KR20210065170A - 연질화용 강 및 연질화 부품 그리고 이들의 제조 방법 - Google Patents

Abstract

연질화 처리 전의 기계 가공성이 확보된 연질화용 강을 제공한다. 본 발명의 연질화용 강은, 질량％로, C: 0.02％ 이상 0.15％ 미만, Si: 0.30％ 이하, Mn: 1.5％ 이상 2.5％ 이하, P: 0.025％ 이하, S: 0.06％ 이하, Cr: 0.5％ 이상 2.0％ 이하, Mo: 0.005％ 이상 0.2％ 이하, V: 0.02％ 이상 0.20％ 이하, Nb: 0.003％ 이상 0.20％ 이하, Al: 0.020％ 초과 1.0％ 이하, Ti: 0.0050％ 초과 0.015％ 이하, N: 0.0200％ 이하 및 Sb: 0.0030％ 이상 0.010％ 이하를, 식 (1) 또는 (2)를 만족하는 범위에서 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물의 성분 조성과, 베이나이트상의 면적률이 50％ 초과 및 구오스테나이트 입경이 100㎛ 이하이고 원 상당 입경이 30㎚ 이하인 Ti 석출물이 300개/㎛² 이상 분산되고, 또한 구오스테나이트 입계에 Sb가 편석하는, 강 조직을 갖는다.

Description

연질화용 강 및 연질화 부품 그리고 이들의 제조 방법

본 발명은, 연질화용 강 및 이 연질화용 강을 이용하는 연질화 부품, 또한 이들의 제조 방법에 관한 것이다. 본 발명은, 특히 열간 단조성이나 연질화 처리 후에 있어서의 피로 특성이 우수하고, 또한 연질화 처리에 있어서의 열처리 변형이 작은, 자동차나 건설 기계의 부품으로서 적합한 연질화용 강에 관한 것이다.

자동차의 기어 등의 기계 구조 부품에는 우수한 피로 특성이 요구되고, 그 때문에, 표면 경화 처리가 실시되는 것이 통례이다. 이 표면 경화 처리로서는, 침탄(carburizing) 처리, 고주파 퀀칭 처리 및 질화 처리 등이 잘 알려져 있다.

이 중, 침탄 처리는, 고온의 오스테나이트역에 있어서 C를 침입·확산시키는 점에서, 깊은 경화 깊이가 얻어져, 피로 강도의 향상에 유효하다. 그러나, 침탄 처리에 의해 열처리 변형이 발생하는 점에서, 예를 들면 정숙성 등의 관점에서 엄격한 치수 정밀도가 요구되는 부품에는, 침탄 처리의 적용이 곤란했다.

또한, 고주파 퀀칭 처리는, 고주파 유도 가열에 의해 표층부를 퀀칭하는 처리이기 때문에, 역시 열처리 변형이 발생한다. 따라서, 침탄 처리와 마찬가지로, 고주파 퀀칭 처리 후의 부품은 치수 정밀도가 뒤떨어지는 것이 된다.

한편, 질화 처리는 Ac₁ 변태점 이하의 비교적 저온도역에서 질소를 침입·확산시켜 표면 경도를 높이는 처리이기 때문에, 상기한 바와 같은 열처리 변형은 적다고 되어 있다. 그러나, 처리 시간이 50∼100시간으로 긴 것에 더하여, 처리 후에 표층이 깨지기 쉬운 화합물층을 제거할 필요가 있다는 문제가 있었다.

그 때문에, 질화 처리와 동(同) 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 질소(N)와 탄소(C)를 동시에 침입·확산시켜, 표면을 경화하는 것이고, 종래의 질화 처리와 비교하여 처리 시간을 절반 이하로 하는 것이 가능하다.

그러나, 전술한 침탄 처리에서는 퀀칭 경화에 의해 부품의 심부 경도를 상승시키는 것이 가능한 데에 대하여, 연질화 처리는 강의 변태점 이하의 온도에서 처리를 행하는 것이기 때문에, 심부 경도가 상승하지 않는다. 따라서, 연질화 처리재는 침탄 처리재와 비교하면, 피로 강도가 뒤떨어지는 것이었다.

이러한 연질화 처리재의 피로 강도를 높이기 위해, 통상, 연질화 처리 전에 퀀칭·템퍼링 처리를 행하여, 심부 경도를 상승시키고 있지만, 얻어지는 피로 강도는 충분하다고는 하기 어렵고, 또한, 제조 비용이 상승하고, 추가로 기계 가공성도 저하한다.

또한, 전술한 연질화 처리에 있어서 탄질화물 생성 원소를 첨가함으로써, 피로 강도를 향상시키는 기술도 개발되고 있다. 그러나, 탄질화물의 석출에 수반하여 원소가 확산되고, 결정 격자의 재조합이 필요해지기 때문에, 적잖이, 열처리 변형이 발생하여, 부품 정밀도가 저하한다는 문제가 있었다.

이들의, 피로 강도와 열처리 변형이라는 2개의 과제를 해결하기 위해, 특허문헌 1에서는, 강 중에, Ni나 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-Ti계의 금속 간 화합물 혹은 Cu 화합물로 시효 경화시키는 한편, 표층부에 대해서는 질화층 중에 Cr, Al, Ti 등의 질화물이나 탄화물을 석출 경화시킴으로써, 굽힘 피로 강도를 향상시키고 있다.

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

특허문헌 3에서는, Ti-Mo 탄화물, 또한 그들에 추가로 Nb, V, W의 1종 또는 2종 이상을 포함하는 탄화물을 분산시킨 연질화용 강이 제안되어 있다.

특허문헌 4에서는, V, Nb를 함유하는 강에 있어서, 질화 전의 조직을 베이나이트 주체의 조직으로 하고, 질화 전의 단계에 있어서의 V, Nb 탄질화물의 석출을 억제함으로써, 질화 시에 이들 탄질화물이 석출되고, 심부 경도의 향상이 가능해져 피로 강도가 우수한 질화용 강재가 제안되어 있다.

일본공개특허공보 평5-59488호 일본공개특허공보 2002-69572호 일본공개특허공보 2010-163671호 일본공개특허공보 2013-166997호 일본특허 제5567747호 공보

그러나, 특허문헌 1에 기재된 연질화 강은, Ni-Al, Ni-Ti계의 금속 간 화합물이나 Cu 등의 석출 경화에 의해 굽힘 피로 강도는 향상하기는 하지만, 가공성의 확보가 충분하다고는 하기 어렵고, Ni를 다량으로 포함하기 때문에, 생산 비용이 높아진다는 문제가 있었다.

또한, 전술한 바와 같이, 금속 간 화합물상(相)의 생성에 수반하여, 큰 열처리 변형이 발생하기 때문에, 부품 정밀도가 저하한다는 문제가 있었다.

특허문헌 2에 기재된 연질화용 강은, Cu, Ti, V, Nb를 비교적 다량으로 첨가하는 것이 필요하기 때문에, 생산 비용이 높다는 문제가 있었다. 또한, 합금 원소를 많이 포함하기 때문에, 연질화에 의한 열처리 변형이 작지 않다.

특허문헌 3에 기재된 연질화용 강은, Ti, Mo를 비교적 다량으로 포함하기 때문에, 역시 고비용이고, 열처리 변형이 크다는 문제가 있었다.

