KR20170128553A - 연질화용 강 및 부품 그리고 이들의 제조 방법 - Google Patents

Abstract

연질화 처리 전에 경화시키지 않고 내피로성을 확보함으로써 연질화 처리 전의 기계 가공성이 확보된 연질화용 강을 제공한다. C : 0.01 ％ 이상 0.20 ％ 미만, Si : 1.0 ％ 이하, Mn : 1.5 ％ 이상 3.0 ％ 이하, P : 0.02 ％ 이하, S : 0.06 ％ 이하, Cr : 0.30 ％ 이상 3.0 ％ 이하, Mo : 0.005 ％ 이상 0.40 ％ 이하, V : 0.02 ％ 이상 0.5 ％ 이하, Nb : 0.003 ％ 이상 0.20 ％ 이하, Al : 0.010 ％ 이상 2.0 ％ 이하, Ti : 0.005 ％ 초과 0.025 ％ 미만, N : 0.0200 ％ 이하 및 Sb : 0.0005 ％ 이상 0.02 ％ 이하를, 소정 식을 만족하는 범위에서 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물의 성분 조성과, 베이나이트상의 면적률이 50 ％ 초과인 강 조직을 갖는 것으로 한다.

Description

연질화용 강 및 부품 그리고 이들의 제조 방법{STEEL FOR SOFT NITRIDING, COMPONENTS, AND METHOD FOR MANUFACTURING SAME}

본 발명은, 연질화용 강 및 그 연질화용 강으로부터 얻어지는 부품, 나아가 이들의 제조 방법에 관한 것이다. 그 부품은, 특히 열간 단조성이나 연질화 처리 후에 있어서 피로 특성이 우수하고, 자동차용 그리고 건설 기계용 부품으로서 바람직한 것이다.

자동차의 기어 등의 기계 구조 부품에는 우수한 피로 특성이 요구되고, 그 표면에 경화 처리가 실시되는 것이 통례이다. 표면 경화 처리로는, 침탄 처리, 고주파 ??칭 처리 및 질화 처리 등이 잘 알려져 있다.

이 중, 침탄 처리는, 고온의 오스테나이트역에 있어서 C 를 침입·확산시키므로, 깊은 경화 깊이가 얻어지고, 피로 강도의 향상에 유효하다. 그러나, 침탄 처리에 의해 열처리 변형이 발생하므로, 정숙성 등의 관점에서 엄격한 치수 정밀도가 요구되는 부품에는, 그 적용이 곤란하였다.

또, 고주파 ??칭 처리는, 고주파 유도 가열에 의해 표층부를 ??칭하는 처리이기 때문에, 역시 열처리 변형이 발생하고, 침탄 처리와 동일하게 치수 정밀도가 열등한 것이었다.

한편, 질화 처리는 Ac₁ 변태점 이하의 비교적 저온도역에서 질소를 침입·확산시켜 표면 경도를 높이는 처리이기 때문에, 상기한 열처리 변형이 발생할 우려는 없다. 그러나, 처리 시간이 50 ∼ 100 시간으로 길고, 또 처리 후에 표층의 약한 화합물층을 제거할 필요가 있다는 문제가 있었다.

그 때문에, 질화 처리와 동일한 정도의 처리 온도에서, 처리 시간을 짧게 한 연질화 처리가 개발되어, 최근에는 기계 구조용 부품 등을 대상으로 널리 보급되고 있다. 이 연질화 처리는 500 ∼ 600 ℃ 의 온도역에서 N 과 C 를 동시에 침입·확산시켜, 표면을 경화시키는 것으로, 종래의 질화 처리와 비교하여 처리 시간을 절반 이하로 하는 것이 가능하다.

그러나, 상기 서술한 침탄 처리에서는 ??칭 경화에 의해 심부 (芯部) 경도를 상승시키는 것이 가능한 것에 비해, 연질화 처리는 강의 변태점 이하의 온도에서 처리를 실시하는 것이기 때문에, 심부 경도가 상승하지 않고, 연질화 처리재는 침탄 처리재와 비교하면, 피로 강도는 열등한 것이었다.

이와 같은 연질화 처리재의 피로 강도를 높이기 위해, 통상, 연질화 처리 전에 ??칭·템퍼링 처리를 실시하고, 심부 경도를 상승시키고 있지만, 얻어지는 피로 강도는 충분하다고는 하기 어렵고, 또 제조 비용이 상승하여, 더욱 기계 가공성도 저하된다.

이와 같은 문제를 해결하기 위해, 특허문헌 1 에서는, 강 중에, Ni 나 Al, Cr, Ti 등을 함유시킴으로써 연질화 처리 후에 높은 굽힘 피로 강도가 얻어지는, 연질화용 강이 제안되어 있다.

즉, 이 강은, 연질화 처리에 의해, 심부에 대해서는 Ni-Al, Ni-Ti 계의 금속간 화합물 혹은 Cu 화합물로 시효 경화시키는 한편, 표층부에 대해서는 질화층 중에 Cr, Al, Ti 등의 질화물이나 탄화물을 석출 경화시킴으로써, 굽힘 피로 강도를 향상시키고 있다.

또, 특허문헌 2 에서는, Cu 를 0.5 ∼ 2 ％ 함유한 강을, 열간 단조로 단신 (鍛伸) 후, 공랭시켜, Cu 가 고용된 페라이트 주체의 조직으로 하고, 580 ℃, 120 분의 연질화 처리 중에 Cu 를 석출 경화시키고, 또한 Ti, V 및 Nb 탄질화물의 석출 경화도 병용함으로써, 연질화 처리 후에 있어서 우수한 굽힘 피로 특성이 얻어지는 연질화용 강이 제안되어 있다.

특허문헌 3 에서는, Ti-Mo 탄화물, 또 그것들에 추가로 Nb, V, W 의 1 종 또는 2 종 이상을 포함하는 탄화물을 분산시킨 연질화용 강이 제안되어 있다.

특허문헌 4 에는, V, Nb 를 함유하는 강에 있어서, 질화 전의 조직을 베이나이트 주체의 조직으로 하고, 질화 전의 단계에 있어서의 V, Nb 탄질화물의 석출을 억제함으로써, 질화시에 이들 탄질화물을 석출시켜 심부 경도를 상승시킨, 피로 강도가 우수한 질화용 강재가 제안되어 있다.

일본 공개특허공보 평5-59488호 일본 공개특허공보 2002-69572호 일본 공개특허공보 2010-163671호 일본 공개특허공보 2013-166997호 일본특허공보 제5567747호 일본 공개특허공보 2011-32537호

그러나, 특허문헌 1 에 기재된 연질화 강은, Ni-Al, Ni-Ti 계의 금속간 화합물이나 Cu 등의 석출 경화에 의해 굽힘 피로 강도는 향상되지만, 가공성의 확보가 충분하다고는 하기 어렵고, Ni 를 다량으로 포함하므로, 생산 비용이 높아진다는 문제가 있었다.

특허문헌 2 에 기재된 연질화용 강은, Cu, Ti, V, Nb 를 비교적 다량으로 첨가하는 것이 필요하므로, 생산 비용이 높다는 문제가 있었다.

또, 특허문헌 3 에 기재된 연질화용 강은, Ti, Mo 를 비교적 다량으로 포함하므로, 역시 고비용이라는 문제가 있었다.

특허문헌 4, 5 에 기재된 질화용 강재는, 피삭성 확보를 위해, C 저감에 의해 베이나이트 경도 상승의 억제를 도모하고 있다. C 를 저감시키면 ??칭성이 저하되고, 베이나이트 조직이 생성되기 어려워지기 때문에, 이것을 보충하기 위해서, ??칭성의 향상에 유효한 Mn, Cr, Mo 를 첨가하고, 베이나이트 조직의 생성 촉진을 도모하고 있다. 그러나, 연속 주조에 의해 압연 소재를 제조할 때에, 연속 주조 균열이라고 불리는 주편 표면의 결함이 발생하기 쉽고, 제조성을 저하시킨다는 문제가 있었다.

또, 특허문헌 6 에 기재된 질화용 강은, 연속 주조시에 표면 균열이 발생하기 쉽고, 제조성이 열등하다는 문제가 있었다.

