KR20140012209A

KR20140012209A - 열간 단조용 비조질강 및 열간 단조 비조질품 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR20140012209A
Application number: KR1020147000580A
Authority: KR
Inventors: 신야 데라모토; 히로마사 다카다
Original assignee: 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤
Priority date: 2011-08-03
Filing date: 2012-08-03
Publication date: 2014-01-29
Also published as: KR101458348B1; WO2013018893A1; JP5206911B1; JPWO2013018893A1; CN103228809B; CN103228809A

Abstract

본 발명은 고주파 켄칭을 가능하게 하는 열간 단조용 비조질강과, 열간 단조 후의 냉각에 의해 부품 내의 조직을 제어함으로써 고 강도에 수반되는 피삭성의 저하를 억제하고, 피로 강도를 향상시킨 열간 단조 비조질품 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다. 본 발명강은, 질량％로, C:0.45∼0.60％, Si:0.02∼0.15％, Mn:1.50∼3.00％, P:0.0002∼0.150％, S:0.001∼0.200％, Cr:0.02∼1.00％, Al:0.001∼0.300％, V:0.01∼0.30％, Mo:0.03∼1.00％, N:0.0020∼0.0070％를 함유하고, 잔량부가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지는 것을 특징으로 한다. 동일 강 조성으로 이루어지고, 강 조직이, 면적률로 95％ 이상이 베이나이트 조직이고, 강 중에 Mo 탄질화물이 분산된 고주파 켄칭이 가능한 열간 단조 비조질품 및 그 제조 방법.

Description

열간 단조용 비조질강 및 열간 단조 비조질품 및 그 제조 방법 {UNTEMPERED STEEL FOR HOT CASTING, HOT-CASTED UNTEMPERED ARTICLE AND METHOD FOR PRODUCING SAME}

본 발명은 열간에서 단조된 후, 조질 처리를 행하는 일 없이, 자동차, 산업용 기계 등의 기계 부품으로 가공되는 열간 단조용 비조질강 소재와, 그것을 사용한 열간 단조 비조질품 및 그 제조 방법에 관한 것이며, 특히 열간 단조 상태에서, 조질 처리하지 않아도 고 강도, 고 내구비를 갖고, 또한 고주파 켄칭이 가능한 것이다.

종래, 자동차나 산업 기계 등의 기계 구조 부품의 대부분은, 소재 막대강으로부터 부품 형상으로 열간 단조한 후, 재가열하고, 켄칭 템퍼링의 조질 처리를 실시함으로써, 고 강도 및 고 인성(靭性)을 부여해 왔다. 최근에는, 제조 비용의 저감의 관점에서, 켄칭 템퍼링의 조질 처리 공정의 생략이 진행되고 있어, 예를 들어 특허문헌 1 등에 보여지는 바와 같이, 열간 단조 상태에서, 조질 처리하지 않아도 고 강도 및 고 인성을 부여할 수 있는 비조질강이 제안되어 왔다. 그 중에서도, 크랭크 샤프트 등의 샤프트류 부품에서는, 열간 가공 후, 냉각하여 소정의 강도를 부여하고, 다시 기계 가공 등에 의해 소정의 형상으로 가공한 후, 필요한 부위에 고주파 켄칭을 실시하여 표면 경화층을 형성함으로써, 내마모성 및 피로 강도를 향상시키고 있다.

특허문헌 1에는, Si를 1.0％ 초과 첨가하고, S, V, N을 다량으로 첨가한 강재를 사용하여, 열간 단조 상태에서 종래의 조질재 이상의 강도와 저온 인성을 갖는 열간 단조 비조질강이 얻어진 것이 기재되어 있다. 그러나, 이 비조질강의 피로 강도, 내구비에 관해서는 전혀 기재는 없다.

지금까지도 고주파 켄칭용 비조질강에 대해, 몇 가지 보고가 이루어져 있다. 예를 들어, 특허문헌 2에 기재된 발명은, 고주파 켄칭 전의 조직을 베이나이트율 75％ 이상으로 함으로써, 고주파 켄칭 후의 잔류 페라이트의 생성에 의한 표층 경도, 표면 경화층의 깊이의 저하를 방지하는 발명이다. 그러나, 특허문헌 2에 기재된 고주파 켄칭용 비조질강은, 피로 강도, 내구비에 관해서는 전혀 기재는 없고, 이들의 특성은 전혀 고려되어 있지 않다.