특허문헌 4 및 5에 기재된 질화용 강재는, 피삭성을 확보하기 위해, C의 저감에 의해 베이나이트 경도의 상승을 억제하고 있다. 또한, C를 저감하면, 퀀칭성이 저하하여 베이나이트 조직이 생성되기 어려워지기 때문에, 이를 보충하기 위해, 퀀칭성의 향상에 유효한 Mn, Cr, Mo를 첨가하여, 베이나이트 조직의 생성 촉진을 도모하고 있다. 그러나, 연속 주조에 의해 압연 소재를 제조할 때에, 연주 균열(continuous casting cracks)이라고 불리는 주편 표면의 결함이 발생하기 쉬워, 제조성을 저하시킨다는 문제가 있었다.

본 발명은, 상기의 문제를 유리하게 해결하는 것으로서, 연질화 처리 전에 경화시키는 일 없이 내피로성이 확보되고, 또한 연질화 처리에 있어서 열처리 변형이 발생하지 않는, 연질화 처리 전의 기계 가공성이 우수한 연질화용 강을, 그의 제조 방법과 함께 제공하는 것을 목적으로 한다. 또한, 본 발명은, 기계 가공 후의 연질화 처리에 의해 표면 경도를 높여 내피로 특성을 향상시키고, 또한 연질화 처리에 있어서의 열처리 변형이 적기 때문에 치수 정밀도가 높은, 연질화 부품을, 그의 제조 방법과 함께 제공하는 것을 목적으로 한다.

그래서, 발명자들은, 상기 과제를 해결하기 위해, 연질화용 강의 성분 조성 및 조직의 영향에 대해서 예의 검토를 행했다. 그 결과, 발명자들은, 강의 성분 조성으로서 V 및 Nb를 적정량 함유시키고, 또한 강 조직으로서 베이나이트상을 면적률로 50％ 초과로 함으로써, Ti나 Cu와 같은 비교적 고가의 원소의 함유를 억제하고, 우수한 기계 가공성이 얻어진다는 인식을 얻었다. 또한, 발명자들은, 연질화 처리 후에는, 심부에 V 및 Nb를 포함하는 미세한 석출물을 분산 석출시켜 심부 경도를 상승시키고, 또한 Ti와 Sb를 복합 첨가하고, 각각의 첨가량을 적정화함으로써 Ti 탄질화물을 적정하게 분포시켜, 연질화에 있어서의 열처리 변형을 최대한 억제할 수 있다는 인식도 얻었다.

본 발명은, 상기의 인식에 기초하여, 더욱 검토를 더한 끝에 완성된 것이다.

즉, 본 발명의 요지 구성은 다음과 같다.

1. 질량％로,

C: 0.02％ 이상 0.15％ 미만,

Si: 0.30％ 이하,

Mn: 1.5％ 이상 2.5％ 이하,

P: 0.025％ 이하,

S: 0.06％ 이하,

Cr: 0.5％ 이상 2.0％ 이하,

Mo: 0.005％ 이상 0.2％ 이하,

V: 0.02％ 이상 0.20％ 이하,

Nb: 0.003％ 이상 0.20％ 이하,

Al: 0.020％ 초과 1.0％ 이하,

Ti: 0.0050％ 초과 0.015％ 이하,

N: 0.0200％ 이하 및

Sb: 0.0030％ 이상 0.010％ 이하

를, 하기식 (1) 또는 (2)를 만족하는 범위에서 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물의 성분 조성과,

베이나이트상의 면적률이 50％ 초과 및 구오스테나이트 입경이 100㎛ 이하이고 원 상당 입경이 30㎚ 이하인 Ti 석출물이 300개/㎛² 이상 분산되고, 또한 구오스테나이트 입계에 Sb가 편석하는, 강 조직

을 갖는, 연질화용 강.

기

C: 0.02％ 이상 0.10％ 이하인 경우

1.4≤A≤3.2 …(1)

단, A＝1000×{7×(Ti/48)＋17×(Sb/122)}

C: 0.10％ 초과 0.15％ 미만인 경우

0.9≤A≤2.3 …(2)

단, A＝850×{5×(Ti/48)＋13×(Sb/122)}

2. 상기 성분 조성이, 추가로 질량％로,

B: 0.010％ 이하,

Cu: 0.30％ 이하 및

Ni: 0.30％ 이하

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

3. 상기 성분 조성이, 추가로 질량％로,

Co: 0.2％ 이하,

Zr: 0.2％ 이하,

Hf: 0.3％ 이하,

Ta: 0.3％ 이하 및

W: 0.4％ 이하

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

4. 상기 성분 조성이, 추가로 질량％로,

Pb: 0.2％ 이하,

Bi: 0.2％ 이하,

Zn: 0.3％ 이하 및

Sn: 0.3％ 이하

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

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

6. 상기 베이나이트상 중에, V 및/또는 Nb를 포함하는 석출물을 갖는 상기 5에 기재된 부품.

7. 질량％로,

C: 0.02％ 이상 0.15％ 미만,

Si: 0.30％ 이하,

Mn: 1.5％ 이상 2.5％ 이하,

P: 0.025％ 이하,

S: 0.06％ 이하,

Cr: 0.5％ 이상 2.0％ 이하,

Mo: 0.005％ 이상 0.2％ 이하,

V: 0.02％ 이상 0.20％ 이하,

Nb: 0.003％ 이상 0.20％ 이하,

Al: 0.020％ 초과 1.0％ 이하,

Ti: 0.0050％ 초과 0.015％ 이하,

N: 0.0200％ 이하 및

Sb: 0.0030％ 이상 0.010％ 이하

를, 다음식 (1) 또는 (2)를 만족하는 범위에서 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물의 성분 조성을 갖는 강 소재를, 가열 온도 1200℃ 이상에서 가공한 후 650∼400℃의 온도역에 있어서의 냉각 속도를 0.2℃/s 이상으로 하여 400℃ 이하까지 냉각하는 제1 열간 가공을 행하고, 추가로 그 후에, 가열 온도 1200℃ 이상에서 가공한 후 700∼550℃의 온도역에 있어서의 냉각 속도를 0.4℃/s 이상으로 하여 냉각을 실시하는 제2 열간 가공을 행하는, 연질화용 강의 제조 방법.

기

C: 0.02％ 이상 0.10％ 이하인 경우

1.4≤A≤3.2 …(1)

단, A＝1000×{7×(Ti/48)＋17×(Sb/122)}

C: 0.10％ 초과 0.15％ 미만인 경우

0.9≤A≤2.3 …(2)

단, A＝850×{5×(Ti/48)＋13×(Sb/122)}

8. 상기 성분 조성이, 추가로 질량％로,

B: 0.010％ 이하,

Cu: 0.30％ 이하 및

Ni: 0.30％ 이하

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

9. 상기 성분 조성이, 추가로 질량％로,

Co: 0.2％ 이하,

Zr: 0.2％ 이하,

Hf: 0.3％ 이하,

Ta: 0.3％ 이하 및

W: 0.4％ 이하,

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

10. 상기 성분 조성이, 추가로 질량％로,

Pb: 0.2％ 이하,

Bi: 0.2％ 이하,

Zn: 0.3％ 이하 및

Sn: 0.3％ 이하

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

11. 상기 7 내지 10 중 어느 하나에 기재된 제조 방법에서 얻어진 연질화용 강을, 550∼600℃의 온도에서 30분 이상으로 연질화 처리를 실시하는 것을 특징으로 하는 연질화 부품의 제조 방법.

본 발명에 의하면, 염가의 성분계에서 기계 가공성이 우수한 연질화용 강을 얻을 수 있다. 또한, 본 발명에 의하면, 연질화 처리 후는, 침탄 처리를 실시한 예를 들면 JIS SCr420재와 동등 이상의 피로 특성을 갖고, JIS SCr420재와 동등 혹은 그 이하의 열처리 변형이 적은 연질화 부품을 얻을 수 있다. 따라서, 이 연질화 부품은, 자동차 등의 기계 구조 부품에 적용하기에 매우 유용하다.

