에서는 그 효과가 불충분하다. 한편, Cr 함유량이 3.00％를 초과하면, 그 효과가 포화된다. 이상의 이유에 의해, Cr 함유량을 0.20 내지 3.00％의 범위 내로 할 필요가 있다. Cr 함유량의 바람직한 하한은 0.50％이고, 더욱 바람직한 하한은 0.80％이다. Cr 함유량의 바람직한 상한은 2.20％이고, 더욱 바람직한 상한은 2.00％이다.

(S:0.001 내지 0.100％)

S는 강 중에서 MnS을 형성하고, 이에 의해 강의 피삭성을 향상시킨다. S 함유량이 0.001％ 미만에서는, 그 효과는 불충분하다. 한편, S 함유량이 0.100％를 초과하면, 그 효과가 포화될뿐만 아니라, 오히려 S이 입계에 편석하여 입계 취화의 원인이 된다. 이상의 이유로부터, S의 함유량을 0.001 내지 0.100％의 범위 내로 할 필요가 있다. S 함유량의 바람직한 하한은 0.010％이고, 더욱 바람직한 하한은 0.013％이다. S 함유량의 바람직한 상한은 0.050％이고, 더욱 바람직한 상한은 0.040％이다.

(N:0.003 내지 0.010％)

N는 강의 주조 공정에 있어서의 응고 시에, 강 중에서 Ti, Nb 및 V 등과 결합하여 조대한 질화물을 생성한다. 이 조대한 질화물은 다량으로 존재하면 파괴의 기점이 된다. 그로 인해, N 함유량을 0.010％ 이하로 저감할 필요가 있다. 본 실시 형태에 관한 기소강 부품의 표층부가 갖는 Ti계 석출물은 주로 침탄 처리 시에 강 중에 침입하는 N에 의해 형성되는 것이고, 침탄 처리 전의 강에 포함되는 N에 의해 형성되는 것은 아니다. 따라서, 본 실시 형태에 관한 기소강 부품의 모재는 N를 함유할 필요가 없다. 그러나, N 함유량을 0.003％ 미만으로 저감하는 것은 제조상의 비용이 커지므로, N 함유량의 하한을 0.003％로 해도 된다. N 함유량의 하한은 0.0035％ 또는 0.004％로 해도 된다. N 함유량의 바람직한 상한은 0.009％이고, 더욱 바람직한 상한은 0.008％이다.

(Ti:0.020 내지 0.200％)

Ti은 강 중에서 미세한 TiC, TiN, Ti(CN) 및 TiCS 등의 Ti계 석출물을 생성하고, 결정립의 미세화에 기여한다. 또한, Ti은 침탄 처리 시에 강 중에 침입하는 C, N와 결합하고, 주로 Ti과, C 및/또는 N로 이루어지는 Ti계 석출물을 생성하고, 결정립의 미세화에 기여한다. 또한, Ti은 Nb에 의한 열간 연성의 저하를 개선하는 효과를 갖는다. 이것들의 효과는, Ti 함유량이 0.020％ 미만에서는 불충분하다. 한편, Ti 함유량이 0.200％를 초과하면, 그 효과는 포화된다. 이상의 이유로부터, Ti의 함유량을 0.020 내지 0.200％의 범위 내로 할 필요가 있다. Ti 함유량의 바람직한 하한은 0.025％이고, 더욱 바람직한 하한은 0.030％이다. Ti 함유량의 바람직한 상한은 0.180％이고, 더욱 바람직한 상한은 0.160％이다.

(Nb:0.010％ 이상, 0.050％ 미만)

Nb는 Ti계 석출물에 고용되고, 석출물량의 증가 및 석출물의 미세화에 기여하고, 결정립의 미세화를 촉진한다. 이 효과는 Nb 함유량이 0.010％ 미만에서는 불충분하다. 이 효과를 얻기 위해, Nb 함유량을 0.010％ 이상으로 한다. Nb 함유량의 바람직한 하한은 0.012％이고, 더욱 바람직한 하한은 0.015％이다. 한편, Nb는 열간 연성을 저하시킴으로써 강의 생산성을 저하시킨다. 본 실시 형태에 관한 강의 모재와 같이 Ti을 0.020％ 이상 함유시킴으로써, Nb에 의한 열간 연성의 저하를 억제할 수 있지만, Nb 함유량이 0.050％ 이상이 되면 Ti 함유량이 0.020％ 이상이라도, 강재의 열간 연성이 저하되고, 주조 시 및 열간 압연 시의 흠 발생의 원인이 된다. 그로 인해, Nb 함유량을 0.050％ 미만으로 할 필요가 있다. Nb 함유량의 바람직한 상한은 0.040％이고, 더욱 바람직한 상한은 0.030％이다.

(B:0.0005 내지 0.0050％)

B는 P의 입계 편석을 억제하는 작용을 갖는다. 또한, B는 입계 강도 및 입자 내 강도의 향상 효과 및 ??칭성의 향상 효과도 갖는다. 이것들의 효과는 결과적으로, 강의 충격값을 향상시킨다. 이것들의 효과는 B 함유량이 0.0005％ 미만에서는 충분히 얻어지지 않는다. 한편, B 함유량이 0.0050％를 초과하면, 그 효과는 포화된다. 이상의 이유로부터, B의 함유량을 0.0005 내지 0.0050％의 범위 내로 한다. B 함유량의 바람직한 하한은 0.0010％이고, 더욱 바람직하게는 0.0013％이다. B 함유량의 바람직한 상한은 0.0045％이고, 더욱 바람직하게는 0.0040％이다.

(Al:0.010％ 이하)

Al은 통상 AlN이 되어 강 중에 석출된다. 그러나, 본 실시 형태에 관한 기소강 부품에 있어서는, Ti과 공존함으로써 강 중에 고용되어 있다. 침탄 처리 전의 강의 Al 함유량(즉, 모재의 Al 함유량)은 침탄층의 특성에 큰 영향을 미친다. 본 실시 형태에 관한 기소강 부품의 침탄층(1)은, 도 1에 도시된 바와 같이 직경(원 상당 직경) 5 내지 50㎚인 미세한 Ti계 석출물(2)을 갖고 있다. 이 Ti계 석출물(2)은 가스 침탄의 가열 중에 침탄 가스 분위기로부터 강 중에 침입하는 C 및 N에 의해 형성된다. 그러나, 침탄 처리 전의 강의 Al 함유량이 0.010％를 초과하면, 도 2에 도시된 바와 같이, 가스 침탄의 가열 중에, 침탄 가스 분위기로부터 침입하는 N와 Al이 화합하여 비교적 조대한 AlN3이 형성된다. 조대한 AlN3이 형성된 경우, 충분한 결정립의 미세화 효과를 얻을 수 없다. 따라서, Al 함유량은 0.010％ 이하로 제한될 필요가 있다. Al 함유량의 바람직한 상한은 0.009％이고, 더욱 바람직하게는 0.007％이다. Al 함유량은 적은 쪽이 바람직하므로, Al 함유량의 하한은 0％이다.