본 발명은, 상기 문제를 유리하게 해결하는 것으로, 연질화 처리 전에 경화시키지 않고 내피로성을 확보함으로써 연질화 처리 전의 기계 가공성이 확보된 연질화용 강을, 그 제조 방법과 함께 제공하는 것을 목적으로 한다. 또, 본 발명은, 기계 가공 후의 연질화 처리에 의해 표면 경도를 높이고, 따라서 피로 특성을 향상시킬 수 있는, 연질화 부품을, 그 제조 방법과 함께 제공하는 것을 목적으로 한다.

그런데, 발명자들은, 상기 과제를 해결하기 위해, 강의 성분 조성 및 조직의 영향에 대해 예의 검토를 실시하였다.

그 결과, 강의 성분 조성을, V 및 Nb 를 적정량 함유시키고, 또한 Sb 를 미량 첨가하여 적정화하고, 추가로 강 조직으로서 베이나이트상을 면적률로 50 ％ 초과로 함으로써, 우수한 기계 가공성이 얻어지는 것, 또 연질화 처리 후에는, 심부에 V 및 Nb 를 포함하는 미세한 석출물을 분산 석출시켜 심부 경도를 상승시킴으로써, 우수한 피로 특성이 얻어지는 것의 지견을 얻었다.

본 발명은, 상기 지견에 기초하여, 더욱 검토를 가한 끝에 완성된 것이다.

즉, 본 발명의 요지 구성은 다음과 같다.

1. 질량％ 로,

C : 0.01 ％ 이상 0.20 ％ 미만,

Si : 1.0 ％ 이하,

Mn : 1.5 ％ 이상 3.0 ％ 이하,

P : 0.02 ％ 이하,

S : 0.06 ％ 이하,

Cr : 0.30 ％ 이상 3.0 ％ 이하,

Mo : 0.005 ％ 이상 0.40 ％ 이하,

V : 0.02 ％ 이상 0.5 ％ 이하,

Nb : 0.003 ％ 이상 0.20 ％ 이하,

Al : 0.010 ％ 이상 2.0 ％ 이하,

Ti : 0.005 ％ 초과 0.025 ％ 미만,

N : 0.0200 ％ 이하 및

Sb : 0.0005 ％ 이상 0.02 ％ 이하

를, 하기 식을 만족하는 범위에서 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물의 성분 조성과, 베이나이트상의 면적률이 50 ％ 초과인 강 조직을 갖는 연질화용 강.

C : 0.01 ％ 이상 0.10 ％ 이하의 경우

(S/32)/(Ti/48) ＋ (N/14)/(Ti/48) ≤ 13.0

C : 0.10 ％ 초과 0.20 ％ 미만의 경우

2(S/32)/(Ti/48) ＋ 3(N/14)/(Ti/48) ≤ 35.0

2. 상기 강 조성이, 추가로 질량％ 로,

B : 0.0100 ％ 이하,

Cu : 0.3 ％ 이하 및

Ni : 0.3 ％ 이하

중 어느 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 상기 1 에 기재된 연질화용 강.

3. 상기 강 조성이, 추가로 질량％ 로,

W : 0.3 ％ 이하,

Co : 0.3 ％ 이하,

Hf : 0.2 ％ 이하 및

Zr : 0.2 ％ 이하

중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 상기 1 또는 2 에 기재된 연질화용 강.

4. 상기 강 조성이, 추가로 질량％ 로,

Pb : 0.2 ％ 이하,

Bi : 0.2 ％ 이하,

Zn : 0.2 ％ 이하 및

Sn : 0.2 ％ 이하

중 선택된 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 상기 1, 2 또는 3 에 기재된 연질화용 강.

5. 상기 1 내지 4 중 어느 하나에 기재된 성분 조성 및 강 조직을 갖는 심부와, 그 심부의 성분 조성에 대해 질소 및 탄소의 함유량이 높은 성분 조성인 표층부를 갖는 부품.

6. 상기 베이나이트상 중에 V 및 Nb 를 포함하는 석출물이 분산되어 있는 상기 5 에 기재된 부품.

7. 질량％ 로,

C : 0.01 ％ 이상 0.20 ％ 미만,

Si : 1.0 ％ 이하,

Mn : 1.5 ％ 이상 3.0 ％ 이하,

P : 0.02 ％ 이하,

S : 0.06 ％ 이하,

Cr : 0.30 ％ 이상 3.0 ％ 이하,

Mo : 0.005 ％ 이상 0.40 ％ 이하,

V : 0.02 ％ 이상 0.5 ％ 이하,

Nb : 0.003 ％ 이상 0.20 ％ 이하,

Al : 0.010 ％ 이상 2.0 ％ 이하,

Ti : 0.005 ％ 초과 0.025 ％ 미만,

N : 0.0200 ％ 이하 및

Sb : 0.0005 ％ 이상 0.02 ％ 이하

를, 하기 식을 만족하는 범위에서 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물의 성분 조성을 갖는 강에, 가열 온도 : 950 ℃ 이상 및 마무리 온도 : 800 ℃ 이상의 열간 가공을 실시하고, 그 후, 적어도 700 ∼ 550 ℃ 의 온도역에 있어서의 냉각 속도를 0.4 ℃/s 초과로 하여 냉각시키는 것을 특징으로 하는 연질화용 강의 제조 방법.

C : 0.01 ％ 이상 0.10 ％ 이하의 경우

(S/32)/(Ti/48) ＋ (N/14)/(Ti/48) ≤ 13.0

C : 0.10 ％ 초과 0.20 ％ 미만의 경우

2(S/32)/(Ti/48) ＋ 3(N/14)/(Ti/48) ≤ 35.0

8. 상기 강 조성이, 추가로 질량％ 로,

B : 0.0100 ％ 이하,

Cu : 0.3 ％ 이하 및

Ni : 0.3 ％ 이하

중 어느 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 상기 7 에 기재된 연질화용 강의 제조 방법.

9. 상기 강 조성이, 추가로 질량％ 로,

W : 0.3 ％ 이하,

Co : 0.3 ％ 이하,

Hf : 0.2 ％ 이하 및

Zr : 0.2 ％ 이하

중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 상기 7 또는 8 에 기재된 연질화용 강의 제조 방법.

10. 상기 강 조성이, 추가로 질량％ 로,

Pb : 0.2 ％ 이하,

Bi : 0.2 ％ 이하,

Zn : 0.2 ％ 이하 및

Sn : 0.2 ％ 이하

중 선택된 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 상기 7, 8 또는 9 에 기재된 연질화용 강의 제조 방법.

11. 상기 7 내지 10 중 어느 하나에 기재된 제조 방법으로 얻어진 연질화용 강을, 원하는 형상으로 가공한 후, 550 ∼ 700 ℃ 및 10 분 이상에서 연질화 처리를 실시하는 것을 특징으로 하는 부품의 제조 방법.

본 발명에 의하면, 저가의 성분계에서 기계 가공성이 우수한 연질화용 강을 얻을 수 있다. 그리고, 이 연질화용 강에 연질화 처리를 실시하면, 침탄 처리를 실시한 예를 들어 JIS SCr420 재와 동등 이상의 피로 특성을 갖는 부품을 얻을 수 있다. 따라서, 이 부품은, 자동차 등의 기계 구조 부품에 적용하기에 매우 유용하다.

도 1 은 연질화 부품을 제조하는 공정을 나타내는 개략도이다.

이하, 본 발명을 구체적으로 설명한다.

먼저, 본 발명에 있어서, 성분 조성을 상기 범위로 한정한 이유에 대해 설명한다. 또한, 이하의 성분 조성을 나타내는 「％」는, 특별히 언급하지 않는 한 「질량％」를 의미하는 것으로 한다.

C : 0.01 ％ 이상 0.20 ％ 미만

C 는, 베이나이트상의 생성 및 강도 확보를 위해서 첨가한다. 그러나, 0.01 ％ 미만인 경우, 충분한 양의 베이나이트상이 얻어지지 않을 뿐만 아니라, 연질화 처리 후에 V 및 Nb 의 석출물량이 부족하고, 강도 확보가 곤란해지기 때문에, 0.01 ％ 이상은 첨가한다. 한편, 0.20 ％ 이상 첨가하면, 생성된 베이나이트상의 경도가 증가하고, 기계 가공성이 저하될 뿐만 아니라, 피로 특성이 오히려 저하되므로, 0.20 ％ 미만으로 한다. 보다 바람직하게는 0.04 ％ 이상 0.18 ％ 이하이다.