도 1은 연질화 부품을 제조하는 공정을 나타내는 개략도이다.
도 2는 열처리 변형을 평가하기 위한 시험편의 형상을 나타내는 도면이다.

(발명을 실시하기 위한 형태)

이하, 본 발명의 연질화용 강 및 연질화 부품에 대해서 구체적으로 설명한다.

우선, 본 발명의 연질화용 강 및 연질화 부품에 있어서, 성분 조성을 상기의 범위에 한정한 이유에 대해서 설명한다. 또한, 이하의 성분 조성을 나타내는 「％」는, 특별히 언급하지 않는 한 「질량％」를 의미하는 것으로 한다.

C: 0.02％ 이상 0.15％ 미만

C는, 베이나이트상의 생성 및 강도 확보를 위해 첨가한다. 그러나, C량이 0.02％ 미만인 경우, 충분한 양의 베이나이트상이 얻어지지 않을 뿐만 아니라, 연질화 처리 후에 V 및 Nb의 석출물량이 부족하여, 강도 확보가 곤란해진다. 따라서, C를 0.02％ 이상은 첨가한다. 한편, C를 0.15％ 이상 첨가하면, 생성된 베이나이트상의 경도가 증가하여, 기계 가공성이 저하할 뿐만 아니라, 피로 특성이 오히려 저하한다. 따라서, C량은 0.15％ 미만으로 한다. 보다 바람직하게는, C량은 0.04％ 이상 0.13％ 이하이다. C량은, 0.04％ 이상이 보다 바람직하고, 0.13％ 이하가 보다 바람직하다.

Si: 0.30％ 이하

Si는, 탈산 그리고 베이나이트상의 생성에 유효하기 때문에 첨가하지만, 0.30％를 초과하면 페라이트 및 베이나이트상의 고용 경화에 의해, 피삭성 및 냉간 가공성을 열화시킨다. 따라서, Si량은 0.30％ 이하로 한다. Si량은, 바람직하게는 0.25％ 이하, 보다 바람직하게는 0.20％ 이하이다. 또한, Si를 탈산에 유효하게 기여시키기 위해서는, 첨가량을 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

Mn: 1.5％ 이상 2.5％ 이하

Mn은, 베이나이트상의 생성 그리고 강도 향상에 유효하기 때문에 첨가한다. 그러나, Mn량이 1.5％ 미만인 경우, 베이나이트상의 생성량이 적어져, 연질화 처리 전에 V 및 Nb의 석출물이 생성되기 때문에, 연질화 전의 경도가 증가한다. 더하여, 연질화 처리 후에 있어서의 V 및 Nb 석출물의 절대량이 감소하기 때문에, 연질화 처리 후의 경도가 저하하여 강도 확보가 곤란해진다. 따라서, Mn은 1.5％ 이상 첨가한다. 한편, Mn량이 2.5％를 초과하면, 연주 균열이 발생하기 쉬워지고, 또한, 피삭성 및 냉간 가공성을 열화시키기 때문에, Mn량은 2.5％ 이하로 한다. 바람직하게는, Mn량은 1.5％ 이상 2.4％ 이하, 보다 바람직하게는 1.6％ 이상 2.3％ 이하의 범위이다. Mn량은, 1.6％ 이상이 바람직하고, 2.4％ 이하가 바람직하고, 2.3％ 이하가 보다 바람직하다.

P: 0.025％ 이하

P는, 오스테나이트 입계에 편석(segregate)하여, 입계 강도를 저하하는 점에서 연주 균열이 발생하기 쉬워지고, 또한, 강도 및 인성을 저하시키는 원소이다. 따라서, P의 함유량은 최대한 저하하는 것이 바람직하지만, 0.025％까지는 허용된다. 또한, P를 0.001％ 미만으로 하려면 비싼 비용을 필요로 하는 점에서, 공업적으로는 P량을 0.001％까지 저감하면 좋다.

S: 0.06％ 이하

S는, 강 중에서 MnS를 형성하고, 피삭성을 향상시키는 데에 유용한 원소이지만, 0.06％를 초과하여 함유시키면 인성이나 피로 특성을 해친다. 따라서, S량은 0.06％ 이하로 제한한다. 또한, 함유량이 0.04％를 초과하면 연주 균열을 발생시키기 쉬워진다. 그 때문에, 바람직한 S 함유량은 0.04％ 이하이고, 0.03％ 이하가 보다 바람직하다. 또한, S에 의한 피삭성 향상 효과를 발현시키기 위해서는, S 함유량을 0.002％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

Cr: 0.5％ 이상 2.0％ 이하

Cr은, 베이나이트상의 생성에 유효하기 때문에 첨가한다. 또한, Cr은, 연질화에 의해 질화물을 형성하고, 표면 경도를 향상시키는 효과를 갖는다. 그러나, Cr량이 0.5％ 미만인 경우, 베이나이트상의 생성량이 적어져, 연질화 처리 전에 V 및 Nb의 석출물이 생성되기 때문에, 연질화 전의 경도가 증가한다. 더하여, 연질화 처리 후에 있어서의 V 및 Nb 석출물의 절대량이 감소하기 때문에, 연질화 처리 후의 경도가 저하하여 강도 확보가 곤란해진다. 따라서 Cr량은 0.5％ 이상으로 한다. 한편, Cr량이 2.0％를 초과하면 열간 연성이 저하하고, 또한, 경질화함으로써 피삭성을 열화시키기 때문에, Cr량은 2.0％ 이하로 한다. 바람직하게는, Cr량은 0.5％ 이상 1.5％ 이하의 범위이다. Cr량은 0.5％ 이상이 바람직하고, 1.5％ 이하가 바람직하다.

Mo: 0.005％ 이상 0.2％ 이하

Mo는, 퀀칭성을 늘려, 베이나이트상의 생성을 용이하게 한다. 그 결과, Mo에는, V 및 Nb의 석출물을 미세하게 석출시키고, 연질화 처리재의 강도를 향상시키는 효과가 있어, Mo는 본 발명에 있어서 중요한 원소이다. 이 강도 향상을 위해, Mo는 0.005％ 이상으로 첨가하지만, 고가의 원소이기 때문에, Mo를 0.2％를 초과하여 첨가하면, 성분 비용의 상승을 초래할 뿐만 아니라, 피삭성이 저하한다. 이 때문에, Mo량은 0.005％ 이상 0.2％ 이하의 범위로 한다. 바람직하게는, Mo량은 0.015％ 이상 0.2％ 이하의 범위, 보다 바람직하게는 0.04％ 이상 0.20％ 이하의 범위이다. Mo량은, 0.015％ 이상이 바람직하고, 0.04％ 이상이 보다 바람직하고, 0.20％ 이하가 바람직하다.

V: 0.02％ 이상 0.20％ 이하

V는, 연질화 시의 온도 상승에 의해, Nb와 함께 미세 석출물을 형성하여 심부 경도를 증가시켜, 강도를 향상시키는 중요한 원소이다. 그러기 위해서는, V량을 0.02％ 이상으로 한다. 한편, V량이 0.20％를 초과하면 석출물이 조대화하여, 충분한 강도 향상 효과가 얻어지지 않는 것에 더하여 연속 주조 시의 균열을 조장한다. 또한, 합금 비용이 상승한다. 그 때문에, V 첨가량은 0.20％ 이하로 한다. 바람직하게는 V량은 0.02％ 이상 0.18％ 이하의 범위이다.