(O:0.0050％ 이하)

O는 강 중에서 산화물을 형성한다. 이 산화물은 입계 편석하여 입계 취화를 일으키는 경우가 있다. 또한, O는 강 중에서 단단한 산화물계 개재물을 형성하여 취성 파괴를 일으키기 쉽게 하는 원소이다. 그로 인해, O 함유량은 0.0050％ 이하로 제한될 필요가 있다. O 함유량의 바람직한 상한은 0.0030％이고, 더욱 바람직한 상한은 0.0025％이다. O 함유량은 적은 쪽이 바람직하므로, O 함유량의 하한은 0％이다.

(P:0.025％ 이하)

P은 침탄 시에 오스테나이트 입계에 편석하고, 그것에 의해 입계 파괴를 일으킨다. 즉, P은 침탄강 부품의 충격값을 저하시키는 원소이다. 따라서, P 함유량을 0.025％ 이하로 제한할 필요가 있다. P 함유량의 바람직한 상한은 0.022％ 이하이고, 더욱 바람직한 상한은 0.020％이다. P 함유량은 적은 쪽이 바람직하므로, P 함유량의 하한은 0％이다. 그러나, P의 제거를 필요 이상으로 행한 경우, 제조 비용이 증대한다. 따라서, P 함유량의 실질적인 하한은 약 0.004％가 되는 것이 통상이다.

본 실시 형태에 관한 기소강 부품의 모재의 화학 조성은 상술한 원소와 Fe 및 불순물로 이루어지는 것을 기본으로 한다. 그러나, ??칭성 또는 충격값을 높이기 위해, Fe의 일부 대신에, Ni, Mo, Cu, Co, W 및 V으로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 더 함유해도 된다. 또한, Fe의 일부 대신에, Pb, Ca, Mg, Zr, Te 및 희토류 원소(REM)로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유해도 된다. 그러나, Ni, Mo, Cu, Co, W, V, Pb, Ca, Mg, Zr, Te 및 희토류 원소(REM)는 모두 임의 원소이고, 본 실시 형태에 관한 기소강 부품의 모재 중에 함유되지 않아도 된다. 즉, Ni, Mo, Cu, Co, W, V, Pb, Ca, Mg, Zr, Te 및 희토류 원소(REM)의 하한은 0％이지만, 0％ 초과 함유시켜도 된다.

(Ni:0 내지 3.00％)

Ni은 강의 ??칭성 및 충격값을 향상시키기 위해 유효한 원소이다. Ni을 함유시켜 상술한 효과를 얻는 경우에는, 바람직한 Ni 함유량의 하한은 0.20％이고, 더욱 바람직한 하한은 0.50％이다. 한편, Ni 함유량이 3.00％를 초과하면, 잔류 오스테나이트가 강 중에 안정적으로 존재하고, 강의 강도가 저하된다. 그로 인해, 함유시키는 경우라도, Ni 함유량의 상한을 3.00％로 한다. Ni 함유량의 상한은 바람직하게는 2.00％이고, 더욱 바람직하게는 1.80％이다.

(Mo:0 내지 0.80％)

Mo은 강의 ??칭성을 높이는 것에 더하여, P이 입계에 편석하는 것을 억제하므로, 강의 충격값의 향상을 위해 유효한 원소이다. Mo을 함유시켜 상술한 효과를 얻는 경우에는, Mo 함유량의 바람직한 하한은 0.05％이고, 더욱 바람직한 하한은 0.10％이다. 한편, Mo 함유량이 0.80％를 초과하면, 그 효과가 포화되므로, 함유시키는 경우라도 Mo 함유량의 상한을 0.80％로 한다.

(Cu:0 내지 1.00％)

Cu는 강의 ??칭성의 향상에 유효한 원소이다. Cu를 함유시켜 상술한 효과를 얻는 경우에는, Cu 함유량의 바람직한 하한은 0.05％이고, 더욱 바람직하게는 0.10％이다. 한편, Cu 함유량이 1.00％를 초과하면, 열간 연성이 저하되므로, 함유시키는 경우라도 Cu 함유량의 상한을 1.00％로 한다.

(Co:0 내지 3.00％)

Co는 강의 ??칭성의 향상에 유효한 원소이다. Co를 함유시켜 상술한 효과를 얻는 경우에는, Co 함유량의 바람직한 하한은 0.05％이고, 더욱 바람직하게는 0.10％이다. 한편, Co 함유량이 3.00％를 초과하면, 그 효과가 포화되므로, 함유시키는 경우라도 Co 함유량의 상한을 3.00％로 한다.

(W:0 내지 1.00％)

W은 강의 ??칭성의 향상에 유효한 원소이다. W을 함유시켜 상술한 효과를 얻는 경우에는, W 함유량의 바람직한 하한은 0.05％이고, 더욱 바람직하게는 0.10％이다. 한편, W 함유량이 1.00％를 초과하면, 그 효과가 포화되므로, 함유시키는 경우라도 W 함유량의 상한을 1.00％로 한다.

(V:0 내지 0.30％)

V은 Ti계 석출물에 고용되고, 석출물량의 증가 및 석출물의 미세화에 기여하고, 결정립의 미세화를 촉진한다. V을 함유시켜 상술한 효과를 얻는 경우에는, V 함유량의 바람직한 하한은 0.10％이고, 더욱 바람직한 하한은 0.20％이다. 한편, V 함유량이 0.30％를 초과하면, 가스 침탄 중에 석출물이 조대화되고, 결정립이 조대화되므로, 함유시키는 경우라도 V 함유량의 상한을 0.30％로 한다.