Si : 1.0 ％ 이하

Si 는, 탈산 그리고 베이나이트상의 생성에 유효하기 때문에 첨가한다. Si 의 함유량이 1.0 ％ 를 초과하면, 페라이트 및 베이나이트상의 고용 경화에 의해, 피삭성 및 냉간 가공성을 열화시키므로 1.0 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.8 ％ 이하, 보다 바람직하게는 0.7 ％ 이하이다. 또한, Si 를 탈산에 유효하게 기여시키기 위해서는, 첨가량을 0.01 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

Mn : 1.5 ％ 이상 3.0 ％ 이하

Mn 은, 베이나이트상의 생성 그리고 강도 향상에 유효하기 때문에 첨가한다. 그러나, Mn 량이 1.5 ％ 미만인 경우, 베이나이트상의 생성량이 적어지고, 연질화 처리 전에 V 및 Nb 의 석출물이 생성되므로, 연질화 전의 경도가 증가한다. 또한, 연질화 처리 후에 있어서의 V 및 Nb 석출물의 절대량이 감소하기 때문에, 연질화 처리 후의 경도가 저하되어 강도 확보가 곤란해진다. 따라서, Mn 은 1.5 ％ 이상으로 첨가한다. 한편, 3.0 ％ 를 초과하면, 연속 주조 균열을 발생시키기 쉽고, 또 피삭성 및 냉간 가공성을 열화시키기 때문에, 3.0 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 1.5 ％ 이상 2.5 ％ 이하의 범위이다.

P : 0.02 ％ 이하

P 는, 오스테나이트 입계에 편석되고, 입계 강도를 저하시킴으로써 연속 주조 균열을 발생시키기 쉽게 한다. 또, 강도, 인성을 저하시킨다. 따라서, P 의 함유량은 최대한 저하시키는 것이 바람직하지만, 0.02 ％ 까지는 허용된다. 또한, P 를 0.001 ％ 미만으로 하기에는 비싼 비용을 필요로 하므로, 공업적으로는 0.001 ％ 까지 저감시키면 된다.

S : 0.06 ％ 이하

S 는, 강 중에서 MnS 를 형성하고, 피삭성을 향상시키는 유용 원소이지만, 0.06 ％ 를 초과하여 함유시키면 인성을 저해하므로, 0.06 ％ 이하로 제한한다. 또한, 함유량이 0.06 ％ 를 초과하면 연속 주조 균열이 발생하기 쉬워진다. 바람직하게는 0.04 ％ 이하이다.

또한, S 에 의한 피삭성 향상 효과를 발현시키기 위해서는, S 함유량을 0.002 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

Cr : 0.30 ％ 이상 3.0 ％ 이하

Cr 은, 베이나이트상의 생성에 유효하기 때문에 첨가한다. 또한, 연질화에 의해 질화물을 형성하고, 표면 경도를 향상시키는 효과를 갖는다. 그러나, 0.30 ％ 미만인 경우, 베이나이트상의 생성량이 적어지고, 연질화 처리 전에 V 및 Nb 의 석출물이 생성되기 때문에, 연질화 전의 경도가 증가한다. 또한, 연질화 처리 후에 있어서의 V 및 Nb 석출물의 절대량이 감소하기 때문에, 연질화 처리 후의 경도가 저하되어 강도 확보가 곤란해진다. 따라서 Cr 량은 0.30 ％ 이상으로 한다. 한편, 3.0 ％ 를 초과하면 열간 연성이 저하되고, 또, 경질화됨으로써 피삭성을 열화시키기 때문에, 3.0 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.5 ％ 이상 2.0 ％ 이하의 범위, 보다 바람직하게는 0.5 ％ 이상 1.5 ％ 이하의 범위이다.

Mo : 0.005 ％ 이상 0.40 ％ 이하

Mo 는, ??칭성을 증가시키고, 베이나이트상의 생성을 용이하게 한다. 그 결과, V 및 Nb 의 석출물을 미세하게 석출시키고, 연질화 처리재의 강도를 향상시키는 효과가 있어, 본 발명에 있어서 중요한 원소이다. 또, 베이나이트상의 생성에도 유효하다. 이 강도 향상을 위해서, Mo 는 0.005 ％ 이상으로 첨가한다. 한편, 0.40 ％ 를 초과하여 첨가하면, 열간 연성이 저하되어 연속 주조에서의 주편 균열이 발생하기 쉬워지고, 또 Mo 는 고가의 원소이므로 성분 비용의 상승을 초래한다. 이 때문에, 0.005 ％ 이상 0.40 ％ 이하의 범위로 한다. 바람직하게는 0.015 ％ 이상 0.3 ％ 이하의 범위, 보다 바람직하게는 0.04 ％ 이상 0.2 ％ 미만의 범위이다.

V : 0.02 ％ 이상 0.5 ％ 이하

V 는, 연질화시의 온도 상승에 의해, Nb 와 함께 미세 석출물을 형성하여 심부 경도를 증가시키고, 강도를 향상시키는 중요한 원소이다. 그를 위해서는, V 량을 0.02 ％ 이상으로 한다. 한편, 0.5 ％ 를 초과하면 석출물이 조대화되고, 충분한 강도 향상 효과가 얻어지지 않는 것에 더하여 연속 주조시의 균열을 조장한다. 그 때문에, V 첨가량은 0.5 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.03 ％ 이상 0.3 ％ 이하의 범위, 보다 바람직하게는 0.03 ％ 이상 0.25 ％ 이하의 범위이다.

Nb : 0.003 ％ 이상 0.20 ％ 이하

Nb 는, 연질화시의 온도 상승에 의해, V 와 함께 미세 석출물을 형성하여 심부 경도를 증가시키기 때문에, 피로 강도 향상에 매우 유효하다. 그를 위해서는, Nb 량을 0.003 ％ 이상으로 한다. 한편, 0.20 ％ 를 초과하면, 석출물이 조대화되어 충분한 강도 향상 효과가 얻어지지 않는 것에 더하여 연속 주조시의 균열을 조장하므로, 그 첨가량을 0.20 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.02 ％ 이상 0.18 ％ 이하의 범위이다.

Al : 0.010 ％ 이상 2.0 ％ 이하

Al 은, 연질화 처리 후의 표면 경도 및 유효 경화층 깊이의 향상에 유용한 원소이며, 적극적으로 첨가한다. 또, 열간 단조시에 있어서의 오스테나이트 입 (粒) 성장을 억제함으로써, 조직을 미세화하여 인성을 향상시키는 데에 있어서도 유용한 원소이다. 이와 같은 관점에서, 0.010 ％ 이상의 첨가로 한다. 한편, 2.0 ％ 를 초과하여 함유시켜도 그 효과는 포화되고, 오히려 연속 주조시의 균열을 조장하고, 성분 비용의 상승을 초래하는 불리가 발생하므로, 2.0 ％ 이하로 한정한다. 바람직하게는 0.020 ％ 초과 1.5 ％ 이하의 범위이며, 보다 바람직하게는 0.020 ％ 초과 1.2 ％ 이하의 범위이다.

Ti : 0.005 ％ 초과 0.025 ％ 미만

Ti 는, 연속 주조시의 냉각 균열이나, 굽힘 연속 주조기를 사용했을 때의, 굽힘-굽힘 복귀시의 표면 균열을 방지하는 유용한 원소이며, 0.005 ％ 를 초과하는 범위에 있어서 적극적으로 첨가한다. 한편, 0.025 ％ 이상이 되면, 조대한 TiN 이 발생하고, 피로 강도의 저하를 초래하므로, 0.025 ％ 미만으로 한정한다. 바람직하게는, 0.012 ％ 초과 0.023 ％ 이하의 범위이며, 보다 바람직하게는 0.015 ％ 이상 0.022 ％ 이하이다.

