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KR20230072500A - 강재 - Google Patents

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KR20230072500A
KR20230072500A KR1020237013781A KR20237013781A KR20230072500A KR 20230072500 A KR20230072500 A KR 20230072500A KR 1020237013781 A KR1020237013781 A KR 1020237013781A KR 20237013781 A KR20237013781 A KR 20237013781A KR 20230072500 A KR20230072500 A KR 20230072500A
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South Korea
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less
cross
steel
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KR1020237013781A
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아키라 시가
유타카 네이시
마코토 에가시라
유스케 가와라기
Original Assignee
닛폰세이테츠 가부시키가이샤
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Publication date
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Abstract

우수한 피삭성을 갖고, 진공 침탄 처리 등을 실시한 후에도, 우수한 굽힘 피로 강도 및 면 피로 강도를 갖고, 열처리 변형을 억제할 수 있는 강재를 제공한다. 본 실시 형태에 의한 강재는, 화학 조성이, 질량％로, C: 0.18 내지 0.25％, Si: 0.70 내지 2.00％, Mn: 0.70 내지 1.50％, S: 0.005 내지 0.050％, N: 0.0050 내지 0.0200％, Al: 0.001 내지 0.100％, O: 0.0050％ 이하 및 P: 0.030％ 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지고, 또한, 명세서 중의 식 (1) 및 식 (2)를 충족한다. 또한, 횡단면 및 종단면의 마이크로 조직은, 페라이트를 함유하고, 잔부는 펄라이트 및／또는 베이나이트로 이루어지고, 페라이트의 면적 분율의 산술 평균값이 50 내지 70％이며, 페라이트의 면적 분율의 표준 편차가 4.0％ 이하이며, 페라이트 평균 입경비가 2.00 이하이다.

Description

강재
본 개시는, 강재에 관한 것으로, 더욱 상세하게는, 진공 침탄 처리를 실시하여 제조되는 기계 구조용 부품의 소재에 적합한, 강재에 관한 것이다.
본 명세서에 있어서, 진공 침탄 처리는, 진공 침탄 질화 처리도 포함한다. 또한, 본 명세서에 있어서, 진공 침탄 처리란, 진공 침탄 공정(진공 침탄 질화 공정을 포함함)과, 진공 침탄 공정 후의 ??칭 공정을 포함한다.
기계 구조용 부품은, 예를 들어 자동차 및 건설 차량 등의 기어 및 샤프트 등으로 대표된다. 기계 구조용 부품으로서, JIS G 4053(2016)에 규정된 SCr420, SCM420, SNCM420으로 대표되는 기계 구조용 합금강 강재가 이용된다.
이들 강재는, 예를 들어 다음의 제조 공정에 의해 기계 구조용 부품으로 제조된다. 강재에 대하여 단조(열간 단조, 또는 냉간 단조) 및／또는 절삭 가공 등을 실시하여, 원하는 형상의 중간품을 제조한다. 중간품에 대하여, 열처리(??칭 및 템퍼링, 침탄 처리, 또는 침탄 질화 처리 등)를 실시하여, 중간품의 경도 및 마이크로 조직을 조정한다. 이상의 제조 공정에 의해, 기계 구조용 부품이 제조된다.
상술한 바와 같이, 기계 구조용 부품의 제조 공정 중에 있어서, 강재에 대하여 절삭 가공이 실시되는 경우가 있다. 따라서, 기계 구조용 부품의 소재가 되는 강재에는, 높은 피삭성이 요구된다.
근년, 자동차 및 건설 차량 등의 연비 향상을 목적으로 하여, 기계 구조용 부품의 경량화 및 소형화가 진행되고 있다. 그 때문에, 기계 구조용 부품에는, 우수한 굽힘 피로 강도 및 면 피로 강도가 요구된다.
기계 구조용 부품의 굽힘 피로 강도 및 면 피로 강도를 높이는 방법으로서, 진공 침탄 처리가 알려져 있다. 진공 침탄 처리에서는, 기계 구조용 부품의 표층에 경화층(침탄층 또는 침탄 질화층)이 형성된다. 이 경화층에 의해, 기계 구조용 부품의 굽힘 피로 강도 및 면 피로 강도가 향상된다.
그런데, 진공 침탄 처리(진공 침탄 처리 및 진공 침탄 질화 처리)를 실시한 경우, 기계 구조용 부품이 변형되기 쉽다. 본 명세서에서는, 진공 침탄 처리 시의 기계 구조용 부품의 변형을, 열처리 변형이라고 한다. 열처리 변형에 의해, 기계 구조용 부품의 형상이 변형된다. 기계 구조용 부품의 형상의 변형은, 자동차 및 건설 차량 등의 운전 시의 소음 및 진동을 야기한다. 따라서, 진공 침탄 처리를 실시한 경우에, 열처리 변형을 억제할 수 있는 강재가 요구된다.
열처리 변형의 억제에 관한 기술이, 일본 특허 공개 제2016-191151호 공보(특허문헌 1), 일본 특허 공개 제2018-028130호 공보(특허문헌 2), 일본 특허 공개 제2007-291486호 공보(특허문헌 3) 및 일본 특허 공개 제2010-150566호 공보(특허문헌 4)에 개시되어 있다.
특허문헌 1에 개시된 침탄 부품은, 질량％로, C: 0.10 내지 0.30％, Si: 0.16 내지 1.40％, Mn: 1.40 내지 3.00％, P: 0.030％ 이하, S: 0.060％ 이하, Cr: 0.01 내지 0.29％, Al: 0.010 내지 0.300％, 및 N: 0.003 내지 0.030％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어진다. 이 침탄 부품은, 표면이 평탄부와 에지부를 갖는다. 평탄부의 표면으로부터 깊이 0.05㎜의 위치까지의 평탄부 표층 영역의 탄소 농도가 0.70 내지 0.89％이며, 에지부의 표면으로부터 깊이 0.05㎜의 위치까지의 에지부 표층 영역의 탄소 농도가 1.20％ 이하이다. 또한, 입계 산화층 깊이가 1㎛ 이하이며, 코어부의 비커스 경도가 260 이상이다. 이에 의해, 특허문헌 1의 침탄 부품은, 에지부를 포함하는 형상을 갖는 침탄 부품이어도, 굽힘 피로 강도가 우수하다고 특허문헌 1에는 기재되어 있다.
특허문헌 2에 개시된 침탄 부품은, 질량％로, C: 0.10 내지 0.30％, Si: 0.16 내지 1.40％, Mn: 1.40 내지 3.00％, P: 0.030％ 이하, S: 0.060％ 이하, Cr: 0.01 내지 0.29％, Al: 0.010 내지 0.100％, 및 N: 0.003 내지 0.030％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어진다. 이 침탄 부품은, 표면이 평탄부와 에지부를 갖는다. 평탄부의 표면으로부터 깊이 0.05㎜의 위치까지의 평탄부 표층 영역의 탄소 농도가 0.70 내지 0.89％이며, 에지부의 표면으로부터 깊이 0.05㎜의 위치까지의 에지부 표층 영역의 탄소 농도가 1.20％ 이하이다. 또한, 평탄부의 표면으로부터 깊이 0.3mm의 위치의 비커스 경도가 650 이상이며, 입계 산화층 깊이가 1㎛ 이하이며, 코어부의 비커스 경도가 260 이상이다. 이에 의해, 특허문헌 2의 침탄 부품은, 에지부를 포함하는 형상을 갖는 침탄 부품이어도, 굽힘 피로 강도가 우수하다고 특허문헌 2에는 기재되어 있다.
특허문헌 3에 개시된 침탄 부품은, 질량％로, C: 0.1 내지 0.3％, Si: 0.5 내지 3.0％, Mn: 0.3 내지 3.0％, P: 0.03％ 이하, S: 0.03％ 이하, Cu: 0.01 내지 1.00％, Ni: 0.01 내지 3.00％, Cr: 0.3 내지 1.0％, Al: 0.20％ 이하 및 N: 0.05％ 이하를 함유하고, 잔부가 불가피한 불순물 및 Fe로 이루어지고, [Si％]+[Ni％]+[Cu％]-[Cr％]>0.5의 조건을 충족하는 합금 조성을 갖는다. 또한, 이 침탄 부품은, 진공 침탄에 의해 침탄 처리를 실시함으로써 얻어진다. 이에 의해, 특허문헌 3의 침탄 부품은, 에지부의 인성이 낮아지지 않는 데다가, 표면 탄소 농도가 가장 낮은 부분에서 0.6％ 이상이기 때문에, 침탄 부족에 의해 강도가 낮은 부분도 발생하지 않는다고 특허문헌 3에는 기재되어 있다.
특허문헌 4에 개시된 진공 침탄 또는 진공 침탄 질화용의 강재는, 질량％로, C: 0.10 내지 0.25％, Si: 0.35 내지 1.5％, Mn: 0.4 내지 1.5％, P: 0.025％ 이하, S: 0.015 내지 0.05％, Cr: 0.50 내지 2.0％, Al: 0.010 내지 0.050％ 및 N: 0.012 내지 0.025％를 함유하고, 잔부는 Fe 및 불순물로 이루어지고, 불순물 중의 O(산소): 0.0012％ 이하 및 Ti: 0.003％ 이하, 또한, 식 (1) 내지 (3)을 충족하는 화학 조성을 갖는다. 여기서, 식 (1)은, 910-203×C0.5+44.7×Si≤860이며, 식 (2)는, 2.0≤(0.31×C0.5)×(0.7×Si+1.00)×(3.33×Mn+1.00)×(2.16×Cr+1.00)≤3.5이며, 식 (3)은, 0.2×(S/Mn)+P≤0.030이다. 또한, 길이 방향에 평행한 단면에 있어서, 개재물의 긴 직경을 L(㎛), 짧은 직경을 W(㎛)로 하고, 소정의 조건일 때, (πLW/4)0.5로 표시되는 산화물 등의 개재물의 최대 등가 원 직경이 35㎛ 이하이다. 특허문헌 4의 강재는, C 및 Si 함유량을 조정함으로써, ??칭 시의 열처리 변형의 변동을 저감하고, 면 피로 강도 및 굽힘 피로 강도를 높인다고 특허문헌 4에는 기재되어 있다.