(Pb:0 내지 0.50％)

Pb은 절삭 시에 용융, 취화함으로써 강의 피삭성을 향상시키는 원소이다. Pb을 함유시켜 상술한 효과를 얻는 경우에는, Pb 함유량의 바람직한 하한은 0.05％이고, 더욱 바람직한 하한은 0.10％이다. 한편, Pb을 과잉으로 함유시키면 제조성이 저하되므로, 함유시키는 경우라도 Pb 함유량의 상한을 0.50％로 한다.

(Ca:0 내지 0.0100％)

Ca은 산화물의 융점을 저하시키는 효과를 갖는다. Ca을 포함하는 산화물은 절삭 가공 시에 온도 상승에 의해 연질화되므로, 강의 피삭성을 개선한다. Ca을 함유시켜 상술한 효과를 얻는 경우에는, Ca 함유량의 바람직한 하한은 0.0003％이고, 더욱 바람직한 하한은 0.0005％이다. 한편, Ca 함유량이 0.0100％를 초과하면, CaS이 다량으로 생성되어, 피삭성이 저하된다. 그로 인해, 함유시키는 경우라도 Ca 함유량의 상한을 0.0100％로 한다.

(Mg:0 내지 0.0100％)

Mg은 탈산 원소이고, 강 중에 산화물을 생성한다. 또한, Mg이 형성하는 Mg계 산화물은 MnS의 정출 및/또는 석출의 핵이 되기 쉽다. 또한, Mg의 황화물은 Mn 및 Mg의 복합 황화물이 됨으로써, MnS을 구상화시킨다. 이와 같이, Mg은 MnS의 분산을 제어하고, 강의 피삭성을 개선하기 위해 유효한 원소이다. 이것들의 효과를 얻는 경우, Mg 함유량의 바람직한 하한은 0.0005％이고, 더욱 바람직한 하한은 0.0010％이다. 한편, Mg 함유량이 0.0100％를 초과하면, MgS이 대량으로 생성되어, 강의 피삭성이 저하된다. 그로 인해, 함유시키는 경우라도 Mg 함유량의 상한을 0.0100％로 한다. Mg 함유량의 바람직한 상한은 0.0080％이고, 더욱 바람직한 상한은 0.0060％이다.

(Zr:0 내지 0.0500％)

Zr은 탈산 원소이고, O와 결합하여 산화물을 생성한다. 이 Zr이 형성하는 Zr계 산화물은 MnS의 정출 및/또는 석출의 핵이 되기 쉽다. 따라서, Zr은 MnS의 분산을 제어하고, 강의 피삭성을 개선하기 위해 유효한 원소이다. 이 효과를 얻는 경우, Zr 함유량의 바람직한 하한은 0.0005％이고, 더욱 바람직한 하한은 0.0010％이다. 한편, Zr 함유량이 0.0500％를 초과하면, 그 효과가 포화된다. 그로 인해, 함유시키는 경우라도 Zr 함유량의 상한을 0.0500％로 한다. Zr 함유량의 바람직한 상한은 0.0400％이고, 더욱 바람직한 상한은 0.0300％이다.

(Te:0.1000％ 이하)

Te은 MnS의 구상화를 촉진하고, 강의 피삭성을 개선하는 원소이다. 이 효과를 얻는 경우, Te 함유량의 바람직한 하한은 0.0005％이고, 더욱 바람직한 하한은 0.0010％이다. 한편, Te 함유량이 0.1000％를 초과하면 그 효과가 포화되므로, 함유시키는 경우라도 Te 함유량의 상한을 0.1000％로 한다. Te 함유량의 바람직한 상한은 0.0800％이고, 더욱 바람직한 상한은 0.0600％이다.

(희토류 원소:0 내지 0.0050％)

희토류 원소(REM)는 강 중에 황화물을 생성한다. 이 황화물은 MnS의 석출핵이 됨으로써, MnS의 생성을 촉진하고, 강의 피삭성을 개선한다. 이 효과를 얻는 경우, 희토류 원소의 합계 함유량은, 바람직하게는 0.0005％이고, 더욱 바람직하게는 0.0010％이다. 한편, 희토류 원소의 합계 함유량이 0.0050％를 초과하면, 황화물이 조대해져, 강의 피로 강도를 저하시킨다. 그로 인해, 함유시키는 경우라도 희토류 원소의 합계 함유량의 상한을 0.0050％로 한다. 희토류 원소의 합계 함유량의 바람직한 상한은 0.0040％이고, 더욱 바람직한 상한은 0.0030％이다.

본 실시 형태에 있어서, 희토류 원소는 주기율표 중의 원자 번호 57의 란탄(La)부터 원자 번호 71의 루테튬(Lu)까지의 15원소에, 이트륨(Y) 및 스칸듐(Sc)을 더한 17원소의 총칭이다. 희토류 원소의 함유량은 이것들의 1종 또는 2종 이상의 원소의 합계 함유량을 의미한다.

본 실시 형태에 관한 기소강 부품의 모재는 상술한 합금 성분을 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물을 포함한다. 상술한 합금 성분 이외의 원소가, 불순물로서, 원재료 및 제조 장치로부터 강 중에 혼입되는 것은, 그 혼입량이 강의 특성에 영향을 미치지 않는 수준인 한 허용된다.

(침탄층)

본 실시 형태에 관한 기소강 부품은 표층부에 가스 침탄에 의해 형성된 침탄층을 갖는다. 본 실시 형태에 있어서, 침탄층이란, C 함유량이 모재의 C 함유량보다도 높은 영역이고, 또한 C 함유량이 0.60％ 이상인 영역을 나타낸다. 본 실시 형태에서 말하는 가스 침탄이란, 프로판 등의 가스와 공기를 혼합하여 발생시킨 흡열형의 가스를 사용한 침탄이고, 가스 침탄 시의 분위기 중에 N₂를 함유한다. 이 가스 침탄에는 분위기에 NH₃를 투입하는 가스 침탄 질화는 포함되지 않는다.

침탄층의 깊이(유효 경화층 깊이)는 적어도 0.5㎜ 이상이 바람직하고, 보다 바람직하게는 1.0㎜, 또는 그 이상, 예를 들어 1.0㎜ 정도이다.