N : 0.0200 ％ 이하

N 은, 강 중에서 탄질화물을 형성하고, 연질화 처리재의 강도를 향상시키는 유용한 원소이며, 바람직하게는 0.0020 ％ 이상으로 첨가한다. 한편, 0.0200 ％ 를 초과하면, 형성하는 탄질화물이 조대화되어 강재의 인성을 저하시킨다. 또, 주편의 표면 균열이 발생하고, 주편 품질이 저하된다. 이 때문에, N 은 0.0200 ％ 이하의 범위로 한정한다. 보다 바람직하게는, 0.0180 ％ 이하이다.

Sb : 0.0005 ％ 이상 0.02 ％ 이하

Sb 는, 주조시 그리고 열간 압연이나 열간 단조시의 입계 산화나 표면 균열을 억제하고, 제품의 표면 품질을 향상시키는 효과가 있다. Sb 의 첨가량이 0.0005 ％ 에 미치지 못하면 첨가 효과가 부족하다. 한편, 0.02 ％ 를 초과하여 첨가해도 효과가 포화되고, 성분 비용의 상승을 초래하는 것에 더하여, 입계 등에 편석되어 모재 인성이 저하되기 때문에, 첨가하는 경우에는 0.0005 ％ 이상 0.02 ％ 이하의 범위로 한정한다. 보다 바람직하게는, 0.0010 ％ 이상 0.01 ％ 이하로 한다.

또한, 본 발명에서는, C 함유량에 따라, 하기 식을 만족시킬 필요가 있다.

C : 0.01 ％ 이상 0.10 ％ 이하의 경우

(S/32)/(Ti/48) ＋ (N/14)/(Ti/48) ≤ 13.0

C : 0.10 ％ 초과 0.20 ％ 미만의 경우

2(S/32)/(Ti/48) ＋ 3(N/14)/(Ti/48) ≤ 35.0

발명자들은, 연속 주조시에 강에 균열이 발생하는 원인에 대해 조사를 실시하고, 연속 주조시에 생성되는 입계 페라이트에 대한 조대한 MnS 의 석출이, 균열의 요인이 되고 있다는 지견을 얻었다. 그래서, 입계 페라이트에 대한 MnS 의 석출을 억제하기 위하여 검토를 실시한 결과, MnS 의 석출에는, 강 중의 C, Ti, S 및 N 의 함유량이 밀접하게 관계되어 있고, 이들 원소의 함유량을 조정함으로써, 입계 페라이트에 대한 MnS 의 석출을 억제하여, 연속 주조시의 균열을 억제할 수 있는 것을 알았다. 즉, C, Ti, S 및 N 에 대해, 파라미터를 상기 범위로 함으로써, S 를 Ti 탄황화물로서 석출시키고, 연속 주조시에 생성되는 입계 페라이트에 대한 조대한 MnS 의 석출을 억제하고, 연속 주조 균열을 억제할 수 있다.

이상이 본 발명의 기본 성분 조성이지만, 추가로, 필요에 따라, B : 0.0100 ％ 이하, Cu : 0.3 ％ 이하 및 Ni : 0.3 ％ 이하 중 어느 1 종 또는 2 종 이상, W : 0.3 ％ 이하, Co : 0.3 ％ 이하, Hf : 0.2 ％ 이하 및 Zr : 0.2 ％ 이하 중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상, 그리고 Pb : 0.2 ％ 이하, Bi : 0.2 ％ 이하, Zn : 0.2 ％ 이하 및 Sn : 0.2 ％ 이하 중 선택된 1 종 또는 2 종 이상을 첨가할 수 있다. 각 원소의 첨가 이유는 다음과 같다.

B : 0.0100 ％ 이하

B 는, ??칭성을 향상시키고, 베이나이트 조직의 생성을 촉진하는 효과를 가지므로, 바람직하게는 0.0003 ％ 이상으로 첨가한다. 한편, 0.0100 ％ 를 초과하여 첨가하면, B 가 BN 으로서 석출되고, ??칭성 향상 효과가 포화될 뿐만 아니라, 성분 비용의 상승을 초래하므로, 첨가하는 경우에는 0.0100 ％ 이하의 범위로 한정한다. 보다 바람직하게는, 0.0005 ％ 이상 0.0080 ％ 이하로 한다.

Cu : 0.3 ％ 이하

Cu 는, 연질화 처리 중에 Fe 나 Ni 와 금속간 화합물을 형성하고, 석출 경화에 의해 연질화 처리재의 강도를 향상시키는 유용 원소이며, 베이나이트상의 생성에도 유효하다. Cu 량이 0.3 ％ 를 초과하면, 열간 가공성이 저하되므로, Cu 는 0.3 ％ 이하의 범위에서 첨가한다. 바람직하게는 0.05 ∼ 0.25 ％ 의 범위이다.

Ni : 0.3 ％ 이하

Ni 는, ??칭성을 증대시키고, 저온 취성을 억제하는 효과를 갖는다. Ni 량이 0.3 ％ 를 초과하면, 경도가 상승하여 피삭성에 악영향을 미칠 뿐만 아니라, 비용적으로도 불리해지므로, Ni 는 0.3 ％ 이하의 범위로 한정한다. 바람직하게는 0.05 ∼ 0.25 ％ 의 범위이다.

W : 0.3 ％ 이하, Co : 0.3 ％ 이하, Hf : 0.2 ％ 이하, Zr : 0.2 ％ 이하

W, Co, Hf 및 Zr 은 모두 강의 강도 향상에 유효한 원소이며, 바람직하게는 0.01 ％ 이상으로 첨가할 수 있다. 한편, W 및 Co 는 각각 0.3 ％, Hf 및 Zr 은 각각 0.2 ％ 를 초과한 첨가는 인성을 저하시키므로, W 및 Co 는 각각 0.3 ％ 를 상한으로 하고, Hf 및 Zr 은 각각 0.2 ％ 를 상한으로 한다. 또한, 보다 바람직하게는, W : 0.01 ∼ 0.25 ％, Co : 0.01 ∼ 0.25 ％, Hf : 0.01 ∼ 0.15 ％, Zr : 0.01 ∼ 0.15 ％ 이다.

Pb : 0.2 ％ 이하, Bi : 0.2 ％ 이하, Zn : 0.2 ％ 이하, Sn : 0.2 ％ 이하

Pb, Bi, Zn 및 Sn 은, 강의 피삭성을 향상시키는 효과를 갖는 원소이며, 바람직하게는 0.02 ％ 이상으로 첨가할 수 있다. 한편, 0.2 ％ 를 초과한 첨가는 강도나 인성을 저하시키므로, 0.2 ％ 를 상한으로 한다.

강의 성분 조성은, 상기한 원소 및 잔부의 Fe 및 불가피적 불순물을 가지면 되는데, 상기한 원소 및 잔부의 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 것이 바람직하다.

다음으로, 본 발명의 연질용 강에 있어서의 강 조직에 대해 설명한다.

[베이나이트상 : 면적률로 50 ％ 초과]

본 발명에서는, 베이나이트상을 조직 전체에 대한 면적률로 50 ％ 초과로 하는 것이, 매우 중요하다.

그런데, 본 발명에서 기대한 것은, 연질화 처리시에 V 및 Nb 의 석출물을 분산 석출시키고, 이로써 질화층 및 심부 경도를 상승시키고, 연질화 처리 후의 피로 강도를 향상시키는 것에 있다. 즉, 연질화 처리 전에 V 및 Nb 의 석출물이 다량으로 존재하고 있으면, 통상 연질화 처리 전에 실시되는 절삭 가공시의 피삭성의 관점에서는 불리하다. 또, 베이나이트 변태 과정에서는, 페라이트-펄라이트 변태 과정에 비해, 모상 중에 V 및 Nb 석출물이 생성되기 어렵다. 따라서, 본 발명의 연질화용 강의 강 조직 즉 연질화 처리 전의 강 조직은, 베이나이트상을 주체로 한다. 구체적으로는, 베이나이트상을 조직 전체에 대한 면적률로 50 ％ 초과로 한다. 바람직하게는 60 ％ 초과, 보다 바람직하게는 80 ％ 초과이며, 100 ％ 이어도 된다.