일본 특허 공개 제2016-191151호 공보 일본 특허 공개 제2018-028130호 공보 일본 특허 공개 제2007-291486호 공보 일본 특허 공개 제2010-150566호 공보
특허문헌 1 내지 4는 피로 강도를 향상시키는 기술에 대하여 개시한 문헌이며, 열처리 변형의 억제에 관한 기술은 하등 개시되어 있지 않다.
본 개시의 목적은, 우수한 피삭성을 갖고, 진공 침탄 처리를 실시한 후에 있어서, 우수한 굽힘 피로 강도 및 면 피로 강도를 갖고, 또한, 진공 침탄 처리 후의 열처리 변형을 억제할 수 있는 강재를 제공하는 것이다.
본 실시 형태의 강재는,
화학 조성이, 질량％로,
C: 0.18 내지 0.25％,
Si: 0.70 내지 2.00％,
Mn: 0.70 내지 1.50％,
S: 0.005 내지 0.050％,
N: 0.0050 내지 0.0200％,
Al: 0.001 내지 0.100％,
O: 0.0050％ 이하, 및
P: 0.030％ 이하를 함유하고,
잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지고, 또한, 식 (1) 및 식 (2)를 충족하고,
상기 강재의 길이 방향에 수직인 단면이며 반경 R의 원 형상인 횡단면에 있어서,
상기 횡단면의 중심 위치, 및 상기 횡단면의 중심으로부터 직경 방향으로 R/2의 위치이며 상기 횡단면의 중심 둘레에 45° 피치로 배치되는 8개소의 상기 R/2 위치를, 9개소의 횡단면 관찰 위치로 정의했을 때,
상기 각 횡단면 관찰 위치에서의 마이크로 조직은, 페라이트를 함유하고, 잔부는 펄라이트 및／또는 베이나이트로 이루어지고,
상기 9개소의 횡단면 관찰 위치에서의 페라이트의 면적 분율의 산술 평균값은 50 내지 70％이며, 또한, 상기 페라이트 면적 분율의 표준 편차는 4.0％ 이하이고,
상기 9개소의 횡단면 관찰 위치에서의 페라이트의 평균 입경 중, 최소의 평균 입경에 대한 최대의 평균 입경의 비가 2.00 이하이고,
상기 강재의 길이 방향에 평행한 단면이며 상기 강재의 중심축을 포함하는 종단면에 있어서,
상기 중심축 상에 R/2 피치로 배치되는 3개소의 중심축 위치, 및 상기 각 중심축 위치로부터 상기 직경 방향으로 R/2의 위치에 배치되는 6개소의 상기 R/2 위치를, 9개소의 종단면 관찰 위치로 정의했을 때,
상기 각 종단면 관찰 위치에서의 마이크로 조직은, 페라이트를 함유하고, 잔부는 펄라이트 및／또는 베이나이트로 이루어지고,
상기 9개소의 종단면 관찰 위치에서의 페라이트의 면적 분율의 산술 평균값은 50 내지 70％이며, 또한, 상기 페라이트 면적 분율의 표준 편차는 4.0％ 이하이고,
상기 9개소의 종단면 관찰 위치에서의 페라이트의 평균 입경 중, 최소의 평균 입경에 대한 최대의 평균 입경의 비가 2.00 이하이다.
Si/Mn≥1.00 (1)
1-(0.5C+0.03Si+0.06Mn+0.01Cr+0.05Mo)<0.800 (2)
여기서, 식 (1) 및 식 (2) 중의 각 원소 기호에는, 대응하는 원소의 함유량(질량％)이 대입된다. 대응하는 원소가 함유되어 있지 않은 경우, 그 원소 기호에는 「0」이 대입된다.
본 개시에 의한 강재는, 우수한 피삭성을 갖고, 진공 침탄 처리를 실시한 후에 있어서, 우수한 굽힘 피로 강도 및 면 피로 강도를 갖고, 또한, 진공 침탄 처리 후의 열처리 변형을 억제할 수 있다.
도 1은, F2(=1-(0.5C+0.03Si+0.06Mn+0.01Cr+0.05Mo))값과 최대 변형량비(％)의 관계를 도시하는 도면이다.
도 2는, 본 실시 형태의 강재의 길이 방향에 수직인 횡단면에 있어서, 마이크로 조직 관찰이 실시되는 횡단면 관찰 위치를 설명하기 위한 모식도이다.
도 3은, 본 실시 형태의 강재의 길이 방향에 평행하며, 중심축을 포함하는 종단면에 있어서, 마이크로 조직 관찰이 실시되는 종단면 관찰 위치를 설명하기 위한 모식도이다.
도 4는, 밴드 조직의 모식도이다.
도 5는, 진공 침탄 공정 및 ??칭 공정의 히트 패턴의 일례를 도시하는 도면이다.
도 6은, 실시예에서 제작한 오노식 회전 굽힘 시험편의 평면도이다.
도 7은, 가스 침탄 공정 및 ??칭 공정의 히트 패턴의 일례를 도시하는 도면이다.
도 8은, 실시예에서 제작한 롤러 피칭 피로 시험용 시험편의 평면도이다.
도 9는, 롤러 피칭 피로 시험을 설명하기 위한 모식도이다.
도 10은, 실시예에서 제작한 대 롤러 시험편의 정면도이다.
도 11a는 실시예에서 제작한 기어 모의 시험편의 사시도이다.
도 11b는 도 11a 중의 관통 구멍의 사시도이다.
본 발명자들은, 우수한 피삭성을 갖고, 진공 침탄 처리를 실시하여 기계 구조용 부품으로 한 경우에, 우수한 굽힘 피로 강도 및 면 피로 강도를 갖고, 또한, 진공 침탄 처리 후의 열처리 변형을 억제할 수 있는 강재에 대해서, 조사 및 검토를 행하였다.
본 발명자들은, 우수한 피삭성을 갖고, 또한, 진공 침탄 처리 후에 우수한 굽힘 피로 강도 및 면 피로 강도를 갖는 강재에 대해서, 화학 조성의 관점에서 검토를 행하였다.
검토의 결과, 화학 조성이, 질량％로, C: 0.18 내지 0.25％, Si: 0.70 내지 2.00％, Mn: 0.70 내지 1.50％, S: 0.005 내지 0.050％, N: 0.0050 내지 0.0200％, Al: 0.001 내지 0.100％, O: 0.0050％ 이하, P: 0.030％ 이하, Mo: 0 내지 0.50％, Nb: 0 내지 0.050％, Cr: 0 내지 0.60％, Ti: 0 내지 0.020％, Cu: 0 내지 0.50％, Ni: 0 내지 0.80％, V: 0 내지 0.30％, Mg: 0 내지 0.0035％, Ca: 0 내지 0.0030％, 및, 희토류 원소: 0 내지 0.0050％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 강재이면, 우수한 피삭성을 갖고, 또한, 진공 침탄 처리 후에 우수한 굽힘 피로 강도 및 면 피로 강도를 가질 가능성이 있다고 생각하였다.
본 발명자들은 또한, 화학 조성 중의 각 원소 함유량이 상기 범위 내인 것을 전제로 하고, 또한, 다음 식 (1)을 충족하면, 진공 침탄 처리 후에, 우수한 굽힘 피로 강도를 가질 가능성이 있다고 생각하였다.
Si/Mn≥1.00 (1)
여기서, 식 (1) 중의 각 원소 기호에는, 대응하는 원소의 함유량(질량％)이 대입된다.
본 실시 형태의 강재에서는, Si 함유량의 Mn 함유량에 대한 비를 1.00 이상으로 하면, 즉, 식 (1)을 충족하면, 개재물이 연질인 MnO-SiO2가 된다. 이 개재물은, 열간 가공(열간 압연) 중에 유리화되어 연신 및 분단되어 미세화된다. 그 때문에, 굽힘 피로 강도를 저하시키는 조대한 개재물을 저감시킬 수 있어, 굽힘 피로 강도가 높아진다.
본 발명자들은 또한, 진공 침탄 처리에서의 열처리 변형을 억제하는 수단에 대해서, 검토를 행하였다. 본 발명자들은, 강재의 마이크로 조직에 주목하였다. 강재 중의 각 부위에서의 마이크로 조직이 가능한 한 균일하면, 구체적으로는, 강재 중의 각 부위에서의 마이크로 조직의 상 구성의 변동, 및 결정립의 변동이 억제되어 있으면, 진공 침탄 ??칭 시의 마르텐사이트 변태의 발생 타이밍의 변동이 억제된다. 그 결과, 열처리 변형을 억제할 수 있다. 따라서, 본 발명자들은, 강재의 각 부위에서의 상 구성 및 결정립경에 대하여 검토를 행하였다.
본 발명자들은 먼저, 강재의 길이 방향에 수직인 단면인 횡단면에서의 마이크로 조직의 변동에 주목하였다. 횡단면에서의 마이크로 조직의 변동을 정량화하기 위해, 횡단면에 있어서의 마이크로 조직의 관찰 위치인 횡단면 관찰 위치를, 다음과 같이 정의하였다.
강재의 횡단면의 반경을 R로 한 경우, 횡단면의 중심 위치, 및 횡단면의 중심으로부터 직경 방향으로 R/2의 위치이며 횡단면의 중심 둘레에 45° 피치로 배치되는 8개소의 R/2 위치를, 9개소의 횡단면 관찰 위치로 정의한다.
본 발명자들은, 각 횡단면 관찰 위치에서의 마이크로 조직을 조사 및 검토하였다. 검토의 결과, 횡단면 관찰 위치에서의 마이크로 조직이, 다음의 요건을 충족시키면, 침탄 처리 후의 열처리 변형이 억제되는 것이 판명되었다.
(1) 각 횡단면 관찰 위치에서의 마이크로 조직이, 페라이트를 함유하고, 잔부가 펄라이트 및／또는 베이나이트로 이루어진다.