(원 상당 직경 5 내지 50㎚의 Ti계 석출물의 개수 밀도:표면으로부터 0.1㎜ 깊이까지의 영역에 있어서 0.5개/㎛² 이상)

도 1에 도시된 바와 같이, 본 실시 형태에 관한 기소강 부품의 침탄층(1)에는 원 상당 직경 5 내지 50㎚인 미세한 Ti계 석출물(2)이 분산되어 있다. 본 실시 형태에 있어서, Ti계 석출물이란, TiC, (Ti, Nb)(C, N), TiN 및 Ti₄C₂S₂ 등의, 주된 성분 Ti인 석출물(복합 석출물을 포함함)을 의미한다. 원 상당 직경 5 내지 50㎚의 Ti계 석출물은 상변태 시에 핀 고정 효과를 발휘하므로, 상변태 후에 얻어지는 결정립을 미세화시키는 효과를 갖는다. 결정립의 미세화는 강의 충격값을 향상시킨다. 표면으로부터 0.1㎜ 깊이까지의 영역에 있어서 원 상당 직경 5 내지 50㎚의 Ti계 석출물의 개수 밀도가 0.5개/㎛² 미만인 경우, 충분한 충격값을 갖는 기소강 부품이 얻어지지 않는다.

원 상당 직경이 5㎚ 미만인 Ti계 석출물은 본 실시 형태에 관한 기소강 부품의 특성에 영향을 미치지 않으므로, 고려하지 않아도 된다. 또한, 원 상당 직경이 50㎚ 초과인 Ti계 석출물(조대한 Ti계 석출물)은 결정립의 미세화 효과를 갖지 않고, 또한 원 상당 직경 5 내지 50㎚의 Ti계 석출물의 개수 밀도를 감소시키므로, 포함되지 않는 쪽이 좋다. 그러나, 원 상당 직경 5 내지 50㎚의 Ti계 석출물이 충분히 얻어져 있는 한, 원 상당 직경이 50㎚ 초과인 Ti계 석출물의 함유는 허용되므로, 원 상당 직경이 50㎚ 초과인 Ti계 석출물의 개수 밀도는 고려하지 않아도 된다. 또한, 원 상당 직경 5 내지 50㎚의 Ti계 석출물의 개수 밀도는 많은 쪽이 바람직하므로, 원 상당 직경 5 내지 50㎚의 Ti계 석출물의 개수 밀도의 상한은 특별히 규정되지 않는다.

표면으로부터 0.1㎜ 깊이까지의 영역(표층 영역)에 포함되는 원 상당 직경 5 내지 50㎚의 Ti계 석출물의 개수 밀도는, 예를 들어 이하의 수단에 의해 계측 가능하다. 먼저, 강 부품의 표면에 대하여 수직으로 강을 절단한다. 이어서, 강 부품의 표면으로부터 0.02㎜, 0.05㎜ 및 0.09㎜의 깊이의 개소로부터, FIB 가공에 의해 7㎛×7㎛의 영역을 관찰할 수 있는 샘플을 채취하고, 두께 100㎚ 이상 300㎚ 이하의 박막 시료를 작성한다. 그 후, 각 깊이 위치의 시료를, 전계 방출형 투과 전자 현미경으로 HAADF-STEM법을 사용하여, 배율 20만배로 7㎛×7㎛의 영역을 관찰하고, 원 상당 직경으로 5 내지 50㎚의, Fe가 아닌 상에 대하여 EDS 분석을 행하고, 이들 상 중 Ti이 검출되는 것의 개수를 카운트한다. 이 개수를 관찰 면적으로 나누어 얻은 값을, 각 깊이 위치에서의 Ti계 석출물의 개수 밀도로 하고, 이것들을 평균한 값을, 강 부품의 표면으로부터 0.1㎜ 깊이까지의 영역에 포함되는 원 상당 직경 5 내지 50㎚의 Ti계 석출물의 개수 밀도로 할 수 있다.

(원 상당 직경이 50㎚ 이상 100㎚ 이하인 AlN의 개수 밀도:0.5개/㎛² 이하)

상술한 바와 같이, 가스 침탄의 승온 가열 중에 강 중에 C 및 N가 침입한다. 침입한 N가 강 중에 고용한 Al과 화합하여 AlN이 석출된 경우, AlN이 조대한 석출물이 된다. 이 경우, 결정립이 충분히 미세화되지 않게 되고, 인성이 저하된다. 이것은 AlN이 Ti계 석출물, 특히 주로 Ti 및 N로 이루어지는 Ti계 석출물에 의한 결정립 미세화 효과를 저해하기 때문이라고 추정된다. 인성의 저하를 회피하기 위해서는, 원 상당 직경으로 50㎚ 이상 100㎚ 이하의 조대한 AlN이 0.5개/㎛² 이하일 필요가 있다. 이 특징은 강의 모재의 Al 함유량(즉, 침탄 처리 전의 강의 Al 함유량)을 0.010％ 이하로 제한함과 함께, 침탄 시의 승온 속도를 적절하게 제어함으로써 얻어진다.

원 상당 직경이 50㎚ 미만인 AlN은 본 실시 형태에 관한 기소강 부품의 특성에 영향을 미치지 않으므로, 고려하지 않아도 된다. 또한, 원 상당 직경이 100㎚ 초과인 AlN은 포함되지 않는 쪽이 좋지만, 원 상당 직경이 50㎚ 이상 100㎚ 이하인 AlN의 개수 밀도를 적절하게 제어한 경우, 원 상당 직경이 100㎚ 초과인 AlN은 실질적으로 발생하지 않으므로, 원 상당 직경이 100㎚ 초과인 AlN의 개수 밀도는 고려하지 않아도 된다. 원 상당 직경이 50㎚ 이상 100㎚ 이하인 AlN의 개수 밀도는 적은 쪽이 바람직하므로, 원 상당 직경이 50㎚ 이상 100㎚ 이하인 AlN의 개수 밀도의 하한은 0개/㎛²이다.