또한, 예를 들어 특허문헌 3에 기재된 발명은, 고주파 켄칭 후의 잔류 오스테나이트량을 저감시키는 발명이다. 그러나, 특허문헌 3에 기재된 고주파 켄칭용 비조질강에서는, 피로 강도, 내구비에 관하여 전혀 기재는 없고, 이들의 특성은 전혀 고려되어 있지 않다. 또한, 피삭성 향상을 위해 S, Pb, Bi, Te, Se 및 Ca를 적량 첨가해도 되는 것이 기재되어 있지만, 인장 강도 1100㎫ 이상에서는, 그것들 피삭성 향상의 효과는 작은 것을 알고 있다.

이들 고 강도의 비조질강의 기계 구조용 강 부품에의 적용에 있어서, 실제로 장애로 되는 것은 고피로 강도화와 피삭성의 상반되는 성질을 양립시키는 것이다. 일반적으로 피로 강도는 인장 강도에 의존한다고 여겨져, 인장 강도를 높게 하면 피로 강도는 높아진다. 한편, 인장 강도의 상승은 피삭성을 저하시킨다. 기계 구조용 강 부품의 대부분은, 열간 단조 후, 절삭 가공을 필요로 하여, 그 절삭 비용이 대폭 증가로 이어진다. 일반적으로 기계 구조용 강 부품의 피로 강도를 높이기 위해 인장 강도를 높게 한 경우, 인장 강도가 1300㎫를 초과하면 피삭성이 현저하게 저하되는 것을 알고 있다. 절삭 제조 비용이 대폭 증가하므로, 인장 강도 1300㎫의 강도를 초과하는 고 강도화는 실용상 곤란하다. 따라서, 이들 기계 구조용 부품에 있어서, 피삭성의 저하에 의한 절삭 비용의 증가는 고피로 강도화의 애로점이며, 고피로 강도화와 피삭성의 양립 기술이 요구되고 있다.

예를 들어, 특허문헌 4에는, 피삭성 확보를 위해 열간 단조 후의 강도 향상을 억제하고, 고주파 켄칭에 의한 표면 경화층의 깊이를 깊게 함으로써 부품 전체의 피로 강도를 향상시키는 발명이 기재되어 있다.

또한, 고피로 강도화와 피삭성을 양립시키는 수단으로서, 피로 강도와 인장 강도의 비, 즉 내구비(＝피로 강도/인장 강도)를 향상시키는 것이 유효하다. 예를 들어, 특허문헌 5에서는, 베이나이트 주체의 금속 조직으로 하고 조직 중의 고탄소 섬 형상 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트를 저감시키는 것이 유효하다고 제안하고 있다. 그러나, 내구비는 고작 0.56 이하로, 피삭성을 저하시키는 일 없이, 강도를 높이기 위해서는 한계가 있고, 이들 피로 강도는 모두 낮다.

특허문헌 6에는, 높은 내마모성, 피로 강도를 얻을 수 있는 동시에, 높은 기계 가공성을 양립시킨 크랭크 샤프트 및 그 제조 방법이 기재되어 있다. 이 방법에서는, 연질화 처리 전의 열간 단조품의 마이크로 금속 조직을 베이나이트 주체(70％ 이상)의 조직으로 하고, 다시 이 열간 단조품을 550∼650℃의 온도 조건하에서 연질화함으로써, 크랭크 샤프트의 피로 강도 등의 기계적 성질을 향상시키고 있다. 연질화 후의 내부 경도를 적절하게 증가시켜, 고피로 강도를 얻기 위해, 강재의 C, Si, Mn, Cr, Mo 및 V의 양을 특정 관계식으로 나타낸 파라미터 Hg를 사용하여 강재 성분을 규정하고 있다. 그러나, 연질화 처리는, 통상, 질소를 포함한 분위기 중에 폭로하고, 오스테나이트화 온도 이하의 온도 영역에서 가열함으로써 행할 필요가 있어, 고주파 켄칭에 의한 표면 경화 처리와 비교하여, 설비와 비용이 든다. 또한, 일정 시간을 들여 연질화 처리하는 것을 목적으로 하는 강 소재는 Si량이 많으므로, 표면만의 순간적인 유도 가열에 의한 고주파 켄칭에서는, 내부 조직에 잔류 오스테나이트가 잔존하여, 높은 피로 강도는 얻어지지 않는다.