또한, 베이나이트상 이외의 조직으로는, 페라이트상이나 펄라이트상 등이 고려되는데, 이들 조직은 적을수록 바람직한 것은 말할 필요도 없다.

여기에, 각 상의 면적률은, 얻어진 연질화용 강으로부터 시험편을 채취하고, 압연 방향으로 평행한 수직 단면 (L 단면) 에 대해, 그 단면을 연마 후에 나이탈로 부식시키고, 광학 현미경 또는 주사형 전자 현미경 (SEM) 을 사용하고, 단면 조직 관찰 (200 배의 광학 현미경 조직 관찰) 에 의해 상의 종류를 동정하고, 각 상의 면적률을 구한다.

[베이나이트상 중에 V 및 Nb 를 포함하는 석출물이 분산]

또, 본 발명의 연질화 부품에서는, 본 발명의 연질화용 강에 연질화 처리를 실시하고, 베이나이트상 중에 V 및 Nb 를 포함하는 석출물을 분산 석출시키는 것이 바람직하다. 왜냐하면, 표층 연질화부 이외의 심부 조직 중에 V 및 Nb 를 포함하는 석출물을 분산 석출시킴으로써, 경도가 상승하고, 연질화 처리 후의 피로 강도가 현저하게 향상되기 때문이다.

여기서, 심부란, 연질화에 의한 표면 화합물층 및 경화층을 제외한 영역을 의미하지만, 심부 이외에 대해서도 베이나이트상 중에는, V, Nb 를 포함하는 석출물을 분산시키는 것이 바람직하다.

또, 베이나이트상 중의 V 및 Nb 를 포함하는 석출물의 평균 입경은 10 ㎚ 미만으로 하고, 단위 면적 1 ㎛² 당 500 개 이상 분산 석출시키는 것이, 연질화 처리 후의 석출 강화에 그 석출물을 기여시키는 데에 있어서 바람직하다. 또한, 석출물의 입경의 측정 한계는, 1 ㎚ 정도이다.

또한, 연질화 처리를 실시하여 얻어지는 부품은, 표층에 연질화층을 갖는 것이 된다. 이 부품은, 표층부 (심부 이외의 부분) 가, 심부의 성분 조성에 대해 탄소 및 질소의 함유량이 높은 성분 조성이 된다.

다음으로, 본 발명의 연질화용 강 및 연질화 부품의 제조 방법에 대해 설명한다.

도 1 에, 본 발명에 관련된 연질화용 강인 봉강을 사용하여 연질화 부품을 제조할 때의, 대표적인 제조 공정을 나타낸다. 여기서, S1 은 소재가 되는 봉강의 제조 공정, S2 는 반송 공정, S3 은 제품 (연질화 부품) 마무리 공정이다.

먼저, 봉강 제조 공정 (S1) 에서, 주편을 열간 압연하여 강편으로 하고, 그 후, 강편을 열간 압연에 의해 봉강으로 한다. 그 후, 품질 검사를 거쳐 출하한다.

그리고, 반송 (S2) 후, 제품 (연질화 부품) 마무리 공정 (S3) 에서, 그 봉강을 소정의 치수로 절단하고, 열간 단조 혹은 냉간 단조를 실시하고, 필요에 따라 드릴 천공이나 선삭 등의 절삭 가공으로 원하는 형상 (예를 들어, 기어 제품이나 샤프트 부품) 으로 한 후, 연질화 처리를 실시하여 제품으로 한다.

또, 열간 압연재를 그대로 선삭이나 드릴 천공 등의 절삭 가공으로 원하는 형상으로 마무리하고, 그 후 연질화 처리를 실시하여 제품으로 하는 경우도 있다. 또한, 열간 단조의 경우, 열간 단조 후에 냉간 교정이 실시되는 경우가 있다. 또, 최종 제품에 페인트나 도금 등의 피막 처리가 이루어지는 경우도 있다.

본 발명의 연질화용 강의 제조 방법에서는, 연질화 처리 직전의 열간 가공 공정에 있어서, 열간 가공시의 가열 온도, 가공 온도를 특정한 조건으로 함으로써, 전술한 바와 같은 베이나이트상을 주체로 한 조직으로 하고, 또한 V 및 Nb 의 석출물의 생성을 억제한다.

여기에, 연질화 처리 직전의 열간 가공이란, 주로 열간 압연 및 열간 단조의 어느 것을 의미하지만, 열간 압연 후에 추가로 열간 단조를 실시해도 된다. 또한, 열간 압연 후, 냉간 단조를 실시해도 되는 것은 말할 필요도 없다.

여기서, 연질화 처리 직전의 열간 가공 공정이 열간 압연 공정인 경우, 즉, 열간 압연 후에 열간 단조를 실시하지 않는 경우에는, 열간 압연 공정에 있어서 이하에 나타내는 조건을 만족시킬 필요가 있다.

[압연 가열 온도 : 950 ℃ 이상]

열간 압연 공정에서는, 압연재에 조대한 탄질화물이 석출되어 피로 강도를 저해하지 않도록, 용해시부터 잔존하는 탄화물을 고용시킨다. 여기서, 압연 가열 온도가 950 ℃ 에 미치지 못하면, 용해시부터 잔존하는 탄화물이 충분히 고용되기 어려워진다. 이 때문에, 압연 가열 온도는 950 ℃ 이상으로 한다. 바람직하게는 960 ∼ 1250 ℃ 로 한다.

[압연 마무리 온도 : 800 ℃ 이상]

압연 마무리 온도가 800 ℃ 미만인 경우, 페라이트상이 생성되기 때문에, 연질화 처리 전의 강 조직을 면적률로 50 ％ 초과의 베이나이트상으로 하는 데에 있어서 불리해진다. 또, 압연 부하도 높아진다. 따라서, 압연 마무리 온도는 800 ℃ 이상으로 한다. 또한, 상한값에 대해서는, 1100 ℃ 를 초과하면, 결정립이 조대화되고, 열간 압연 후의 절삭 가공시에 표면 성상이 저하되거나, 냉간 단조성이 저하되거나 한다. 이 때문에, 압연 마무리 온도의 상한은 1100 ℃ 로 하는 것이 바람직하다.

[압연 후의 적어도 700 ∼ 550 ℃ 의 온도역에 있어서의 냉각 속도 : 0.4 ℃/s 초과]

압연 후의 적어도 700 ∼ 550 ℃ 의 온도역에 있어서의 냉각 속도가 0.4 ℃/s 이하가 되면, 부품 성형 전에 미세 석출물이 석출되어 경질화됨으로써, 절삭 가공시에 절삭 저항이 증대되고, 공구 수명이 저하된다. 이 때문에, 미세 석출물의 석출 온도 범위인 적어도 700 ∼ 550 ℃ 의 온도역에 있어서는, 압연 후의 냉각 속도를, 미세 석출물이 얻어지는 한계 냉각 속도인 0.4 ℃/s 를 초과하는 속도로 한다. 또한, 상한값에 대해서는, 200 ℃/s 를 초과하면, 경질인 마텐자이트상이 생성되고, 피삭성이 크게 저하되므로, 200 ℃/s 로 하는 것이 바람직하다.

또, 질화 처리 직전의 열간 가공 공정이 열간 단조 공정인 경우, 즉, 열간 단조만을 실시하는 경우 또는 열간 압연 후에 열간 단조를 실시하는 경우에는, 열간 단조 공정에 있어서 이하에 나타내는 조건을 만족시킨다. 또한, 열간 단조 전에 열간 압연을 실시하는 경우에는, 열간 단조가 이하의 조건을 만족하고 있으면, 열간 압연은 상기 조건을 반드시 만족하고 있지 않아도 된다.

[단조 가열 온도 : 950 ℃ 이상]

열간 단조에서는, 베이나이트상을 조직 전체에 대한 면적률로 50 ％ 초과로 하기 위해, 및 열간 단조 후의 냉간 교정이나 피삭성의 관점에서 미세 석출물의 석출을 억제하기 위해, 열간 단조시의 가열 온도를 950 ℃ 이상으로 한다. 바람직하게는 960 ∼ 1250 ℃ 로 한다.