(2) 9개소의 횡단면 관찰 위치에서의 페라이트의 면적 분율의 산술 평균값이 50 내지 70％이며, 또한, 페라이트 면적 분율의 표준 편차가 4.0％ 이하이다.
(3) 9개소의 횡단면 관찰 위치에서의 페라이트의 평균 입경 중, 최소의 평균 입경에 대한 최대의 평균 입경의 비가 2.00 이하이다.
그러나, 상술한 화학 조성을 갖고, 또한, 상술한 마이크로 조직을 충족하는 강재여도, 여전히, 열처리 변형이 충분히 억제되지 않고, 특히 자동차 및 건설 차량 등의 운전 시의 소음 및 진동을 충분히 억제할 수 없는 경우가 있는 것이 판명되었다. 따라서, 본 발명자들은, 더욱 검토를 행하였다.
그 결과, 다음의 사항이 판명되었다. 운전 시의 소음 및 진동을 억제하기 위해서는, 3차원적으로 강재의 열처리 변형을 억제하는 것이 유효하다. 상술한 바와 같이, 강재의 횡단면의 마이크로 조직의 상 구성 및 결정립의 변동을 억제하면, 강재의 길이 방향에 수직인 방향의 열처리 변형을 억제할 수는 있다.
그러나, 강재의 횡단면의 마이크로 조직의 변동을 억제하는 것만으로는, 2차원적인 열처리 변형의 억제에 그친다. 즉, 강재의 횡단면의 마이크로 조직의 변동을 억제하고 있어도, 강재의 길이 방향에 평행하며 강재의 중심축을 포함하는 단면인 종단면의 마이크로 조직이 변동되는 경우가 있다. 이 경우, 열처리 변형에 변동이 발생한다. 그 결과, 운전 시의 소음 및 진동을 충분히 억제할 수 없다.
따라서, 본 발명자들은, 강재의 횡단면의 마이크로 조직의 변동뿐만 아니라, 강재의 종단면의 마이크로 조직의 변동에도 주목하였다. 그리고, 종단면에서의 마이크로 조직의 변동을 정량화하기 위해, 종단면에 있어서의 마이크로 조직의 관찰 위치인 종단면 관찰 위치를, 다음과 같이 정의하였다.
강재의 중심축 상에 R/2 피치로 배치되는 3개소의 중심축 위치, 및 각 중심축 위치로부터 직경 방향으로 R/2의 위치에 배치되는 6개소의 R/2 위치를, 9개소의 종단면 관찰 위치로 정의한다.
본 발명자들은, 각 종단면 관찰 위치에서의 마이크로 조직을 조사 및 검토하였다. 검토의 결과, 횡단면 관찰 위치에서의 마이크로 조직이 상기 요건을 충족시키고, 또한, 종단면 관찰 위치에서의 마이크로 조직이 다음의 요건을 충족시키면, 가스 침탄 처리 후의 열처리 변형이 충분히 억제되는 것이 판명되었다.
(4) 각 종단면 관찰 위치에서의 마이크로 조직이 페라이트를 함유하고, 잔부가 펄라이트 및／또는 베이나이트로 이루어진다.
(5) 9개소의 종단면 관찰 위치에서의 페라이트의 면적 분율의 산술 평균값이 50 내지 70％이며, 또한, 페라이트 면적 분율의 표준 편차가 4.0％ 이하이다.
(6) 9개소의 종단면 관찰 위치에서의 페라이트의 평균 입경 중, 최소의 평균 입경에 대한 최대의 평균 입경의 비가 2.00 이하이다.
그러나, 상술한 화학 조성을 갖고, 또한, 횡단면 관찰 위치 및 종단면 관찰 위치에서의 마이크로 조직이 상기 요건 (1) 내지 (6)을 충족하는 강재여도, 여전히, 열처리 변형을 충분히 억제할 수 없는 경우가 있었다. 따라서, 본 발명자들은 더욱 검토를 행하였다.
여기서, 본 발명자들은, 진공 침탄 처리 후의 마르텐사이트 변태에 착안하였다. 그리고, 본 발명자들은, 진공 침탄 ??칭 시의 마르텐사이트 변태의 발생 메커니즘에 대해서, 상세하게 검토를 행하였다.
본 발명자들은 먼저, 상술한 화학 조성을 갖는 강재를 사용하여, 기계 구조용 부품의 각 부위에서의 마르텐사이트 변태 시기를 가능한 한 동일하게 함으로써, 열처리 변형을 억제하는 것을 시도하였다. 구체적으로는, 강재의 각 부위(횡단면 관찰 위치, 종단면 관찰 위치)에서의 마이크로 조직의 변동을 억제하고, 또한, 각 부위의 Ms점의 변동도 가능한 한 억제함으로써, 열처리 변형을 억제하는 것을 시도하였다.
그러나, 본 발명자들의 조사 결과, 상술한 화학 조성의 강재의 각 부위에서의 마이크로 조직의 변동을 억제해도, 강재의 각 부위에서 마르텐사이트 변태 시기가 어떻게 해도 미소하게 어긋나 버려, 각 부위에서 동일 시기에 마르텐사이트 변태시키는 것은 매우 곤란한 것이 판명되었다. 구체적으로는, 진공 침탄 처리에서의 급랭 시의 시간을 미소 시간으로 구획한 경우, 비록 강재의 횡단면 관찰 위치 및 종단면 관찰 위치에서의 마이크로 조직의 변동을 극한까지 억제해도, 강재 내에 있어서, 마르텐사이트 변태를 하고 있는 부분(이하, 「마르텐사이트 변태 부분」이라고도 함)과, 마르텐사이트 변태하고 있지 않은 부분(이하, 「마르텐사이트 미변태 부분」이라고도 함)이 혼재하는 미소 시간대가 어떻게 해도 발생해 버리는 것이 판명되었다.
진공 침탄 처리 시에 있어서의 강재의 마이크로 조직 변화는 다음과 같이 발생한다고 생각된다.
??칭 시간(급랭 시간)을 미소 시간으로 구획한 경우, 먼저, 강재 내부의 일부에서 마르텐사이트 변태가 개시된다. 그 후, 시간의 진행과 함께, 중심 부분으로부터 표층 부분 방향으로, 마르텐사이트 변태가 진행된다. 즉, 마르텐사이트 변태는, 강재의 표층으로부터가 아니라, 강재의 내부로부터 발생한다.
진공 침탄 처리에 의해, 강재 표층의 탄소 농도는 강재 내부의 탄소 농도보다도 높게 되어 있다. 그 때문에, 강재 표층의 Ms점은, 강재 내부의 Ms점보다도 낮다. 또한, 가령, 강재 내부의 각 부위에서 Ms점을 균일하게 하는 것이 가능해도, 강재의 형상에 기인하여 각 부위의 냉각 속도는 완전히 동일하게는 되지 않는다. 그 때문에, ??칭 시간을 미소 시간으로 구획한 경우, 강재의 각 부위 중, 강재 내부의 냉각 속도가 빠른 부위부터 마르텐사이트 변태가 개시된다. 그 때문에, 가스 침탄 처리의 ??칭 시에 있어서, 마르텐사이트 변태 부분과 마르텐사이트 미변태 부분이 혼재하는 미소 시간대가 반드시 발생한다.
이상의 지견에 기초하여, 본 발명자들은, 마르텐사이트 변태 시기를 가능한 한 동일하게 하여 열처리 변형을 억제하는 것이 아니라, 진공 침탄 처리 시에 있어서, 마르텐사이트 변태 부분과 마르텐사이트 미변태 부분이 혼재하는 미소 시간대가 반드시 존재하는 것을 전제로 하여, 열처리 변형의 억제 수단을 검토하였다.
??칭 시에 있어서, 마르텐사이트 미변태 부분은 마르텐사이트 변태 부분보다도 연질이다. 또한, 체심 입방 격자 구조를 갖는 마르텐사이트 변태 부분은, 면심 입방 격자 구조를 갖는 마르텐사이트 미변태 부분에 비해 체적이 크다. 그 때문에, ??칭 시에 있어서, 강재의 일부가 마르텐사이트 변태함으로써, 마르텐사이트 변태 부분과 마르텐사이트 미변태 부분이 혼재하는 경우, 마르텐사이트 미변태 부분에 변형이 발생한다. 이 변형이 열처리 변형을 야기한다고 생각된다.
그래서 본 발명자들은, 진공 침탄 처리 시에 있어서, 마르텐사이트 변태 부분과 마르텐사이트 미변태 부분이 혼재하는 미소 시간대가 존재하는 것을 전제로 한 경우, 마르텐사이트 변태 부분이 생성된 시점에서의 마르텐사이트 미변태 부분의 강도를 높게 유지할 수 있으면, 마르텐사이트 미변태 부분의 변형의 발생을 억제할 수 있고, 그 결과, 열처리 변형을 억제할 수 있다고 생각하였다.
따라서, 본 발명자들은, 진공 침탄 처리의 ??칭 시에 마르텐사이트 변태 부분이 생성되었을 때의 마르텐사이트 미변태 부분의 강도를 높게 유지하는 수단에 대해서, 더욱 검토를 행하였다. 상술한 화학 조성을 갖는 강재에 있어서, 마르텐사이트 변태 부분이 생성되는 온도역에서의 마르텐사이트 미변태 부분의 강도를 높이기 위해서는, 마르텐사이트 변태 부분이 생성되는 온도역에서 마르텐사이트 미변태 부분을 강화하는 원소를 적절하게 함유하는 것이 유효하다.
상술한 화학 조성에 있어서, 마르텐사이트 변태 부분이 생성되는 온도역에서의 마르텐사이트 미변태 부분의 강도를 높이는 원소로서, C, Si, Mn, Cr 및 Mo가 유효하다고 본 발명자들은 생각하였다. 그래서, 이들 원소와, 가스 침탄 처리의 ??칭 시에서의 열처리 변형량의 관계에 대해서, 더욱 검토를 행하였다. 그 결과, 상술한 화학 조성의 강재에 있어서 또한, 다음 식 (2)를 충족함으로써, 열처리 변형이 현저하게 억제되는 것이 판명되었다.