Nb: 0.003％ 이상 0.20％ 이하

Nb는, 연질화 시의 온도 상승에 의해, V와 함께 미세 석출물을 형성하여 심부 경도를 증가시키기 때문에, 피로 강도 향상에 매우 유효하다. 그러기 위해서는, Nb량을 0.003％ 이상으로 한다. 한편, Nb량이 0.20％를 초과하면, 석출물이 조대화하여 충분한 강도 향상 효과가 얻어지지 않는 것에 더하여 연속 주조 시의 균열을 조장하기 때문에, 그의 첨가량을 0.20％ 이하로 한다. 바람직하게는, Nb량은 0.02％ 이상 0.18％ 이하의 범위이다. Nb량은, 0.02％ 이상이 바람직하고, 0.18％ 이하가 바람직하다.

Al: 0.020％ 초과 1.0％ 이하

Al은, AlN으로서 석출하고, 열간 가공 중의 γ립의 성장을 억제하기 때문에, 적극적으로 첨가한다. 이러한 관점에서, Al은 0.020％를 초과하는 첨가로 한다. 한편, Al을 1.0％를 초과하여 함유시켜도 그의 효과는 포화하고, 인성이 나빠질 뿐만 아니라, 연속 주조 시의 균열을 조장하고, 성분 비용의 상승을 초래하는 불리함이 발생한다. 따라서, Al량은 1.0％ 이하로 한정한다. 바람직하게는, Al량은 0.020％ 초과 0.9％ 이하의 범위이고, 보다 바람직하게는 0.020％ 초과 0.8％ 이하의 범위이다.

Ti: 0.0050％ 초과 0.015％ 이하

Ti는, 연속 주조 시의 냉각 균열이나, 굽힘 연속 주조기를 이용했을 때의, 굽힘-굽힘 되돌림 시의 표면 균열을 방지하는 유용한 원소로서, 0.0050％를 초과하는 범위에 있어서 적극적으로 첨가한다. 한편, 0.015％를 초과하면, 조대한 TiN이 발생하여, 오히려 열간 단조 시의 균열이 조장될 뿐만 아니라, 피로 강도의 저하를 초래한다. 따라서, Ti량은 0.015％ 이하로 한정한다. 바람직하게는, Ti량은 0.0070％ 초과 0.013％ 이하의 범위이고, 보다 바람직하게는 0.0070％ 이상 0.012％ 이하이다. Ti량은, 0.0070％ 이상이 바람직하고, 0.0070％ 초과가 보다 바람직하고, 0.013％ 이하가 바람직하고, 0.012％ 이하가 보다 바람직하다.

N: 0.0200％ 이하

N은, 강 중에서 탄질화물을 형성하고, 연질화 처리재의 강도를 향상시키는 유용한 원소로서, 바람직하게는 0.0020％ 이상으로 첨가한다. 한편, N량이 0.0200％를 초과하면, 형성하는 탄질화물이 조대화하여 강재의 인성을 저하시킨다. 또한, 주편의 표면 균열이 발생하여, 주편 품질이 저하한다. 이 때문에, N량은 0.0200％ 이하의 범위로 한정한다. 보다 바람직하게는, N량은 0.0180％ 이하이다.

Sb: 0.0030％ 이상 0.010％ 이하

Sb는, 주조 시 그리고 열간 압연이나 열간 단조 시의 입계 산화나 표면 균열을 억제하여, 제품의 표면 품질을 향상시키는 효과가 있다. Sb의 첨가량이 0.0030％를 충족시키지 않으면 첨가 효과가 부족하다. 한편 0.010％를 초과하여 첨가해도 효과가 포화하고, 성분 비용의 상승을 초래하는 것에 더하여, 연속 주조 시의 균열을 조장한다. 따라서, Sb량은 0.0030％ 이상 0.010％ 이하의 범위로 한정한다. 보다 바람직하게는, 0.0040％ 이상 0.010％ 이하로 한다.

또한, 본 발명에서는, C 함유량에 따라서, 하기의 식 (1) 및 (2)를 만족시킬 필요가 있다.

기

C: 0.02％ 이상 0.10％ 이하인 경우

1.4≤A≤3.2 …(1)

단, A＝1000×{7×(Ti/48)＋17×(Sb/122)}

C: 0.10％ 초과 0.15％ 미만인 경우

0.9≤A≤2.3 …(2)

단, A＝850×{5×(Ti/48)＋13×(Sb/122)}

즉, Ti 및 Sb에 관한 파라미터를 상기 범위로 함으로써, 열간 압연 시 혹은 열간 단조 시에, Ti 탄질화물이 구γ 입계에 석출되어 γ립의 성장을 억제하여, 열처리 변형이 작아진다. 한편, Ti를 다량으로 첨가하면, 석출물이 조대화하기 때문에, γ립의 조대화 억제가 충분하지 않다.

또한, Sb는 γ립계에 농화(편석)하여, γ립의 조대화를 억제함으로써, 열처리 변형이 작아진다.

A값이 하한을 하회하면, γ립의 조대화 억제 효과를 충분히 얻을 수 없다. A값이 상한을 상회하면, 조대한 TiN의 석출에 의한 열간 단조 시의 균열 발생, 및/또는, Sb에 의한 연속 주조 시의 균열 발생에 의한 표면 성상의 열화가 발생한다.

여기에서, 강 중의 C 함유량에 따라서, 상기식 (1) 혹은 식 (2)를 구분하여 사용하여 Ti 및 Sb의 함유량을 조정하지 않으면 안 되는 이유는, γ립의 조대화 억제에 대한 Ti 및 Sb의 기여도가, 강 중 C 함유량에 따라서 상이하기 때문이다. C 함유량이 적은 경우는, Ti 탄질화물은 석출하기 어려워지기 때문에, γ립의 조대화를 억제시킬 만큼의 Ti 탄질화물을 석출시키기 위해 필요한 Ti 함유량을 조금 많게 하거나, Ti 탄질화물의 석출하기 어려움을 보충하기 위해 Sb 함유량을 조금 많게 하거나 할 필요가 있다. 그 때문에, 강 중의 C 함유량이 조금 적은(0.02％ 이상 0.10％ 이하) 경우는, A값을 구하는 데에 있어서의 Ti 함유량 및 Sb 함유량에 따른 계수 및, A값의 하한값이, 각각, 강 중의 C 함유량이 조금 많은(0.10％ 초과 0.15％ 미만) 경우보다도 커진다.

본 발명의 기본 성분 조성은, 이상의 성분을 포함하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물이다.

또한, 본 발명에서는, 상기의 기본 성분 조성에, 추가로, 필요에 따라서 B, Cu 및 Ni 중 어느 1종 또는 2종 이상을 첨가할 수 있다.

B: 0.010％ 이하

B는, 퀀칭성을 향상시키고, 베이나이트 조직의 생성을 촉진하는 효과를 갖기 때문에, 바람직하게는, 0.0003％ 이상으로 첨가하는 것이 바람직하다. 한편, B를 0.010％를 초과하여 첨가하면, B가 BN으로서 석출되고, 퀀칭성 향상 효과가 포화할 뿐만 아니라, 성분 비용의 상승을 초래한다. 따라서, B를 첨가하는 경우는 0.010％ 이하의 범위로 한정한다. 보다 바람직하게는, B량은 0.0005％ 이상 0.008％ 이하로 한다. B량은, 0.0005％ 이상이 보다 바람직하고, 0.008％ 이하가 보다 바람직하다.