[단조 마무리 온도 : 800 ℃ 이상]

단조 마무리 온도가 800 ℃ 미만인 경우, 페라이트상이 생성되기 때문에, 연질화 처리 전의 강 조직을 면적률로 50 ％ 초과의 베이나이트상으로 하는 데에 있어서 불리해진다. 또, 단조 부하도 높아진다. 따라서, 단조 마무리 온도는 800 ℃ 이상으로 한다. 또한, 상한값에 대해서는, 1100 ℃ 를 초과하면, 결정립이 조대화되고, 열간 단조 후의 절삭 가공시에 표면 성상이 저하되거나 한다. 이 때문에, 단조 마무리 온도의 상한은 1100 ℃ 로 하는 것이 바람직하다.

[단조 후의 적어도 700 ∼ 550 ℃ 의 온도역에 있어서의 냉각 속도 : 0.4 ℃/s 초과]

단조 후의 적어도 700 ∼ 550 ℃ 의 온도역에 있어서의 냉각 속도가 0.4 ℃/s 이하가 되면, 부품 성형 전에 미세 석출물이 석출되고, 경질화시킴으로써 절삭 가공시에 절삭 저항이 증대되고, 공구 수명이 저하된다. 이 때문에, 미세 석출물의 석출 온도 범위인 적어도 700 ∼ 550 ℃ 의 온도역에 있어서는, 단조 후의 냉각 속도를, 미세 석출물이 얻어지는 한계 냉각 속도인 0.4 ℃/s 를 초과하는 속도로 한다. 또한, 상한값에 대해서는, 200 ℃/s 를 초과하면, 경질인 마텐자이트상이 생성되고, 피삭성이 크게 저하되므로, 200 ℃/s 로 하는 것이 바람직하다.

다음으로, 얻어진 압연재 또는 단조재에 대해 절삭 가공 등을 실시하여 부품 형상으로 하고, 그 후, 이하의 조건에서 연질화 처리를 실시하여 연질화 부품을 제조할 수 있다.

[연질화 처리 조건]

연질화 처리는, 미세 석출물을 석출시키도록, 연질화 처리 온도를 550 ∼ 700 ℃, 처리 시간을 10 분 이상으로 하여 실시한다. 여기에, 연질화 처리 온도를 550 ∼ 700 ℃ 의 범위로 하는 것은, 550 ℃ 에 미치지 못하면 충분한 양의 석출물을 얻지 못하고, 700 ℃ 를 초과하면 오스테나이트역이 되어 연질화가 곤란해지기 때문이다. 보다 바람직하게는 550 ∼ 630 ℃ 의 범위이다.

또한, 연질화 처리에서는 N 과 C 를 동시에 침입·확산시키므로, NH₃ 이나 N₂ 등의 침질성 가스와, CO₂ 나 CO 등의 침탄성 가스의 혼합 분위기, 예를 들어 NH₃ : N₂ : CO₂ = 50 : 45 : 5 의 분위기에서 연질화 처리를 실시하면 된다.

실시예

이하, 본 발명의 실시예에 대해 구체적으로 설명한다.

표 1 및 2 에 나타내는 조성의 강 (No.1 ∼ 51) 을 연속 주조기에서 단면 300 ㎜ × 400 ㎜ × 길이 8000 ㎜ 의 주편으로 하였다. 그 때, 표면에 있어서의 균열의 유무를 조사하였다. 즉, 주편 표면을 길이 방향으로 관찰하고, 길이 10 ㎜ 이상의 균열의 유무를 관찰하였다. 강편 표면 균열은, 1 ㎡ 당의 균열의 개수를 구하고, A : 없음, B : 1 ∼ 4 개/㎡, C : 5 개 이상/㎡ 의 지표를 사용하여 평가하고, A 및 B 의 판정의 것을 합격으로 하였다.

이 주편을 1200 ℃ 에서 30 분의 균열 (均熱) 후에 열간 압연으로 1 변이 150 ㎜ 인 사각형 단면의 강편으로 하였다. 이어서, 표 3 및 4 에 나타내는, 가열 온도, 압연 마무리 온도의 조건에서 열간 압연하고, 60 ㎜Φ 의 봉강으로 하였다. 그 후, 700 ∼ 550 ℃ 의 범위를 표 3 및 4 에 나타내는 냉각 속도로 하여, 실온까지 냉각시켜 열간 압연 상태의 소재로 하였다. 또한, 강종 34 는 JIS SCr420 에 상당하는 강이다.

이들 열간 압연 상태의 소재를 추가로, 표 3 및 4 에 나타내는 조건에서 열간 단조하여, 30 ㎜Φ 의 봉강으로 하고, 그 후, 700 ∼ 550 ℃ 의 범위를 표 3 및 4 에 나타내는 냉각 속도로 하여, 실온까지 냉각시켰다.

이렇게 하여 얻어진 열간 단조재 및 일부에 대해서는 열간 압연 상태의 소재에 대해, 피삭성을 외주 선삭 시험에 의해 평가하였다. 열간 단조재 또는 열간 단조를 실시하지 않은 것에 대해서는 열간 압연 상태의 소재를, 200 ㎜ 길이로 절단한 것을 시험재로서 사용하였다. 절삭 공구로는, 폴더가 미츠비시 마테리알사 제조 CSBNR 2020, 또, 칩은 동일하게 미츠비시 마테리알사 제조 SNGN 120408 UTi20 고속도 공구 강을 사용하였다. 외주 선삭 시험의 조건은, 절입량 1.0 ㎜, 이송 속도 0.25 ㎜/rev, 절삭 속도 200 m/min 이며, 윤활제는 사용하지 않았다. 평가 항목으로는, 공구 마모량 (플랭크면 마모량) 이 0.2 ㎜ 가 될 때까지의 시간을 공구 수명으로 하였다.

또, 상기한 열간 단조재 또는 열간 단조를 실시하지 않은 것에 대해서는 열간 압연 상태의 소재에 대해, 조직 관찰 및 경도 측정을 실시하였다. 조직 관찰에서는, 전술한 방법에 의해, 상의 종류를 동정함과 함께, 각 상의 면적률을 구하였다.

경도 측정에서는, 비커스 경도계를 사용하고, JIS Z2244 에 준거하여 표면으로부터 직경 방향으로 직경의 1/4 깊이 위치 (이하, 이 위치를 공시재에 있어서의 심부로 한다) 의 경도를 2.94 N (300 gf) 의 시험 하중으로 5 점 측정하고, 그 평균값을 경도 (HV) 로 하였다.

이어서, 강종 1 ∼ 33 에 대해서는, 상기 열간 단조 후에 추가로 연질화 처리를 실시하였다. 또한, 강종 1 에 대해서는 열간 단조를 실시하지 않은 사례가 포함되고, 이 경우에는 열간 압연 후에 추가로 연질화 처리를 실시하였다. 한편, 강종 34 의 열간 단조재에 대해서는, 비교를 위해, 침탄 처리를 실시하였다.

연질화 처리는, NH₃ : N₂ : CO₂ = 50 : 45 : 5 의 분위기에서 525 ∼ 620 ℃ 로 가열하고, 3.5 시간 유지함으로써 실시하였다.

한편, 침탄 처리는, 930 ℃ 에서 3 시간 침탄하고, 850 ℃ 로 40 분 유지 후에 유냉시키고, 추가로 170 ℃ 에서 1 시간 템퍼링함으로써 실시하였다.

이렇게 하여 얻어진 연질화 및 침탄 열처리재에 대해, 조직 관찰, 경도 측정 및 피로 특성의 평가를 실시하였다.

여기서, 조직 관찰은, 연질화 처리 전과 동일하게, 전술한 방법에 의해 상의 종류를 동정함과 함께, 각 상의 면적률을 구하였다.

경도 측정은, 상기 열처리재의 표면 경도를 표면으로부터 0.05 ㎜ 깊이의 위치에서, 심부 경도를 심부에서 각각 측정하였다. 또, 표면 경도 및 심부 경도의 측정은 모두, 비커스 경도계를 사용하고, JIS Z2244 에 준거하여 심부의 경도를 2.94 N (300 gf) 의 시험 하중으로 6 점 측정하고, 그 평균값을 각각 표면 경도 (HV), 심부 경도 (HV) 로 하였다. 또한, 경화층 깊이는, HV520 이 되는 표면으로부터의 깊이라고 정의하여 측정하였다.