표면으로부터 0.1㎜ 깊이까지의 영역에 포함되는 원 상당 직경 50 내지 100㎚의 AlN의 개수 밀도는, 예를 들어 이하의 수단에 의해 계측 가능하다. 먼저, 강 부품의 표면에 대하여 수직으로 강을 절단한다. 이어서, 강 부품의 표면으로부터 0.02㎜, 0.05㎜ 및 0.09㎜의 깊이의 개소로부터, FIB 가공에 의해 7㎛×7㎛의 영역을 관찰할 수 있는 샘플을 채취하고, 두께 100㎚ 이상 300㎚ 이하의 박막 시료를 작성한다. 그 후, 각 깊이 위치의 시료를, 전계 방출형 투과 전자 현미경과 그 중의 EDS(에너지 분산형 X선 분석)를 사용하여, 박막 시료의 Al 및 N의 원소 맵핑을 7㎛×7㎛의 범위에서 작성한다. AlN이 석출되어 있는 장소에서는, 석출되어 있지 않은 장소와 비교하여 Al 및 N의 검출수가 현저하게 높아지므로, Al 및 N의 검출수가 높은 영역을 AlN이라고 판단하여, 원 상당 직경이 50㎚ 이상 100㎚ 이하인 AlN 영역의 개수를 계수하고, 이 개수를 관찰 면적으로 나눔으로써, 각 깊이 위치에서의 원 상당 직경 50 내지 100㎚의 AlN의 개수 밀도를 구하고, 이것들의 평균값을, 강 부품의 표면으로부터 0.1㎜ 깊이까지의 영역에 포함되는 원 상당 직경 50 내지 100㎚의 AlN의 개수 밀도로 할 수 있다.

이어서, 본 실시 형태에 관한 기소강 부품의 바람직한 제조 방법에 대하여 설명한다. 본 실시 형태에 관한 기소강 부품의 제조 방법은 상술한 기소강 부품의 모재의 화학 성분을 갖는 강을 제조하는 공정과, 이 강을 가공하는 공정과, 이 강에 가스 침탄을 행하는 공정을 포함한다. 강을 제조하는 공정 및 강을 가공하는 공정은 특별히 한정되지 않는다. 그러나, 강을 가공하는 공정에 있어서의 생산 효율을 높이기 위해서는, 가공 전의 강의 경도가 낮아지도록 강의 제조를 행하는 것이 바람직하다.

또한, 가스 침탄을 행하는 공정에서는, 이하의 조건에서 가스 침탄을 행하는 것이 바람직하다.

(가스 침탄의 분위기:N₂의 분압이 40 내지 50％)

본 실시 형태에 관한 기소강 부품의 제조에 있어서 행하는 가스 침탄은 프로판 등의 가스와 공기를 혼합하여 발생시킨 흡열형의 가스를 사용한 침탄이고, 가스 침탄 시의 분위기 중에 N₂를 함유한다. 이 가스 침탄에는 분위기에 NH₃를 투입하는 가스 침탄 질화나, 진공 침탄은 포함하지 않는다. 분위기의 압력은 대기압과 대략 동일하게 하면 된다. 분위기 중의 N₂의 분압은 40 내지 50％로 할 필요가 있다. N₂의 분압이 40％ 미만이었던 경우, 강 중에 충분한 양의 N가 침입하지 않으므로, 원 상당 직경이 5 내지 50㎚인 Ti계 석출물을 충분히 생성시켜 결정립을 미세화할 수 없게 된다. 한편, N₂의 분압이 50％ 초과였던 경우, 강 중에 N가 과잉으로 침입하여, Ti계 석출물이 조대화되고, 원 상당 직경이 5 내지 50㎚인 Ti계 석출물의 양이 부족하므로, 결정립을 미세화할 수 없게 된다.

(가스 침탄 시의 승온 속도:700 내지 800℃의 온도 범위에 있어서 5℃/min 내지 50℃/min)

가스 침탄 시에는, 도 4에 도시된 바와 같이 강(강 부품의 소재)이 침탄 온도까지 가열되고, 침탄 온도에 있어서 일정한 온도로 보정되고, 그 후 냉각된다. 가스 침탄 시의 승온 과정에서는 침탄 가스 분위기 중의 C, N₂가 강 중에 침입함과 동시에, 강의 조직에 있어서 γ로의 역변태가 발생한다. 침입한 C, N는 AlN 및 Ti계 석출물 등의 석출에 영향을 미침으로써, 결정립 직경에 영향을 미친다. C, N의 침입량은 승온 속도의 영향을 받고, 특히 γ(오스테나이트)로의 역변태가 발생하는 700 내지 800℃에 있어서의 평균 승온 속도에 주로 지배된다. 따라서, 본 실시 형태에 관한 기소강 부품의 제조 방법이 포함하는 가스 침탄에서는 700 내지 800℃의 온도 범위(도 4의 해칭된 범위)에 있어서의 승온 속도를 엄밀하게 제어할 필요가 있다.

이후, 침탄 처리의 승온 중에 700 내지 800℃의 온도 범위 내에서 시험편의 온도를 약 30℃마다 3회 측정하고, 이것들 측정 온도에 최소 제곱법을 적용하여 얻어진 기울기를 「700 내지 800℃의 온도 범위에서의 평균 승온 속도」라고 정의한다. 본 실시 형태에 관한 기소강 부품의 제조 방법에 있어서, 700 내지 800℃에 있어서의 평균 승온 속도가 50℃/min보다 높은 경우는, 침입하는 C, N가 적어지므로, 조직 미세화에 의한 충격값 향상 효과는 얻을 수 없다. 700 내지 800℃에 있어서의 평균 승온 속도가 5℃/min보다 낮은 경우는 결정립이 조대화되어, 충격값 향상 효과를 얻을 수 없다. 이 현상은 침입하는 C, N가 지나치게 많아지므로, 도 3에 도시된 바와 같이 Ti계 석출물(2)이 조대화되고, 5 내지 50㎚의 결정립 직경을 갖는 Ti계 석출물의 개수 밀도가 부족했기 때문에 일어난다고 생각된다. 이러한 점에서, 가스 침탄의 가열 시의 700 내지 800℃에 있어서의 평균 승온 속도의 상한은 50℃/min, 하한은 5℃/min일 필요가 있다. 평균 승온 속도의 바람직한 상한은 40/min, 더욱 바람직한 상한은 35/min이다. 평균 승온 속도의 바람직한 하한은 7℃/min이고, 더욱 바람직한 하한은 10℃/min이다. 실온으로부터 700℃까지의 가열 시의 승온 속도에 상관없이, 700℃ 미만이라면 예열을 위해 보정을 행해도 된다.