Cu: 0.30％ 이하

Cu는, 연질화 처리 중에 Fe나 Ni와 금속 간 화합물을 형성하고, 석출 경화에 의해 연질화 처리재의 강도를 향상시키는 데에 기여하고, 또한 베이나이트상의 생성에도 유효하다. 그러기 위해서는, Cu를 0.05％ 이상으로 첨가하는 것이 바람직하다. 한편, Cu량이 0.30％를 초과하면 열간 가공성이 저하하기 때문에, Cu는 0.30％ 이하의 범위에서 첨가하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, Cu량은 0.25％ 이하의 범위이다.

Ni: 0.30％ 이하

Ni는, 퀀칭성을 증대하고, 저온 취성을 억제하는 효과를 갖는다. 그러기 위해서는, Ni를 0.05％ 이상으로 첨가하는 것이 바람직하다. 한편, Ni량이, 0.30％를 초과하면 경도가 상승하고, 피삭성에 악영향을 미칠 뿐만 아니라, 비용적으로도 불리해진다. 따라서, Ni는 0.30％ 이하의 범위에서 첨가하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, N량은 0.25％ 이하의 범위이다.

추가로, 이상의 성분에 더하여, Co, Zr, Hf, Ta 및 W 중 어느 1종 또는 2종 이상을 첨가할 수 있다.

Co: 0.2％ 이하, Zr: 0.2％ 이하, Hf: 0.3％ 이하, Ta: 0.3％ 이하, W: 0.4％ 이하

Co, Zr, Hf, Ta 및 W는, 모두 강의 강도 향상에 유효한 원소로서, 바람직하게는 각각 0.01％ 이상으로 첨가할 수 있다. 한편, Co 및 Zr은 각각 0.2％, Hf 및 Ta는 각각 0.3％ 및 W는 0.4％를 초과한 첨가는 인성을 저하시키는 점에서, Co 및 Zr은 각각 0.2％를 상한으로 하고, Hf 및 Ta는 각각 0.3％를 상한으로 하고, W는 0.4％를 상한으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직하게는, Co: 0.02∼0.18％, Zr: 0.02∼0.18％, Hf: 0.03∼0.25％, Ta: 0.03∼0.25％, W: 0.04∼0.35％이다. Co량은 0.02％ 이상이 보다 바람직하고, 0.18％ 이하가 보다 바람직하다. Zr량은 0.02％ 이상이 보다 바람직하고, 0.18％ 이하가 보다 바람직하다. Hf량은 0.03％ 이상이 보다 바람직하고, 0.25％ 이하가 보다 바람직하다. Ta량은 0.03％ 이상이 보다 바람직하고, 0.25％ 이하가 보다 바람직하다. W량은 0.04％ 이상이 보다 바람직하고, 0.35％ 이하가 보다 바람직하다.

그리고 또한, 이상의 성분에 더하여, Pb, Bi, Zn 및 Sn 중 어느 1종 또는 2종 이상을 첨가할 수 있다.

Pb: 0.2％ 이하, Bi: 0.2％ 이하, Zn: 0.3％ 이하, Sn: 0.3％ 이하

Pb, Bi, Zn 및 Sn은, 강의 피삭성을 향상시키는 효과를 갖는 원소이다. Pb 및 Bi는 각각 0.02％ 이상, Zn 및 Sn은 각각 0.03％ 이상으로 첨가하는 것이 바람직하다. 한편, Pb 및 Bi는 각각 0.2％, Zn 및 Sn은 각각 0.3％를 초과하여 첨가하면, 강도나 인성을 저하시킨다. 따라서, Pb 및 Bi는 각각 0.2％, Zn 및 Sn은 각각 0.3％를 상한으로 하는 것이 바람직하다.

또한, 강의 성분 조성은, 상기한 원소 및 잔부의 Fe 및 불가피적인 불순물을 가지면 좋지만, 상기한 원소 및 잔부의 Fe 및 불가피적인 불순물로 이루어지는 것이 바람직하다.

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

[베이나이트상: 면적률로 50％ 초과]

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

그래서, 본 발명에서 소기한 바는, 연질화 처리 시에 V 및 Nb의 석출물을 분산 석출시키고, 이에 따라 질화층 및 심부 경도를 상승시키고, 연질화 처리 후의 피로 강도를 향상시키는 것에 있다. 즉, 연질화 처리 전에 V 및 Nb의 석출물이 다량으로 존재하고 있으면, 통상 연질화 처리 전에 행해지는 절삭 가공 시의 피삭성의 관점에서는 불리하다. 또한, 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. 베이나이트상의 면적률은, 바람직하게는 60％ 초과, 보다 바람직하게는 80％ 초과이고, 100％라도 좋다.

또한, 베이나이트상 이외의 조직으로서는, 페라이트상이나 펄라이트상 등이 고려되지만, 이들 조직은 적을수록 바람직한 것은 말할 것도 없다.

여기에, 각 상의 면적률은 다음과 같이 측정할 수 있다. 연질화용 강으로부터 시험편을 채취하고, 시험편을 임의의 위치에서 절단하여, 절단면을 연마 후에 나이탈로 부식하고, 광학 현미경 또는 주사형 전자 현미경(SEM)을 이용하여, 단면 조직 관찰(150배의 광학 현미경 조직 관찰)에 의해 상의 종류를 동정(同定)하여, 각 상의 면적률을 구한다.

[구오스테나이트 입경: 100㎛ 이하]

구오스테나이트 입경은, 연질화 처리 시의 열처리 변형에 영향을 미친다. 또한, 구오스테나이트 입경은, 피로 강도와 인성을 지배하는 중요한 인자이기도 하다. 구오스테나이트 입경이 100㎛를 초과하면, 연질화 처리 시의 열처리 변형이 커짐과 함께, 피로 강도 및 인성이 열화한다. 그 때문에, 구오스테나이트 입경은 100㎛ 이하로 한다.

또한, 구오스테이트 입경은, 다음과 같이 측정할 수 있다. 상기의 각 상의 면적률을 구한 부식 후의 시험편에 대한 광학 현미경 관찰 결과로부터, 구오스테나이트 입계를 동정하여, 구오스테나이트립의 원 상당 지름의 평균값을 구한다.

[원 상당 입경이 30㎚ 이하인 Ti 석출물: 300개/㎛² 이상]

베이나이트상 중에 소정량의 Ti 석출물이 분산 석출되어 있으면, 열간 가공 중의 구오스테나이트립의 성장을 억제할 수 있어, 계속되는 연질화 처리 중에 발생할 수 있는 열처리 변형을 저감할 수 있다. 열간 압연 및 열간 단조에 계속되는 냉각 중에 구오스테나이트립이 작아지고, 계속되는 연질화 처리 중에 발생할 수 있는, 열처리 변형을 억제할 수 있다. 그러기 위해서는, 원 상당 지름이 30㎚ 이하인 Ti 석출물이 300개/㎛² 이상은 필요하다. 즉, 원 상당 지름이 30㎚ 이하인 Ti 석출물의 개수를 한정하는 것은, 연질화 처리 후의 열처리 변형을 억제하기 위해서는, 구오스테나이트립의 조대화 억제가 효과적이고, 구오스테나이트립의 조대화 억제에는, 원 상당 지름이 30㎚ 이하인 Ti 석출물이 기여하기 때문이다. 덧붙여서, 석출물의 입경의 측정 한계는, 1㎚ 정도이다. 그리고, 이 Ti 석출물이 분산되는 개수를 300개/㎛² 이상으로 함으로써, 연질화용 강의 구오스테나이트립의 조대화 억제를 확실히 도모할 수 있다.