1-(0.5C+0.03Si+0.06Mn+0.01Cr+0.05Mo)<0.800 (2)
여기서, 식 (2) 중의 각 원소 기호에는, 대응하는 원소의 함유량(질량％)이 대입된다. 대응하는 원소가 함유되어 있지 않은 경우, 그 원소 기호에는 「0」이 대입된다.
F2=1-(0.5C+0.03Si+0.06Mn+0.01Cr+0.05Mo)라고 정의한다. 도 1은 화학 조성 중의 각 원소 함유량이 상술한 범위 내이며, 또한, 횡단면 관찰 위치 및 종단면 관찰 위치에서의 마이크로 조직의 변동이 상술한 요건을 충족시키는 강재에 있어서의, F2값과 최대 변형량비(％)의 관계를 도시하는 도면이다. 최대 변형량비는 열처리 변형의 지표이다. 최대 변형량비가 클수록, 강재의 열처리 변형이 큰 것을 나타낸다. 최대 변형량비는, 후술하는 방법에 의해 구하였다.
도 1을 참조하여, 화학 조성 중의 각 원소 함유량이 상술한 범위 내이며, 또한, 횡단면 관찰 위치 및 종단면 관찰 위치에서의 마이크로 조직이 상술한 조건 (1) 내지 (6)을 충족시키는 강재에서는, F2의 저하에 수반하여, 최대 변형량비가 저하된다. 그리고, F2가 0.800 미만이 된 경우, 최대 변형량비가 현저하게 저하된다. 즉, F2에 대한 최대 변형량비는, F2=0.800 부근에서 변곡점을 갖는다. 따라서, F2가 0.800 미만이면, 침탄 ??칭 시의 강재의 열처리 변형을 충분히 억제할 수 있다.
이상과 같이, 본 발명자들은, 상술한 화학 조성을 갖는 강재에 있어서, 횡단면 관찰 위치 및 종단면 관찰 위치의 마이크로 조직의 변동을 억제하여 ??칭 시의 마르텐사이트 변태의 발생 타이밍의 변동을 어느 정도 억제하면서, ??칭 시에 있어서 마르텐사이트 변태 부분과 마르텐사이트 미변태 부분이 혼재하는 미소 시간대가 어떻게 해도 발생하는 것을 전제로 하여, F2를 0.800 미만으로 함으로써, 우수한 피삭성을 갖고, 진공 침탄 처리 후에 우수한 굽힘 피로 강도 및 우수한 면 피로 강도를 갖고, 또한, 진공 침탄 처리 후의 열처리 변형을 충분히 억제할 수 있는 것을 알아냈다.
이상의 지견에 기초하여 완성된 본 실시 형태에 의한 강재는, 다음의 구성을 갖는다.
[1]
강재이며,
화학 조성이, 질량％로,
C: 0.18 내지 0.25％,
Si: 0.70 내지 2.00％,
Mn: 0.70 내지 1.50％,
S: 0.005 내지 0.050％,
N: 0.0050 내지 0.0200％,
Al: 0.001 내지 0.100％,
O: 0.0050％ 이하, 및
P: 0.030％ 이하를 함유하고,
잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지고, 또한, 식 (1) 및 식 (2)를 충족하고,
상기 강재의 길이 방향에 수직인 단면이며 반경 R의 원 형상인 횡단면에 있어서,
상기 횡단면의 중심 위치, 및 상기 횡단면의 중심으로부터 직경 방향으로 R/2의 위치이며 상기 횡단면의 중심 둘레에 45° 피치로 배치되는 8개소의 상기 R/2 위치를, 9개소의 횡단면 관찰 위치로 정의했을 때,
상기 각 횡단면 관찰 위치에서의 마이크로 조직은, 페라이트를 함유하고, 잔부는 펄라이트 및／또는 베이나이트로 이루어지고,
상기 9개소의 횡단면 관찰 위치에서의 페라이트의 면적 분율의 산술 평균값은 50 내지 70％이며, 또한, 상기 페라이트 면적 분율의 표준 편차는 4.0％ 이하이고,
상기 9개소의 횡단면 관찰 위치에서의 페라이트의 평균 입경 중, 최소의 평균 입경에 대한 최대의 평균 입경의 비가 2.00 이하이고,
상기 강재의 길이 방향에 평행한 단면이며 상기 강재의 중심축을 포함하는 종단면에 있어서,
상기 중심축 상에 R/2 피치로 배치되는 3개소의 중심축 위치, 및 상기 각 중심축 위치로부터 상기 직경 방향으로 R/2의 위치에 배치되는 6개소의 상기 R/2 위치를, 9개소의 종단면 관찰 위치로 정의했을 때,
상기 각 종단면 관찰 위치에서의 마이크로 조직은, 페라이트를 함유하고, 잔부는 펄라이트 및／또는 베이나이트로 이루어지고,
상기 9개소의 종단면 관찰 위치에서의 페라이트의 면적 분율의 산술 평균값은 50 내지 70％이며, 또한, 상기 페라이트 면적 분율의 표준 편차는 4.0％ 이하이고,
상기 9개소의 종단면 관찰 위치에서의 페라이트의 평균 입경 중, 최소의 평균 입경에 대한 최대의 평균 입경의 비가 2.00 이하인,
강재.
Si/Mn≥1.00 (1)
1-(0.5C+0.03Si+0.06Mn+0.01Cr+0.05Mo)<0.800 (2)
여기서, 식 (1) 및 식 (2) 중의 각 원소 기호에는, 대응하는 원소의 함유량(질량％)이 대입된다. 대응하는 원소가 함유되어 있지 않은 경우, 그 원소 기호에는 「0」이 대입된다.
[2]
[1]에 기재된 강재이며,
상기 화학 조성은 또한, 상기 Fe의 일부 대신에,
Mo: 0.50％ 이하,
Nb: 0.050％ 이하,
Cr: 0.60％ 이하
Ti: 0.020％ 이하,
Cu: 0.50％ 이하,
Ni: 0.80％ 이하,
V: 0.30％ 이하,
Mg: 0.0035％ 이하,
Ca: 0.0030％ 이하, 및
희토류 원소: 0.0050％ 이하로 이루어지는 군에서 선택되는 1 원소 이상을 함유하는,
강재.
이하, 본 실시 형태의 강재에 대해서 상세하게 설명한다. 원소에 관한 「％」는, 특별히 언급이 없는 한, 질량％를 의미한다.
[강재의 화학 조성]
강재의 화학 조성은, 다음의 원소를 함유한다.
C: 0.18 내지 0.25％
탄소(C)는, 강재의 강도를 높인다. C 함유량이 0.18％ 미만이면, 다른 원소 함유량이 본 실시 형태의 범위 내여도, 상기 효과가 충분히 얻어지지 않는다.
한편, C 함유량이 0.25％를 초과하면, 다른 원소 함유량이 본 실시 형태의 범위 내여도, ??칭성이 과잉으로 높아진다. 이 경우, 진공 침탄 처리 후의 기계 구조용 부품의 경도가 과잉으로 높아진다. 그 결과, 기계 구조용 부품의 피삭성이 현저하게 저하된다.
따라서, C 함유량은 0.18 내지 0.25％이다. C 함유량의 바람직한 하한은 0.19％이며, 더욱 바람직하게는 0.20％이며, 더욱 바람직하게는 0.21％이다. C 함유량의 바람직한 상한은 0.24％이며, 더욱 바람직하게는 0.23％이며, 더욱 바람직하게는 0.22％이다.
Si: 0.70 내지 2.00％
실리콘(Si)은, 강재의 ??칭성을 높여, 강재의 강도를 높인다. Si는 또한, 강재를 기계 구조용 부품으로 했을 때의 경화층의 템퍼링 연화 저항을 높인다. 그 때문에, 기계 구조용 부품의 면 피로 강도가 높아진다. Si 함유량이 0.70％ 미만이면, 다른 원소 함유량이 본 실시 형태의 범위 내여도, 상기 효과가 충분히 얻어지지 않는다.
한편, Si 함유량이 2.00％를 초과하면, 다른 원소 함유량이 본 실시 형태의 범위 내여도, ??칭성이 너무 높아진다. 그 때문에, 진공 침탄 처리 후의 강재의 경도가 높아진다. 그 때문에, 강재의 피삭성이 현저하게 저하된다.
따라서, Si 함유량은 0.70 내지 2.00％이다. Si 함유량의 바람직한 하한은 0.71％이며, 더욱 바람직하게는 0.72％이며, 더욱 바람직하게는 0.75％이다. Si 함유량의 바람직한 상한은 1.90％이며, 더욱 바람직하게는 1.70％이며, 더욱 바람직하게는 1.50％이며, 더욱 바람직하게는 1.47％이며, 더욱 바람직하게는 1.45％이다.
Mn: 0.70 내지 1.50％
망간(Mn)은, 강재의 ??칭성을 높여, 기계 구조용 부품의 굽힘 피로 강도 및 면 피로 강도를 높인다. Mn 함유량이 0.70％ 미만이면, 다른 원소 함유량이 본 실시 형태의 범위 내여도, 상기 효과가 충분히 얻어지지 않는다.
한편, Mn 함유량이 1.50％를 초과하면, 다른 원소 함유량이 본 실시 형태의 범위 내여도, 강재가 너무 단단해진다. 이 경우, 강재의 피삭성이 저하된다.
따라서, Mn 함유량은 0.70 내지 1.50％이다. Mn 함유량의 바람직한 하한은 0.70％ 초과이며, 더욱 바람직하게는 0.75％이며, 더욱 바람직하게는 0.80％이다. Mn 함유량의 바람직한 상한은 1.50％ 미만이고, 더욱 바람직하게는 1.45％이며, 더욱 바람직하게는 1.40％이며, 더욱 바람직하게는 1.35％이다.
S: 0.005 내지 0.050％
황(S)은, Mn과 결합하여 MnS를 형성한다. MnS는, 강재의 피삭성을 높인다. S 함유량이 0.005％ 미만이면, 다른 원소 함유량이 본 실시 형태의 범위 내여도, 상기 효과가 충분히 얻어지지 않는다.
