KR20180099877A - 강 부품, 기어 부품 및 강 부품의 제조 방법 - Google Patents

강 부품, 기어 부품 및 강 부품의 제조 방법 Download PDF

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다츠야 고야마
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Abstract

이 강 부품에서는, 표층의 C 농도는 소재 강의 C 농도보다도 높은 0.85질량％ 이상 1.2질량％ 이하이고, 표층은 잔류 오스테나이트 조직의 체적률이 0％보다도 크고, 또한 10％ 미만임과 함께, 표층의 잔부는 마르텐사이트 조직이고, 표층에 있어서의 입계 탄화물의 면적률은 2％ 미만이고, 표층보다도 내측의 층은 표층보다 내측의 층에 있어서의 잔류 오스테나이트 조직의 체적률이 표층보다도 크고, 또한 잔부는 마르텐사이트 조직이다.

Description

강 부품, 기어 부품 및 강 부품의 제조 방법
본 발명은 강을 소재로 하여, 침탄이나 ?칭 등의 공정을 거쳐서 경화된 강 부품, 기어 부품 및 강 부품의 제조 방법에 관한 것이다.
종래, 강에 대하여 침탄 처리를 실시한 후에 한번 냉각하고, 냉각 후에 고주파 ?칭 처리를 행함으로써, 열처리 변형을 억제하면서 경도를 향상시킨 강 부품 및 강 부품의 제조 방법이 알려져 있다. 이와 같은 강 부품 및 강 부품의 제조 방법은, 예를 들어 국제 공개 제2006/118243호(선행 기술 문헌)에 개시되어 있다.
상기 선행 기술 문헌에서는, 침탄 처리에 의해 강의 표면(표층)의 C(탄소) 농도를 향상시키고, 그 후, 마르텐사이트 조직을 발생시키지 않도록 4 내지 10℃/초의 냉각 속도로 강을 냉각하고, 그 후에 고주파 ?칭 처리를 행함으로써, 열처리에 기인하는 변형(열처리 변형)이 강에 발생하는 것을 억제하고 있다. 또한, 상기 선행 기술 문헌의 고주파 ?칭 처리에서는, 냉각한 강에 고주파 가열을 행하여 표층을 가열하고, 그 후 ?칭을 행함으로써 강의 조직을 마르텐사이트 변태시키고, 고주파 ?칭 강 부품의 표면의 경도 및 피로 강도를 향상시키고 있다. 또한, 상기 선행 기술 문헌에는, ?칭 후의 고주파 ?칭 강 부품에 템퍼링 처리, 숏 피닝 처리를 실시하여 고주파 ?칭 강 부품의 굽힘 피로 강도를 향상시키는 것이 개시되어 있다. 또한, 상기 선행 기술 문헌의 실시예에는, 템퍼링 연화 저항을 향상시키는 것을 목적으로 하여, 비교적 높은 농도(0.5％ 내지 2.96％)의 Cr을 함유한 강재를 사용하는 것이 개시되어 있다.
구체적으로는, 예를 들어 상기 선행 기술 문헌에는 실시예의 표 1에 있어서의 발명예 14, 15에 있어서, 침탄 처리에 의해 표면의 C 농도를 0.6질량％로 한 후, 고주파 ?칭 처리 및 숏 피닝 처리가 행해진 예가 개시되어 있다.
국제 공개 제2006-118243호
그러나, 상기 선행 기술 문헌의 숏 피닝 처리가 행해진 시험재 1(발명예 14, 15)에서는, 침탄 처리 후의 표면의 C 농도를 0.6질량％로 하여 표면 경도를 향상시키고 있지만, 예를 들어 기어 부품 등의 높은 표면 경도가 요구되는 부품에 있어서는, 가일층의 표면 경도의 향상이 요망되고 있다.
그런데, 일반적으로 강에 대하여 침탄 처리, 침탄 처리 후의 냉각 처리, ?칭 처리를 실시하여 경도를 향상시키는 경우, 침탄 처리 후의 표면(표층)의 C 농도가 높을수록, ?칭 후의 경도가 향상되는 것이 알려져 있다. 그러나, 표면의 C 농도가 약 0.8％(공석점)보다 높아지면, 소위 과공석이라고 불리는 상태가 되기 때문에, 열처리에 기인하는 변형(열처리 변형)을 억제하기 위해 침탄 처리 후에 냉각했을 때에, 많은 시멘타이트 등의 탄화물이 결정립계에 석출되어 버려, 냉각 후의 고주파 가열 시에 탄화물을 용해하여 C(탄소)를 모재 중에 충분히 고용시킬 수 없을 우려가 있다. 그리고, 고주파 가열 시에 탄소가 모재 중에 고용되어 있지 않으면, 가열 후의 냉각에 의해 조직을 마르텐사이트 변태시키려고 해도, 원하는 양의 C(탄소)를 고용한 마르텐사이트 조직을 얻을 수 없을 우려가 있다. 또한, 침탄·?칭 후의 강에, C 농도가 과공석의 상태이며 시멘타이트 등의 탄화물이 결정립계에 잔존하고 있는 상태에서 숏 피닝 처리를 실시하면, 결정립계에 석출된 탄화물(석출물)에 기인하여 표면에 미소한 크랙(마이크로 크랙)이 발생하는 경우가 있고, 결과적으로 침탄 고주파 ?칭 강 부품의 피로 강도나 인성이 저하되어 버린다는 우려가 있다.
한편, C 농도가 과공석의 상태인 침탄·?칭 후의 강은, 가열 시에 탄화물을 용해하고 C(탄소)를 모재 중에 충분히 고용시켰다고 해도, ?칭 후의 조직이 충분히 마르텐사이트 변태되지 않고, 공석점보다도 C 농도가 낮은 강에 비해 잔류 오스테나이트양이 많아지는 것도 알려져 있다. 그러나, 잔류 오스테나이트 조직은 마르텐사이트 조직에 비해 경도가 낮기 때문에, 침탄 고주파 ?칭 강 부품의 표면 경도를 향상시키기 위해서는, ?칭 후에 숏 피닝 처리 등의 개질 공정에 의한 가공 유기 변태에 의해 잔류 오스테나이트로부터 마르텐사이트로 조직을 변태시킬 필요가 있다.
또한, 상기 선행 기술 문헌의 발명예 7에서는 표면의 C 농도를 1.5질량％로 높인 시험재가 개시되어 있지만, 이 발명예 7의 시험재에는 숏 피닝 처리는 실시되어 있지 않고, 잔류 오스테나이트양이 19％이고, 부드러운 잔류 오스테나이트 조직이 표면에 많이 잔류하고 있다. 이것은 상기 선행 기술 문헌의 강재가, C 농도가 높은 것에 더하여, 비교적 높은 농도(1.05％)의 Cr을 함유하고 있기 때문에, 침탄 처리 후의 시험재의 결정립계에 Cr에 기인하는 탄화물이 많이 석출되어 버려, 상기한 이유(크랙 발생)에 의해 숏 피닝 처리를 행하는 것이 곤란했던 것이라고 생각된다.
본 발명은 상기와 같은 과제를 해결하기 위해 이루어진 것이고, 본 발명의 하나의 목적은, 열처리 변형을 억제함과 함께, 표층의 C 농도가 공석점보다 높은 경우(표층이 과공석인 상태)라도 결정립계에 석출되는 탄화물에 기인하는 피로 강도의 저하를 억제하고, 또한 표층의 경도를 충분히 크게 하는 것이 가능한 강 부품, 기어 부품 및 그 강 부품의 제조 방법을 제공하는 것이다.
상기 목적을 달성하기 위해, 본 발명의 제1 국면에 있어서의 강 부품은,
화학 성분으로서,
C(탄소): 0.05질량％ 이상 0.30질량％ 이하,
Si(규소): 1.0질량％ 이상 3.0질량％ 이하,
Mn(망간): 0.1질량％ 이상 3.0질량％ 이하,
P(인): 0.03질량％ 이하,
S(황): 0.001질량％ 이상 0.150질량％ 이하,
Cr(크롬): 0.01질량％ 이상 0.20질량％ 이하,
Al(알루미늄): 0.01질량％ 이상 0.05질량％ 이하,
N(질소): 0.003질량％ 이상 0.030질량％ 이하,
Fe, 임의 성분으로서의 소량의 다른 합금 성분 및 불가피 불순물: 잔부를 함유하는 소재 강으로 형성되는 강 부품이며,
강 부품의 표층의 C 농도는 소재 강의 C 농도보다도 높은 0.85질량％ 이상 1.2질량％ 이하이고, 표층은 잔류 오스테나이트 조직의 체적률이 0％보다도 크고, 또한 10％ 미만임과 함께, 표층의 잔부는 마르텐사이트 조직이고, 표층에 있어서의 입계 탄화물의 면적률은 2％ 미만이고, 표층보다도 내측의 층은, 표층보다 내측의 층에 있어서의 잔류 오스테나이트 조직의 체적률이 표층보다도 크고, 또한 잔부는 마르텐사이트 조직이다.
또한, 본 발명에 있어서, 「표층(또는 표층보다도 내측의 층)의 잔부는 마르텐사이트 조직이다」란, 표층(또는 표층보다도 내측의 층)의 잔류 오스테나이트 조직 이외의 잔부가 완전히 마르텐사이트 조직인 경우에 한정되지 않고, 잔류 오스테나이트 조직 이외의 잔부가, 잔류 오스테나이트 조직 및 마르텐사이트 조직 이외의 불가피하게 형성되는 조직이나 입계 탄화물 등을 미량 포함하는 경우도 포함하는 개념이다. 또한, 본 발명에 있어서, 「입계 탄화물」은 강 부품 제조 시에 오스테나이트 입계 상에 석출하는 철계 탄화물(예를 들어, 시멘타이트) 및 합금 탄화물을 의미한다.
본 발명의 제1 국면에 의한 강 부품에서는, 상기와 같이 표층의 C 농도를 0.85질량％ 이상(소위, 과공석의 상태)으로 함으로써, 표층의 C 농도가 0.6질량％인 경우보다도 표층의 경도를 크게 할 수 있다. 또한, 제1 국면에 의한 강 부품에서는, 표층의 C 농도를 1.2질량％ 이하로 함과 함께, 표층을, 잔류 오스테나이트 조직의 체적률이 0％보다도 크고, 또한 10％ 미만임과 함께, 표층의 잔부는 마르텐사이트 조직이도록 구성한다. 또한, 표층의 C 농도를 1.2질량％ 이하로 하는 것에 더하여, 소재 강에 있어서, Si 농도를 1.0질량％ 이상으로 하고, Cr 농도를 0.20질량％ 이하로 한다. 이것들에 의해, 표층의 입계 탄화물의 면적률을 2％ 미만으로 하고, 입계 탄화물에 기인하는 강 부품의 피로 강도의 저하를 억제할 수 있다. 이 결과, 강 부품의 파손을 억제하여, 강 부품의 장수명화를 도모할 수 있다. 또한, 표층의 C 농도가 1.5질량％인 경우와 달리, 표층에 부드러운 오스테나이트 조직(잔류 오스테나이트 조직)이 10％ 이상 잔류하는 것을 억제할 수 있으므로, 표층의 비커스 경도를 HV800 이상으로 충분히 크게 할 수 있다. 또한, 강 부품에 있어서 표층의 C 농도를 0.85질량％ 이상 1.2질량％ 이하로 하기 위해, 강 부품에 대하여 침탄 처리(열처리)를 행하는 경우에는, 침탄 처리 시의 열에 기인하여 강 부품에 변형(열처리 변형)이 생기기 쉽다. 그와 같은 경우에는, 침탄 처리 후에, 강 부품이 마르텐사이트 변태되는 냉각 속도 미만의 냉각 속도로 강 부품을 냉각함으로써, 열처리에 기인하는 변형(열처리 변형)이 강 부품에 발생하는 것을 억제할 수 있다. 이것들의 결과, 열처리 변형을 억제함과 함께, 표층의 C 농도가 공석점보다 높은 경우(표층이 과공석인 상태)라도 결정립계에 석출되는 탄화물에 기인하는 피로 강도의 저하를 억제하고, 또한 표층의 경도를 충분히 크게 하는 것이 가능한 강 부품을 제공할 수 있다.
본 발명의 제2 국면에 있어서의 강 부품의 제조 방법에서는,
화학 성분으로서,
C(탄소): 0.05질량％ 이상 0.30질량％ 이하,
Si(규소): 1.0질량％ 이상 3.0질량％ 이하,
Mn(망간): 0.1질량％ 이상 3.0질량％ 이하,
P(인): 0.03질량％ 이하,
S(황): 0.001질량％ 이상 0.150질량％ 이하,
Cr(크롬): 0.01질량％ 이상 0.20질량％ 이하,
Al(알루미늄): 0.01질량％ 이상 0.05질량％ 이하,
N(질소): 0.003질량％ 이상 0.030질량％ 이하,
Fe, 임의 성분으로서의 소량의 다른 합금 성분 및 불가피 불순물: 잔부를 함유하는 소재 강으로 형성되는 강 부품의 제조 방법에 있어서,
강 부품의 표면 및 그 근방에 있어서의 C 농도가 소재 강의 C 농도보다도 높은 0.85질량％ 이상 1.2질량％ 이하가 되도록, 강 부품에 침탄 처리를 실시하는 침탄 공정과,
침탄 공정 후, 강 부품이 마르텐사이트 변태되는 냉각 속도 미만의 냉각 속도로 강 부품을 냉각하는 냉각 공정과,
냉각 공정 후, 고밀도 에너지 가열에 의해 강 부품을 가열하고, 강 부품을 오스테나이트화 온도 이상의 온도까지 승온시킨 후, 오스테나이트화된 강 부품을 마르텐사이트 변태시키는 임계 냉각 속도 이상의 냉각 속도로 냉각하여 ?칭함으로써, 강 부품에 있어서의 오스테나이트 조직의 일부를 마르텐사이트화시키는 ?칭 공정과,
?칭 공정 후, 강 부품의 표면 및 그 근방에 역학적 에너지를 부여함으로써, 강 부품의 오스테나이트 조직을 마르텐사이트 조직으로 개질함으로써, 표층보다도 내측의 층에서는 잔류 오스테나이트 조직의 체적률이 표층보다도 크고, 또한 잔부를 마르텐사이트 조직으로 하는 개질 공정을 구비한다.