여기에서, 평균 입경이 30㎚ 이하인 Ti 석출물이 분산하는 개수는, 다음과 같이 측정할 수 있다. 연질화재의 심부로부터, 투과 전자 현미경 관찰용의 시료를, 트윈 제트법을 이용한 전해 연마법에 의해 작성하고, 얻어진 시료에 대해서, 투과 전자 현미경 TEM을 이용하여 석출물의 관찰을 행했다. 또한 관찰되는 석출물의 조성을 에너지 분산형 X선 분광 장치 EDX에 의해 확인했다.

[구오스테나이트 입계에 Sb 편석]

Sb는, 구오스테나이트 입계에 편석하여 존재시킴으로써, 구오스테나이트립이 조대하게 되는 것을 피하는 효과를 갖는다. 왜냐하면, 열간 가공 중에 구오스테나이트 입계에 Sb가 편석하고 있으면, 그 후의 냉각 중에 구오스테나이트립이 작아지기 때문에, 계속되는 연질화 처리 중에 발생할 수 있는, 열처리 변형을 억제할 수 있다.

여기에, Sb의 분포 상태는, 압연 방향과 수직인 단면을 경면 연마 마무리 후, EPMA(전자 프로브 마이크로 애널라이저)에서 얻어진 컬러 맵핑상(像)을 관찰하여 행한다. 입계에 편석한 Sb는 구오스테나이트 입계에 원 형상으로 관찰되기 때문에, 화상 해석에 의해, 구오스테나이트 입계의 Sb 편석의 유무를 확인할 수 있다.

[부품]

상기한 성분 조성 그리고 강 조직을 갖는 연질화용 강에 연질화 처리를 실시하여 부품으로 한다. 당해 부품은, 상기한 연질화용 강의 성분 조성 및 강 조직을 갖는 심부와, 당해 심부의 성분 조성에 대하여 질소 및 탄소의 함유량이 높은 성분 조성을 갖는 표층부를 갖는다. 특히, 강 조직으로서는, 상기 베이나이트상 중에, V 및/또는 Nb를 포함하는 석출물을 갖는 것이 바람직하다.

즉, 본 발명의 부품에서는, 상기한 연질화용 강에 연질화 처리를 실시하여, 베이나이트상 중에 V 및 Nb를 포함하는 석출물을 분산 석출시키는 것이 바람직하다. 왜냐하면, 적어도 심부의 조직 중에 V 및 Nb를 포함하는 석출물을 분산 석출시킴으로써, 적어도 심부의 경도가 상승하고, 연질화 처리 후의 피로 강도가 현저하게 향상하기 때문이다.

여기에서, 심부란, 표층부, 즉 연질화에 의해 질소 및 탄소가 확산한 경화층을 제외한 영역을 의미하지만, 심부 이외에 대해서도 베이나이트상 중에는, V, Nb를 포함하는 석출물을 분산시키는 것이 바람직하다.

또한, 베이나이트상 중의 V 및 Nb를 포함하는 석출물은, 그의 평균 입경을 10㎚ 미만으로 하는 것이, 연질화 처리 후의 석출 강화에 기여시키는 데에 있어서 바람직하다. 덧붙여서, 석출물의 입경의 측정 한계는, 1㎚ 정도이다.

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

도 1에, 본 발명에 따른 연질화용 강(예를 들면, 봉강)을 이용하여 연질화 부품을 제조할 때의, 대표적인 제조 공정을 나타낸다. 여기에서, S1은 소재가 되는 봉강의 제조 공정, S2는 반송 공정, S3은 마무리 공정이다.

우선, 봉강의 제조 공정(S1)에서, 주편을 열간 압연하여 강편으로 하고, 그 후, 강편을 열간 압연에 의해 봉강한다. 그 후, 품질 검사를 거쳐, 출하한다. 그리고, 반송(S2) 후, 마무리 공정(S3)에서, 당해 봉강을 소정의 치수로 절단하여, 열간 단조를 행하고, 필요에 따라서 드릴 천공이나 선삭 등의 절삭 가공으로 소망하는 형상(예를 들면, 기어나 샤프트)으로 한 후, 연질화 처리를 행하여, 각종의 부품으로 한다.

또한, S1 공정에 있어서의 열간 압연재를 그대로 선삭이나 드릴 천공 등의 절삭 가공으로 소망하는 형상으로 마무리하고, 그 후 연질화 처리를 행하여 부품으로 할 수도 있다. 또한, 열간 단조의 경우, 열간 단조 후에 냉간 교정이 행해지는 경우가 있다. 또한, 최종 제품에 페인트나 도금 등의 피막 처리가 이루어지는 경우도 있다.

본 발명의 연질화용 강의 제조 방법에서는, 연질화 처리 전에, 가열 온도 1200℃ 이상에서 가공한 후 650∼400℃의 온도역에 있어서의 냉각 속도를 0.2℃/s 이상으로 하여 400℃ 이하까지 냉각하는 제1 열간 가공을 행하고, 또한 그 후에, 가열 온도 1200℃ 이상에서 가공한 후 700∼550℃의 온도역에 있어서의 냉각 속도를 0.4℃/s 이상으로 하여 냉각을 실시하는 제2 열간 가공을 행함으로써, 전술의 강 조직을 만드는 것이 중요하다.

여기에, 제1 및 제2 열간 가공에 있어서의 가공에 대해서는, 열간 압연 혹은 열간 단조를 적용할 수 있다.

[제1 열간 가공에 있어서의 가열 온도: 1200℃ 이상]

맨 처음의 열간 가공, 예를 들면 열간 압연 공정에서는, 피가공재(예를 들면 단조 부품의 소재가 되는 봉강)에 조대한 탄질화물이 석출되어 피로 강도가 손상되지 않도록, 용해 시부터 잔존하는 탄화물을 일단 고용시킨다. 여기에서, 가열 온도가 1200℃를 충족시키지 않으면, 용해 시부터 잔존하는 탄화물이 충분히 고용되기 어려워진다. 이 때문에, 가열 온도는 1200℃ 이상으로 한다. 바람직하게는, 가열 온도는 1200∼1250℃로 한다.

[제1 열간 가공에 있어서의 냉각 조건: 650∼400℃의 온도역에 있어서의 냉각 속도를 0.2℃/s 이상으로 하여 400℃ 이하까지]

제1 열간 가공에 있어서의 냉각 시에, Sb가 구오스테나이트 입계에 편석한 상태로 한다. 650∼400℃의 온도역에 있어서의 냉각 속도가 0.2℃/s 이상이면, 이 온도역 바로 위에서 입계에 우선적으로 석출된 Sb가 확산되어 버려, 결과적으로 Sb가 구오스테나이트 입계에 편석한 상태가 아니게 되어 버린다. 따라서, 열간 압연이나 열간 단조 후에는, 650∼400℃의 온도역에 있어서의 냉각 속도를 0.2℃/s 이상으로 하여 400℃ 이하까지 냉각할 필요가 있다.

[제2 열간 가공에 있어서의 가열 온도: 1200℃ 이상]

2회째의 열간 가공, 예를 들면 열간 단조 공정에서는, 상기 열간 가공 후의 단조용 소재에 조대한 탄질화물이 석출되어 피로 강도를 손상시키지 않도록, 탄화물을 일단 고용시킨다. 여기에서, 단조 시 등의 가열 온도가 1200℃를 충족시키지 않으면, 탄화물이 충분히 고용되기 어려워진다. 이 때문에, 단조 시 등의 가열 온도는 1200℃ 이상으로 한다. 바람직하게는, 가열 온도는 1200∼1250℃로 한다.