한편, S 함유량이 0.050％를 초과하면, 다른 원소 함유량이 본 실시 형태의 범위 내여도, MnS가 과잉으로 형성된다. 이 경우, 기계 구조용 부품의 굽힘 피로 강도 및 면 피로 강도가 저하된다.
따라서, S 함유량은 0.005 내지 0.050％이다. S 함유량의 바람직한 하한은 0.010％이며, 더욱 바람직하게는 0.013％이며, 더욱 바람직하게는 0.015％이다. S 함유량의 바람직한 상한은 0.050％ 미만이고, 더욱 바람직하게는 0.035％이며, 더욱 바람직하게는 0.025％이다.
N: 0.0050 내지 0.0200％
질소(N)는, Al 및 Nb와 결합하여, AlN 및 NbN을 형성한다. AlN 및 NbN은, 피닝 효과에 의해, 진공 침탄 처리의 가열 시에 있어서의 결정립의 조대화를 억제한다. N 함유량이 0.0050％ 미만이면, 다른 원소 함유량이 본 실시 형태의 범위 내여도, 상기 효과가 충분히 얻어지지 않는다.
한편, N 함유량이 0.0200％를 초과하면, 다른 원소 함유량이 본 실시 형태의 범위 내여도, 제강 공정에 있어서, 제조한 주편 또는 잉곳의 표면에 흠집이 발생하기 쉬워진다.
따라서, N 함유량은 0.0050 내지 0.0200％이다. N 함유량의 바람직한 하한은 0.0100％이며, 더욱 바람직하게는 0.0120％이며, 더욱 바람직하게는 0.0130％이다. N 함유량의 바람직한 상한은 0.0200％ 미만이고, 더욱 바람직하게는 0.0190％이며, 더욱 바람직하게는 0.0180％이며, 더욱 바람직하게는 0.0150％이다.
Al: 0.001 내지 0.100％
알루미늄(Al)은, 강을 탈산한다. Al은 또한, N과 결합하여 AlN을 형성한다. AlN은, 피닝 효과에 의해, 진공 침탄 처리의 가열 시에 있어서의 결정립의 조대화를 억제한다. Al 함유량이 0.001％ 미만이면, 다른 원소 함유량이 본 실시 형태의 범위 내여도, 상기 효과가 충분히 얻어지지 않는다.
한편, Al 함유량이 0.100％를 초과하면, 다른 원소 함유량이 본 실시 형태의 범위 내여도, 조대한 Al 산화물의 형성이 촉진된다. 조대한 Al 산화물은, 기계 구조용 부품의 굽힘 피로 강도를 저하시킨다.
따라서, Al 함유량은 0.001 내지 0.100％이다. Al 함유량의 바람직한 하한은 0.010％이며, 더욱 바람직하게는 0.020％이며, 더욱 바람직하게는 0.025％이며, 더욱 바람직하게는 0.027％이며, 더욱 바람직하게는 0.030％이다. Al 함유량의 바람직한 상한은 0.090％이며, 더욱 바람직하게는 0.070％이며, 더욱 바람직하게는 0.050％이며, 더욱 바람직하게는 0.045％이며, 더욱 바람직하게는 0.040％이며, 더욱 바람직하게는 0.035％이다.
O(산소): 0.0050％ 이하
산소(O)는 불순물이다. O는 강재 중의 다른 원소와 결합하여 조대한 산화물계 개재물을 형성한다. 조대한 산화물계 개재물은, 기계 구조용 부품의 굽힘 피로 강도를 저하시킨다. O 함유량이 0.0050％를 초과하면, 다른 원소 함유량이 본 실시 형태의 범위 내여도, 기계 구조용 부품의 굽힘 피로 강도가 현저하게 저하된다.
따라서, O 함유량은 0.0050％ 이하이다. O 함유량의 바람직한 상한은 0.0040％이며, 더욱 바람직하게는 0.0030％이며, 더욱 바람직하게는 0.0020％이며, 더욱 바람직하게는 0.0015％이다.
O 함유량은 가능한 한 낮은 편이 바람직하다. 그러나, O 함유량의 과잉의 저감은, 제조 비용을 인상한다. 따라서, 통상의 공업 생산을 고려한 경우, O 함유량의 바람직한 하한은 0％ 초과이며, 더욱 바람직하게는 0.0001％이며, 더욱 바람직하게는 0.0005％이며, 더욱 바람직하게는 0.0010％이다.
P: 0.030％ 이하
인(P)은 불순물이다. P는 입계에 편석되어 입계 강도를 저하시킨다. P 함유량이 0.030％를 초과하면, 다른 원소 함유량이 본 실시 형태의 범위 내여도, P가 입계에 과잉으로 편석되어 입계 강도를 저하시키고, 그 결과, 기계 구조용 부품의 굽힘 피로 강도 및 면 피로 강도가 저하된다.
따라서, P 함유량은 0.030％ 이하이다. P 함유량의 바람직한 상한은 0.025％이며, 더욱 바람직하게는 0.020％이며, 더욱 바람직하게는 0.015％이다.
P 함유량은 가능한 한 낮은 편이 바람직하다. 그러나, P 함유량의 과잉의 저감은 제조 비용을 인상한다. 따라서, 통상의 공업 생산을 고려한 경우, P 함유량의 바람직한 하한은 0％ 초과이며, 더욱 바람직하게는 0.001％이며, 더욱 바람직하게는 0.005％이며, 더욱 바람직하게는 0.010％이다.
본 실시 형태에 의한 강재의 화학 조성의 잔부는, Fe 및 불순물로 이루어진다. 여기서, 불순물이란, 강재를 공업적으로 제조할 때, 원료로서의 광석, 스크랩, 또는 제조 환경 등으로부터 혼입되는 것이며, 본 실시 형태의 강재에 악영향을 미치지 않는 범위에서 허용되는 것을 의미한다. 여기서 말하는 불순물은, B, Pb, W, Sb, Bi, Co, Ta, Sn, In, Zr, Te, Se 및 Zn 등이다. O 및 P 이외의 불순물의 합계 함유량은 0.01％ 이하이다. 또한, 상기 불순물 중, B 함유량은 0.0003％ 이하이다.
[임의 원소(optional elements)에 대해서]
본 실시 형태의 강재의 화학 조성은 또한, Fe의 일부 대신에,
Mo: 0.50％ 이하,
Nb: 0.050％ 이하,
Cr: 0.60％ 이하,
Ti: 0.020％ 이하,
Cu: 0.50％ 이하,
Ni: 0.80％ 이하,
V: 0.30％ 이하,
Mg: 0.0035％ 이하,
Ca: 0.0030％ 이하, 및
희토류 원소: 0.0050％ 이하로 이루어지는 군에서 선택되는 1 원소 이상을 함유해도 된다. 이들 원소는 임의 원소이며, 모두, 기계 구조용 부품의 굽힘 피로 강도 및 면 피로 강도를 높인다.
Mo: 0.50％ 이하
몰리브덴(Mo)은 임의 원소이며, 함유되지 않아도 된다. 즉, Mo 함유량은 0％여도 된다. 함유되는 경우, Mo는 강재의 ??칭성을 높여, 기계 구조용 부품의 굽힘 피로 강도 및 면 피로 강도를 높인다. Mo가 조금이라도 함유되면, 상기 효과가 어느 정도 얻어진다.
그러나, Mo 함유량이 0.50％를 초과하면, 다른 원소 함유량이 본 실시 형태의 범위 내여도, 강재가 너무 단단해진다. 이 경우, 강재의 피삭성이 저하된다.
따라서, Mo 함유량은 0 내지 0.50％이며, 함유되는 경우, 0.50％ 이하(즉, 0 초과 내지 0.50％)이다.
Mo 함유량의 바람직한 하한은 0.01％이며, 더욱 바람직하게는 0.02％이며, 더욱 바람직하게는 0.05％이며, 더욱 바람직하게는 0.10％이다. Mo 함유량의 바람직한 상한은 0.50％ 미만이고, 더욱 바람직하게는 0.45％이며, 더욱 바람직하게는 0.40％이며, 더욱 바람직하게는 0.35％이다.
Nb: 0.050％ 이하
니오븀(Nb)은, 임의 원소이며, 함유되지 않아도 된다. 즉, Nb 함유량은 0％여도 된다. 함유되는 경우, Nb는 C 및／또는 N과 결합하여 Nb 석출물(NbC, NbN, Nb(CN) 등)을 형성한다. Nb 석출물은, AlN과 마찬가지로, 피닝 효과에 의해, 가스 침탄 처리에서의 결정립의 조대화를 억제한다. 그 때문에, 기계 구조용 부품의 굽힘 피로 강도 및 면 피로 강도가 높아진다. Nb가 조금이라도 함유되면, 상기 효과가 어느 정도 얻어진다.
그러나, Nb 함유량이 0.050％를 초과하면, 다른 원소 함유량이 본 실시 형태의 범위 내여도, Nb 석출물이 조대화된다. 이 경우, 가스 침탄 처리에서의 결정립의 조대화를 충분히 억제할 수 없다. 그 때문에, 기계 구조용 부품의 굽힘 피로 강도 및 면 피로 강도가 저하된다.
따라서, Nb 함유량은 0 내지 0.050％이며, 함유되는 경우, 0.050％ 이하(즉, 0 초과 내지 0.050％)이다.
Nb 함유량의 바람직한 하한은 0.001％이며, 더욱 바람직하게는 0.010％이며, 더욱 바람직하게는 0.015％이며, 더욱 바람직하게는 0.020％이며, 더욱 바람직하게는 0.025％이다. Nb 함유량의 바람직한 상한은 0.050％ 미만이고, 더욱 바람직하게는 0.045％이며, 더욱 바람직하게는 0.040％이며, 더욱 바람직하게는 0.035％이다.