(가스 침탄 시의 침탄 온도:900 내지 1050℃)

(가스 침탄 시의 보정 시간:1 내지 10시간)

가스 침탄 시의 침탄 온도 T 및 보정 시간 t는 침탄층의 두께에 영향을 미치고, 이에 의해 기소강 부품의 충격값 등에 영향을 미친다. 본 실시 형태에 관한 기소강 부품의 제조 방법에 있어서, 가스 침탄 시의 침탄 온도 T는 900 내지 1050℃로 할 필요가 있고, 보정 시간 t는 1 내지 10시간으로 할 필요가 있다. 침탄 온도 T가 900℃ 미만인 경우, 또는 보정 시간 t가 1시간 미만인 경우, 침탄층이 충분히 형성되지 않으므로, 기소강 부품으로서의 기본 성능인 경도가 부족하다. 여기서 설명하는 침탄층이란, C 함유량이 모재의 C 함유량보다도 높은 영역이고, 또한 C 함유량이 0.60％ 이상인 영역을 나타낸다. 한편, 침탄 온도 T가 1050℃ 초과인 경우, 침탄로 내의 내화물의 손상이 현저해지기 때문에, 가스 침탄 처리를 실시할 수 없다. 또한, 보정 시간이 장시간이 되면, 석출물이 성장하여 결정립이 조대화될 우려가 있지만, 보정 시간이 10시간 이하인 경우는 이와 같은 문제가 보이지 않았으므로, 보정 시간의 상한을 10시간으로 하면 된다.

가스 침탄의 실시 후에는 기소강 부품에, 예를 들어 템퍼링 온도가 150℃이고 또한 템퍼링 시간이 90분인 템퍼링을 행하여, 기소강 부품의 인성을 확보하는 것이 바람직하다.

실시예

이어서, 본 발명의 실시예에 대하여 설명한다. 실시예에서의 조건은 본 발명의 실시 가능성 및 효과를 확인하기 위해 채용한 일 조건예이고, 본 발명은 이 일 조건예에 한정되는 것은 아니다. 즉, 본 발명은 본 발명의 요지를 일탈하지 않고, 본 발명의 목적을 달성하는 한에 있어서, 다양한 조건을 채용할 수 있다.

먼저, 본 발명자들이 침탄재의 내충격 특성을 평가하기 위해 행한 검토의 내용을 이하에 설명한다.

먼저, C:0.20질량％, Si:0.24질량％, Mn:0.79질량％, P:0.020질량％, S:0.018질량％, Cr:1.06질량％, Al:0.032질량％, N:0.014질량％ 및 O:0.003질량％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물인 침탄용 강을 기준 강이라고 정의했다. 이어서, 도 1에 도시되는, 외형 치수가 10㎜×10㎜×55㎜이고, 또한 곡률 반경 10㎜ 및 깊이 2㎜의 원호상의 절결(노치)을 갖는 샤르피 충격 시험편을, 본 실시 형태에 있어서의 샤르피 충격 시험편이라고 정의했다. 기준 강을 재료로 하여 형성된 샤르피 충격 시험편에 대하여, 700℃부터 800℃까지의 승온 속도를 20℃/min으로 하여 가열하고, 계속해서 처리 온도(침탄 온도)가 930℃이고, 처리 시간(보정 시간)이 2시간이고, 또한 카본 포텐셜이 0.8인 침탄 조건(이하, 기준 침탄 조건이라고 칭하는 경우가 있음)에서 가스 침탄을 행하고, 다시 템퍼링 온도가 150℃이고 또한 템퍼링 시간이 90분인 템퍼링을 행하였다. 그리고 이 침탄재에 대하여, 샤르피 충격 시험을 행하고, 그 흡수 에너지를 기준 충격값이라고 정의했다.

상술한 기준 강은 기어용 강으로서 일반적으로 사용되는, SCr420에 상당하는 화학 조성을 갖는 강이고, 후술하는 시험 No.15의 강과 동일하다. 상술한 기준 침탄 조건 하에서 행해지는 가스 침탄은 기계 구조용 부품의 제조를 위해 행해지는 일반적인 침탄 처리이다.

상술한 샤르피 충격 시험편의 측면 형상(절결의 연신 방향에 수직인 단면의 형상)을 도 5에 도시한다. 절결의 곡률 반경은 10㎜이고, 절결의 깊이는 2㎜이다. 샤르피 충격 시험편의 형상은 일반적인 샤르피 충격 시험편의 형상(예를 들어, JIS-Z2242 「금속 재료의 샤르피 충격 시험 방법」 중에 규정된 형상)과는 다르다. 도 5에 기재된 샤르피 충격 시험편은 기어의 디덴덤부를 모의함으로써, 시험 대상이 되는 강을 기어 형상으로 가공했을 때의 디덴덤부의 내충격 특성을 추정하는 것을 의도하고 있고, 예를 들어 일본 특허 공개 2013-40376호 공보에 기재되어 있는 바와 같이, 침탄한 강재의 내충격 특성을 측정하는 시험편 형상으로서는 널리 사용되고 있다. 샤르피 흡수 에너지의 측정은, 샤르피 충격 시험편의 형상 이외는, JIS-Z2242 「금속 재료의 샤르피 충격 시험 방법」에 준하여 행해졌다. 샤르피 충격 시험의 실시 온도는 25℃로 했다. 샤르피 충격 시험편은 기계 가공에 의해 작성되었다.

또한, 각종 조건에서 제조한 샤르피 충격 시험편에 침탄 및 템퍼링을 행하여 얻어진 침탄재의, 25℃에서의 샤르피 흡수 에너지를 기준 충격값으로 나눈 값을, 그 조건에 있어서의 충격값비라고 정의했다.

충격값비가 1.20 이상인 기소강 부품은 내충격 특성이 충분히 향상되어 있으므로, 충격값비가 1.20 이상인 기소강 부품을 적용함으로써, 사용 재료량을 억제하면서도 내충격 파괴성이 확보되도록, 부품의 설계를 변경할 수 있다. 기계 구조 부품의 기술 분야에서는 이와 같은 설계 변경을 실시하기 위해서는, 상술한 기준 충격값(일반적인 침탄 조건에서 침탄된 SCr420의 충격값)에 대하여, 충격값이 20％ 향상되어 있을 필요가 있는 것으로 되어 있다. 그로 인해, 본 발명에 있어서, 충격값비가 1.20 이상이면, 내충격 특성이 우수하다고 판단했다.