일본 특허 공개 평1-198450호 공보 일본 특허 공개 소63-100157호 공보 일본 특허 공개 평11-286744호 공보 일본 특허 공개 제2005-68518호 공보 일본 특허 공개 평4-176842호 공보 일본 특허 공개 제2010-189697호 공보

따라서, 본 발명은 이상과 같은 과제를 유리하게 해결하고, 고주파 켄칭을 가능하게 하는 열간 단조용 비조질강과, 열간 단조 후의 냉각에 의해 부품 내의 조직을 제어함으로써 고 강도에 수반되는 피삭성의 저하를 억제하고, 피로 강도를 향상시킨 열간 단조 비조질품 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명은 고주파 켄칭을 실시하여 높은 표면 경도를 얻을 수 있는 고탄소강에 다량의 Mo를 첨가한 강을 사용하여, 열간 단조 후의 냉각 과정에서, 다량의 Mo 탄질화물을 석출시키고, 매트릭스의 전위 등의 결함 밀도를 적게 함으로써 고내구비를 갖고, 고 강도에 수반되는 피삭성의 저하를 억제하고, 피로 강도를 향상시킨 열간 단조 비조질품을 얻는 것을 발견하여, 본 발명을 완성하였다. 여기서, 본 명세서에서 사용하는 「탄질화물」이라 함은, 탄질화물 및 탄화물의 의미이다.

본 발명의 요지는, 이하와 같다.

(1) 질량％로, C:0.45∼0.60％, Si:0.02∼0.15％, Mn:1.50∼3.00％, P:0.0002∼0.150％, S:0.001∼0.200％, Cr:0.02∼1.00％, Al:0.001∼0.300％, V:0.01∼0.30％, Mo:0.03∼1.00％, N:0.0020∼0.0070％를 함유하고, 잔량부가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지는 고주파 켄칭 처리가 가능한 열간 단조용 비조질강.

(2) 질량％로, Ca:0.0002∼0.0100％, Te:0.0002∼0.1000％, Zr:0.0002∼0.2000％ 중 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 (1)에 기재된 고주파 켄칭 처리 가능한 열간 단조용 비조질강.

(3) 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 강 성분을 갖고, 강 조직이, 면적률로 95％ 이상이 베이나이트 조직이고, 강 중에 분산된 Mo 탄질화물의 평균 크기가 4㎚ 이상, 11㎚ 이하인 것을 특징으로 하는 고주파 켄칭이 가능한 열간 단조 비조질품.

(4) 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 성분 조성으로 이루어지는 강재를, 1000℃ 이상, 1250℃ 이하로 가열하여 열간 단조하고, 상기 열간 단조 후, 200℃까지에 있어서의 평균 냉각 속도를 0.05℃/초 이상, 0.80℃/초 이하로 냉각하고, 강도가 필요한 부위에 고주파 켄칭 처리를 실시하는 것을 특징으로 하는 열간 단조 비조질품의 제조 방법.

본 발명의 강은, 절삭 비용의 증가를 억제하면서, 고피로 강도를 구비한 고주파 켄칭 가능한 열간 단조 비조질강 부품용의 소재로서 최적이다. 또한, 본 발명의 제조 방법에 의해, 고내구비 및 고피로 강도를 갖는 고주파 켄칭 가능한 열간 단조 비조질품을 제조할 수 있다. 또한, 본 발명의 열간 단조 비조질품은, 자동차용 또는 산업 기계용의 부품으로서 사용할 때, 고주파 켄칭 가능하므로, 부품의 가일층의 고 강도화가 가능하여, 차량의 경량화, 연비 저감 및 저비용화에 공헌할 수 있다.