본 발명의 제2 국면에 의한 강 부품의 제조 방법에서는, ?칭 후의 표면 경도를 크게 하기 위해, 표층의 C 농도를 공석점에 있어서의 C 농도보다도 높은 0.85질량％ 이상 1.2질량％ 이하로 함과 함께, ?칭 후의 강 부품의 표면 및 그 근방에 존재하는 잔류 오스테나이트 조직을 마르텐사이트 조직으로 변태하기 위해 역학적 에너지를 부여한다. 여기서, 침탄 공정에 있어서 표층의 C 농도를 공석점에 있어서의 C 농도보다도 높은 0.85질량％ 이상으로 하면, 침탄 공정으로 이어지는 냉각 공정에 있어서 결정립계에 시멘타이트 등의 탄화물이 생성되기 쉬워지지만, 탄화물의 생성을 억제하는 Si에 관하여, Si 농도를 1.0질량％ 이상으로 하고, 탄화물의 생성을 촉진하기 쉬운 Cr에 관하여, 탄화물의 생성을 억제하기 위해 Cr 농도를 0.20질량％ 이하로 한 소재 강을 사용하고 있다. 이에 의해, 표층의 비커스 경도를, 예를 들어 HV800 이상으로 충분히 크게 할 수 있음과 함께, 탄화물의 생성을 억제하고, 예를 들어 표층에 있어서의 입계 탄화물의 면적률을 2％ 미만으로 할 수 있으므로, 입계 탄화물에 기인하는 강 부품의 피로 강도의 저하를 억제할 수 있다. 이 결과, 강 부품의 파손을 억제하여, 강 부품의 장수명화를 도모할 수 있다.
또한, 제2 국면에 의한 강 부품의 제조 방법에서는, 고밀도 에너지 가열에 의해 강 부품을 가열하고, 강 부품을 오스테나이트화 온도 이상의 온도까지 승온시킨 후, 오스테나이트화된 강 부품을 임계 냉각 속도 이상의 냉각 속도로 냉각(급랭)하여 ?칭함으로써, 강 부품에 있어서의 오스테나이트 조직의 일부를 마르텐사이트화시킨다. 여기서, 예를 들어 약 10℃ 이상 약 40℃ 이하의 냉매를 사용하여 급랭한(?칭한) 경우에는, 약 80℃ 이상 약 180℃ 이하의 냉매를 사용하여 냉각하는(예를 들어, 오일 ?칭하는) 경우에 비해, 강 부품의 오스테나이트 조직의 더 많은 부분을 마르텐사이트화시키고, 강 부품에 있어서의 잔류 오스테나이트 조직의 체적률을 작게 할 수 있다. 또한, 이것은 후술하는 도 7에 나타내는 그래프(25℃의 냉매를 사용하여 급랭하는 경우와, 140℃의 냉매를 사용하여 조금씩 냉각하는 경우에 있어서의 잔류 오스테나이트 조직의 체적률을 나타낸, 급랭 및 서랭의 일례를 나타내는 그래프)로부터도 명확하다. 이 결과, 개질 공정 후의 표층에 있어서의 잔류 오스테나이트 조직의 체적률을 확실하게 작게 할 수 있다.
또한, 제2 국면에 의한 강 부품의 제조 방법에서는, 침탄 공정 후, 강 부품이 마르텐사이트 변태되는 냉각 속도 미만의 냉각 속도로 강 부품을 냉각한다. 이에 의해, 강 부품에 대하여 침탄 처리(열처리)를 행하였다고 해도, 그 후의 냉각 공정에 있어서, 강 부품이 마르텐사이트 변태되는 냉각 속도 미만의 냉각 속도로 강 부품이 냉각되므로, 열처리에 기인하는 변형(열처리 변형)이 강 부품에 발생하는 것을 억제할 수 있다.
본 발명에 따르면, 상기와 같이 열처리 변형을 억제함과 함께, 표층의 C 농도가 공석점보다 높은 경우(표층이 과공석인 상태)라도 결정립계에 석출되는 탄화물에 기인하는 피로 강도의 저하를 억제하고, 또한 표층의 경도를 충분히 크게 하는 것이 가능한 강 부품, 기어 부품 및 그 강 부품의 제조 방법을 제공할 수 있다.
도 1은 제1 실시 형태에 의한 기어 부품의 사시도이다.
도 2는 제1 실시 형태에 의한 기어 부품의 단면도이다.
도 3은 제1 실시 형태에 의한 기어 부품의 확대 단면도이다.
도 4는 C 농도와 강재의 경도의 관계를 나타낸 그래프이다.
도 5는 제1 실시 형태에 의한 기어 부품의 제조 공정을 설명하기 위한 도면이다.
도 6은 제1 실시 형태에 의한 기어 부품의 제조 공정을 설명하기 위한 도면이다.
도 7은 소정의 냉매 온도에 있어서의 C 농도와 잔류 오스테나이트 조직의 체적률의 관계를 나타낸 그래프이다.
도 8은 제1 실시 형태의 효과를 확인하기 위해 행한 기어 부품에 있어서의 잔류 오스테나이트 조직의 체적률에 관한 측정 결과를 나타낸 그래프이다.
도 9는 제1 실시 형태의 효과를 확인하기 위해 행한 기어 부품에 있어서의 잔류 응력의 측정 결과를 나타낸 그래프이다.
도 10은 제1 실시 형태의 효과를 확인하기 위해 행한 기어 부품의 치면에 있어서의 표층의 비커스 경도의 측정 결과를 나타낸 그래프이다.
도 11은 제2 실시 형태에 의한 축 부재의 축 방향에서 본 평면도이다.
도 12는 도 11의 500-500선을 따른 단면도이다.
도 13은 제2 실시 형태에 의한 축 부재의 전동면 주변의 확대 단면도이다.
도 14는 제2 실시 형태에 의한 축 부재의 단부면부 주변의 확대 단면도이다.
도 15는 제2 실시 형태의 효과를 확인하기 위해 행한 축 부재의 전동면에 대한 전동 피로 시험의 결과를 나타낸 그래프이다.
이하, 실시 형태를 설명한다.
[제1 실시 형태]
[소재 강의 조성]
먼저, 제1 실시 형태에 의한 기어 부품(100)에 사용되는 소재 강의 조성에 대하여 설명한다. 또한, 소재 강은 하기 조성 이외에, 잔부 Fe(철) 및 불가피 불순물을 함유하고 있다. 또한, 기어 부품(100)은 특허 청구 범위의 「강 부품」의 일례이다.
(C(탄소): 0.05질량％ 이상 0.30질량％ 이하)
C는 소재 강의 경도를 확보하기 위해 첨가하는 원소이다. 그래서, 제1 실시 형태에서는, C 농도의 하한을 0.05질량％로 하여, 소재 강의 경도를 확보하고 있다. 한편, C 농도가 0.30질량％를 초과하면, 소재 강의 경도가 필요 이상으로 커지고, 그 결과, 소재 강에 있어서 인성이 저하됨과 함께, 절삭성이 저하된다. 이로 인해, 0.30질량％를 C 농도의 상한으로 했다. 소재 강의 경도 확보의 면에서, 보다 바람직한 C 농도의 범위는 약 0.15질량％ 이상 0.30질량％ 이하이다.
(Si(규소): 1.0질량％ 이상 3.0질량％ 이하)
Si는 후술하는 침탄 처리 후의 서랭에 있어서, 결정립계에 탄화물이 석출되는 것을 억제하기 위해 및 마르텐사이트 조직의 템퍼링에 의한 경도 저하를 억제하기 위해 첨가하는 원소이다. Si의 첨가에 의해, 입계 탄화물의 석출이 억제되므로, 침탄 처리 후의 고밀도 에너지 가열 시에, C(탄소)를 충분히 고용한 조직을 얻을 수 있다. 이에 의해, 입계 탄화물에 기인하는 피로 강도의 저하가 억제된다. 또한, 제1 실시 형태에서는, Si 농도의 하한을 1.0질량％로 하여, 결정립계에 탄화물이 석출되는 것을 억제하는 것이 가능한 Si 농도를 확보하고 있다. 한편, Si 농도가 3.0질량％를 초과하면, 소재 강의 경도가 필요 이상으로 커지고, 그 결과, 소재 강에 있어서 절삭성이 저하된다. 이로 인해, 3.0질량％를 Si 농도의 상한으로 했다. 입계 탄화물 석출의 억제 및 인성·절삭성의 저하 억제의 면에서, 보다 바람직한 Si 농도의 범위는 1.0질량％ 이상 약 2.5질량％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 약 1.5질량％ 이상 약 2.0질량％ 이하이다. 또한, Si는 제강 공정에 있어서의 탈산에도 유효하다.
(Mn(망간): 0.1질량％ 이상 3.0질량％ 이하)
Mn은 제강 공정에 있어서의 탈산, ?칭성의 향상에 유효한 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서는, Mn 농도는 0.1질량％ 이상일 필요가 있다. 한편, Mn 농도가 3.0질량％를 초과하면, 소재 강의 경도가 필요 이상으로 커지고, 그 결과, 소재 강에 있어서 절삭성이 저하된다. 이로 인해, 3.0질량％를 Mn 농도의 상한으로 했다. ?칭성 및 절삭성의 저하 억제의 면에서, 보다 바람직한 Mn 농도의 범위는 약 0.4질량％ 이상 약 2.0질량％ 이하이다.
(P(인): 0.03질량％ 이하)
P은 결정립계에 편석하여 결정립계의 강도를 저하시킴과 함께, 소재 강의 인성을 저하시키기 위해, 최대한 저감시킬 필요가 있다. 구체적으로는, P 농도를 0.03질량％ 이하로 작게 할 필요가 있다.
(S(황): 0.001질량％ 이상 0.150질량％ 이하)
S은 소재 강 중에서 MnS을 생성하여 소재 강의 절삭성의 향상에 유효한 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서는, S 농도는 0.001질량％ 이상일 필요가 있다. 단, S 농도가 0.150질량％를 초과하면, MnS이 결정립계에 편석하여 소재 강의 인성을 저하시키기 때문에, 0.150질량％를 상한으로 했다. 절삭성의 향상 및 인성 저하 억제의 면에서, 보다 바람직한 S 농도의 범위는 약 0.005질량％ 이상 약 0.060질량％ 이하이다.
(Cr(크롬): 0.01질량％ 이상 0.20질량％ 이하)
Cr은 ?칭성 및 템퍼링 연화 저항의 향상에 유효한 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서는, Cr 농도는 0.01질량％ 이상일 필요가 있다. 한편, Cr 농도가 0.20질량％를 초과하면, 침탄 처리 후의 냉각에 의해, 입계 탄화물이 많이 석출되어 버린다. 이 입계 탄화물이 많이 석출되어 버리면, 침탄 처리 후의 고밀도 에너지 가열 시에 C(탄소)를 충분히 고용한 조직을 얻을 수 없기 때문에 강 부품의 피로 강도가 저하된다. 이로 인해, Cr 농도로서, 0.20질량％를 상한으로 했다. ?칭성·템퍼링 연화 저항의 향상 및 입계 탄화물의 석출 억제의 면에서, 보다 바람직한 Cr 농도의 범위는 약 0.05질량％ 이상 약 0.15질량％ 이하이다.
(Al(알루미늄): 0.01질량％ 이상 0.05질량％ 이하)
Al은 질화물로서 가공재 중에 석출 분산함으로써, 침탄 처리 시 및 고밀도 에너지 가열 시에 조직의 조대화를 억제하여 조직을 미세화하는 데 유효한 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서는, Al 농도는 0.01질량％ 이상일 필요가 있다. 그러나, Al 농도가 0.05질량％를 초과하면, 석출물인 질화물이 조대화되기 쉬워지기 때문에, 0.05질량％를 상한으로 했다. 조직의 미세화의 면에서, 보다 바람직한 Al 농도의 범위는 약 0.02질량％ 이상 약 0.04질량％ 이하이다.
(N(질소): 0.003질량％ 이상 0.030질량％ 이하)
N는 Al 등과 각종 질화물을 생성하고, 침탄 처리 시 및 고밀도 에너지 가열 시에 조직의 조대화를 억제하여 조직을 미세화하는 데 유효한 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서는, N 농도는 0.003질량％ 이상일 필요가 있다. 그러나, N 농도가 0.030질량％를 초과하면, 소재 강의 단조성이 저하되므로, 0.030질량％를 상한으로 했다. 조직의 미세화 및 단조성의 저하 억제의 면에서, 보다 바람직한 N 농도의 범위는 약 0.005질량％ 이상 약 0.020질량％ 이하이다.
또한, 소재 강은 임의의 합금 성분으로서 이하의 원소군 중 1종 또는 2종을 함유하고 있어도 된다.
Mo(몰리브덴): 약 0.01질량％ 이상 약 0.50질량％ 이하.
B(보론): 약 0.0006질량％ 이상 약 0.0050질량％ 이하.
Mo, B은 결정립계의 강도의 향상 및 ?칭성의 향상에 유효한 원소이고, 조직의 강도를 향상시킬 목적으로 소재 강에 소량 함유되어도 된다. 이 효과를 얻기 위해서는, 각각의 원소군의 농도는 상기 하한값 이상일 필요가 있다. 그러나, 각각의 원소군의 상기 상한값을 초과하여 첨가해도 효과가 포화되므로, 상기 상한값을 초과하여 첨가시키지 않는 것이 바람직하다. 또한, 결정립계의 강도 및 ?칭성의 향상의 면에서, 보다 바람직한 Mo 농도의 범위 및 B 농도의 범위는 각각, 약 0.03질량％ 이상 약 0.20질량％ 이하 및 약 0.0010질량％ 이상 약 0.0030질량％ 이하이다.