또, 연질화재 그리고 침탄재의 심부로부터, 투과 전자 현미경 관찰용 시료를, 트윈 제트법을 사용한 전해 연마법에 의해 제조하고, 얻어진 시료에 대해, 가속 전압을 200 V 로 한 투과 전자 현미경을 사용하여 석출물의 관찰을 실시하였다. 또한 관찰되는 석출물의 조성을 에너지 분산형 X 선 분광 장치 (EDX) 에 의해 구하였다.

피로 특성 평가는, 롤러 피칭 시험을 실시하고, 10⁷ 회에서의 피로 강도를 구하였다. 피로 시험편은, 상기 열간 압연 상태의 소재 또는 열간 단조재의 길이 방향과 평행하게, 평행부 : 26 ㎜Φ × 28 ㎜ 길이 및 그립부 : 24 ㎜Φ 의 시험편을 채취하고, 그 후 연질화 처리를 실시하였다. 여기서, 주편 표면의 균열의 유무 평가가 B 또는 C 인 것에 대해서는, 균열의 발생 지점이 아닌 부분이 시험편의 채취 위치가 되도록 하였다. 롤러 피칭 시험편의 26 ㎜Φ 부 전주면 (轉走面) 은 연질화 상태 (연마 없음) 로 하였다. 롤러 피칭 시험 조건은, 미끄럼률 -40 ％ 이며, 윤활유로서 오토매틱 트랜스미션 오일 (미츠비시 ATF SP-III) 을 사용하고, 유온 80 ℃ 에서 실시하였다. 대 (大) 롤러는 크라우닝 R 150 ㎜ 의 SCM420H 의 침탄 ??칭품을 사용하였다.

표 3 및 4 에 상기한 각 시험의 결과를 나타낸다. No.1 ∼ 19 및 50 ∼ 59 가 발명예, No.20 ∼ 48 및 60 ∼ 66 이 비교예, No.49 가 JIS SCr420 상당 강에 침탄 처리를 실시한 종래예이다.

표 3 및 4 로부터 분명한 바와 같이, 발명예 No.1 ∼ 19 및 50 ∼ 59 는 모두, 침탄 처리를 실시한 종래예 No.49 에 비해, 피로 강도가 우수하다. 또, No.1 ∼ 19 및 50 ∼ 59 의 연질화 처리 전의 피삭성에 대해서도, 종래예 No.49 보다 우수하다.

또한, 투과형 전자 현미경에 의한 석출물의 관찰 및 에너지 분산형 X 선 분광 장치 (EDX) 에 의한 석출물 조성의 조사 결과, No.1 ∼ 19 및 No.50 ∼ 59 의 연질화 처리재에는, 베이나이트상 중에 V, Nb 를 포함하는 입경 10 ㎚ 미만의 미세한 석출물이 1 ㎛² 당 500 개 이상 분산 석출되어 있는 것을 확인할 수 있었다. 이 결과로부터, 본 발명에 따른 연질화 처리재는, 상기 미세 석출물에 의해 높은 피로 강도를 나타낸 것이라고 생각된다.

한편, 비교예 No.20 ∼ 48 은, 성분 조성 혹은 얻어진 강 조직이 본 발명의 범위 외였기 때문에, 연속 주조시에 균열이 많거나, 피로 강도 혹은 피삭성이 열등하다.

즉, No.20 은, 열간 압연시의 가열 온도가 낮기 때문에, 석출물이 충분히 고용되지 않고, 피로 특성도 열등하다. 또, F ＋ P 조직의 분율이 높으므로, 열간 압연 후에 피삭성도 저위이다.

No.21 은, 열간 압연의 마무리 온도가 지나치게 낮기 때문에, 조직의 베이나이트 분율이 낮고, 피삭성이 열등하다. 또, F ＋ P 조직의 분율이 높기 때문에, 연질화 후에 미세 석출물이 생성되지 않기 때문에, 피로 특성도 저위이다.

No.22, 23 은, 열간 압연 후의 냉각 속도가 느리기 때문에, 적정량의 베이나이트상이 얻어지지 않고, 또 연질화 처리에 의한 미세 석출물의 생성량이 적기 때문에 석출 강화가 부족하고, 발명예에 비해 피로 강도가 낮다. 또, 피삭성도 저위이다.

No.24 는, 열간 단조시의 가열 온도가 낮기 때문에, 석출물이 충분히 고용되지 않고, 피로 특성도 열등하다. 또, F ＋ P 조직의 분율이 높기 때문에, 열간 단조 후의 피삭성도 저위이다.

No.25 는, 열간 단조의 마무리 온도가 지나치게 낮기 때문에, 조직의 베이나이트 분율이 낮고, 피삭성이 열등하다. 또, F ＋ P 조직의 분율이 높기 때문에, 연질화 후에 미세 석출물이 생성되지 않으므로, 피로 특성도 저위이다.

No.26, 27 은, 열간 단조 후의 냉각 속도가 느리기 때문에, 적정량의 베이나이트상이 얻어지지 않고, 또 연질화 처리에 의한 미세 석출물의 생성량이 적기 때문에 석출 강화가 부족하고, 발명예에 비해 피로 강도가 낮다. 또, 피삭성도 저위이다.

No.28 은, 연질화 처리 온도가 낮기 때문에, 경화층 깊이가 얕고, 피로 강도가 열등하다.

No.29 는, 연질화 처리 온도가 높기 때문에, 연질화가 충분히 이루어지지 않고, 또 미세 석출물의 석출이 충분하지 않다. 그 때문에, 피로 강도가 저위이다.

No.30 은, C 가 적정 범위를 초과하고 있기 때문에, 연질화 처리 전의 열간 단조재의 경도가 증가하고, 피삭성이 저하되어 있다.

No.31 은, Si 량이 적정 범위를 초과하고 있기 때문에, 연질화 처리 전의 열간 단조재의 경도가 증가하고, 피삭성이 저하되어 있다.

No.32 는, Mn 량이 적정 범위에 미치기 못하기 때문에, 연질화 처리 전의 열간 단조재의 강 조직이 페라이트상-펄라이트상 주체로 되어 있다. 이 때문에, 조직 중에 V 및 Nb 석출물이 석출되어 연질화 처리 전의 경도가 증가하고, 피삭성이 저하되어 있다.

No.33 은, Mn 량이 적정 범위를 초과하고 있기 때문에, 연속 주조시에 균열이 많이 발생하고 있다. 또, 연질화 처리 전에 마텐자이트상이 생성되고, 피삭성이 낮아지고 있다.

No.34 는, P 량이 적정 범위를 초과하고 있기 때문에, 연속 주조시에 균열이 많이 발생하고 있다. 또, 피로 강도도 낮아지고 있다.

No.35 는, S 량이 적정 범위를 초과하고 있고, 상기한 식 (1) 의 좌변의 값이 본 발명의 범위 외이므로, 연속 주조시에 균열이 많이 발생하고 있다.

No.36 은, Cr 량이 적정 범위에 미치지 못하기 때문에, 연질화 처리 전의 열간 단조재의 강 조직이 페라이트상-펄라이트상 주체로 되어 있다. 이 때문에, 조직 중에 조대한 V 및 Nb 석출물이 석출되어 연질화 처리 전의 경도가 증가하고, 피로 강도가 저하되어 있다.

No.37 은, Cr 량이 적정 범위를 초과하고 있고, 연속 주조시에 균열이 많이 발생하고 있다. 또, 열간 단조 후의 경도도 높기 때문에, 피삭성이 열등하다.

No.38 은, Mo 량이 적정 범위에 미치지 못하기 때문에, ??칭성이 저하되고, 베이나이트상의 생성이 불충분하다. 그 결과, 연질화 처리 후의 미세 석출물의 생성량이 적고, 충분한 심부 경도가 얻어지지 않고 있다. 이 때문에, 종래예 No.49 에 비해 피로 강도가 낮다.