본 발명자들은, 상술한 목적에 대해 강 성분 범위, 조직 형태 및 열처리 조건에 대해 예의 검토하여, 이하의 지식을 발견하였다. 즉,

(a) 면적률로 95％ 이상의 베이나이트 조직 중에, 미세한 Mo 탄질화물을 분산시킴으로써 종래의 비조질강보다 높은 내구비(＝피로 강도/인장 강도)를 갖는다. 열간 단조 후의 냉각 속도의 영향이 크고, 냉각 속도가 작을수록 내구비는 향상된다. 이것은, 냉각 속도가 작을수록 Mo 탄질화물이 석출되는 온도 영역에 머무는 시간이 길어져 석출량이 증가함으로써, 인장 강도 및 피로 강도는 상승하는데, 냉각 속도가 작으면 작을수록, 그 탄질화물은 조대화되어 인장 강도는 현저하게 저하되는 한편, 피로 강도는 저하되는 일 없이 상승 또는 유지하기 위함이다. 일반적으로 석출 강화에 사용되는 Mo 등의 탄질화물의 석출은, 피로 강도뿐만 아니라 인장 강도도 상승하고, 피삭성을 현저하게 저하시키므로 고피로 강도화와 양호 피삭성은 양립하지 않는다. 석출물을 조대화하여, Mo 탄질화물의 크기를 4㎚ 이상, 11㎚ 이하로 제어함으로써, 피삭성에 영향을 미치는 인장 강도는 높이지 않고 피로 강도를 높일 수 있는 것을 알 수 있었다. 단, 주체 조직을 베이나이트 조직으로 하고, 그 이외의 초석 페라이트나 잔류 오스테나이트 조직을 면적률 5％ 미만으로 할 필요가 있다.

(b) V는 Mo와 마찬가지로, 탄질화물을 형성하여 내구비 향상에 기여하는데, 고N에서는 보다 고온에서 안정된 V 질화물을 형성하고, 열간 단조 후의 냉각 과정에서 초석 페라이트의 핵으로 되어, 강도 및 내구비의 저하로 이어진다. V 탄질화물에 의한 내구비 향상의 효과를 충분히 이용하기 위해서는 저N이 필요 조건이다.

본 발명은 이들 지식에 기초하여, 더욱 검토를 거듭하여 비로소 이루어진 것이다.

이하, 본 발명에 대해 상세하게 설명한다. 우선, 상술한 강 성분 범위의 한정 이유에 대해 설명한다.

C:0.45∼0.60％

C는, 강의 강도를 정하는 중요한 원소이다. 다른 합금 원소에 비해 합금 비용은 저렴하여, C를 다량으로 첨가할 수 있으면 강재의 합금 비용은 저감할 수 있다. 또한 고주파 켄칭 처리한 후의 표면 경도는 강 중의 C량에 의해 정해져 필요 강도를 얻기 위해서는, 하한을 0.45％로 한다. 그러나, 다량의 C를 첨가하면, 베이나이트 변태시에 래스(lath)의 경계에 C가 농축된 잔류 오스테나이트나 섬 형상 마르텐사이트가 생성되어 내구비가 저하되므로, 상한은 0.60％로 한다. 또한, 본 발명의 고주파 켄칭 처리가 가능한 강이라 함은, 고주파 켄칭 처리한 후의 표면 경도가 요구되는 강도 이상으로 될 수 있는 강을 말한다. 따라서, 본 발명에 있어서, 0.45％ 이상의 C량을 갖는 강을 말한다. 보다 높은 강도를 얻기 위해서는, 0.5％를 초과하는 C량이 바람직하다.

Si :0.02∼0.15％

Si는, 열간 단조 후의 냉각 과정에 있어서의 베이나이트 변태에 의해, 강 중에 잔류 오스테나이트량을 증가시키는 원소이다. 표층만 가열하는 고주파 켄칭 처리를 실시하는 경우, 비가열부에서는 잔류 오스테나이트가 잔존하고, Si량이 0.15％를 초과하면 피로 강도, 내구비는 현저하게 저하된다. 따라서, 그 양을 0.15％ 이하로 제한한다. 그러나, 0.02％ 미만으로 억제하면 제조 비용이 막대한 것으로 되므로, 하한을 0.02％로 한다.