또한, 소재 강은 임의의 합금 성분으로서 이하의 원소군 중 1종 또는 2종을 함유하고 있어도 된다.
Nb(니오븀): 약 0.01질량％ 이상 약 0.30질량％ 이하.
Ti(티타늄): 약 0.005질량％ 이상 약 0.200질량％ 이하.
V(바나듐): 약 0.01질량％ 이상 약 0.20질량％ 이하.
Nb, Ti, V은 조직의 조대화의 억제에 유효한 원소이고, 조직의 강도를 향상시킬 목적으로 소재 강에 소량 함유되어도 된다. 이 효과를 얻기 위해서는, 각각의 원소군의 농도는 상기 하한값 이상일 필요가 있다. 그러나, 각각의 원소군의 상기 상한값을 초과하여 첨가해도 효과가 포화되므로, 상기 상한값을 초과하여 첨가시키지 않는 것이 바람직하다. 또한, 조직의 조대화의 억제의 면에서, 보다 바람직한 Nb 농도의 범위, Ti 농도의 범위 및 V 농도의 범위는 각각, 약 0.03질량％ 이상 약 0.20질량％ 이하, 약 0.030질량％ 이상 약 0.100질량％ 이하 및 약 0.03질량％ 이상 약 0.10질량％ 이하이다. 여기서, 소재 강에, Mo 또는 B의 어느 1종과, Nb, Ti 또는 V의 어느 1종의 2종의 원소를 함유시켜도 된다. 이에 의해, 결정립계의 강도의 향상 및 ?칭성의 향상과, 조직의 조대화의 억제의 양쪽의 관점에서 조직의 강도를 향상시키는 것이 가능하다.
[기어 부품의 구조]
이어서, 도 1 내지 도 3을 참조하여, 제1 실시 형태에 의한 기어 부품(100)의 구조에 대하여 설명한다.
상기 소재 강을 가공 처리하여 제작된 제1 실시 형태에 의한 기어 부품(100)은, 도 1에 도시한 바와 같이, 소위 피니언이다. 이 기어 부품(100)은 가공 처리로서, 조가공 및 기어 컷팅 가공이 행해진 후에, 침탄 처리, 냉각 처리, 고주파 ?칭 처리, 템퍼링 처리 및 숏 피닝 처리가 이 순서로 행해짐으로써 제작되어 있다. 또한, 이것들의 처리에 대해서는 제조 공정의 설명에 있어서 상세하게 설명한다. 또한, 숏 피닝 처리는 특허 청구 범위의 「개질 처리」의 일례이다.
기어 부품(100)에서는 관 부재(1)의 외주면(20)측에, 외측으로 돌출되는 복수의 이를 갖는 치형부(2)가 설치되어 있다. 치형부(2)는 관 부재(1)가 연장되는 방향에 대하여 경사지는, 치근 방향을 따라 연장되는 복수의 치면(21), 치선면(22) 및 치저면(23)을 갖고 있다. 또한, 도 2에 도시한 바와 같이, 치면(21)은 치선면(22)과 치저면(23)을 접속하도록 치형 방향으로 연장되도록 형성되어 있다.
도 3에 도시한 바와 같이, 기어 부품(100)의 외주면(20)측에는 외주면(20)[치면(21), 치선면(22) 및 치저면(23)] 및 외주면(20)의 근방에 형성된 표층(31)과, 표층(31)보다도 내측의 제1 중간층(32)과, 제1 중간층(32)보다도 내측의 제2 중간층(33)이 형성되어 있다. 또한, 기어 부품(100)에서는 내주면(24) 및 내주면(24)의 근방에 내주면측층(34)이 형성되어 있다. 또한, 기어 부품(100)에서는 제2 중간층(33)과 내주면측층(34) 사이인 기어 부품(100)의 내측에 최내층(35)이 형성되어 있다.
표층(31)은 침탄 처리, 냉각 처리, 고주파 ?칭 처리, 템퍼링 처리 및 숏 피닝 처리에 있어서 처리된 영역이다. 구체적으로는, 표층(31)은 외주면(20)으로부터 외주면(20)에 대하여 수직 방향으로 약 20㎛ 이상 약 40㎛ 이하의 깊이까지의 영역이다. 또한, 표층(31)의 깊이는 숏 피닝 처리의 조건 등에 따라 변화시키는 것이 가능하다.
여기서, 제1 실시 형태에서는 표층(31) 중, 다른 기어가 맞물리는 치면에서는, 침탄 처리에 의해, C 농도가 0.85질량％ 이상 1.2질량％ 이하로 되어 있다. 이 C 농도는 소재 강의 C 농도(0.05질량％ 이상 0.30질량％ 이하)보다도 높다.
또한, 표층(31)에 있어서의 C 농도가 0.85질량％ 이상인 것에 의해, 도 4에 도시하는 C 농도와 강재의 경도의 관계(E.C.Bain and H.W.Paxton, Alloying Elements in Steel, 2nd ed., American Society for Metals, Metals Park, OH, 1961)로부터, 표층의 C 농도가 0.6질량％로 낮은 경우보다도, 경도를 충분히 크게 하는 것이 가능하다. 또한, 표층의 C 농도가 1.2질량％를 초과하면, 후술하는 고주파 ?칭 처리에 있어서 잔류 오스테나이트 조직이 많이 잔류되어 버리기 때문에, 표층(31)의 C 농도의 상한은 1.2질량％이다. 또한, 표층(31)의 C 농도는 0.85질량％ 이상 약 1.1질량％ 이하인 것이 바람직하고, 약 0.9질량％ 이상 약 1.05질량％ 이하인 것이 보다 바람직하다.
또한, 제1 실시 형태에서는, 표층(31)은 잔류 오스테나이트 조직과 마르텐사이트 조직을 포함하고 있다. 또한, 표층(31)에서는 잔류 오스테나이트 조직의 체적률이 0％보다도 크고, 또한 10％ 미만이고, 잔부가 마르텐사이트 조직이다. 또한, 표층(31)은 대부분이 오스테나이트 조직과 마르텐사이트 조직으로 구성되어 있으면 되고, 오스테나이트 조직 및 마르텐사이트 조직 이외에 불가피한 조직(예를 들어, 시멘타이트 및 베이나이트 조직 등) 등이 미량 포함되어 있어도 된다. 이에 의해, 표층(31)에 있어서, 부드러운 오스테나이트 조직의 잔류량이 10％ 미만으로 적고, 또한 잔부는 마르텐사이트 조직이므로, 경도가 큰 표층(31)을 갖는 기어 부품(100)을 얻는 것이 가능하다. 또한, 여기서 말하는 마르텐사이트 조직이란, ?칭에 의해 변태된 상태의 마르텐사이트 조직 외에, ?칭 후에 템퍼링을 행한 후의 템퍼링 마르텐사이트 조직도 포함한다.
또한, 표층(31)에서는 잔류 오스테나이트 조직 및 마르텐사이트 조직의 양쪽에 있어서, 입계 탄화물의 면적률이 2％ 미만이 되도록 형성되어 있다. 또한, 입계 탄화물의 면적률은 소정의 크기 이상의 면적(예를 들어, 10000㎛2 이상의 면적)을 갖는 단면을 관찰하고, 그 단면 내에 존재하는 입계 탄화물의 면적의 비율을 도출함으로써 취득하는 것이 가능하다.
또한, 제1 실시 형태에서는, 소재 강에서는, 침탄 처리 후의 냉각 처리 시에 있어서 초석 시멘타이트가 결정립계에 발생하는 것을 억제하기 위해, Si 첨가량의 증량 및 Cr 첨가량의 저감이 행해지고 있다.
또한, 마르텐사이트 조직은 고주파 ?칭 처리 시의 급랭에 의해 표층(31)에 생성된 마르텐사이트 조직과, 고주파 ?칭 처리에 있어서 잔류한 잔류 오스테나이트 조직이, 표층(31)에 가해진 역학적 에너지에 의해 개질됨으로써 생성된 마르텐사이트 조직을 포함하고 있다. 또한, 제1 실시 형태에서는, 역학적 에너지는 숏 피닝 처리에 의해 표층(31)에 가해져 있다.
또한, 숏 피닝 처리에 의해 표층(31)에 가해진 역학적 에너지에 의해, 표층(31)에 약 600㎫ 이상의 압축 잔류 응력이 발생하고 있다. 또한, 표층(31)에는 약 1100㎫ 이상의 압축 잔류 응력이 발생하고 있는 것이 바람직하다. 또한, 침탄 처리, 고주파 ?칭 처리 및 숏 피닝 처리에 의해, 표층(31)에 있어서, 경도(비커스 경도)가 HV800 이상으로 되어 있다. 또한, 표층(31)에 있어서의 비커스 경도는 HV850 이상인 것이 바람직하다.
제1 중간층(32)은 침탄 처리, 냉각 처리, 고주파 ?칭 처리, 템퍼링 처리 및 숏 피닝 처리에 있어서 처리된 영역이다. 또한, 제1 중간층(32)의 깊이는 숏 피닝 처리의 조건 등에 따라 변화시키는 것이 가능하다.
제1 중간층(32)에서는 침탄 처리에 의해, C 농도가 소재 강의 C 농도보다도 높게 되어 있다. 또한, 제1 중간층(32)에서는 고주파 ?칭 처리에 의해 잔류 오스테나이트 조직과 마르텐사이트 조직이 주로 생성되어 있음과 함께, 숏 피닝 처리에 의해 잔류 오스테나이트 조직이 약간, 마르텐사이트 조직으로 변태(개질)되어 있다. 이 결과, 제1 중간층(32)에서는 잔류 오스테나이트 조직의 체적률이 표층(31)보다도 크고, 또한 잔부는 마르텐사이트 조직이다.
또한, 제1 중간층(32)에 있어서의 표층(31)측의 층에서는, 잔류 오스테나이트 조직의 체적률은 약 15％ 이상이다. 또한, 숏 피닝 처리에 의해, 제1 중간층(32)에서는, 제2 중간층(33) 및 최내층(35)보다도 큰 압축 잔류 응력이 발생하고 있다. 또한, 표층(31)과 제1 중간층(32)으로부터, 숏 피닝 처리에 의해 처리된 피닝 처리층 PL이 형성되어 있다.
제2 중간층(33)은 침탄 처리, 냉각 처리, 고주파 ?칭 처리 및 템퍼링 처리에 있어서 처리된 영역이다. 예를 들어, 제2 중간층(33)은 제1 중간층(32)보다도 내측이고, 또한 외주면(20)으로부터 외주면(20)에 대하여 수직 방향으로 약 0.5㎜ 이상 약 1.5㎜ 이하의 깊이까지의 영역이다. 내주면측층(34)은 내주면(24)으로부터 내주면(24)에 대하여 수직 방향으로 약 0.5㎜ 이상 약 1.5㎜ 이하의 깊이까지의 영역이다. 또한, 제2 중간층(33)의 깊이는 침탄 처리의 조건 등에 따라 변화시키는 것이 가능하다. 제2 중간층(33)에서는 침탄 처리에 의해 C 농도가 소재 강의 C 농도보다도 높게 되어 있다. 또한, 표층(31)과 제1 중간층(32)과 제2 중간층(33)으로부터, 침탄 처리에 의해 처리된 침탄층 CL이 형성되어 있다.
최내층(35)은 침탄 처리에 있어서의 열처리, 냉각 처리, 고주파 ?칭 처리에 있어서 처리된 영역이다. 구체적으로는, 최내층(35)은 침탄 처리에 의해 열처리가 가해지는 한편, C 농도가 가공 전의 소재 강으로부터 거의 변화되지 않는 층이다. 최내층(35)의 경도는 가공 전의 소재 강의 경도보다도 크다. 또한, 기어 부품(100)의 전체에 걸쳐서 고주파 ?칭 처리가 행해지고 있다.
[기어 부품의 제조 방법]
이어서, 도 1 내지 도 3 및 도 5 내지 도 7을 참조하여, 제1 실시 형태에 의한 기어 부품(100)의 제조 방법에 대하여 설명한다.
(준비 및 전가공 처리)
도 5에 도시한 바와 같이, 먼저, 상기한 조성을 갖는 소재 강(봉강)을 준비한다. 이 소재 강은 소재 강의 C 농도(0.05질량％ 이상 0.30질량％ 이하의 어느 것)에 대응하는 A3 변태점(오스테나이트-페라이트 변태점)보다 높은 온도가 되도록 가열됨으로써, 불림이 행해지고 있다.
그리고, 소재 강을 소정의 길이로 절단 후, 조가공을 실시함으로써 통형으로 성형함과 함께, 가공재(소재 강에 가공이 실시된 강재)의 외주면(20)(도 2 참조)에 기어 컷팅을 행한다(전가공 처리). 이때, 가공재는 전체에 걸쳐서, 주로 페라이트 조직과 펄라이트 조직으로 구성되어 있다.
(침탄 처리 및 냉각 처리)
그리고, 전가공 처리 후의 가공재에 대하여, 침탄 처리를 행한다. 이 침탄 처리에서는, 산소 농도가 낮은 감압 환경의 침탄로(도시하지 않음) 내에 있어서, 가공재에 대하여 C(탄소)의 침투와 확산을 행한다. 즉, 가공재에 대하여 진공 침탄 처리를 행한다. 여기서, 침탄로 내에 도입되는 탄화수소계 가스에 의한 침탄 시간과 확산 시간은 기어 부품(100) 완성 후의 표층(31)(도 3 참조)의 C 농도를 고려하여 정해진다.