상술한 방법에 기초하여, 본 발명자들은 다양한 조건에서 기소강 부품을 모의한 시험편을 제조하고, 내충격 특성의 평가를 행하였다.

구체적으로는, 먼저, 표 1 및 표 2에 나타내는 화학 성분을 갖는 다양한 강괴를 직경 35㎜로 열간 단조했다. 열간 단조의 가열 온도는 1250℃로 했다. 그 후, 950℃에서 2시간 유지 후, 공랭하는 조건에서 소준 처리를 실시하고 나서, 도 1에 도시하는, 외형 치수가 10㎜×10㎜×55㎜이고, 또한 곡률 반경 10㎜ 및 깊이 2㎜의 원호상의 절결(노치)을 갖는 샤르피 충격 시험편의 형상으로 가공했다. 이 시험편 형상은 도 5에 기재된 샤르피 충격 시험편과 동일하다. 이어서, 이 샤르피 충격 시험편에 침탄 처리를 실시했다. 침탄 처리는 표 3에 나타내는 승온 속도로 930℃까지 가열했다. 승온 속도는 승온 시의 700 내지 800℃ 사이에서 방사 온도계를 사용하여 시험편의 온도를 3회 측정하고, 최소 제곱법으로 구한 기울기를 승온 속도로 했다. 카본 포텐셜을 0.8로 하고, 침탄 온도에서의 유지를 2시간 행한 후에, 130℃의 오일 중에서 ??칭을 행하였다. 템퍼링은 템퍼링 온도가 150℃이고 또한 템퍼링 시간이 90분인 조건 하에서 실시했다. 템퍼링 후에 샤르피 충격 시험을 실시하고, 샤르피 흡수 에너지(충격값)를 측정했다. 샤르피 충격 시험은 샤르피 충격 시험편의 노치의 형상 이외는 JIS-Z2242에 규정한 방법에 준하여 행하였다. 또한, 시험 온도는 25℃로 했다.

또한, 각 시료의 충격값을 시험 No.15의 충격값으로 나눔으로써, 각 시료의 충격값비를 산출했다. 시험 No.15의 강은 상술한 기준 강이다.

또한, 샤르피 충격 시험 후의 시험편을 사용하여, 각 시료의 표면으로부터 0.1㎜ 깊이까지의 AlN의 석출 개수를 계측했다. 계측 방법은 이하와 같다. 먼저, 노치 바닥의 단면을 얻기 위해, 노치에 대하여 수직이고, 또한 길이 방향을 포함하는 단면으로, 시험편의 절단을 행하였다. 이어서, 노치 바닥의 표면으로부터 0.02㎜, 0.05㎜ 및 0.09㎜의 깊이로부터, FIB 가공에 의해 7㎛×7㎛의 영역을 관찰할 수 있는 샘플을 채취하고, 두께 100㎚ 이상 300㎚ 이하의 박막 시료를 작성했다. 그 후, 전계 방출형 투과 전자 현미경과 그 중의 EDS(에너지 분산형 X선 분석)를 사용하여, 박막 시료의 Al 및 N의 원소 맵핑을 7㎛×7㎛의 범위에서 작성했다. AlN이 석출되어 있는 장소에서는, 석출되어 있지 않은 장소와 비교하여 Al 및 N의 검출수가 현저하게 높아지므로, Al 및 N의 검출수가 높은 영역을 AlN이라고 판단하고, 원 상당 직경이 50㎚ 이상 100㎚ 이하인 AlN 영역의 개수를 계수하고, 이 개수를 관찰 면적으로 나눔으로써, 각 깊이 위치에서의 AlN의 개수 밀도를 구하고, 이것들을 평균함으로써, 표면으로부터 0.1㎜ 깊이까지의 영역이 포함하는 AlN의 개수 밀도를 구했다.

또한, 샤르피 충격 시험 후의 시험편을 사용하여, 시료의 표면으로부터 0.1㎜ 깊이까지의 영역에 포함되는 원 상당 직경 5 내지 50㎚의 Ti계 석출물의 개수 밀도를 계측했다. 계측 방법은 이하와 같다. 먼저, 노치 바닥의 단면을 얻기 위해, 노치에 대하여 수직이고, 또한 길이 방향을 포함하는 단면으로, 시험편의 절단을 행하였다. 이어서, 노치 바닥의 표면으로부터 0.02㎜, 0.05㎜ 및 0.09㎜의 깊이의 개소로부터, FIB 가공에 의해 7㎛×7㎛의 영역을 관찰할 수 있는 샘플을 채취하고, 두께 100㎚ 이상 300㎚ 이하의 박막 시료를 작성했다. 그 후, 전계 방출형 투과 전자 현미경으로 HAADF-STEM법을 사용하여, 배율 20만배로 7㎛×7㎛의 영역을 관찰하고, 원 상당 직경으로 5 내지 50㎚의, Fe가 아닌 상에 대하여 EDS 분석을 행하고, 이들 상 중 Ti이 검출되는 것의 개수를 카운트했다. 이 개수를 관찰 면적으로 나누어 얻은 값을, 각 깊이 위치에서의 원 상당 직경 5 내지 50㎚의 Ti계 석출물의 개수 밀도로 하고, 이것들을 평균함으로써, 표면으로부터 0.1㎜ 깊이까지의 영역에 포함되는 원 상당 직경 5 내지 50㎚의 Ti계 석출물의 개수 밀도로 했다.

또한, 샤르피 충격 시험 후의 시험편을 사용하여, 표면으로부터 0.05㎜의 위치의 구오스테나이트 입자의 결정 입도의 측정을 행하였다. 구체적으로는, 상기의 노치 바닥의 단면에 대하여, 피크르산과 염산을 포함하는 부식액을 사용하여 구오스테나이트 입계를 현출하고, JIS-G0551에 규정한 비교법에 준거하여 5개소의 결정 입도를 구하고, 이것들을 평균함으로써 구오스테나이트 입자의 결정 입도를 평가했다.