Mn: 1.50∼3.00％

Mn은 베이나이트 변태를 촉진시키는 원소로, 열간 단조 후의 냉각 과정에서 조직을 베이나이트로 하기 위해 중요한 원소이다. 또한 S와 결합하여 황화물을 형성하고, 피삭성을 향상시키는 효과가 있다. 이들 효과를 발휘하기 위해서는, 하한은 1.50％로 한다. 한편, 3.00 초과의 Mn량을 첨가하면 소지의 경도가 커져 취약해지므로, 오히려 피삭성이 현저하게 저하된다. 상한은 3.00으로 한다. 특히, 2.0％를 초과하는 Mn량은, 더딘 냉각 속도에 있어서도 면적률로 95％의 베이나이트 조직으로 되므로 바람직하다.

P:0.0002∼0.150％

P는 강 중에 불가피적 불순물로서 통상, 0.0002％ 이상은 함유하고 있으므로, 하한을 0.0002％ 이상으로 한다. 다량으로 첨가하면, P는 구 오스테나이트의 입계 등에 편석되어, 고주파 켄칭 후의 깨짐을 조장하는 원소이므로, 상한은 0.150％로 한다. 바람직하게는 0.100％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.050％ 이하이다.

S:0.001∼0.200％

S는 Mn과 황화물을 형성하여, 피삭성을 향상시키는 효과가 있고, 그 효과를 발휘하기 위해서는, 하한을 0.001％로 한다. S는 Mn과 황화물을 형성하여, 피삭성을 향상시키는 효과가 있고, 또한 오스테나이트 입자의 성장을 억제하여 고 인성을 유지하는 효과도 있다. 이들 효과를 발휘하기 위해서는, 하한은 0.001％로 한다. 그러나, Mn량에도 의존하지만, 다량으로 첨가하면 기계적 성질에 이방성이 커지므로, 상한은 0.200％로 한다.

Cr :0.02∼1.00％

Cr은 Mn과 마찬가지로 베이나이트 변태를 촉진시키는 데 유효한 원소로, 그 효과를 발휘하기 위해서는, 하한을 0.02％로 한다. 그러나, Cr을 다량으로 첨가하면, Fe계 탄화물을 안정화시켜, 고주파 켄칭한 경우의 표면 경도가 저하되므로, 상한은 1.00％로 한다.

Al :0.001∼0.300％

Al은 질화물로서 강 중에 석출 분산됨으로써, 단조 재가열시의 오스테나이트 조직의 조대화를 방지하고, 그 후의 베이나이트 조직의 조대화도 방지하는 효과가 있다. 또한, Al은 기계 가공시에 산소와 결합하여 공구면에 부착되어, 공구 마모의 방지에 효과가 있다. 이들 효과를 발휘하기 위해서는, 하한은 0.001％로 한다. 바람직하게는, 0.050％ 이상으로 하고, 보다 바람직하게는 0.100％로 한다. 한편, 0.300％ 초과에서는 다량의 경질 개재물을 형성하여 내구비 및 피삭성 모두 저하된다. 따라서, 상한은 0.300％로 한다.

V:0.01∼0.30％

V는 베이나이트 변태를 촉진시키는 데 유효한 원소이고, 또한 탄질화물을 형성하고, 베이나이트 조직을 석출 강화하여 강도 및 내구비를 높이는 데 유효한 원소이다. 이 효과를 발휘하기 위해서는 0.01％ 이상의 함유량이 필요하다. 한편, 0.30％를 초과하면, 그 효과는 포화되므로 상한은 0.30％로 한다.

Mo :0.03∼1.00％

Mo는 베이나이트 변태를 촉진시키는 데 유효한 원소일 뿐만 아니라, 합금 탄화물에 의한 석출 강화가 얻어지는 V, Ti나 Nb 등의 합금 원소에 비해, 오스테나이트 중의 고용도가 가장 커, 냉각 과정에 있어서 Mo 탄질화물의 큰 석출량이 얻어진다. 일반적으로 석출 강화에 사용되는 Mo 등의 탄질화물의 석출은 피로 강도뿐만 아니라, 인장 강도도 상승하여 피삭성을 현저하게 저하시키므로 바람직하지 않다. 그러나, Mo 탄질화물의 크기를 4㎚ 이상, 11㎚ 이하로 제어하면, 피삭성에 영향을 미치는 인장 강도는 높이지 않고 피로 강도만 높일 수 있어, 즉, 피로 강도 및 내구비를 높이는 것을 알 수 있었다. 이 효과를 발휘하기 위해서는 0.03％ 이상의 함유량이 필요하다. 한편, 1.00％를 초과하면, 그 효과는 포화되므로 상한을 1.00％로 한다.