이에 의해, 외주면(20)으로부터 C(탄소)가 침투·확산됨으로써, C 농도가 소재 강의 C 농도보다도 높은 침탄층 CL1 및 내주면측층이 형성된다. 또한, 침탄층 CL1의 외주면(20)측의 부분[완성 후의 기어 부품(100)의 표층(31)에 대응하는 부분]에서는 C 농도가 0.85질량％ 이상 1.2질량％ 이하로 되어 있다. 이때, 가공재(200)의 전체가, 주로 오스테나이트 조직이 된다.
그 후, 감압 환경의 침탄로 내에 있어서, 오스테나이트화된 가공재(200)를, 마르텐사이트 변태시키는 임계 냉각 속도 미만의 냉각 속도로 냉각(서랭)한다(냉각 공정). 이에 의해, 가공재(200)의 표면[외주면(20) 및 내주면]측의 부분이 주로 펄라이트 조직이 되고, 내부를 향해 페라이트 조직이 늘어난다. 여기서, 가공재(200)의 표면측의 부분에서는, C 농도가 높기 때문에, 결정립계에 시멘타이트 등의 입계 탄화물이 석출되기 쉽다. 이 입계 탄화물이 결정립계에 과잉으로 석출되어 버리면, 후속의 고주파 ?칭 처리에 있어서 C를 충분히 고용한 조직을 얻을 수 없고, C의 부족에 의한 경도의 저하(변태 후의 마르텐사이트 조직의 경도 부족)뿐만 아니라, 가공재의 피로 강도의 저하의 원인이 된다. 그래서, 제1 실시 형태에서는, 소재 강에 있어서, Si 농도를 1.0질량％ 이상 3.0질량％ 이하로 높게 함과 함께, Cr 농도를 0.01질량％ 이상 0.20질량％ 이하로 낮게 함으로써, 결정립계에 입계 탄화물이 석출되는 것을 억제하고 있다.
또한, 냉각 공정에서는 오스테나이트화된 가공재(200)를 마르텐사이트 변태시키는 임계 냉각 속도 미만의 냉각 속도로 냉각(서랭)함으로써, 펄라이트 조직보다도 체적이 큰 마르텐사이트 조직이 가공재(200)에 발생하는 것이 억제된다. 이에 의해, 열처리에 기인하는 변형(열처리 변형)이 가공재(200)에 발생하는 것이 억제된다.
(고주파 ?칭 처리 및 템퍼링 처리)
그리고, 침탄 처리 및 냉각 처리 후의 가공재(200)에 대하여, 고주파 ?칭 처리를 행한다. 먼저, 도 6에 도시한 바와 같이, 고밀도 에너지 가열에 의해 가공재(200)를 가열한다. 구체적으로는, 소정의 고주파(예를 들어, 약 10㎑나 약 100㎑의 주파수)에 의한 고밀도 에너지를 가공재(200)에 집중적으로 가함으로써, 가공재(200)를 유도 가열한다. 이때, 가공재(200)의 온도가 Acm 변태점 이상이 되도록 가공재(200)의 전체를 가열하여 승온시킨다. 또한, Acm 변태점은 침탄층 CL1의 외주면(20)측의 부분 C 농도에 대응하는, 오스테나이트화 온도이다. 이에 의해, 가공재(200)의 전체가, 주로 오스테나이트 조직이 된다.
그 후, 가공재(200)를 급랭한다. 구체적으로는, 약 10℃ 이상 약 40℃ 이하의 물(냉매)을 직접적으로 가공재(200)에 접촉시켜 가공재(200)를 냉각한다. 예를 들어, 실온 정도(약 25℃)의 냉매를 사용하여, 가공재(200)를 냉각한다. 이에 의해, 표면[외주면(20) 및 내주면]측의 부분에 있어서, 오스테나이트 조직의 일부가 마르텐사이트 조직(?칭 마르텐사이트 조직)으로 변태된 가공재(300)가 형성된다. 또한, 가공재(300)에서는 침탄 처리 후의 침탄층 CL1이 ?칭에 의해 경화되어 침탄층 CL2가 됨과 함께, 침탄층 CL2의 내부에 소재 강보다도 경도가 향상된 최내층(35)이 형성된다. 또한, 내주면측층(134)이 ?칭에 의해 경화되어, 내주면측층(34)이 된다. 또한, 이때, C 농도와 냉매 온도에 기초하여 오스테나이트 조직의 일부가 마르텐사이트 조직으로 변태되고, 잔부는 오스테나이트 조직(잔류 오스테나이트 조직)으로서 잔류한다.
여기서, 도 7에 소정의 냉매 온도에 있어서의 C 농도와 잔류 오스테나이트 조직의 관계를 나타낸 그래프를 나타낸다. 이 그래프로부터, C 농도가 높은 경우에는, 잔류 오스테나이트 조직(γR)의 체적률이 커지기 쉬운 것을 확인할 수 있다.
여기서, 유랭의 경우에는, 냉매 온도가 140℃ 정도로 높기 때문에, C 농도에 대한 잔류 오스테나이트 조직(γR)의 체적률이 커지기 쉽다. 그것에 비해, 제1 실시 형태에 의한 수랭의 경우에는, 냉매 온도가 25℃ 정도로 낮기 때문에, C 농도가 0.85질량％ 이상 1.2질량％ 이하였다고 해도, 잔류 오스테나이트 조직(γR)의 체적률이 커지는 것을 확실하게 억제하는 것이 가능하다.
예를 들어, C 농도가 1.0질량％인 경우에, 유랭(냉매 온도 T＝140℃)을 사용하면, 잔류 오스테나이트 조직(γR)의 체적률이 80％를 초과하여 커진다. 이 경우, 잔류 오스테나이트 조직의 체적률이 그 후의 숏 피닝 처리에 의해 개질 가능한 비율을 대폭으로 초과하고 있기 때문에, 숏 피닝 처리 후에 잔류 오스테나이트 조직이 많이 잔류되어 버리고, 그 결과, 표층의 경도가 작아져 버린다. 한편, C 농도가 1.0질량％인 경우에, 수랭(냉매 온도 T＝25℃)을 사용함으로써, 잔류 오스테나이트 조직(γR)의 체적률을 25％ 정도로 억제하는 것이 가능하다. 이에 의해, 숏 피닝 처리 후에 잔류하는 잔류 오스테나이트 조직의 양을 저감시키는 것이 가능하다.
그리고, 도 6에 도시한 바와 같이, 가공재(300)의 온도를 약 600℃보다 낮은 온도로 가열함으로써, 가공재(300)를 템퍼링한다.
또한, 고주파 ?칭 처리 및 템퍼링 처리에 의해, 침탄층 CL2의 외주면(20)측의 부분[완성 후의 기어 부품(100)의 표층(31)에 대응하는 부분]에서는, 인성을 확보하면서, 경도가 향상되고 있다. 그러나, 잔류 오스테나이트 조직의 영향에 의해, 침탄층 CL2의 외주면(20)측의 부분의 경도는 불충분하다.
(숏 피닝 처리)
마지막으로, 가공재(300)의 외주면(20)에 대하여, 숏 피닝 처리(개질 공정)를 행한다. 구체적으로는, 가공재(300)를 회전시키면서, 가공재(300)의 외주면(20)에 대하여 미디어(투사재)를 소정의 압력으로 분사한다. 이때, 제1 단계로서, 미디어를 가공재(300)의 외주면(20)에 분사한다. 이에 의해, 침탄층 CL2의 심부까지 역학적 에너지가 가해진다. 그 후, 제2 단계로서, 제1 단계의 미디어보다도 직경이 작은 미디어를 가공재(300)의 외주면(20)에 분사한다. 이에 의해, 침탄층 CL2의 외주면(20)측의 부분에 역학적 에너지가 가해진다. 이것들에 의해, 침탄층 CL2의 외주면(20)측의 부분에 있어서, 잔류 오스테나이트 조직의 일부가 개질되어 마르텐사이트 조직으로 변태된다. 이 결과, 침탄층 CL2의 외주면(20)측의 부분이 0％보다도 크고, 또한 10％ 미만의 체적률의 잔류 오스테나이트 조직과, 잔부인 마르텐사이트 조직을 포함하는 표층(31)이 된다.
이때, 표층(31)에 대응하는 침탄층 CL2에서는, 숏 피닝 처리 전의 상태에 있어서 잔류 오스테나이트 조직(γR)의 체적률이 커지는 것이 억제되어 있음으로써, 그 후의 숏 피닝 처리에 있어서, 잔류 오스테나이트 조직을 마르텐사이트 조직으로 개질하는 양(체적)을 억제할 수 있다. 이에 의해, 숏 피닝 처리에 있어서의 역학적 에너지양(미디어의 분사 압력의 크기 등) 및 처리 시간 등을 특별히 큰 값으로 설정하지 않아도, 일반적인 숏 피닝 처리의 조건에 의해, 표층(31)에 잔류 오스테나이트 조직을 개질한 마르텐사이트 조직을 충분히 생성하는 것이 가능하다.
또한, 침탄층 CL2 중, 표층(31)보다도 내측이, 숏 피닝 처리에 의해 역학적 에너지가 가해진 층으로서, 제1 중간층(32)이 된다. 여기서, 표층(31)보다도 내측의 제1 중간층(32)에 있어서의 잔류 오스테나이트 조직의 체적률은, 표층(31)보다도 커짐과 함께, 잔부는 마르텐사이트 조직이 된다. 그리고, 침탄층 CL2 중, 제1 중간층(32)보다도 내측이, 숏 피닝 처리에 의해 역학적 에너지가 가해지지 않은 층으로서, 제2 중간층(33)이 된다. 또한, 이것들의 숏 피닝 처리에 의해, 표층(31) 및 제1 중간층(32)(피닝 처리층 PL)에는 압축 잔류 응력이 발생한다.
또한, 숏 피닝 처리에 의해 외주면(20)에 형성된 요철을 고르게 하기(평탄하게 하기) 위해, 숏 피닝 처리 후에 외주면(20)에 대하여 경면 마무리 등의 마무리 가공을 실시해도 된다. 또한, 경면 마무리는 지석을 사용하여 연마함으로써 행하는 것이 가능하다. 이에 의해, 도 1 내지 도 3에 도시하는 기어 부품(100)이 제작된다.
(제1 실시 형태의 효과)
제1 실시 형태에서는 이하와 같은 효과를 얻을 수 있다.
제1 실시 형태에서는, 상기와 같이 표층(31)의 C 농도를 0.85질량％ 이상으로 함으로써, 표층의 C 농도가 0.6질량％인 경우보다도 표층(31)의 경도를 크게 할 수 있다. 또한, 표층(31)의 C 농도를 1.2질량％ 이하로 함과 함께, 표층(31)에 있어서의 잔류 오스테나이트 조직의 체적률이 0％보다도 크고, 또한 10％ 미만임과 함께, 표층(31)의 잔부는 마르텐사이트 조직이도록 구성한다. 또한, 표층(31)의 C 농도를 1.2질량％ 이하로 하는 것에 더하여, 소재 강에 있어서, Si 농도를 1.0질량％ 이상으로 하고, Cr 농도를 0.20질량％ 이하로 한다. 이것들에 의해, 표층(31)의 입계 탄화물의 면적률을 2％ 미만으로 하여, 입계 탄화물에 기인하는 기어 부품(100)의 피로 강도의 저하를 억제할 수 있다. 이 결과, 기어 부품(100)의 파손을 억제하고, 기어 부품(100)의 장수명화를 도모할 수 있다. 또한, 표층(31)의 C 농도가 1.5질량％인 경우와 달리, 표층(31)에 부드러운 오스테나이트 조직(잔류 오스테나이트 조직)이 10％ 이상 잔류하는 것을 억제할 수 있으므로, 표층(31)의 비커스 경도를 HV800 이상으로 충분히 크게 할 수 있다.
또한, 제1 실시 형태에서는, 상기와 같이 표층(31)의 C 농도를 약 0.9질량％ 이상으로 하면, 표층(31)의 경도를 더 효과적으로 크게 할 수 있다.
또한, 제1 실시 형태에서는, 상기와 같이 표층(31)의 C 농도를 약 1.1질량％ 이하로 하면, 부드러운 잔류 오스테나이트 조직이 표층(31)에 많이 잔류하는 것을 더 억제할 수 있음과 함께, 결정립계에 탄화물 등의 탄화물이 석출되는 것을 더 억제할 수 있다.
또한, 제1 실시 형태에서는, 상기와 같이 제1 중간층(32)의 표층(31)측의 층은 약 15％ 이상의 체적률의 오스테나이트 조직을 포함한다. 이에 의해, 마르텐사이트 조직에 의해 제1 중간층(32)의 경도를 어느 정도 크게 하면서, 유연한 오스테나이트 조직의 양을 표층(31)보다도 많게 함으로써, 기어 부품(100)의 경도와 인성의 양쪽을 확보할 수 있다.
또한, 제1 실시 형태에서는, 상기와 같이 표층(31)에 약 1100㎫(약 600㎫) 이상의 압축 잔류 응력을 발생시킨다. 이에 의해, 기어 부품(100)의 사용 시에 표층(31)에 균열이 발생했다고 해도, 약 600㎫ 이상의 압축 잔류 응력에 의해 균열의 진행을 효과적으로 억제할 수 있다. 이에 의해, 기어 부품(100)의 장수명화를 도모할 수 있다.
또한, 제1 실시 형태에서는, 상기와 같이 소재 강의 Si 농도를 약 1.5질량％ 이상으로 하면, 시멘타이트가 결정립계에 잔류하는 것을 효과적으로 억제할 수 있다. 또한, 소재 강의 Si 농도를 약 2.0질량％ 이하로 하면, 소재 강의 경도가 필요 이상으로 커지는 것을 효과적으로 억제할 수 있다.
또한, 제1 실시 형태에서는, 상기와 같이 소재 강이 임의 성분으로서 이하의 원소군 중 1종 또는 2종을 함유하고 있다.
Mo(몰리브덴): 약 0.01질량％ 이상 약 0.50질량％ 이하.