[제2 열간 가공에 있어서의 냉각 조건: 700∼550℃의 온도역에 있어서의 냉각 속도: 0.4℃/s 이상]

열간 압연이나 열간 단조 후의 700∼550℃에 있어서의 냉각 속도가 0.4℃/s 미만이 되면, 베이나이트상의 면적률이 50％ 초과가 되지 않고, 이 경우 미세 석출물이 석출되고, 경질화함으로써 절삭 가공 시에 절삭 저항이 증대하고, 공구 수명이 저화한다. 이 때문에, 미세 석출물의 석출 온도 범위인 700∼550℃의 온도역에 있어서는, 단조 등의 가공 후의 냉각 속도를, 미세 석출물이 얻어지는 한계 냉각 속도인 0.4℃/s 이상의 속도로 한다. 또한, 200℃/s를 초과하면, 경질인 마르텐사이트상이 생성되어, 피삭성이 크게 저하하기 때문에, 상기 냉각 속도의 상한값은 200℃/s로 하는 것이 바람직하다.

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

다음으로, 본 발명의 연질화용 강을 이용하여, 연질화 부품을 제조하는 방법에 대해서 설명한다. 연질화 부품은, 상기의 연질화용 강에 대하여, 필요에 따라서 절삭 등을 행하여 부품 형상으로 성형한 후, 연질화 처리를 행함으로써 제조할 수 있다.

[연질화 처리 조건]

연질화 처리는, 석출물을 미세하게 석출시키도록, 연질화 처리 온도를 550∼600℃, 처리 시간을 30분 이상으로 하여 행한다. 여기에, 연질화 처리 온도를 550∼600℃의 범위로 하는 것은, 550℃를 충족시키지 않으면 충분한 양의 석출물이 얻어지지 않고, 한편 600℃를 초과하면 연질화 분위기 가스의 분해가 충분하지 않아, 연질화가 곤란해지기 때문이다. 보다 바람직하게는, 연질화 처리 온도는 560∼590℃의 범위이다. 연질화 처리 온도는, 560℃ 이상이 보다 바람직하고, 590℃ 이하가 보다 바람직하다.

또한, 연질화 처리에서는 N과 C를 동시에 침입·확산시키기 위해, NH₃이나 N₂와 같은 침질성 가스와, CO₂나 CO와 같은 침탄성 가스의 혼합 분위기, 예를 들면 NH₃:N₂:CO₂＝50:45:5의 분위기에서 연질화 처리를 행하면 좋다.

실시예

이하, 본 발명의 실시예에 대해서 구체적으로 설명한다.

표 1에 나타내는 조성의 강(강종 1∼39)을 연속 주조기에서 단면 300㎜×300㎜의 주편으로 했다. 그 때, 표면에 있어서의 균열의 유무를 조사했다. 이 주편을 1250℃에서 30분의 균열 후에 열간 압연으로 한 변이 150㎜인 직사각형 단면의 강편으로 했다. 그 후, 표 2에 나타내는 조건에 따라 1회째의 열간 가공(제1 열간 가공)이 되는 열간 압연을 실시하여, 50mmφ의 봉 형상의 열간 압연인 채로 소재로 했다. 이어서, 상기한 열간 압연인 채의 소재에, 표 2에 나타내는 조건에 따라 2회째의 열간 가공(제2 열간 가공)이 되는 열간 단조를 실시하여, 38mmφ의 열간 단조재(봉강)로 하고, 그 후, 표 2에 나타내는 조건에 따라 실온까지 냉각했다.

이렇게 하여 얻어진 열간 단조재에 대해서, 피삭성을 외주 선삭 시험에 의해 평가했다. 즉, 열간 단조재를 200㎜ 길이로 절단한 것을 시험재로서 이용했다. 절삭 공구로서는, 폴더가 미츠비시머티리얼사 제조 CSBNR 2020, 또한, 팁은 동일하게 미츠비시머티리얼사 제조 SNGN 120408 UTi₂0 고속도 공구강을 이용했다. 외주 선삭 시험의 조건은, 절입량 1.0㎜, 전송 속도 0.25㎜/rev, 절삭 속도 200m/min이고, 윤활제는 이용하지 않았다. 평가 항목으로서는, 공구 마모량(릴리프면 마모량)이 0.3㎜가 될 때까지의 시간을 공구 수명으로 했다.

또한, 상기한 열간 단조재에 대해서, 조직 관찰 및 경도 측정을 행했다. 조직 관찰에서는, 전술한 방법에 의해, 상의 종류를 동정함과 함께, 각 베이나이트상의 면적률을 구했다.

경도 측정은, 빅커스 경도계를 이용하고, JIS Z2244에 준거하여 지름 방향 1/4 위치의 경도를 2.94N(300gf)의 시험 하중으로 5점 측정하고, 그의 평균값을 경도 HV로 했다.

또한, 열간 단조재의 표면으로부터의 지름 방향 깊이가 직경의 1/4의 위치로부터, 투과 전자 현미경 관찰용의 시료를, 트윈 제트법을 이용한 전해 연마법에 의해 제작하고, 얻어진 시료에 대해서, 가속 전압을 200V로 한 투과 전자 현미경을 이용하여 석출물의 관찰을 행했다. 또한 관찰되는 석출물의 조성을 에너지 분산형 X선 분광 장치(EDX)에 의해 구했다.

이어서, 강종 1∼39에 대해서는, 상기의 열간 단조 후, 추가로 연질화 처리를 실시했다. 연질화 처리는, NH₃:N₂:CO₂＝50:45:5의 분위기에서 525∼620℃로 가열하고, 2시간 유지함으로써 행했다.

한편, 강종 40의 열간 단조재에 대해서는, 비교를 위해, 침탄 처리를 실시했다. 침탄 처리는, 930℃에서 3시간 침탄하고, 850℃로 40분 유지 후에 유냉하고, 추가로 170℃에서 1시간 템퍼링함으로써 행했다.

이렇게 하여 얻어진 연질화 처리재 또는 침탄 열처리재에 대해서, 조직 관찰, 경도 측정 및 피로 특성 평가를 행함과 함께, 열처리 변형 시험도 행했다.

여기에서, 조직 관찰은, 연질화 처리 전과 마찬가지로, 전술한 방법에 의해 상의 종류를 동정함과 함께, 베이나이트상의 면적률을 구했다.

경도 측정은, 상기 열처리재의 표면(표층부) 경도를 표면으로부터 0.05㎜의 위치에 있어서, 심부 경도를 표면으로부터의 지름 방향 깊이가 직경의 1/4의 위치(이하, 간단히 1/4 위치라고 함)에 있어서, 각각 측정했다. 또한, 표면 경도 및 심부 경도의 측정은 모두, 빅커스 경도계를 이용하고, JIS Z2244에 준거하여 심부의 경도를 2.94N(300gf)의 시험 하중으로 6점 측정하고, 그의 평균값을 각각 표면 경도 HV, 심부 경도 HV로 했다. 또한, 경화층 깊이는, HV520 이상이 되는 영역의 표면으로부터의 깊이라고 정의하여 측정했다.

열처리 변형 시험은, 열간 단조 후의 봉강으로부터 도 2에 나타내는, C형 시험편을 채취하고, 이 C형 시험편을 이용하여 행했다. 연질화 처리 전에, 개구부 D0을 마이크로미터로 측정하고, 연질화 처리 후의 개구부 D1을 측정한다. 열처리 변형은, 개구율: 100×(D1－D0)/D0(％)를 구했다. 이 때, 열처리 변형 특성을 랭크 부여하여, Ⅰ: 개구율 0∼1％, Ⅱ: 개구율 1 초과 2％ 이하, Ⅲ: 개구율 2％ 초과로 했다.