N:0.0020∼0.0070％

N은, 일반적으로는 V와 질화물을 형성하여 열간 단조시의 오스테나이트 조직의 조대화를 방지하는 것에 이용되지만, V 질화물은 초석 페라이트의 핵으로 되어, 오히려 초석 페라이트의 변태를 촉진시켜 강도 및 내구비를 저하시킨다. V 질화물의 생성을 억제하기 위해서는, N량의 상한을 0.0070％로 한다. 또한, 강 중의 불가피적 불순물로서 통상, 0.0020％ 이상은 함유하고 있으므로, 하한을 0.0020％로 한다.

Ca:0.0002∼0.0100％, Te:0.0002∼0.1000％, Zr:0.0002∼0.2000％ 중 1종 또는 2종 이상을 함유한다

Ca, Te, Zr은 모두 산화물을 형성하고, Mn 황화물의 정출핵으로 되어 Mn 황화물을 균일하게 미세 분산하는 효과가 있다. 또한, 어느 원소나 Mn 황화물 중에 고용되어, 그 변형능을 저하시키고, 압연이나 열간 단조 후의 Mn 황화물 형상의 신연을 억제하여, 기계적 성질의 이방성을 작게 하는 효과가 있다. 이들 효과를 발휘하기 위해서는, Ca, Te, Zr의 하한은 각각 0.0002％로 한다. 한편, Ca는 0.0100％, Te는 0.1000％, Zr은 0.2000％를 초과하면, 오히려 이들 산화물이나 황화물 등의 경질 개재물을 다량으로 생성하여, 내구비 및 피삭성은 저하된다. 따라서, Ca의 상한은 0.0100％로 하고, Te의 상한은 0.1000％로 하고, Zr의 상한은 0.2000％로 한다.

다음에, 상술한 열간 단조 비조질품의 강 조직의 한정 이유에 대해 설명한다.

(면적률로 95％ 이상의 베이나이트 조직)

조직을 면적률로 95％ 이상의 베이나이트 조직으로 규정한 것은, 주체 조직이 베이나이트 조직이면 고 내구비를 갖지만, 그 잔량부 조직인 페라이트, 잔류 오스테나이트 또는 섬 형상 마르텐사이트가 면적률로 5％ 이상으로 이루어지는 경우, 내구비는 현저하게 저하되기 때문이다. 이들 잔량부 조직이 적으면 적을수록, 내구비는 높고, 바람직하게는 면적률로 97％ 이상이다.

(강 중에 분산된 Mo 탄질화물의 평균 크기가 4㎚ 이상, 11㎚ 이하이다)

베이나이트 조직 중의 Mo 탄질화물의 평균 크기를 4㎚ 이상으로 규정한 것은, 그 평균 크기가 4㎚ 미만에서는, 높은 피로 강도를 갖지만 동시에 인장 강도도 높아, 내구비의 값으로서는 작으므로, 고피로 강도화와 피삭성의 양립은 실현할 수 없기 때문이다. 보다 바람직하게는 그 평균 크기 8㎚ 이상이다. 또한 Mo 탄질화물의 평균 크기의 상한값을 11㎚로 규정한 것은, 그 평균 크기가 11㎚ 초과에서는, 인장 강도뿐만 아니라 피로 강도도 현저하게 저하되므로 고피로 강도화를 달성할 수 없기 때문이다. 또한, Mo 탄질화물의 형상은 침상이며, 본 명세서에서 사용하는 Mo 탄질화물의 크기는 길이 방향의 길이이다.

다음에, 상술한 열간 단조 비조질품의 제조 방법의 한정 이유에 대해 설명한다.