B(보론): 약 0.0005질량％ 이상 약 0.0050질량％ 이하.
이와 같이 구성하면, 기어 부품(100)에 있어서, 결정립계의 강도의 향상 및 ?칭성의 향상을 도모할 수 있으므로, 조직의 강도를 향상시킬 수 있다.
또한, 제1 실시 형태에서는, 상기와 같이 소재 강이 임의 성분으로서 이하의 원소군 중 1종 또는 2종을 함유하고 있다.
Nb(니오븀): 약 0.01질량％ 이상 약 0.30질량％ 이하.
Ti(티타늄): 약 0.005질량％ 이상 약 0.200질량％ 이하.
V(바나듐): 약 0.01질량％ 이상 약 0.20질량％ 이하.
이와 같이 구성하면, 기어 부품(100)에 있어서, 조직의 조대화의 억제를 도모할 수 있으므로, 조직의 강도를 향상시킬 수 있다.
또한, 제1 실시 형태의 제조 방법에서는, 상기와 같이 ?칭 후의 표면 경도를 크게 하기 위해, 표층(31)의 C 농도를 공석점에 있어서의 C 농도보다도 높은 0.85질량％ 이상 1.2질량％ 이하로 함과 함께, ?칭 후의 가공재(300)의 외주면(20) 및 그 근방에 존재하는 잔류 오스테나이트 조직을 마르텐사이트 조직으로 변태하기 위해 역학적 에너지를 부여한다. 여기서, 침탄 공정에 있어서 표층(31)의 C 농도를 공석점에 있어서의 C 농도보다도 높은 0.85질량％ 이상으로 하면, 침탄 공정에 이어지는 냉각 공정에 있어서 결정립계에 시멘타이트 등의 탄화물이 생성되기 쉬워지지만, 탄화물의 생성을 억제하는 Si에 관하여, Si 농도를 1.0질량％ 이상으로 하고, 탄화물의 생성을 촉진하기 쉬운 Cr에 관하여, 탄화물의 생성을 억제하기 위해 Cr 농도를 0.20질량％ 이하로 한 소재 강을 사용하고 있다. 이에 의해, 표층(31)의 비커스 경도를 HV800 이상으로 충분히 크게 할 수 있음과 함께, 탄화물의 생성을 억제하고, 표층(31)에 있어서의 입계 탄화물의 면적률을 2％ 미만으로 할 수 있으므로, 입계 탄화물에 기인하는 기어 부품(100)의 피로 강도의 저하를 억제할 수 있다. 이 결과, 기어 부품(100)의 파손을 억제하여, 기어 부품(100)의 장수명화를 도모할 수 있다.
또한, 제1 실시 형태의 제조 방법에서는, 상기와 같이 고밀도 에너지 가열에 의해 가공재(200)(강 부품)를 가열하고, 가공재(200)를 Acm 변태점 이상의 온도까지 승온시킨 후, 오스테나이트화된 가공재(200)를 마르텐사이트 변태시키는 임계 냉각 속도 이상의 냉각 속도로 냉각(급랭)하여 ?칭함으로써, 가공재(200)에 있어서의 오스테나이트 조직의 일부를 마르텐사이트화시킨다. 이에 의해, 가열된 가공재(200)를 약 10℃ 이상 약 40℃ 이하의 물(냉매)을 사용하여 ?칭함으로써, 가열된 가공재를 약 140℃의 냉매로 ?칭하는 경우에 비해, 가공재(200)에 있어서의 오스테나이트 조직의 더 많은 부분을 마르텐사이트화시켜, 가공재(300)에 있어서의 잔류 오스테나이트 조직의 체적률을 작게 할 수 있다. 이 결과, 숏 피닝 처리 후의 표층(31)에 있어서의 잔류 오스테나이트 조직의 체적률을 확실하게 작게 할 수 있다.
또한, 제1 실시 형태의 제조 방법에서는, 상기와 같이 침탄 공정 후, 가공재(200)가 마르텐사이트 변태되는 냉각 속도 미만의 냉각 속도로, 가공재(200)를 냉각한다. 이에 의해, 가공재(200)에 대하여 침탄 처리(열처리)를 행하였다고 해도, 그 후의 냉각 공정에 있어서, 가공재(200)가 마르텐사이트 변태되는 냉각 속도 미만의 냉각 속도로 가공재(200)가 냉각되므로, 열처리에 기인하는 변형(열처리 변형)이 가공재(200)[기어 부품(100)]에 발생하는 것을 억제할 수 있다.
또한, 제1 실시 형태의 제조 방법에서는, 상기와 같이 개질 공정에 의해, 표층(31)을, 잔류 오스테나이트 조직의 체적률이 0％보다도 크고, 또한 10％ 미만임과 함께, 잔부는 마르텐사이트 조직이도록 형성한다. 이에 의해, 표층(31)에 부드러운 오스테나이트 조직(잔류 오스테나이트 조직)이 많이 잔류하는 것을 억제할 수 있으므로, 표층(31)의 비커스 경도를 HV800 이상으로 충분히 크게 할 수 있다.
또한, 제1 실시 형태의 제조 방법에서는, 상기와 같이 숏 피닝 처리에 의해, 침탄층 CL2의 외주면(20)측의 부분[완성 후의 기어 부품(100)의 표층(31)에 대응하는 부분]에 있어서의 잔류 오스테나이트 조직을 개질시킨다. 이에 의해, 용이하게 침탄층 CL2의 외주면(20)측의 부분에 있어서의 오스테나이트 조직을 개질하고, 마르텐사이트 조직을 생성할 수 있다.
또한, 제1 실시 형태의 제조 방법에서는, 상기와 같이 잔류 오스테나이트 조직을 개질시킨 후에, 숏 피닝 처리에 의해 형성된 요철을 고르게 하기 위해, 추가하여 표층(31)의 외주면(20)을 경면 마무리 등의 마무리 가공을 실시해도 된다. 이에 의해, 기어 부품(100)의 맞물림 효율을 향상시킬 수 있다.
또한, 제1 실시 형태의 제조 방법에서는, 상기와 같이 ?칭 공정에 있어서, 오스테나이트화된 가공재(200)(강 부품)를 약 10℃ 이상 약 40℃ 이하의 냉매(약 25℃의 냉매)를 사용하여 급랭하여 ?칭한다. 이에 의해, 가공재(200)에 있어서의 오스테나이트 조직의 일부를 충분히 마르텐사이트 변태시킬 수 있다.
또한, 제1 실시 형태의 제조 방법에서는, 상기와 같이 고주파 ?칭 처리 후이고, 또한 숏 피닝 처리 전에 가공재(300)(강 부품)를 템퍼링한다. 이에 의해, ?칭에 의해 저하된 마르텐사이트 조직(?칭 마르텐사이트 조직)의 인성을 템퍼링에 의해 회복시킬 수 있으므로, 기어 부품(100)에 있어서의 인성을 향상시킬 수 있다.
또한, 제1 실시 형태의 제조 방법에서는, 상기와 같이 침탄 공정에 있어서, 감압 환경 하에서 가공재(기어 부품)에 침탄 처리를 실시한다. 이에 의해, 침탄 처리 시의 열에 기인하여 가공재의 표면의 입계 등에 Si의 산화물 등이 형성되는 것을 억제함으로써, 표면의 입계 강도가 저하되는 것을 억제할 수 있다.
[제1 실시예]
이어서, 제1 실시예로서, 상기 제1 실시 형태의 효과를 확인하기 위해 행한 잔류 오스테나이트 조직의 체적률의 측정, 경도 측정, 잔류 응력 측정, 피로 강도 측정 및 입계 탄화물의 면적률 측정에 대하여 설명한다.
(실시예 1의 기어 부품의 구성)
먼저, 제1 실시 형태에 대응하는 실시예 1의 기어 부품(100)(도 1 내지 도 3 참조)을 작성했다. 구체적으로는, 먼저, 표 1에 나타내는 강번 A의 화학 성분으로 구성되고, 불림이 행해진 소재 강(봉강, 도 5 참조)을 준비했다. 또한, 이 강번 A의 소재 강은 본 실시 형태에서 나타낸 조성 범위 내에 포함되어 있다. 또한, 강번 A의 소재 강의 비커스 경도는 HV140 정도이다. 그리고, 소재 강에 대하여 절단, 조가공 및 기어 컷팅을 행하였다.
Figure pct00001
그 후, 전가공 처리 후의 가공재에 대하여 침탄 처리를 행함으로써, 표층(31)의 C 농도를 1.0질량％로 했다. 그 후, 침탄로 내에서 가공재(200)(도 5 참조)를 서랭했다.
그리고, 침탄 처리 및 냉각 처리 후의 가공재(200)에 대하여, 고주파 ?칭 처리를 행하였다. 먼저, 가공재(200)가 오스테나이트화되도록 온도가 Acm 변태점(약 800℃)보다 높은 1000℃가 되도록, 가공재(200)를 유도 가열했다. 그 후, 25℃의 물을 직접적 또한 연속적으로 가공재(200)에 접촉시켜 가공재(200)를 냉각함으로써, 가공재(200)를 급랭했다.
그리고, 급랭 후의 가공재(300)(도 6 참조)의 온도를 600℃보다 낮은 150℃로 함으로써, 템퍼링을 행하였다.
마지막으로, 가공재(300)의 외주면(20)에 대하여, 숏 피닝 처리를 행하였다. 먼저, 제1 단계로서, 0.8㎜의 직경을 갖는 미디어를 가공재(300)의 외주면(20)에 분사했다. 그 후, 제2 단계로서, 0.2㎜의 직경을 갖는 미디어를 가공재(300)의 외주면(20)에 분사했다. 마지막으로, 가공재(300)의 외주면(20)을 지석으로 연마함으로써, 외주면(20)에 대하여 경면 마무리를 행하였다. 이에 의해, 실시예 1의 기어 부품(100)을 제작했다.
(체적률 및 잔류 응력의 측정)
먼저, 실시예 1의 기어 부품(100)에 있어서의 잔류 오스테나이트 조직(γR)의 체적률과 잔류 응력을 측정했다. 구체적으로는, 먼저, 치면(21)에 대하여 전해 연마를 행함으로써, 치면에 있어서 소정의 두께만큼 제거했다. 그리고, 노출된 표면(단면)을, X선 회절법에 의해 잔류 오스테나이트 조직의 체적률과 잔류 응력을 측정했다. 또한, 잔류 응력에 관해서는, 치면(21)의 치근 방향(도 1 참조)으로 작용하는 잔류 응력을 측정했다. 또한, 참고예 1로서, 숏 피닝 처리를 행하기 전의 가공재(300)에 있어서도, 실시예 1의 기어 부품(100)과 마찬가지로, 잔류 오스테나이트 조직의 체적률의 측정을 행하였다.
(체적률의 측정 결과)
도 8에 잔류 오스테나이트 조직의 체적률의 측정 결과를 나타낸다. 치면(21)[외주면(20)]으로부터의 깊이가 35㎛ 이내인 표층(31)에서는, 숏 피닝 처리 전에는 많고 23％ 근처의 체적률이었던 잔류 오스테나이트 조직의 체적률이, 숏 피닝 처리 후에는 10％ 이상 작아져, 1％ 이상 10％ 미만이 되었다. 이것은, 숏 피닝 처리에 의해, 표층(31)에 있어서의 잔류 오스테나이트 조직이 마르텐사이트 조직으로 변태되었기 때문이라고 생각된다.
또한, 치면(21)[외주면(20)]으로부터의 거리가 200㎛ 이내이고, 또한 표층(31)을 제외한 제1 중간층(32)에서는 잔류 오스테나이트 조직의 체적률이 10％ 이상이 되었다. 즉, 제1 중간층(32)에서는, 잔류 오스테나이트 조직의 체적률은 표층(31)보다도 커졌다. 또한, 제1 중간층(32) 중, 치면(21)[외주면(20)]으로부터의 거리가 50㎛ 이상 100㎛ 이하의 영역(제1 영역)에서는, 잔류 오스테나이트 조직의 체적률이 15％ 이상이 되었다. 한편, 제1 중간층(32)의 그것 이외의 영역(제2 영역 및 제3 영역)에 있어서는, 잔류 오스테나이트 조직의 체적률이 15％ 미만이 되었다. 또한, 고주파 ?칭 처리에 의해, 표층(31) 및 제1 중간층(32)에 대응하는 부분(침탄층 CL2, 도 6 참조)의 거의 전체에 있어서, 잔류 오스테나이트 조직을 제외하고, 마르텐사이트 조직으로 되어 있다고 생각된다.
또한, 실시예 1의 기어 부품(100)의 표층(31)에 있어서, 잔류 오스테나이트 조직의 평균의 체적률이 5％가 되었다.
(잔류 응력의 측정 결과)
도 9에 치면(21)에 있어서의 잔류 응력의 측정 결과를 나타낸다. 또한, 정의 잔류 응력은 서로 떨어지는 방향으로 작용하는 인장 잔류 응력이고, 부의 잔류 응력은 서로 가까워지는 방향으로 작용하는 압축 잔류 응력이다.
표층(31)의 잔류 응력은 1100㎫ 이상의 압축 잔류 응력(－1100㎫ 이하의 잔류 응력)이고, 매우 큰 압축 잔류 응력이 발생하고 있는 것을 확인할 수 있었다. 이에 의해, 숏 피닝 처리에 의해, 표층(31)에 큰 압축 잔류 응력을 발생시키는 것이 가능한 것을 확인할 수 있었다. 또한, 표층(31)에 있어서, 큰 압축 잔류 응력이 발생하고 있는 점에서, 균열의 진행이 억제되는 것을 확인할 수 있었다. 또한, 제1 중간층(32)의 잔류 응력으로서는, 표층(31)측에 있어서 큰 압축 잔류 응력이 발생하고 있는 것을 확인할 수 있었다.