또한, 연질화재 그리고 침탄재의 1/4 위치로부터, 투과 전자 현미경 관찰용의 시료를, 트윈 제트법을 이용한 전해 연마법에 의해 제작하고, 얻어진 시료에 대해서, 가속 전압을 200V로 한 투과 전자 현미경을 이용하여 석출물의 관찰을 행했다. 또한 관찰되는 석출물의 조성을 에너지 분산형 X선 분광 장치(EDX)에 의해 구했다.

표 2에, 각종 측정 결과 그리고 평가 결과를 병기한다. No.1∼14, 19가 본 발명예, No.15∼18, 20∼45가 비교예, No.46이 JIS SCr420 상당 강에 침탄 처리를 실시한 종래예이다.

표 2로부터 분명한 바와 같이, 발명예 No.1∼14, 19는 모두, 침탄 처리를 실시한 종래예 No.46에 비해, 열처리 변형이 억제되어 있다. 또한, No.1∼14, 19의 연질화 처리 전의 피삭성에 대해서는, 종래예 No.46보다도 우수하다.

한편, 비교예 No.15∼18, 20∼45는, 성분 조성 혹은 얻어진 강 조직이 본 발명의 범위 외였기 때문에, 연속 주조 시에 균열이 발생하고 있거나, 열처리 변형이 커지거나, 혹은 피삭성이 뒤떨어지고 있다.

Claims (11)

1. 질량％로,
   C: 0.02％ 이상 0.15％ 미만,
   Si: 0.30％ 이하,
   Mn: 1.5％ 이상 2.5％ 이하,
   P: 0.025％ 이하,
   S: 0.06％ 이하,
   Cr: 0.5％ 이상 2.0％ 이하,
   Mo: 0.005％ 이상 0.2％ 이하,
   V: 0.02％ 이상 0.20％ 이하,
   Nb: 0.003％ 이상 0.20％ 이하,
   Al: 0.020％ 초과 1.0％ 이하,
   Ti: 0.0050％ 초과 0.015％ 이하,
   N: 0.0200％ 이하 및
   Sb: 0.0030％ 이상 0.010％ 이하
   를, 하기식 (1) 또는 (2)를 만족하는 범위에서 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물의 성분 조성과,
   베이나이트상의 면적률이 50％ 초과 및 구오스테나이트 입경이 100㎛ 이하이고 원 상당 입경이 30㎚ 이하인 Ti 석출물이 300개/㎛² 이상 분산되고, 또한 구오스테나이트 입계에 Sb가 편석(segregate)하는, 강 조직
   을 갖는, 연질화용 강.
   기
   C: 0.02％ 이상 0.10％ 이하인 경우
   1.4≤A≤3.2 …(1)
   단, A＝1000×{7×(Ti/48)＋17×(Sb/122)}
   C: 0.10％ 초과 0.15％ 미만인 경우
   0.9≤A≤2.3 …(2)
   단, A＝850×{5×(Ti/48)＋13×(Sb/122)}
2. 제1항에 있어서,
   상기 성분 조성이, 추가로 질량％로,
   B: 0.010％ 이하,
   Cu: 0.30％ 이하 및
   Ni: 0.30％ 이하
   중 어느 1종 또는 2종 이상을 함유하는 연질화용 강.
3. 제1항 또는 제2항에 있어서,
   상기 성분 조성이, 추가로 질량％로,
   Co: 0.2％ 이하,
   Zr: 0.2％ 이하,
   Hf: 0.3％ 이하,
   Ta: 0.3％ 이하 및
   W: 0.4％ 이하
   중으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상을 함유하는 연질화용 강.
4. 제1항, 제2항 또는 제3항에 있어서,
   상기 성분 조성이, 추가로 질량％로,
   Pb: 0.2％ 이하,
   Bi: 0.2％ 이하,
   Zn: 0.3％ 이하 및
   Sn: 0.3％ 이하
   중으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상을 함유하는 연질화용 강.
5. 제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 기재된 성분 조성 및 강 조직을 갖는 심부와, 당해 심부의 성분 조성에 대하여 질소 및 탄소의 함유량이 높은 성분 조성을 갖는 표층부를 갖는 부품.
6. 제5항에 있어서,
   상기 베이나이트상 중에, V 및/또는 Nb를 포함하는 석출물을 갖는 부품.
7. 질량％로,
   C: 0.02％ 이상 0.15％ 미만,
   Si: 0.30％ 이하,
   Mn: 1.5％ 이상 2.5％ 이하,
   P: 0.025％ 이하,
   S: 0.06％ 이하,
   Cr: 0.5％ 이상 2.0％ 이하,
   Mo: 0.005％ 이상 0.2％ 이하,
   V: 0.02％ 이상 0.20％ 이하,
   Nb: 0.003％ 이상 0.20％ 이하,
   Al: 0.020％ 초과 1.0％ 이하,
   Ti: 0.0050％ 초과 0.015％ 이하,
   N: 0.0200％ 이하 및
   Sb: 0.0030％ 이상 0.010％ 이하
   를, 다음식 (1) 또는 (2)를 만족하는 범위에서 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물의 성분 조성을 갖는 강 소재를, 가열 온도 1200℃ 이상에서 가공한 후 650∼400℃의 온도역에 있어서의 냉각 속도를 0.2℃/s 이상으로 하여 400℃ 이하까지 냉각하는 제1 열간 가공을 행하고, 추가로 그 후에, 가열 온도 1200℃ 이상에서 가공한 후 700∼550℃의 온도역에 있어서의 냉각 속도를 0.4℃/s 이상으로 하여 냉각을 실시하는 제2 열간 가공을 행하는, 연질화용 강의 제조 방법.
   기
   C: 0.02％ 이상 0.10％ 이하인 경우
   1.4≤A≤3.2 …(1)
   단, A＝1000×{7×(Ti/48)＋17×(Sb/122)}
   C: 0.10％ 초과 0.15％ 미만인 경우
   0.9≤A≤2.3 …(2)
   단, A＝850×{5×(Ti/48)＋13×(Sb/122)}
8. 제7항에 있어서,
   상기 성분 조성이, 추가로 질량％로,
   B: 0.010％ 이하,
   Cu: 0.30％ 이하 및
   Ni: 0.30％ 이하
   중 어느 1종 또는 2종 이상을 함유하는 연질화용 강의 제조 방법.
9. 제7항 또는 제8항에 있어서,
   상기 성분 조성이, 추가로 질량％로,
   Co: 0.2％ 이하,
   Zr: 0.2％ 이하,
   Hf: 0.3％ 이하,
   Ta: 0.3％ 이하 및
   W: 0.4％ 이하
   중으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상을 함유하는 연질화용 강의 제조 방법.
10. 제7항, 제8항 또는 제9항에 있어서,
    상기 성분 조성이, 추가로 질량％로,
    Pb: 0.2％ 이하,
    Bi: 0.2％ 이하,
    Zn: 0.3％ 이하 및,
    Sn: 0.3％ 이하
    중으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상을 함유하는 연질화용 강의 제조 방법.
11. 제7항 내지 제10항 중 어느 한 항에 기재된 제조 방법에서 얻어진 연질화용 강을, 550∼600℃의 온도에서 30분 이상으로 연질화 처리를 실시하는 것을 특징으로 하는 연질화 부품의 제조 방법.

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