(강재를 1000℃ 이하, 1250℃ 이상으로 가열)

상술한 성분 조성으로 이루어지는 강재를 1000℃ 이하, 1250℃ 이상으로 가열하는 것을 규정한 것은, 냉각 과정에서 Mo, V의 탄질화물을 충분히 석출시키는 것이 목적이며, 열간 단조 전의 가열에 의해 Mo, V를 강 중에 충분히 용체화시키기 위함이다. 가열 온도 1000℃ 미만에서는, Mo, V를 강 중에 충분히 용체화시킬 수 없고, 그 후의 냉각 과정에서의 석출 강화량이 작아, 피로 강도, 내구비는 작아진다. 한편, 필요 이상으로 가열 온도를 높이는 것은, 오스테나이트립의 성장을 촉진시키고, 그 후의 냉각 과정에서 변태된 조직이 조대해져 오히려 내구비가 저하된다. 따라서, 가열 온도의 상한을 1250℃로 한다.

(열간 단조 후, 200℃ 이하까지 평균 냉각 속도는 0.05℃/초 이상, 0.80℃/초 이하로 냉각)

열간 단조한 후, 200℃ 이하까지 평균 냉각 속도는 0.05℃/초 이상, 0.80℃/초 이하로 규정한 것은, Mo 탄질화물이 석출되는 온도 영역에 머무는 시간을 길게 하여, 냉각 과정에서 석출량을 증가시켜, 그 탄질화물 크기를 제어하기 위함이다. 평균 냉각 속도가 0.80℃/초 이상에서는, Mo 탄화질물의 석출량이 충분히 얻어지지 않아, 강도 및 내구비 향상 효과가 작다. 특히, Mo 탄질화물을 조대화하여 고 내구비를 갖기 위해서는, 바람직하게는 평균 냉각 속도 0.50℃/초 이하가 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.30℃/초 이하이다. 한편, 평균 냉각 속도가 0.05℃/초 미만에서는, 베이나이트 래스 경계에 면적률로 5％ 이상의 초석 페라이트가 생성되어, 피로 강도 및 내구비를 현저하게 저하시킨다.

또한, 본 발명에 의해 고 피로 강도를 갖는 고주파 켄칭이 가능한 열간 단조 비조질품이 얻어지지만, 피삭성을 충분히 확보하기 위해서는, 인장 강도는 1300㎫ 이하로 하는 것이 바람직하다.

본 발명을 실시예에 의해 이하에 상세하게 설명한다. 또한, 이들 실시예는 본 발명의 기술적 의의, 효과를 설명하기 위한 것이며, 본 발명의 범위를 한정하는 것은 아니다.

실시예

표 1에 나타내는 화학 조성의 강을 150㎏ 진공 용해로에서 용제하였다. 이것을 직경 100㎜의 막대강으로 압연 후, 단조용 시험편을 잘라내고, 표 2에 나타내는 조건에서 단조, 열처리를 행하였다. 열간 단조한 후, 200℃까지의 냉각 방법은 공냉 또는 노냉을 행하고, 냉각 속도는 시험편의 직경을 바꿈으로써 제어하였다. 평균 냉각 속도는, 열간 단조한 후의 시험편의 온도로부터 200℃를 뺀 값을, 열간 단조한 후 200℃까지 냉각하는 데 필요로 한 시간으로 나누어 구하였다. 그 밖에 비교를 위해, 종래강 S55C를 용제하여, 본 발명과 동일 정도의 인장 강도로 되도록 열처리하였다. 시험편을 1100℃로 가열 후, 실온까지 수냉하고, 다시 450℃에서 1시간 열처리하였다. 또한, 표 1 및 표 2의 밑줄부는 본 발명의 범위 밖 조건이다.

이들 단조재의 중앙부로부터 JIS Z 2201의 14호 인장 시험편 및 JIS Z 2274의 1호 회전 굽힘 피로 시험편을 채취하여, 인장 강도, 피로 강도를 구하였다. 여기서, 피로 강도는 회전 굽힘 피로 시험에서 10⁷회전에서 파단되지 않고 오래 견딘 응력 진폭이라 정의하였다. 또한 구해진 피로 강도와 인장 강도의 비를 내구비(피로 강도/인장 강도)로서 구하였다.