Cr: 0.60％ 이하
크롬(Cr)은, 임의 원소이며, 함유되지 않아도 된다. 즉, Cr 함유량은 0％여도 된다. 함유되는 경우, Cr은, 강재의 ??칭성을 높여, 기계 구조용 부품의 굽힘 피로 강도 및 면 피로 강도를 높인다. Cr이 조금이라도 함유되면, 상기 효과가 어느 정도 얻어진다.
그러나, Cr 함유량이 0.60％를 초과하면, 다른 원소 함유량이 본 실시 형태의 범위 내여도, 진공 침탄 처리 시에 기계 구조용 부품의 표층에 있어서, 과잉 침탄이 일어나기 쉬워진다. 이 경우, 조대한 시멘타이트가 입계에 생성된다. 그 때문에, 기계 구조용 부품의 굽힘 피로 강도가 저하된다.
따라서, Cr 함유량은 0 내지 0.60％이며, 함유되는 경우, 0.60％ 이하(즉, 0 초과 내지 0.60％)이다. Cr 함유량의 바람직한 하한은 0.01％이며, 더욱 바람직하게는 0.05％이며, 더욱 바람직하게는 0.10％이다. Cr 함유량의 바람직한 상한은 0.60％ 미만이고, 더욱 바람직하게는 0.55％이며, 더욱 바람직하게는 0.50％이며, 더욱 바람직하게는 0.45％이며, 더욱 바람직하게는 0.40％이다.
Ti: 0.020％ 이하
티타늄(Ti)은 임의 원소이며, 함유되지 않아도 된다. 즉, Ti 함유량은 0％여도 된다. 함유되는 경우, Ti는 Nb와 마찬가지로, Ti 석출물(TiC, TiN, Ti(CN) 등)을 형성한다. Ti 석출물은, 피닝 효과에 의해, 가스 침탄 처리에서의 결정립의 조대화를 억제한다. 그 때문에, 기계 구조용 부품의 굽힘 피로 강도 및 면 피로 강도가 높아진다. Ti가 조금이라도 함유되면, 상기 효과가 어느 정도 얻어진다.
그러나, Ti 함유량이 0.020％를 초과하면, 다른 원소 함유량이 본 실시 형태의 범위 내여도, Ti 석출물이 조대화된다. 이 경우, 가스 침탄 처리에서의 결정립의 조대화를 충분히 억제할 수 없다. 그 때문에, 기계 구조용 부품의 굽힘 피로 강도 및 면 피로 강도가 저하된다.
따라서, Ti 함유량은 0 내지 0.020％이며, 함유되는 경우, 0.020％ 이하(즉, 0 초과 내지 0.020％)이다.
Ti 함유량의 바람직한 하한은 0.001％이며, 더욱 바람직하게는 0.005％이며, 더욱 바람직하게는 0.010％이다. Ti 함유량의 바람직한 상한은 0.019％이며, 더욱 바람직하게는 0.017％이며, 더욱 바람직하게는 0.015％이다.
Cu: 0.50％ 이하
구리(Cu)는 임의 원소이며, 함유되지 않아도 된다. 즉, Cu 함유량은 0％여도 된다. 함유되는 경우, Cu는 강재의 ??칭성을 높여, 기계 구조용 부품의 굽힘 피로 강도 및 면 피로 강도를 높인다. Cu가 조금이라도 함유되면, 상기 효과가 어느 정도 얻어진다.
그러나, Cu 함유량이 0.50％를 초과하면, 다른 원소 함유량이 본 실시 형태의 범위 내여도, 강재가 너무 단단해진다. 이 경우, 강재의 피삭성이 저하된다.
따라서, Cu 함유량은 0 내지 0.50％이며, 함유되는 경우, 0.50％ 이하(즉, 0 초과 내지 0.50％)이다.
Cu 함유량의 바람직한 하한은 0.01％이며, 더욱 바람직하게는 0.05％이며, 더욱 바람직하게는 0.10％이다. Cu 함유량의 바람직한 상한은 0.45％이며, 더욱 바람직하게는 0.40％이며, 더욱 바람직하게는 0.30％이며, 더욱 바람직하게는 0.25％이다.
Ni: 0.80％ 이하
니켈(Ni)은 임의 원소이며, 함유되지 않아도 된다. 즉, Ni 함유량은 0％여도 된다. 함유되는 경우, Ni는 강재의 ??칭성을 높여, 기계 구조용 부품의 굽힘 피로 강도 및 면 피로 강도를 높인다. Ni가 조금이라도 함유되면, 상기 효과가 어느 정도 얻어진다.
그러나, Ni 함유량이 0.80％를 초과하면, 다른 원소 함유량이 본 실시 형태의 범위 내여도, 강재가 너무 단단해진다. 이 경우, 강재의 피삭성이 저하된다.
따라서, Ni 함유량은 0 내지 0.80％이며, 함유되는 경우, 0.80％ 이하(즉, 0 초과 내지 0.80％)이다.
Ni 함유량의 바람직한 하한은 0.01％이며, 더욱 바람직하게는 0.05％이며, 더욱 바람직하게는 0.10％이다. Ni 함유량의 바람직한 상한은 0.70％이며, 더욱 바람직하게는 0.60％이며, 더욱 바람직하게는 0.40％이며, 더욱 바람직하게는 0.20％이다.
V: 0.30％ 이하
바나듐(V)은 임의 원소이며, 함유되지 않아도 된다. 즉, V 함유량은 0％여도 된다. 함유되는 경우, V는 Nb와 마찬가지로, V 석출물(VC, VN, V(CN) 등)을 형성한다. V 석출물은, 피닝 효과에 의해, 가스 침탄 처리에서의 결정립의 조대화를 억제한다. 그 때문에, 기계 구조용 부품의 굽힘 피로 강도 및 면 피로 강도가 높아진다. V가 조금이라도 함유되면, 상기 효과가 어느 정도 얻어진다.
그러나, V 함유량이 0.30％를 초과하면, 다른 원소 함유량이 본 실시 형태의 범위 내여도, 강재가 너무 단단해진다. 이 경우, 강재의 피삭성이 저하된다.
따라서, V 함유량은 0 내지 0.30％이며, 함유되는 경우, 0.30％ 이하(즉, 0 초과 내지 0.30％)이다.
V 함유량의 바람직한 하한은 0.01％이며, 더욱 바람직하게는 0.03％이며, 더욱 바람직하게는 0.04％이다. V 함유량의 바람직한 상한은 0.20％이며, 더욱 바람직하게는 0.15％이며, 더욱 바람직하게는 0.10％이다.
Mg: 0.0035％ 이하
마그네슘(Mg)은 임의 원소이며, 함유되지 않아도 된다. 즉, Mg 함유량은 0％여도 된다. 함유되는 경우, Mg는 Al과 마찬가지로, 강을 탈산한다. 이 경우, 조대한 산화물의 생성이 억제된다. 그 때문에, 기계 구조용 부품의 굽힘 피로 강도 및 면 피로 강도가 높아진다. Mg가 조금이라도 함유되면, 상기 효과가 어느 정도 얻어진다.
그러나, Mg 함유량이 0.0035％를 초과하면, 다른 원소 함유량이 본 실시 형태의 범위 내여도, 강재 중에 조대한 Mg 산화물의 형성이 촉진된다. 이 경우, 열간 가공 시의 한계 가공률이 저하된다.
따라서, Mg 함유량은 0 내지 0.0035％이며, 함유되는 경우, 0.0035％ 이하(즉, 0 초과 내지 0.0035％)이다.
Mg 함유량의 바람직한 하한은 0.0001％이며, 더욱 바람직하게는 0.0003％이며, 더욱 바람직하게는 0.0005％이다. Mg 함유량의 바람직한 상한은 0.0030％이며, 더욱 바람직하게는 0.0028％이며, 더욱 바람직하게는 0.0025％이며, 더욱 바람직하게는 0.0020％이다.
Ca: 0.0030％ 이하
칼슘(Ca)은 임의 원소이며, 함유되지 않아도 된다. 즉, Ca 함유량은 0％여도 된다. 함유되는 경우, Ca는 강재 중의 황화물을 미세화한다. Ca는 또한, 강재 중의 황화물의 구상화를 촉진한다. 그 때문에, 기계 구조용 부품의 굽힘 피로 강도 및 면 피로 강도가 높아진다. Ca가 조금이라도 함유되면, 상기 효과가 어느 정도 얻어진다.
그러나, Ca 함유량이 0.0030％를 초과하면, 다른 원소 함유량이 본 실시 형태의 범위 내여도, 강재 중에 조대한 Ca 산화물이 생성된다. 이 경우, 기계 구조용 부품의 굽힘 피로 강도 및 면 피로 강도가 저하된다.
따라서, Ca 함유량은 0 내지 0.0030％이며, 함유되는 경우, 0.0030％ 이하(즉, 0 초과 내지 0.0030％)이다.
Ca 함유량의 바람직한 하한은 0.0001％이며, 더욱 바람직하게는 0.0002％이며, 더욱 바람직하게는 0.0005％이며, 더욱 바람직하게는 0.0007％이며, 더욱 바람직하게는 0.0010％이다. Ca 함유량의 바람직한 상한은 0.0025％이며, 더욱 바람직하게는 0.0022％이며, 더욱 바람직하게는 0.0020％이다.
희토류 원소(REM): 0.0050％ 이하
희토류 원소(REM)는 임의 원소이며, 함유되지 않아도 된다. 즉, REM 함유량은 0％여도 된다. 함유되는 경우, REM은, 강재 중의 황화물에 고용되어, MnS가 연신되는 것을 억제한다. 그 결과, 기계 구조용 부품의 굽힘 피로 강도 및 면 피로 강도가 높아진다. REM이 조금이라도 함유되면, 상기 효과가 어느 정도 얻어진다.
그러나, REM 함유량이 0.0050％를 초과하면, 다른 원소 함유량이 본 실시 형태의 범위 내여도, 조대한 산화물이 생성된다. 이 경우, 기계 구조용 부품의 굽힘 피로 강도 및 면 피로 강도가 저하된다.
따라서, REM 함유량은 0 내지 0.0050％이며, 함유되는 경우, 0.0050％ 이하(즉, 0 초과 내지 0.0050％)이다.