(경도 측정)
이어서, 상기 실시예 1의 기어 부품(100)의 비커스 경도를, JIS Z 2244에 기초하여 측정했다. 구체적으로는, 숏 피닝 처리를 행한 외주면 중 치면(21)에 있어서의 표층(31)의 비커스 경도[치면(21)의 비커스 경도]를 각각 측정했다. 또한, 300℃로 가열한 후 냉각한 열처리 후의 실시예 1의 기어 부품(100)을 사용하여, 기어 부품(100)의 치면(21)에 있어서의 표층(31)의 비커스 경도를 측정했다. 이때, 측정하는 단면에 가하는 시험력을 300gf로 했다.
도 10에 도시하는 비커스 경도의 측정 결과로부터, 표층(31)의 비커스 경도는 HV800 이상(HV890)이 되는 것을 확인할 수 있었다. 이에 의해, 기어 부품(100)의 최외층인 표층(31)에 있어서, 충분한 경도를 갖고 있는 것을 확인할 수 있었다. 이 결과, 기어 부품(100)의 파손을 효과적으로 억제할 수 있다고 생각된다.
또한, 300℃의 열처리 후라도, 표층(31)에 있어서 HV790 정도의 비커스 경도가 얻어졌다. 즉, 열처리 후의 표층(31)에서는 열처리 전의 표층(31)보다도 1할정도밖에 경도가 감소하지 않았다. 이것은 Si 증량이 소재 강에 대하여 행해지고 있는 것에 의한다고 생각된다. 또한, 이 경도의 감소량의 적음은, 다른 층[제1 중간층(32), 제2 중간층(33), 최내층(35)]에 있어서도 마찬가지이다. 이에 의해, 기어 부품(100)이 고온 환경 하에 배치된 경우 및 기어 부품(100)이 다른 기어 부품에 맞물리는 것에 의해 열이 발생한 경우 등이라도, 기어 부품(100)의 경도의 저하를 억제하는 것이 가능한 것이 확인되었다.
(C 농도의 측정)
이어서, 상기 실시예 1의 기어 부품(100)의 C 농도를 전자선 마이크로 애널라이저를 사용하여 측정했다. 구체적으로는, 실시예 1의 기어 부품(100)에 있어서, 숏 피닝 처리를 행한 외주면(20) 중 치면(21)에 있어서의 표층(31)의 C 농도[치면(21)의 C 농도]를 측정했다.
측정 결과로서는, 실시예 1의 표층(31)에 있어서의 C 농도는 0.99％이고, 충분한 경도와 적정한 잔류 오스테나이트 조직의 체적률을 양립할 수 있는 C 농도인 것이 확인되었다.
(피로 강도 측정)
이어서, 상기 실시예 1의 기어 부품(100)의 피로 강도를 평가했다. 구체적으로는, 동력 순환식 기어 시험기를 사용하여, 기어 부품(100)의 이 뿌리[치면(21)과 치저면(23)의 경계]에 있어서의 굽힘 피로 강도와 치면(21)에 있어서의 면 피로 강도를 평가했다. 이때, 윤활유로서 오토매틱 트랜스미션 플루이드를 사용하고, 윤활 유온 80℃ 및 회전수 2000rpm의 조건 하에서 시험을 행하였다. 또한, 이 뿌리에 있어서의 굽힘 응력이 500㎫, 치면에 있어서의 최대 면압이 2000㎫가 되는 토크를 기어 부품(100)에 부여하고, 1000만회를 목표 사이클로 했다.
굽힘 피로 강도의 평가 및 면 피로 강도의 평가로서는, 모두 1000만회 응력을 가한 후에도 실시예 1의 기어 부품(100)에 파손은 발생하지 않았다. 이 결과, 실시예 1의 기어 부품(100)은 1000만회 반복해서 가해지는 응력에 견딜 수 있는 높은 피로 강도를 갖고 있는 것을 확인할 수 있었다. 이것은, 주로 표층(31)의 경도가 큰 것에 기초하여, 기어 부품(100)의 피로 강도가 커졌기 때문이라고 생각된다.
(입계 탄화물의 면적률 측정)
이어서, 실시예 1의 기어 부품(100)에 있어서의 표층(31)의 입계 탄화물의 면적률을 측정했다. 구체적으로는, 먼저, 치면(21)에 대하여 수직으로 기어 부품(100)을 절단하고, 노출된 단면을 경면 연마했다. 그 후, 나이탈액(질산이 첨가된 알코올 용액)을 사용하여 단면을 부식시킴으로써 단면에 입계 탄화물을 현출시켰다. 그리고, 광학 현미경을 사용하여 표층(31)에 있어서의 단면의 촬영을 배율 500배로 행하였다. 그리고, 촬영된 소정의 크기의 면적을 갖는 단면에 대하여 화상 처리를 행함으로써, 입계 탄화물과 그 다른 부분을 2치화에 의해 구별했다. 그리고, 입계 탄화물의 면적률(＝(단면에 있어서의 입계 탄화물의 면적/단면 전체의 면적)×100)(％)을 도출했다.
면적률의 측정 결과로서는, 실시예 1의 기어 부품(100)에 있어서의 표층(31)에서는, 입계 탄화물은 관찰되지 않고, 그 결과, 입계 탄화물의 면적률은 0％였다. 이것은, Si 농도를 1.0질량％ 이상으로 하고, Cr 농도를 0.20질량％ 이하로 함으로써, 탄화물이 결정립계에 석출되는 것을 억제할 수 있었기 때문이라고 생각된다.
[제2 실시예]
이어서, 제2 실시예로서, 상기 제1 실시 형태의 효과를 확인하기 위해, 복수의 소재 강을 사용하여 기어 부품을 제작하고, 각각의 기어 부품에 있어서의, 표층의 C 농도, 잔류 오스테나이트 조직의 체적률, 입계 탄화물의 면적률, 치면의 표층에 있어서의 경도 및 피로 강도를 비교했다.
(소재 강의 조성)
먼저, 소재 강(봉강)으로서, 상기한 소재 강 A 이외에, 표 1에 나타내는 소재 강 B 내지 L을 준비했다.
여기서, 소재 강 A 내지 J는 본 실시 형태에서 나타낸 조성 범위 내에 포함되는 한편, 소재 강 K 및 L은 본 실시 형태에서 나타낸 조성 범위 내에 포함되지 않는다. 구체적으로는, 소재 강 K에서는, Si 농도가 본 실시 형태에서 나타낸 조성 범위(1.0질량％ 이상 3.0질량％ 이하)보다도 작고, 소재 강 L에서는, Cr 농도가 본 실시 형태에서 나타낸 조성 범위(0.01질량％ 이상 0.20질량％ 이하)보다도 크다.
그리고, 상기 제1 실시예의 실시예 1과 마찬가지로 하여 기어 부품을 제작했다. 구체적으로는, 소재 강 B 내지 L을 사용하여, 각각, 실시예 1 내지 10, 비교예 1 및 2의 기어 부품을 제작했다. 또한, 소재 강 A를 사용하는 한편, 상기 제1 실시예의 실시예 1과는 침탄 처리의 조건을 상이하게 함으로써, 비교예 3 및 4의 기어 부품을 제작했다. 구체적으로는, 비교예 3으로서, C 농도가 0.85질량％ 미만(0.74질량％)이 되도록 침탄 처리를 행함으로써, 비교예 3의 기어 부품을 제작했다. 또한, 비교예 4로서, C 농도가 1.2질량％를 초과하도록(1.25질량％) 침탄 처리를 행함으로써, 비교예 4의 기어 부품을 제작했다. 또한, 참고예 2로서, 소재 강 A를 사용함과 함께, 숏 피닝 처리를 행하지 않는 점 이외는 상기 제1 실시예의 실시예 1과 마찬가지로 하여, 참고예 2의 기어 부품을 제작했다.
그리고, 제작한 각각의 기어 부품에 대하여, 상기 제1 실시예와 마찬가지로, 표층의 C 농도, 잔류 오스테나이트 조직의 체적률, 입계 탄화물의 면적률, 치면의 표층에 있어서의 경도 및 피로 강도를 측정(평가)했다. 측정(평가) 결과를 표 2에 나타낸다.
Figure pct00002
측정(평가) 결과로서는, 실시예 1 내지 10과 같이, 상기 실시 형태에서 나타낸 조성 범위 내에 포함되는 소재 강을 사용하고, 또한 표층의 C 농도를 0.85질량％ 이상 1.2질량％ 이하로 하고, 임계 냉각 속도 이상의 냉각 속도로 냉각하여 ?칭하고, 외주면측의 오스테나이트 조직에 대하여 역학적 에너지를 부여함으로써, 잔류 오스테나이트 조직의 체적률을 0％보다도 크고, 또한 10％ 미만으로 하고, 표층에 있어서의 입계 탄화물의 면적률을 2％ 미만으로 할 수 있고, 그 결과, 표층의 비커스 경도를, HV800 이상으로 하는 것이 가능한 것을 확인할 수 있었다. 또한, 실시예 9를 제외한 실시예 1 내지 8 및 10에서는, 표층의 비커스 경도를, HV850 이상으로 더 크게 하는 것이 가능한 것을 확인할 수 있었다. 또한, 상기 특성을 갖는 실시예 1 내지 10의 기어 부품에서는, 피로 강도의 평가에 있어서, 1000만회 응력을 가한 후에도 파손은 발생하지 않았다. 즉, 실시예 1 내지 10의 기어 부품은 높은 피로 강도를 갖고 있는 것을 확인할 수 있었다.
한편, 비교예 1 및 2와 같이, 상기 실시 형태에서 나타낸 조성 범위 내에 포함하지 않는 소재 강을 사용한 경우에는, 가령 실시예 1 내지 10과 동일한 제조 방법에 의해 기어 부품을 제작했다고 해도, 표층에 있어서의 입계 탄화물의 면적률이 2％ 이상이 되었다. 그리고, 피로 강도의 평가에 있어서, 비교예 1 및 2의 기어 부품은 1000만회의 응력 인가에 견딜 수 없고, 시험 도중에 이 뿌리가 꺾여, 파손되었다. 이 결과, 상기 실시 형태에서 나타낸 조성 범위 내에 포함하지 않는 소재 강을 사용한 경우에는, 충분한 피로 강도를 갖는 기어 부품을 제작할 수 없는 것을 확인할 수 있었다.
또한, 비교예 3 및 4와 같이, 상기 실시 형태에서 나타낸 조성 범위 내에 포함되는 소재 강을 사용했다고 해도, 표층의 C 농도가 0.85질량％ 미만이 된 경우 또는 1.2질량％를 초과하는 경우에는, 표층의 비커스 경도가 HV800 미만이 되었다. 그리고, 피로 강도의 평가에 있어서, 비교예 3 및 4의 기어 부품에서는, 치면의 표층에 있어서의 비커스 경도가 작은 것에 기인하여 시험 도중에 치면에 구멍(피칭)이 형성되었다. 이 결과, 표층의 C 농도가 0.85질량％ 미만이 된 경우 또는 1.2질량％를 초과하는 경우에는, 충분한 피로 강도를 갖는 기어 부품을 제작할 수 없는 것을 확인할 수 있었다. 특히, 표층의 C 농도가 1.2질량％를 초과하는 비교예 4에서는, 잔류 오스테나이트 조직의 체적률이 58％로 대폭으로 커지고, 치면에 있어서의 표면의 비커스 경도도 HV522로 대폭으로 작아졌다.
또한, 참고예 2와 같이, 상기 실시 형태에서 나타낸 조성 범위 내에 포함되는 소재 강을 사용했다고 해도, 숏 피닝 처리와 같이, 외주면측의 오스테나이트 조직에 대하여 역학적 에너지를 부여하는 처리를 행하지 않는 경우에는, 잔류 오스테나이트 조직의 체적률이 19％로 커지고, 표층의 비커스 경도가 HV720이 되었다. 그리고, 피로 강도의 평가에 있어서, 참고예 2의 기어 부품에서는, 치면의 표층에 있어서의 비커스 경도가 작은 것에 기인하여 시험 도중에 피칭이 형성되었다. 이 결과, 외주면측의 오스테나이트 조직에 대하여 역학적 에너지를 부여하는 처리를 행하지 않는 경우에는, 충분한 피로 강도를 갖는 기어 부품을 제작할 수 없는 것을 확인할 수 있었다.
[제2 실시 형태]
이어서, 제2 실시 형태에 대하여 설명한다. 제2 실시 형태에서는, 특허 청구 범위의 「강 부품」으로서, 기어 부품(100)이 아니라 축 부재(400)를 사용한 예에 대하여 설명한다.
[축 부재의 구조]
먼저, 도 11 내지 도 14를 참조하여, 제2 실시 형태에 의한 축 부재(400)의 구조에 대하여 설명한다. 또한, 제1 실시 형태에 의한 기어 부품(100)과 동일한 구성에 대해서는, 적절히 설명을 생략한다.
상기 제1 실시 형태에 있어서 기어 부품(100)에 사용한 소재 강의 조성과 동일한 소재 강을 가공 처리하여 제작된 제2 실시 형태에 의한 축 부재(400)는, 도 11 및 도 12에 도시한 바와 같이, 소위 피니언축이다. 이 축 부재(400)는 상기 제1 실시 형태의 기어 부품(100)과 마찬가지로, 가공 처리로서 조가공이 행해진 후에, 침탄 처리, 냉각 처리, 고주파 ?칭 처리, 템퍼링 처리 및 숏 피닝 처리가 이 순서로 행해짐으로써 제작되어 있다.
축 부재(400)는 원기둥상의 지지축(401)의 축방향으로 연장되는 외주면이 전동면(402)으로 되어 있다. 지지축(401)에는 유로 구멍(403)이 형성되어 있다. 유로 구멍(403)은 직경 방향의 중심에 있어서 축방향으로 연장되는 주유로 구멍(403a)과, 전동면(402)에 개구하고, 전동면(402)에 윤활유를 공급하는 분기 유로 구멍(403b)을 포함하고 있다. 주유로 구멍(403a)은 축방향의 일측의 단부면부(404a)에 개구함과 함께, 축방향의 타측의 단부면부(404b) 근방까지 연장되어 있다. 또한, 단부면부(404a 및 404b)는 특허 청구 범위의 「축방향 단부면부」의 일례이다.