단조재의 L방향의 1/4 두께부로부터 조직 관찰용 시험편을 채취하였다. 베이나이트의 면적률은, 시험편을 경면으로 될 때까지 연마 후, 레페라 에칭을 행하고, 베이나이트 이외의 잔량부인 초석 페라이트, 잔류 오스테나이트, 섬 형상 마르텐사이트 등의 조직을 확인하여, 500배의 광학 현미경 사진을 각 10시야 촬영한 후, 화상 해석에 의해 산출하였다.

Mo 탄질화물의 평균 크기는, 시험편을 전해 연마법에 의해 박막으로 마무리한 후, 투과형 전자 현미경에 의해, 15000배의 투과형 전자 현미경 사진을 각 10시야 촬영하고, 그 중에서 관찰된 Mo 탄질화물의 길이 방향의 길이를 화상 해석으로 구하여, 그 평균값을 구하였다.

No.1∼18의 본 발명강은, 모두 면적률로 95％ 이상의 베이나이트 조직이고, Mo 탄질화물의 평균 크기는 4.6㎚ 이상, 10.8㎚ 이하이고, 내구비는 0.58 이상의 고 내구비를 갖는다. 피삭성의 확보를 위해 인장 강도는 1300㎫ 이하이기는 하지만, 동일 정도의 인장 강도와 비교하면 명백한 바와 같이, 종래예 No.28의 탄소강의 조질강보다 고피로 강도를 실현하고 있다.

이에 대해, 비교예 No.23, 24, 27은 C, Si 또는 N 중 어느 하나의 함유량이 많고, 또한 No.21은 규정된 강 조성 범위 내이기는 하지만, 평균 냉각 속도가 규정 밖이고, 베이나이트 래스 경계에 페라이트나 잔류 오스테나이트 등의 잔량부의 양이 많아, Mo 탄질화물의 평균 크기가 규정 밖이므로, 강도 및 내구비가 낮다. No.19, 22는 강 조성 또는 열처리 조건이 규정 밖이며, 충분한 석출 강화가 얻어지지 않아 내구비가 낮다. No.20은 필요 이상으로 가열 온도를 높게 하였으므로, 베이나이트 조직이 조대화되어, 오히려 내구비가 낮다. No.25는 필요 이상으로 Mn이 첨가되어, 인장 강도가 높고, 절삭이 매우 곤란하다. 한편, No.26은 필요 이상으로 Al이 첨가되어, 오히려 피로 강도 및 내구비가 낮아진다.

이것으로부터 명백한 바와 같이, 본 발명에서 규정하는 조건을 모두 만족시키는 것은 비교예, 종래예보다 인성 및 피로 특성이 우수하다.

Claims

질량％로,
C:0.45∼0.60％,
Si:0.02∼0.15％,
Mn:1.50∼3.00％,
P:0.0002∼0.150％,
S:0.001∼0.200％,
Cr:0.02∼1.00％,
Al:0.001∼0.300％,
V:0.01∼0.30％,
Mo:0.03∼1.00％,
N:0.0020∼0.0070％,
를 함유하고, 잔량부가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지는, 고주파 켄칭 처리가 가능한 열간 단조용 비조질강.
제1항에 있어서, 질량％로,
Ca:0.0002∼0.0100％,
Te:0.0002∼0.1000％,
Zr:0.0002∼0.2000％
중 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 하는, 고주파 켄칭 처리 가능한 열간 단조용 비조질강.
제1항 또는 제2항에 기재된 강 성분을 갖고, 강 조직이, 면적률로 95％ 이상이 베이나이트 조직이고, 강 중에 분산된 Mo 탄질화물의 평균 크기가 4㎚ 이상, 11㎚ 이하인 것을 특징으로 하는, 고주파 켄칭이 가능한 열간 단조 비조질품.
제1항 또는 제2항에 기재된 성분 조성으로 이루어지는 강재를, 1000℃ 이상, 1250℃ 이하로 가열하여 열간 단조하고, 상기 열간 단조 후, 200℃까지에 있어서의 평균 냉각 속도를 0.05℃/초 이상, 0.80℃/초 이하로 냉각하고, 강도가 필요한 부위에 고주파 켄칭 처리를 실시하는 것을 특징으로 하는, 열간 단조 비조질품의 제조 방법.