REM 함유량의 바람직한 하한은 0.0001％이며, 더욱 바람직하게는 0.0010％이며, 더욱 바람직하게는 0.0020％이다. REM 함유량의 바람직한 상한은 0.0045％이며, 더욱 바람직하게는 0.0040％이며, 더욱 바람직하게는 0.0035％이며, 더욱 바람직하게는 0.0030％이다.
본 명세서에 있어서의 REM이란, 원자 번호 21번의 스칸듐(Sc), 원자 번호 39번의 이트륨(Y), 및 란타노이드인 원자 번호 57번의 란탄(La) 내지 원자 번호 71번의 루테튬(Lu)으로 이루어지는 군에서 선택되는 1 원소 이상의 원소이다. 본 명세서에 있어서의 REM 함유량이란, 이들 원소의 합계 함유량이다.
[식 (1)에 대해서]
본 실시 형태의 강재의 화학 조성은 또한, 각 원소 함유량이 본 실시 형태의 범위 내인 것을 전제로 하여, 식 (1)을 충족시킨다.
Si/Mn≥1.00 (1)
여기서, 식 (1)의 각 원소 기호에는, 대응하는 원소의 함유량(질량％)이 대입된다.
F1=Si/Mn으로 정의한다. Si 및 Mn은, 탈산의 과정에서 MnO-SiO2를 생성한다. MnO-SiO2는, 융점이 1250℃ 정도이다. 그 때문에, 응고 전의 용탕 중에서는 액체이지만, 응고 후의 강편 중에서는 고체가 되어, 유리화된 연질의 개재물이 된다.
이 개재물은, 열간 가공(열간 압연) 중에 연신 및 분단되어 미세화된다. 그 때문에, 기계 구조용 부품의 굽힘 피로 강도가 향상된다. 미세한 MnO-SiO2를 얻기 위해서는, Si의 Mn에 대한 비율을 적정하게 제어할 필요가 있다. 이 지표가 F1이다.
F1이 증가할수록, 본 실시 형태의 강재를 소재로 하여 제조되는 기계 구조용 부품의 굽힘 피로 강도가 높아진다. 그리고, F1이 1.00 이상인 경우, JIS G 4052(2016)에 규정되어 있는 SCM420H보다도 굽힘 피로 강도가 높아진다. 따라서, F1이 식 (1)을 충족하는 경우, 즉, F1이 1.00 이상인 경우, 각 원소 함유량이 본 실시 형태의 범위 내이며, F2가 식 (2)를 충족하는 것을 전제로 하여, 본 실시 형태의 강재를 사용하여 제조된 기계 구조용 부품의 굽힘 피로 강도가 충분히 높아진다.
F1의 바람직한 하한은 1.05이며, 더욱 바람직하게는 1.07이며, 더욱 바람직하게는 1.10이다. F1의 상한은 특별히 제한되지 않는다. 그러나, 본 실시 형태의 화학 조성의 각 원소 함유량을 고려하면, F1의 바람직한 상한은 2.10이며, 더욱 바람직하게는 2.00이며, 더욱 바람직하게는 1.70이다.
[강재의 마이크로 조직에 대해서]
본 실시 형태의 강재의 마이크로 조직은 페라이트를 함유하고, 잔부는 펄라이트 및／또는 베이나이트이며, 페라이트의 면적 분율은 50 내지 70％이다.
페라이트의 면적 분율이 50％ 미만이면, 강재 중에 있어서, 펄라이트 및／또는 베이나이트의 면적 분율이 너무 높다. 이 경우, 강재의 경도가 과잉으로 높아진다. 그 결과, 강재의 피삭성이 저하된다.
한편, 페라이트의 면적 분율이 70％를 초과하면, 가스 침탄 처리 시에 결정립경이 변동되기 쉬워진다. 그 때문에, 가스 침탄 처리 시에 열처리 변형이 과잉으로 발생한다.
페라이트의 면적 분율이 50 내지 70％이며, 마이크로 조직 중의 페라이트 이외의 잔부가 펄라이트 및／또는 베이나이트인 경우, 강재의 피삭성이 충분히 높아진다. 또한, 가스 침탄 처리 시의 열처리 변형을 억제할 수 있다.
본 실시 형태의 강재에서는, 각 횡단면 관찰 위치, 및 각 종단면 관찰 위치에 있어서의 마이크로 조직이, 면적 분율로 50 내지 70％의 페라이트를 함유하고, 잔부가 펄라이트 및／또는 베이나이트로 이루어진다.
각 관찰 위치에 있어서의 페라이트의 면적 분율의 바람직한 하한은 52％이며, 더욱 바람직하게는 55％이며, 더욱 바람직하게는 57％이다. 각 관찰 위치에 있어서의 페라이트의 면적 분율의 바람직한 상한은 68％이며, 더욱 바람직하게는 65％이며, 더욱 바람직하게는 63％이다.
[강재의 횡단면에서의 마이크로 조직의 변동에 대해서]
본 실시 형태의 강재에서는 또한, 강재의 길이 방향에 수직인 단면인 횡단면에 있어서, 마이크로 조직의 변동이 충분히 억제되어 있다. 이하, 이 점에 대해서 설명한다.
도 2는, 본 실시 형태의 강재의 길이 방향에 수직인 단면인 횡단면의 모식도이다. 도 2를 참조하여, 강재의 횡단면 CS는 반경 R의 원 형상이다. 이 횡단면 CS에 있어서, 횡단면 CS의 중심 위치 C1 및 횡단면 CS의 중심 위치 C1로부터 직경 방향으로 R/2의 위치이며 횡단면 CS의 중심 둘레에 45° 피치로 배치되는 8개소의 R/2 위치 C2 내지 C9를, 9개소의 「횡단면 관찰 위치」 C1 내지 C9로 정의한다.
횡단면 관찰 위치 C1 내지 C9에서의 마이크로 조직은, 이하의 (A) 및 (B)를 충족한다.
(A) 횡단면 관찰 위치 C1 내지 C9에서의 페라이트의 면적 분율의 산술 평균값은 50 내지 70％이며, 또한, 페라이트의 면적 분율의 표준 편차는 4.0％ 이하이다.
(B) 횡단면 관찰 위치 C1 내지 C9에서의 페라이트의 평균 입경 중, 최소의 평균 입경에 대한 최대의 평균 입경의 비는 2.00 이하이다.
이하, (A) 및 (B)에 대해서 상세하게 설명한다.
[(A)에 대해서]
상기 (A)와 같이, 본 실시 형태의 강재에서는, 횡단면 관찰 위치 C1 내지 C9에서의 페라이트의 면적 분율의 산술 평균값이 50 내지 70％이며, 또한, 페라이트의 면적 분율의 표준 편차가 4.0％ 이하이다.
페라이트 면적 분율의 표준 편차가 4.0％ 이하이므로, 각 횡단면 관찰 위치 C1 내지 C9에서의 마이크로 조직의 상 분율의 변동은 충분히 억제되어 있다. 그 때문에, 가스 침탄 처리 시에 있어서, 각 횡단면 관찰 위치 C1 내지 C9에서의 마르텐사이트 변태의 발생 타이밍의 변동을 억제할 수 있다.
횡단면 관찰 위치 C1 내지 C9에 있어서의 페라이트의 면적 분율의 표준 편차가 4.0％를 초과하면, 각 횡단면 관찰 위치 C1 내지 C9에서의 상 분율의 변동이 크다. 이 경우, 가스 침탄 처리 시의 열처리 변형을 충분히 억제할 수 없다.
따라서, 횡단면 관찰 위치 C1 내지 C9에서의 페라이트의 면적 분율의 표준 편차는 4.0％ 이하이다.
페라이트의 면적 분율의 표준 편차의 바람직한 상한은 3.8％이며, 더욱 바람직하게는 3.5％이며, 더욱 바람직하게는 3.0％이다. 페라이트의 면적 분율의 표준 편차의 하한은 특별히 한정되지 않는다. 페라이트의 면적 분율의 표준 편차의 바람직한 하한은 0.1％이며, 더욱 바람직하게는 0.5％이며, 더욱 바람직하게는 1.0％이며, 더욱 바람직하게는 1.5％이다.
[(B)에 대해서]
횡단면 관찰 위치 C1 내지 C9에서의 페라이트의 평균 입경 중, 최소의 평균 입경에 대한 최대의 평균 입경의 비를 「페라이트 평균 입경비」라고 칭한다. 횡단면에 있어서의 페라이트 평균 입경비는 다음 식으로 정의된다.
페라이트 평균 입경비=(C1 내지 C9에서의 페라이트 평균 입경의 최댓값)/(C1 내지 C9에서의 페라이트 평균 입경의 최솟값)
본 실시 형태의 강재에서는, 횡단면 관찰 위치 C1 내지 C9에서의 페라이트 평균 입경비는 2.00 이하이다. 이 경우, 각 횡단면 관찰 위치 C1 내지 C9에서의 페라이트의 평균 입경의 변동이 충분히 억제되어 있다. 즉, 각 위치에서의 페라이트 입자가 고르게 되어 있다. 그 때문에, 침탄 처리 시에 있어서의 마르텐사이트 변태의 발생의 변동을 충분히 억제할 수 있다. 그 때문에, 침탄 처리 시의 강재의 열처리 변형을 억제할 수 있다.
페라이트 평균 입경비가 2.00을 초과하는 경우, 각 횡단면 관찰 위치 C1 내지 C9에서의 페라이트 입자가 변동되어 있다. 이 경우, 가스 침탄 처리 시의 강재의 열처리 변형을 충분히 억제할 수 없다. 따라서, 페라이트 평균 입경비는 2.00 이하이다.
페라이트 평균 입경비의 바람직한 상한은 1.95이며, 더욱 바람직하게는 1.90이며, 더욱 바람직하게는 1.80이다. 페라이트 평균 입경비의 하한은 특별히 한정되지 않는다. 페라이트 평균 입경비의 바람직한 하한은 1.10이며, 더욱 바람직하게는 1.20이며, 더욱 바람직하게는 1.30이며, 더욱 바람직하게는 1.40이다.