도 13에 도시한 바와 같이, 축 부재(400)의 외주면측에서는 전동면(402) 및 전동면(402)의 근방에 형성된 표층(431)과, 표층(431)보다도 직경 방향 내측의 제1 중간층(432)과, 제1 중간층(432)보다도 직경 방향 내측의 제2 중간층(433)과, 제2 중간층(433)보다도 직경 방향 내측의 최내층(435)이 형성되어 있다. 또한, 도 14에 도시한 바와 같이, 단부면부(404a) 및 단부면부(404b)에서는, 단부면측층(441)이 형성되어 있다. 또한, 단부면측층(441)보다도 축방향 내측에는, 최내층(435)이 위치하고 있다. 또한, 전동면(402), 단부면부(404a 및 404b)는 경면 마무리 등이 실시됨으로써 연마되어 있다.
표층(431)은 상기 제1 실시 형태의 표층(31)과 동일한 성질을 갖고 있다. 즉, 표층(431)은 침탄 처리에 의해, C 농도가 0.85질량％ 이상 1.2질량％ 이하로 되어 있다. 또한, 표층(431)에서는, 잔류 오스테나이트 조직의 체적률이 0％보다도 크고, 또한 10％ 미만이고, 잔부가 마르텐사이트 조직이다. 또한, 표층(431)에서는 잔류 오스테나이트 조직 및 마르텐사이트 조직의 양쪽에 있어서, 입계 탄화물의 면적률이 2％ 미만이 되도록 형성되어 있다.
제1 중간층(432)은 상기 제1 실시 형태의 제1 중간층(32)과 동일한 성질을 갖고 있다. 즉, 제1 중간층(432)에서는 잔류 오스테나이트 조직의 체적률이 표층(431)보다도 크고, 또한 잔부는 마르텐사이트 조직이다. 또한, 제2 중간층(433) 및 최내층(435)은 각각, 상기 제1 실시 형태의 제2 중간층(33) 및 최내층(35)과 동일한 성질을 갖고 있다.
도 14에 도시한 바와 같이, 단부면측층(441)은 침탄 처리, 냉각 처리, 고주파 ?칭 처리 및 템퍼링 처리에 있어서 처리된 영역이다. 즉, 단부면측층(441)은 외주면에 실시되는 처리와 비교하여, 숏 피닝 처리를 제외한 처리가 행해진 영역이다. 또한, 단부면측층(441)에서는 침탄 처리에 의해, 축방향 외측으로부터 내측을 향해, C 농도가 높아지도록 구성되어 있다.
또한, 단부면부(404a 및 404b) 근방의 단부면측층(441)에는, 상기한 바와 같이 숏 피닝 처리가 행해지고 있지 않다. 이로 인해, 단부면부(404a 및 404b)에는 오스테나이트 조직의 일부가 변태된 ?칭 마르텐사이트 조직이 존재하는 한편, 전동면(402)의 표층(431) 등과 달리, 역학적 에너지에 기인하는 마르텐사이트 조직은 존재하지 않는다. 이 결과, 단부면측층(441)[단부면부 표층(442)]의 잔류 오스테나이트 조직의 체적률은 전동면(402)의 표층(431)에 있어서의 잔류 오스테나이트 조직의 체적률보다도 크다. 또한, 단부면부 표층(442)의 경도는 전동면(402)의 표층(431)에 있어서의 경도보다도 작다. 또한, 단부면부(404a 및 404b)에는 역학적 에너지에 기인하는 압축 잔류 응력은 발생하고 있지 않다.
또한, 제2 실시 형태에 의한 축 부재(400)의 제조 방법에 있어서의 침탄 처리, 냉각 처리, 고주파 ?칭 처리, 템퍼링 처리 및 숏 피닝 처리는 각각, 상기 제1 실시 형태의 침탄 처리, 냉각 처리, 고주파 ?칭 처리, 템퍼링 처리 및 숏 피닝 처리와 마찬가지이므로, 설명을 생략한다.
(제2 실시 형태의 효과)
제2 실시 형태에서는 이하와 같은 효과를 얻을 수 있다.
제2 실시 형태에서는, 상기와 같이 전동면(402)에 있어서, 표층(431)의 C 농도를 0.85질량％ 이상으로 함과 함께, 표층(431)의 C 농도를 1.2질량％ 이하로 함과 함께, 표층(431)에 있어서의 잔류 오스테나이트 조직의 체적률이 0％보다도 크고, 또한 10％ 미만임과 함께, 표층(431)의 잔부는 마르텐사이트 조직이도록 구성한다. 또한, 표층(431)의 C 농도를 1.2질량％ 이하로 하는 것에 더하여, 소재 강에 있어서, Si 농도를 1.0질량％ 이상으로 하고, Cr 농도를 0.20질량％ 이하로 한다. 이것들에 의해, 상기 제1 실시 형태와 마찬가지로, 축 부재(400)의 파손을 억제하고, 축 부재(400)의 장수명화를 도모할 수 있다. 또한, 표층(431)의 C 농도가 1.5질량％인 경우와 달리, 표층(431)에 부드러운 오스테나이트 조직(잔류 오스테나이트 조직)이 10％ 이상 잔류하는 것을 억제할 수 있으므로, 표층(431)의 비커스 경도를 HV800 이상으로 충분히 크게 할 수 있다.
또한, 제2 실시 형태에서는, 상기와 같이 단부면부 표층(442)의 잔류 오스테나이트 조직의 체적률을, 전동면(402)의 표층(431)에 있어서의 잔류 오스테나이트 조직의 체적률보다도 크게 한다. 또한, 단부면부 표층(442)의 경도를, 전동면(402)의 표층(431)에 있어서의 경도보다도 작게 한다. 이에 의해, 전동면(402)의 표층(431)에 있어서의 경도를 충분히 향상시킬 수 있다. 또한, 단부면부 표층(442)의 경도를 작게 함으로써, 축 부재(400)를 다른 부재와 접합하기 위한 코킹 가공 및 레이저 용접 등을 용이하게 행할 수 있다. 또한, 제2 실시 형태의 그 밖의 효과는 상기 제1 실시 형태의 효과와 마찬가지이다.
이어서, 상기 제2 실시 형태의 효과를 확인하기 위해 행한 축 부재(400)의 전동 피로 시험에 대하여 설명한다.
(실시예 11의 축 부재의 구성)
먼저, 제2 실시 형태에 대응하는 실시예 11의 축 부재(400)(도 11 및 도 12 참조)를 작성했다. 구체적으로는, 먼저, 표 1에 나타내는 강번 B의 화학 성분으로 구성되고, 불림이 행해진 소재 강을 준비했다. 또한, 이 강번 B의 소재 강은 본 실시 형태에서 나타낸 조성 범위 내에 포함되어 있다. 그리고, 소재 강에 대하여 절단 및 조가공을 행하였다.
그 후, 전가공 처리 후의 가공재에 대하여 침탄 처리를 행함으로써, 표층(431)의 C 농도를 1.0질량％로 했다. 그 후, 침탄로 내에서 가공재를 서랭했다.
그리고, 침탄 처리 및 냉각 처리 후의 가공재에 대하여, 고주파 ?칭 처리를 행하였다. 먼저, 가공재가 오스테나이트화되도록 온도가 Acm 변태점(약 800℃)보다 높은 1000℃가 되도록, 가공재를 유도 가열했다. 그 후, 25℃의 물을 직접적으로 또한 연속적으로 가공재에 접촉시켜 가공재를 냉각함으로써, 가공재를 급랭했다.
그리고, 급랭 후의 가공재의 온도를 600℃보다 낮은 150℃로 함으로써, 템퍼링을 행하였다.
마지막으로, 가공재의 전동면(402)에 대하여, 숏 피닝 처리를 행하였다. 먼저, 제1 단계로서, 0.8㎜의 직경을 갖는 미디어를 가공재의 전동면(402)에 분사했다. 그 후, 제2 단계로서, 0.2㎜의 직경을 갖는 미디어를 가공재의 전동면(402)에 분사했다. 마지막으로, 가공재의 전동면(402)을 지석으로 연마함으로써, 전동면(402)에 대하여 경면 마무리를 행하였다. 또한, 단부면부(404a 및 404b)에 대해서는 미세 경면 마무리를 행하였다. 이에 의해, 실시예 11의 축 부재(400)를 제작했다.
또한, 실시예 11에 대한 비교예 5로서, SUJ2(JIS48052008에 준거)로 이루어지는 강재로 이루어지고, 실시예 11의 축 부재(400)와 동일한 외형 형상을 갖는 축 부재를 준비했다. 그리고, SUJ2로 이루어지는 축 부재에 대하여, 1000℃에서 고주파 ?칭을 행한 후에, 150℃에서 템퍼링을 행함으로써, 비교예 5의 축 부재를 제작했다. 즉, 비교예 5의 축 부재에서는, 실시예 11의 축 부재(400)와는 소재 강의 조성이 상이함과 함께, 침탄 처리 및 숏 피닝 처리가 행해져 있지 않았다.
(전동 피로 시험)
그리고, 실시예 11의 축 부재(400) 및 비교예 5의 축 부재에 대하여, 전동 피로 시험을 행하였다. 전동 피로 시험에서는, 원통형 전동 피로 시험기(NTN제)를 사용하여, 하중 600kgf/㎟ 및 회전수 46240rpm의 시험 조건에서, 사이클 시험을 행하였다. 이때, 축 부재의 전동면이 되는 축 부재의 외주면에 원통형 전동 피로 시험기의 회전 부재가 맞닿도록 했다. 그리고, 전동면에 있어서 플레이킹(박리)이 발생했을 때의 총 회전수(사이클 수)를, 실시예 11의 축 부재(400) 및 비교예 5의 축 부재의 전동면에 있어서의 내구성의 지표로 했다.
(전동 피로 시험의 결과)
도 15에 전동 피로 시험의 결과를 나타낸다. 전동 피로 시험의 결과로서는, 실시예 11의 축 부재(400)의 사이클 수는 비교예 5의 축 부재의 사이클 수의 17배 정도가 되었다. 이에 의해, 실시예 11의 축 부재(400)의 전동면(402)은 비교예 5의 축 부재의 전동면에 비해, 매우 큰 전동 내구성을 갖고 있는 것을 확인할 수 있었다. 이것은, 표층(431)의 입계 탄화물의 면적률이 작은 것에 의해, 피로 강도의 저하가 억제된 것과, 표층(431)에 있어서의 잔류 오스테나이트 조직의 체적률의 저하 및 마르텐사이트 조직의 체적률의 향상에 의해, 표층(431)의 경도가 커진 것에 의한 것이라고 생각된다.
[변형예]
또한, 금회 개시된 실시 형태 및 실시예는 모든 점에서 예시이며 제한적인 것은 아니라고 생각되어야 한다. 본 발명의 범위는 상기한 실시 형태 및 실시예의 설명이 아니라 특허 청구 범위에 의해 나타나고, 또한 특허 청구 범위와 균등한 의미 및 범위 내에서의 모든 변경(변형예)이 포함된다.
예를 들어, 상기 제1 실시 형태에서는 특허 청구 범위의 「강 부품」의 일례로서, 기어 부품을 나타내고, 상기 제2 실시 형태에서는 특허 청구 범위의 「강 부품」의 일례로서, 축 부재(피니언축)를 나타냈지만, 본 발명은 이것에 한정되지 않는다. 특허 청구 범위의 「강 부품」은 기어 부품 및 축 부재 이외에, 베어링 등의 베어링 부품 등이어도 된다. 또한, 기어 부품에 대해서도, 상기 제1 실시 형태 이외의 기어 부품, 예를 들어 축방향의 길이가 짧고(두께가 얇고) 기어 부품 등이어도 된다. 또한, 축 부재에 대해서도, 상기 제2 실시 형태(피니언축) 이외의 샤프트여도 된다. 또한, 특허 청구 범위의 「강 부품」은 샤프트 이외의 구동 부품이어도 된다.
또한, 상기 제1 실시 형태에서는, 표층 및 표층보다도 내측의 층(제1 중간층) 이외에도, 제2 중간층, 내주면측층 및 최내층을 기어 부품에 형성한 예를 나타냈다. 또한, 상기 제2 실시 형태에서는, 표층 및 표층보다도 내측의 층(제1 중간층) 이외에도, 제2 중간층 및 최내층을 축 부재의 전동면에 형성한 예를 나타냈지만, 본 발명은 이것에 한정되지 않는다. 기어 부품에, C 농도가 0.85질량％ 이상 1.2질량％ 이하인 표층이며, 잔류 오스테나이트 조직의 체적률이 0％보다도 크고, 또한 10％ 미만이고, 입계 탄화물의 면적률이 2％ 미만인 표층과, 잔류 오스테나이트 조직의 체적률이 표층보다도 크고, 또한 잔부는 마르텐사이트 조직인 표층보다도 내측의 층이 형성되어 있으면 된다.
또한, 상기 제1 및 제2 실시 형태에서는, 잔류 오스테나이트 조직에 대하여 역학적 에너지를 가하는 방법으로서, 가공재에 대하여 숏 피닝 처리를 행한 예를 나타냈지만, 본 발명은 이것에 한정되지 않는다. 역학적 에너지를 가하는 방법으로서는, 숏 피닝 처리 대신에, 예를 들어 기포 붕괴를 이용한 캐비테이션 피닝 처리, 레이저를 사용한 레이저 피닝 처리, 압력을 가한 상태에서 연마하는 바니쉬 연마나 지석을 사용한 연마 등의 연마 처리 및 가공재를 0℃ 이하로 냉각하는, 소위 서브 제로 처리 등을 행해도 된다. 또한, 이것들의 처리를 조합하여, 잔류 오스테나이트 조직에 대하여 역학적 에너지를 가해도 된다.