또한, 강괴의 열간 연성을 평가하기 위해, 강괴로부터 직경 10㎜이고 길이가 120㎜인 시험편을 잘라냈다. 이 시험편에 통전 가열을 행하여 10^-1 내지 10^-2㎩의 진공 분위기 하에서 1350℃까지 가열하여 1분 유지 후, 1℃/s로 800℃까지 냉각하고, 변형 속도 0.005s^- ¹으로 인장 시험을 행한 후의 최종 파단부의 직경을 측정하여 스로틀을 계산하고, 이것을 열간 연성의 지표로 했다. 50％ 이상의 열간 연성을 갖는 시료는 양호한 열간 연성을 갖는다고 판단했다.

표 3에 각 시료의 열간 연성, 침탄 후의 표층 AlN양(즉, 표면으로부터 0.1㎜ 깊이까지의 영역이 포함하는 AlN의 개수 밀도), 침탄 후의 표층 Ti계 석출물량(즉, 표면으로부터 0.1㎜ 깊이까지의 영역이 포함하는 Ti계 석출물의 개수 밀도), 결정 입도 및 충격값비를 나타낸다.

발명예인 시험 No.1 내지 14, 23은 표층 영역에 있어서, 소정의 사이즈의 AlN, Ti계 석출물의 개수 밀도가 적절한 범위이고, 결정립이 미세화되고, 양호한 내충격 특성을 갖고 있었다. 또한, 열간 연성도 양호했다. 이에 비해, 비교예인 시험 No.15 내지 22는 바람직한 특성을 갖지 않았다.

시험 No.15는 모재의 Al 함유량 및 N 함유량이 과잉이고, 침탄 가열 시에 AlN이 과잉으로 석출되었다. 또한, 시험 No.15는 Ti 및 Nb를 포함하지 않았으므로, Ti계 석출물이 발생하지 않았다. 또한 시험 No.15는 B를 포함하지 않았다. 이에 의해, 시험 No.15는 실시예와 비교하여 낮은 충격값밖에 갖지 않았다. 시험 No.16 및 시험 No.17은 모재의 Al 함유량이 과잉이고, 침탄 가열 시에 AlN이 과잉으로 석출되었으므로, 실시예와 비교하여 낮은 충격값밖에 갖지 않았다.

시험 No.18은 모재의 Ti 함유량이 부족했으므로, Nb에 의한 열간 연성의 저하가 억제되지 않고, 낮은 제조성밖에 갖지 않으므로, 부적합했다. 또한, 시험 No.18은 모재의 Ti 함유량이 부족했으므로, Ti계 석출물이 발생하지 않고 결정립이 조대화되었으므로, 실시예와 비교하여 낮은 충격값밖에 갖지 않았다.

시험 No.19는 Ti이 부족했지만, Nb 함유량이 적었으므로, 열간 연성의 저하는 발생하지 않았다. 그러나, 시험 No.19는 Ti 부족에 의해 Ti계 석출물이 발생하지 않고 결정립이 조대화되었으므로, 실시예와 비교하여 낮은 충격값밖에 갖지 않았다.

시험 No.20은 침탄 시의 승온 속도가 부족하고, AlN의 석출량이 증대되었으므로, 결정립이 조대화되고, 실시예와 비교하여 낮은 충격값밖에 갖지 않았다.

시험 No.21은 침탄 시의 승온 속도가 지나치게 크고, 승온 시에 침입하는 N가 적어졌으므로, Ti계 석출물이 적어지고, 그 결과, 결정립이 비대화되어 실시예와 비교하여 낮은 충격값밖에 갖지 않았다.

시험 No.22는 B를 포함하지 않았다. 이에 의해, 시험 No.22는 실시예와 비교하여 낮은 충격값밖에 갖지 않았다.

본 발명에 따르면, 내충격 특성이 우수한 기소강 부품을 제공할 수 있다. 이 기소강 부품은 기계 구조용 부품에 사용되는 재료의 양을 감소시켜, 기계 구조용 부품의 경량화에 기여한다. 그로 인해, 본 발명에 의한 산업상의 효과는 매우 크다.

1 : 침탄층
2 : Ti계 석출물
3 : 조대한 AlN

Claims

모재와 침탄층을 구비하는 기소강 부품이며,
상기 모재의 화학 조성이 질량％로,
C:0.16 내지 0.30％,
Si:0.10 내지 2.00％,
Mn:0.30 내지 2.00％,
Cr:0.20 내지 3.00％,
S:0.001 내지 0.100％,
N:0.003 내지 0.010％,
Ti:0.020 내지 0.200％,
Nb:0.010％ 이상, 0.050％ 미만,
B:0.0005 내지 0.0050％,
Ni:0 내지 3.00％,
Mo:0 내지 0.80％,
Cu:0 내지 1.00％,
Co:0 내지 3.00％,
W:0 내지 1.00％,
V:0 내지 0.30％,
Pb:0 내지 0.50％,
Ca:0 내지 0.0100％,
Mg:0 내지 0.0100％,
Zr:0 내지 0.0500％,
Te:0 내지 0.1000％ 및
희토류 원소:0 내지 0.0050％
를 함유하고,
Al:0.010％ 이하,
O:0.0050％ 이하,
P:0.025％ 이하
로 제한하고, 잔부가 Fe 및 불순물이고,
표면으로부터 0.1㎜ 깊이까지의 표층 영역에 있어서, 원 상당 직경 5 내지 50㎚의 Ti계 석출물의 개수 밀도가 0.5개/㎛² 이상이고,
상기 표층 영역에 있어서, 원 상당 직경이 50㎚ 이상 100㎚ 이하인 AlN의 개수 밀도가 0.5개/㎛² 이하인
것을 특징으로 하는 기소강 부품.
제1항에 있어서, 상기 모재의 상기 화학 조성이 질량％로,
Ni:0％ 초과 3.00％ 이하,
Mo:0％ 초과 0.80％ 이하,
Cu:0％ 초과 1.00％ 이하,
Co:0％ 초과 3.00％ 이하,
W:0％ 초과 1.00％ 이하 및
V:0％ 초과 0.30％ 이하
로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유하는
것을 특징으로 하는 기소강 부품.
제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 모재의 상기 화학 조성이 질량％로,
Pb:0％ 초과 0.50％ 이하,
Ca:0％ 초과 0.0100％ 이하,
Mg:0％ 초과 0.0100％ 이하,
Zr:0％ 초과 0.0500％ 이하,
Te:0％ 초과 0.1000％ 이하 및
희토류 원소:0％ 초과 0.0050％ 이하
로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유하는
것을 특징으로 하는 기소강 부품.