No.39 는, V 량이 적정 범위에 미치지 못하기 때문에, 연질화 처리 후의 미세 석출물의 생성량이 적고, 충분한 심부 경도가 얻어지지 않고 있다. 이 때문에, 종래예 No.49 에 비해 피로 강도가 낮다.

No.40 은, V 량이 적정 범위를 초과하고 있고, 연속 주조시에 균열이 많이 발생하고 있다.

No.41 은, Nb 량이 적정 범위에 미치지 못하기 때문에, 연질화 처리 후의 미세 석출물의 생성량이 적고, 충분한 심부 경도가 얻어지지 않고 있다. 이 때문에, 종래예 No.49 에 비해 피로 강도가 낮다.

No.42 는, Nb 량이 적정 범위를 초과하고 있고, 연속 주조시에 균열이 많이 발생하고 있다.

No.43 은, Al 량이 적정 범위에 미치지 못하기 때문에, 충분한 연질화 처리 후의 표면 경도 및 유효 경화 깊이가 얻어지지 않고, 종래예 No.49 에 비해 피로 강도가 낮다.

No.44 는, Al 량이 적정 범위를 초과하고 있기 때문에, 연속 주조시에 균열이 많이 발생하고 있다.

No.45 는, Ti 량이 적정 범위를 만족하지 않고, 연속 주조시에 균열이 많이 발생하고 있다.

No.46 은, Ti 량이 적정 범위를 초과하고 있기 때문에, 피로 강도가 낮다.

No.47 은, N 량이 적정 범위를 초과하고 있기 때문에, 연속 주조시에 균열이 많이 발생하고 있다.

No.48 은, Sb 량이 적정 범위에 미치지 못하기 때문에, 연속 주조시에 균열이 많이 발생하고 있다.

No.60 은, Mo 량이 적정 범위를 초과하고 있기 때문에, 연속 주조시에 균열이 많이 발생하고 있다.

No.61, 62 는, Ti 량이 적정 범위에 미치지 못하기 때문에, 연속 주조시에 균열이 많이 발생하고 있다.

No.63 은, Ti 량이 적정 범위를 초과하고 있기 때문에, 피로 강도가 낮다.

No.64 는, 상기한 식 (1) 의 좌변의 값이 13.0 을 초과하고 있기 때문에, 연속 주조시에 균열이 많이 발생하고 있다.

No.65 는, 상기한 식 (1) 의 좌변의 값이 35.0 을 초과하고 있기 때문에, 연속 주조시에 균열이 많이 발생하고 있다.

No.66 은, Sb 량이 적정 범위에 미치지 못하기 때문에, 연속 주조시에 균열이 많이 발생하고 있다.

Claims (11)

1. 질량％ 로,
   C : 0.01 ％ 이상 0.20 ％ 미만,
   Si : 1.0 ％ 이하,
   Mn : 1.5 ％ 이상 3.0 ％ 이하,
   P : 0.02 ％ 이하,
   S : 0.06 ％ 이하,
   Cr : 0.30 ％ 이상 3.0 ％ 이하,
   Mo : 0.005 ％ 이상 0.40 ％ 이하,
   V : 0.02 ％ 이상 0.5 ％ 이하,
   Nb : 0.003 ％ 이상 0.20 ％ 이하,
   Al : 0.010 ％ 이상 2.0 ％ 이하,
   Ti : 0.005 ％ 초과 0.025 ％ 미만,
   N : 0.0200 ％ 이하 및
   Sb : 0.0005 ％ 이상 0.02 ％ 이하
   를, 하기 식을 만족하는 범위에서 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물의 성분 조성과, 베이나이트상의 면적률이 50 ％ 초과인 강 조직을 갖는 연질화용 강.
   C : 0.01 ％ 이상 0.10 ％ 이하의 경우
   (S/32)/(Ti/48) ＋ (N/14)/(Ti/48) ≤ 13.0
   C : 0.10 ％ 초과 0.20 ％ 미만의 경우
   2(S/32)/(Ti/48) ＋ 3(N/14)/(Ti/48) ≤ 35.0
2. 제 1 항에 있어서,
   상기 강 조성이, 추가로 질량％ 로,
   B : 0.0100 ％ 이하,
   Cu : 0.3 ％ 이하 및
   Ni : 0.3 ％ 이하
   중 어느 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 연질화용 강.
3. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
   상기 강 조성이, 추가로 질량％ 로,
   W : 0.3 ％ 이하,
   Co : 0.3 ％ 이하,
   Hf : 0.2 ％ 이하 및
   Zr : 0.2 ％ 이하
   중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 연질화용 강.
4. 제 1 항, 제 2 항 또는 제 3 항에 있어서,
   상기 강 조성이, 추가로 질량％ 로,
   Pb : 0.2 ％ 이하,
   Bi : 0.2 ％ 이하,
   Zn : 0.2 ％ 이하 및
   Sn : 0.2 ％ 이하
   중 선택된 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 연질화용 강.
5. 제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 기재된 성분 조성 및 강 조직을 갖는 심부와, 그 심부의 성분 조성에 대해 질소 및 탄소의 함유량이 높은 성분 조성인 표층부를 갖는 부품.
6. 제 5 항에 있어서,
   상기 베이나이트상 중에 V 및 Nb 를 포함하는 석출물이 분산되어 있는 부품.
7. 질량％ 로,
   C : 0.01 ％ 이상 0.20 ％ 미만,
   Si : 1.0 ％ 이하,
   Mn : 1.5 ％ 이상 3.0 ％ 이하,
   P : 0.02 ％ 이하,
   S : 0.06 ％ 이하,
   Cr : 0.30 ％ 이상 3.0 ％ 이하,
   Mo : 0.005 ％ 이상 0.40 ％ 이하,
   V : 0.02 ％ 이상 0.5 ％ 이하,
   Nb : 0.003 ％ 이상 0.20 ％ 이하,
   Al : 0.010 ％ 이상 2.0 ％ 이하,
   Ti : 0.005 ％ 초과 0.025 ％ 미만,
   N : 0.0200 ％ 이하 및
   Sb : 0.0005 ％ 이상 0.02 ％ 이하
   를, 하기 식을 만족하는 범위에서 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물의 성분 조성을 갖는 강에, 가열 온도 : 950 ℃ 이상 및 마무리 온도 : 800 ℃ 이상의 열간 가공을 실시하고, 그 후, 적어도 700 ∼ 550 ℃ 의 온도역에 있어서의 냉각 속도를 0.4 ℃/s 초과로 하여 냉각시키는 것을 특징으로 하는 연질화용 강의 제조 방법.
   C : 0.01 ％ 이상 0.10 ％ 이하의 경우
   (S/32)/(Ti/48) ＋ (N/14)/(Ti/48) ≤ 13.0
   C : 0.10 ％ 초과 0.20 ％ 미만의 경우
   2(S/32)/(Ti/48) ＋ 3(N/14)/(Ti/48) ≤ 35.0
8. 제 7 항에 있어서,
   상기 강 조성이, 추가로 질량％ 로,
   B : 0.0100 ％ 이하,
   Cu : 0.3 ％ 이하 및
   Ni : 0.3 ％ 이하
   중 어느 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 연질화용 강의 제조 방법.
9. 제 7 항 또는 제 8 항에 있어서,
   상기 강 조성이, 추가로 질량％ 로,
   W : 0.3 ％ 이하,
   Co : 0.3 ％ 이하,
   Hf : 0.2 ％ 이하 및
   Zr : 0.2 ％ 이하
   중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 연질화용 강의 제조 방법.
10. 제 7 항, 제 8 항 또는 제 9 항에 있어서,
    상기 강 조성이, 추가로 질량％ 로,
    Pb : 0.2 ％ 이하,
    Bi : 0.2 ％ 이하,
    Zn : 0.2 ％ 이하 및
    Sn : 0.2 ％ 이하
    중 선택된 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 연질화용 강의 제조 방법.
11. 제 7 항 내지 제 10 항 중 어느 한 항에 기재된 제조 방법으로 얻어진 연질화용 강을, 원하는 형상으로 가공한 후, 550 ∼ 700 ℃ 및 10 분 이상에서 연질화 처리를 실시하는 것을 특징으로 하는 부품의 제조 방법.

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