또한, 상기 제1 및 제2 실시 형태에서는, 고주파 ?칭 처리, 템퍼링 처리 후에 숏 피닝 처리를 행한 예를 나타냈지만, 본 발명은 이것에 한정되지 않는다. 예를 들어, 숏 피닝 처리 전이고, 또한 고주파 ?칭 처리, 또는 템퍼링 처리 후에 가공재를 연마하는 연마 공정을 더해도 된다.
또한, 상기 제1 및 제2 실시 형태에서는, 가공재에 대하여, 고밀도 에너지 가열로서 고주파 가열을 행한 예를 나타냈지만, 본 발명은 이것에 한정되지 않는다. 예를 들어, 고밀도 에너지 가열로서, 고주파 가열 대신에, 레이저 조사 또는 전자 빔 조사를 행함으로써, 가공재를 가열해도 된다.
또한, 상기 제1 및 제2 실시 형태에서는, 고주파 ?칭 처리에 있어서, 가공재의 전체를 가열한 예를 나타냈지만, 본 발명은 이것에 한정되지 않는다. 적어도 표층 및 표층보다도 내측의 층에 있어서, 고주파 ?칭 처리가 행해지고 있으면 된다. 이때, 고밀도 에너지 가열을 행함으로써, 표층 및 표층보다도 내측의 층에 대응하는 부분만을 집중적으로 가열하여 Acm 변태점 이상으로 승온시키는 것이 가능하다. 구체적으로는, 상기 제1 실시 형태에 있어서는, 기어 부품의 이가 형성되어 있는 측에만 ?칭 처리를 행해도 되고, 내주면에만 ?칭 처리를 행해도 된다. 또한, 상기 제2 실시 형태에 있어서는, 전동면에만 ?칭 처리를 행해도 된다.
또한, 상기 제1 및 제2 실시 형태에서는, 고주파 ?칭 처리에 있어서, 가공재를 약 25℃의 물을 냉매로서 사용하여 급랭한(임계 냉각 속도 이상의 냉각 속도로 냉각한) 예를 나타냈지만, 본 발명은 이것에 한정되지 않는다. 예를 들어, 고주파 ?칭 처리에 있어서, 물 이외의 냉매로 급랭해도 된다. 구체적으로는, 첨가 재를 더한 물이나 오일로 가공재를 급랭해도 된다.
또한, 상기 제1 및 제2 실시 형태에서는, 지석에 의해 가공재의 외주면을 연마하여 경면 마무리를 행한 예를 나타냈지만, 본 발명은 이것에 한정되지 않는다. 예를 들어, 지석과는 다른 연마 장치를 사용하여 연마하여 경면 마무리를 행해도 된다. 구체적으로는, 배럴 연마, 화학 연마 및 연마재를 분사하는 것에 의한 연마 등에 의해, 가공재의 외주면을 연마하여 경면 마무리를 행해도 된다.
또한, 상기 제2 실시예에서는, 소재 강을 10종 사용한 예를 나타냈지만, 본 발명은 이것에 한정되지 않는다. 소재 강은 실시예에 기재한 화학 성분을 함유하는 소재 강에 한정되지 않고, 실시 형태에 기재한 화학 성분의 범위 내의 소재 강이면 된다.
또한, 상기 제1 및 제2 실시 형태에서는, 고주파 ?칭 처리 후이고, 또한 숏 피닝 처리(역학적 에너지를 가하는 처리) 전에, 가공재를 템퍼링하는 예를 나타냈지만, 본 발명은 이것에 한정되지 않는다. 예를 들어, 역학적 에너지를 가하는 처리의 후에 가공재(강 부품)를 템퍼링해도 되고, 역학적 에너지를 가하는 처리 전에 가공재(강 부품)를 템퍼링한 후, 역학적 에너지를 가하는 처리 후에 다시 가공재(강 부품)를 템퍼링해도 된다. 또한, 가공재에 대하여 템퍼링을 행하지 않고, 고주파 ?칭 처리 및 역학적 에너지를 가하는 처리만을 행해도 된다.
또한, 상기 제2 실시 형태에서는, 축 부재의 축방향 단부면부에 숏 피닝 처리를 행하지 않는 예를 나타냈지만, 본 발명은 이것에 한정되지 않는다. 축 부재의 전동면뿐만 아니라 축방향 단부면부에도 숏 피닝 처리를 행해도 된다. 이 경우, 축방향 단부면부에는 전동면과 동일한 층 구조가 형성되고, 축방향 단부면부에 있어서의 피로 강도가 커짐과 함께 내마모성이 향상된다.
또한, 상기 제2 실시 형태의 구성에 있어서, 축 부재의 축방향 단부면부에 대하여 절삭 가공을 행함으로써, 단부면부 표층 및 그 내측의 층으로 이루어지는 단부면부측층의 일부 또는 전부를 제거해도 된다. 이에 의해, 절삭 후의 축방향 단부면부의 표면의 경도를, 절삭전의 축방향 단부면부의 표면의 경도보다도 작게 함으로써, 축방향 단부면부에 있어서, 축 부재를 다른 부재에 고정하기 위한 코킹 가공이나 레이저 용접 등을 더 용이하게 행하는 것이 가능하다.
31, 431 : 표층
32, 432 : 제1 중간층(표층보다도 내측의 층)
33, 433 : 제2 중간층
35, 435 : 최내층
100: 기어 부품(강 부품)
400 : 축 부재(강 부품)
402 : 전동면(외주면)
404a, 404b : 단부면부(축방향 단부면부)
442 : 단부면부 표층

Claims (20)

  1. 화학 성분으로서,
    C(탄소): 0.05질량％ 이상 0.30질량％ 이하,
    Si(규소): 1.0질량％ 이상 3.0질량％ 이하,
    Mn(망간): 0.1질량％ 이상 3.0질량％ 이하,
    P(인): 0.03질량％ 이하,
    S(황): 0.001질량％ 이상 0.150질량％ 이하,
    Cr(크롬): 0.01질량％ 이상 0.20질량％ 이하,
    Al(알루미늄): 0.01질량％ 이상 0.05질량％ 이하,
    N(질소): 0.003질량％ 이상 0.030질량％ 이하,
    Fe, 임의 성분으로서의 소량의 다른 합금 성분 및 불가피 불순물: 잔부를 함유하는 소재 강으로 형성되는 강 부품이며,
    상기 강 부품의 표층의 C 농도는 상기 소재 강의 C 농도보다도 높은 0.85질량％ 이상 1.2질량％ 이하이고,
    상기 표층은 잔류 오스테나이트 조직의 체적률이 0％보다도 크고, 또한 10％ 미만임과 함께, 상기 표층의 잔부는 마르텐사이트 조직이고, 상기 표층에 있어서의 입계 탄화물의 면적률은 2％ 미만이고,
    상기 표층보다도 내측의 층은, 당해 표층보다 내측의 층에 있어서의 잔류 오스테나이트 조직의 체적률이 상기 표층보다도 크고, 또한 잔부는 마르텐사이트 조직인, 강 부품.
  2. 제1항에 있어서, 상기 표층의 C 농도는 0.9질량％ 이상 1.1질량％ 이하인, 강 부품.
  3. 제1항에 있어서, 상기 표층보다도 내측의 층에 있어서의 잔류 오스테나이트 조직의 체적률은 15％ 이상인, 강 부품.
  4. 제1항에 있어서, 상기 표층에는 600㎫ 이상의 압축 잔류 응력이 발생하고 있는, 강 부품.
  5. 제1항에 있어서, 상기 소재 강은,
    Si(규소): 1.5질량％ 이상 2.0질량％ 이하를 함유하는, 강 부품.
  6. 제1항에 있어서, 상기 소재 강은, 임의 성분으로서의 소량의 다른 합금 성분으로서,
    Mo(몰리브덴): 0.01질량％ 이상 0.50질량％ 이하,
    B(보론): 0.0005질량％ 이상 0.0050질량％ 이하
    중 어느 1종 또는 2종을 함유하는, 강 부품.
  7. 제1항에 있어서, 상기 소재 강은, 임의 성분으로서의 소량의 다른 합금 성분으로서,
    Nb(니오븀): 0.01질량％ 이상 0.30질량％ 이하,
    Ti(티타늄): 0.005질량％ 이상 0.200질량％ 이하,
    V(바나듐): 0.01질량％ 이상 0.20질량％ 이하
    중 어느 1종 또는 2종을 함유하는, 강 부품.
  8. 제1항에 기재된 강 부품으로 구성된 기어 부품이며,
    상기 표층은 상기 기어 부품의 치면의 표층인, 기어 부품.
  9. 제1항에 기재된 강 부품으로 구성된 축 부재이며,
    상기 표층은 상기 축 부재의 축방향으로 연장되는 외주면의 표층인, 축 부재.
  10. 제9항에 있어서, 축방향 단부면부를 구비하고,
    상기 축방향 단부면부의 단부면부 표층에 있어서의 잔류 오스테나이트 조직의 체적률은 상기 외주면의 표층에 있어서의 잔류 오스테나이트 조직의 체적률 보다도 큰, 축 부재.
  11. 제9항에 있어서, 축방향 단부면부를 구비하고,
    상기 축방향 단부면부의 단부면부 표층에 있어서의 표면 경도는, 상기 외주면의 표층에 있어서의 표면 경도보다도 작은, 축 부재.
  12. 화학 성분으로서,
    C(탄소): 0.05질량％ 이상 0.30질량％ 이하,
    Si(규소): 1.0질량％ 이상 3.0질량％ 이하,
    Mn(망간): 0.1질량％ 이상 3.0질량％ 이하,
    P(인): 0.03질량％ 이하,
    S(황): 0.001질량％ 이상 0.150질량％ 이하,
    Cr(크롬): 0.01질량％ 이상 0.20질량％ 이하,
    Al(알루미늄): 0.01질량％ 이상 0.05질량％ 이하,
    N(질소): 0.003질량％ 이상 0.030질량％ 이하,
    Fe, 임의 성분으로서의 소량의 다른 합금 성분 및 불가피 불순물: 잔부를 함유하는 소재 강으로 형성되는 강 부품의 제조 방법에 있어서,
    상기 강 부품의 표면 및 그 근방에 있어서의 C 농도가 소재 강의 C 농도보다도 높은 0.85질량％ 이상 1.2질량％ 이하가 되도록, 상기 강 부품에 침탄 처리를 실시하는 침탄 공정과,
    상기 침탄 공정 후, 상기 강 부품이 마르텐사이트 변태되는 냉각 속도 미만의 냉각 속도로 상기 강 부품을 냉각하는 냉각 공정과,
    상기 냉각 공정 후, 고밀도 에너지 가열에 의해 상기 강 부품을 가열하고, 상기 강 부품을 오스테나이트화 온도 이상의 온도까지 승온시킨 후, 오스테나이트화된 상기 강 부품을 마르텐사이트 변태시키는 냉각 속도 이상의 냉각 속도로 냉각하여 ?칭함으로써, 상기 강 부품에 있어서의 오스테나이트 조직의 일부를 마르텐사이트화시키는 ?칭 공정과,
    상기 ?칭 공정 후, 상기 강 부품의 표면 및 그 근방에 역학적 에너지를 부여함으로써, 상기 강 부품의 오스테나이트 조직을 마르텐사이트 조직으로 개질함으로써, 표층보다도 내측의 층에서는 잔류 오스테나이트 조직의 체적률이 상기 표층보다도 크고, 또한 잔부를 마르텐사이트 조직으로 하는 개질 공정을 구비하는, 강 부품의 제조 방법.
  13. 제12항에 있어서, 상기 개질 공정에 의해, 상기 표층을, 잔류 오스테나이트 조직의 체적률이 0％보다도 크고, 또한 10％ 미만임과 함께, 잔부는 마르텐사이트 조직으로 하는, 강 부품의 제조 방법.
  14. 제12항에 있어서, 상기 소재 강은 임의 성분으로서의 소량의 다른 합금 성분으로서,
    Mo(몰리브덴): 0.01질량％ 이상 0.50질량％ 이하,
    B(보론): 0.0005질량％ 이상 0.0050질량％ 이하
    중 어느 1종 또는 2종을 더 함유하는, 강 부품의 제조 방법.
  15. 제12항에 있어서, 상기 소재 강은 임의 성분으로서의 소량의 다른 합금 성분으로서,
    Nb(니오븀): 0.01질량％ 이상 0.30질량％ 이하,
    Ti(티타늄): 0.005질량％ 이상 0.200질량％ 이하,
    V(바나듐): 0.01질량％ 이상 0.20질량％ 이하
    중 어느 1종 또는 2종을 더 함유하는, 강 부품의 제조 방법.
  16. 제12항에 있어서, 상기 개질 공정에 있어서, 숏 피닝에 의해, 상기 강 부품의 표면측의 부분에 있어서의 오스테나이트 조직을 개질시키는, 강 부품의 제조 방법.
  17. 제12항에 있어서, 상기 개질 공정에 있어서 오스테나이트 조직을 개질시킨 후에, 상기 표층을 경면 마무리하는, 강 부품의 제조 방법.
  18. 제12항에 있어서, 상기 ?칭 공정에 있어서, 오스테나이트화된 상기 강 부품을 10℃ 이상 40℃ 이하의 냉매를 사용하여, 임계 냉각 속도 이상의 냉각 속도로 냉각하여 ?칭하는, 강 부품의 제조 방법.
  19. 제12항에 있어서, 상기 ?칭 공정 후이고, 또한 상기 개질 공정 전에 상기 강 부품을 템퍼링하는, 강 부품의 제조 방법.
  20. 제12항에 있어서, 상기 침탄 공정에 있어서, 감압 환경 하에서 상기 강 부품에 침탄 처리를 실시하는, 강 부품의 제조 방법.
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