[강재 중의 종단면에서의 마이크로 조직의 변동에 대해서]
본 실시 형태의 강재에서는 또한, 상술한 횡단면뿐만 아니라, 강재의 길이 방향과 평행하며 강재의 중심축을 포함하는 단면인 종단면에 있어서도, 마이크로 조직의 변동이 충분히 억제되어 있다. 본 실시 형태의 강재에서는, 횡단면뿐만 아니라 종단면의 마이크로 조직의 변동도 충분히 억제되어 있으므로, 3차원적으로 발생하는 열처리 변형을 충분히 억제할 수 있다. 이하, 종단면에서의 마이크로 조직의 변동 억제에 대해서 설명한다.
도 3은, 본 실시 형태의 강재의 길이 방향에 평행하며, 중심축을 포함하는 단면인 종단면의 모식도이다. 도 3을 참조하여, 강재의 종단면 LS에 있어서, 강재의 중심축 CL1 상에 R/2 피치로 배치되는 3개소의 중심축 위치 L1 내지 L3, 및 각 중심축 위치로부터 직경 방향으로 R/2의 위치에 배치되는 6개소의 R/2 위치 L4 내지 L9를, 9개소의 「종단면 관찰 위치」 L1 내지 L9로 정의한다.
상술한 합계 9개소의 종단면 관찰 위치 L1 내지 L9에서의 마이크로 조직에서는, 이하의 (C) 및 (D)를 충족한다.
(C) 종단면 관찰 위치 L1 내지 L9에서의 페라이트의 면적 분율의 산술 평균값은 50 내지 70％이며, 또한, 페라이트 면적 분율의 표준 편차는 4.0％ 이하이다.
(D) 종단면 관찰 위치 L1 내지 L9에서의 페라이트의 평균 입경 중, 최소의 평균 입경에 대한 최대의 평균 입경의 비(페라이트 평균 입경비)는 2.00 이하이다.
이하, (C) 및 (D)에 대해서 상세하게 설명한다.
[(C)에 대해서]
상기 (C)와 같이, 본 실시 형태의 강재에서는, 종단면 관찰 위치 L1 내지 L9에서의 페라이트의 면적 분율의 산술 평균값이 50 내지 70％이며, 또한, 페라이트의 면적 분율의 표준 편차가 4.0％ 이하이다.
페라이트의 면적 분율의 표준 편차가 4.0％ 이하이므로, 각 종단면 관찰 위치 L1 내지 L9에서의 마이크로 조직의 상 분율의 변동이 충분히 억제되어 있다. 그 때문에, 가스 침탄 처리 시에 있어서, 각 종단면 관찰 위치 L1 내지 L9에서의 마르텐사이트 변태의 발생 타이밍의 변동을 억제할 수 있다.
종단면 관찰 위치 L1 내지 L9에 있어서의 페라이트의 면적 분율의 표준 편차가 4.0％를 초과하면, 각 종단면 관찰 위치 L1 내지 L9에서의 상 분율의 변동이 크다. 이 경우, 가스 침탄 처리 시의 열처리 변형을 충분히 억제할 수 없다.
따라서, 종단면 관찰 위치 L1 내지 L9에서의 페라이트의 면적 분율의 표준 편차는 4.0％ 이하이다.
페라이트의 면적 분율의 표준 편차의 바람직한 상한은 3.8％이며, 더욱 바람직하게는 3.5％이며, 더욱 바람직하게는 3.0％이다. 페라이트의 면적 분율의 표준 편차의 하한은 특별히 한정되지 않는다. 페라이트의 면적 분율의 표준 편차의 바람직한 하한은 0.1％이며, 더욱 바람직하게는 0.5％이며, 더욱 바람직하게는 1.0％이며, 더욱 바람직하게는 1.5％이다.
[(D)에 대해서]
종단면 관찰 위치 L1 내지 L9에서의 페라이트의 평균 입경 중, 최소의 평균 입경에 대한 최대의 평균 입경의 비를 「페라이트 평균 입경비」라고 칭한다. 종단면에 있어서의 페라이트 평균 입경비는 다음 식으로 정의된다.
페라이트 평균 입경비=(L1 내지 L9에서의 페라이트 평균 입경의 최댓값)/(L1 내지 L9에서의 페라이트 평균 입경의 최솟값)
본 실시 형태의 강재에서는, 종단면 관찰 위치 L1 내지 L9에서의 페라이트 평균 입경비는 2.00 이하이다. 이 경우, 각 종단면 관찰 위치 L1 내지 L9에서의 페라이트의 평균 입경의 변동이 충분히 억제되어 있다. 즉, 각 위치의 페라이트 입자가 고르게 되어 있다. 그 때문에, 침탄 처리 시에 있어서의 마르텐사이트 변태의 발생의 변동을 충분히 억제할 수 있다. 그 때문에, 침탄 처리 시의 강재의 열처리 변형을 억제할 수 있다.
페라이트 평균 입경비가 2.00을 초과하는 경우, 각 종단면 관찰 위치 L1 내지 L9에서의 페라이트 입자가 변동되어 있다. 이 경우, 가스 침탄 처리 시의 강재의 열처리 변형을 충분히 억제할 수 없다. 따라서, 9개소의 종단면 관찰 위치 L1 내지 L9에서의 페라이트 평균 입경비는 2.00 이하이다.
페라이트 평균 입경비의 바람직한 상한은 1.95이며, 더욱 바람직하게는 1.90이며, 더욱 바람직하게는 1.80이다. 페라이트 평균 입경비의 하한은 특별히 한정되지 않는다. 페라이트 평균 입경비의 바람직한 하한은 1.10이며, 더욱 바람직하게는 1.20이며, 더욱 바람직하게는 1.30이며, 더욱 바람직하게는 1.40이다.
[각 관찰 위치에서의 마이크로 조직의 관찰 방법, 페라이트의 면적 분율 및 페라이트 평균 입경비의 측정 방법]
본 실시 형태의 강재의 횡단면 관찰 위치 C1 내지 C9, 및 종단면 관찰 위치 L1 내지 L9에서의 마이크로 조직의 관찰 방법, 페라이트의 면적 분율 및 페라이트 평균 입경비의 측정 방법은 이하와 같다.
[횡단면 CS의 마이크로 조직의 관찰 방법]
횡단면 CS의 마이크로 조직의 관찰 방법은 이하와 같다. 강재로부터, 각 횡단면 관찰 위치 C1 내지 C9를 포함하는 샘플을 채취한다. 샘플의 표면 중, 횡단면 CS에 상당하는 표면을 관찰면으로 한다. 관찰면에 있어서, 횡단면 관찰 위치를 포함하는 관찰 시야를 0.5㎜×1.0㎜로 한다.
샘플의 관찰면을 연마한 후, 3％ 질산 알코올(나이탈 부식액)을 사용하여 관찰면을 에칭한다. 에칭된 관찰면의 관찰 시야(0.5㎜×1.0㎜)를, 100배의 광학 현미경으로 관찰한다.
관찰 시야에 있어서, 페라이트, 펄라이트 및 베이나이트 등의 각 상은, 상마다 콘트라스트가 다르다. 구체적으로는, 관찰 시야에 있어서, 페라이트는 희게, 베이나이트 및 펄라이트는 페라이트보다도 검게 관찰된다. 따라서, 페라이트는, 다른 상(펄라이트 및 베이나이트)과 용이하게 구별할 수 있다. 콘트라스트에 기초하여, 페라이트를 특정한다.
[(A)에 대해서]
각 관찰 시야(각 횡단면 관찰 위치)에서의 페라이트의 면적(㎛2)을 구한다. 페라이트의 면적과, 관찰 시야의 면적을 사용하여, 각 관찰 시야(각 횡단면 관찰 위치)에서의 페라이트의 면적 분율(％)을 구한다.
[페라이트 면적 분율의 산술 평균값을 구하는 방법]
9개의 관찰 시야(횡단면 관찰 위치)에서의 페라이트 면적 분율(％)의 산술 평균값을, 9개소의 횡단면 관찰 위치 C1 내지 C9에서의 페라이트 면적 분율의 산술 평균값(％)으로 정의한다.
[페라이트의 면적 분율의 표준 편차를 구하는 방법]
9개의 관찰 시야(횡단면 관찰 위치)에서의 페라이트 면적 분율(％)로부터, 9개소의 횡단면 관찰 위치 C1 내지 C9에서의 페라이트 면적 분율의 표준 편차(％)를 산출한다. 여기서 말하는 표준 편차는, 표본 표준 편차이다.
[(B)에 대해서]
상술한 각 관찰 시야(각 횡단면 관찰 위치 C1 내지 C9)에서 관찰된 각 페라이트 입자의 면적(㎛2)을 측정한다. 각 페라이트 입자의 면적의 산술 평균값을 구한다. 얻어진 면적의 산술 평균값의 원 상당 직경을, 각 횡단면 관찰 위치 C1 내지 C9에서의 페라이트의 평균 입경(㎛)으로 정의한다. 여기서, 원 상당 직경이란, 페라이트 입자의 면적의 산술 평균값과 동일한 면적의 원에 있어서의 직경(㎛)을 의미한다.
9개소의 횡단면 관찰 위치 C1 내지 C9의 페라이트의 평균 입경을 구한다. 그리고, 이들 페라이트의 평균 입경 중, 페라이트의 최대의 평균 입경(㎛) 및 최소의 평균 입경(㎛)을 특정한다. 특정된 최소의 평균 입경에 대한 최대의 평균 입경의 비(페라이트 평균 입경비)를 구한다.
[종단면 LS의 마이크로 조직의 관찰 방법]
종단면 LS의 마이크로 조직의 관찰 방법은 이하와 같다. 강재로부터, 각 종단면 관찰 위치 L1 내지 L9를 포함하는 샘플을 채취한다. 샘플의 표면 중, 종단면 LS에 상당하는 표면을 관찰면으로 한다. 관찰면에 있어서, 종단면 관찰 위치를 포함하는 관찰 시야를 0.5㎜×1.0㎜로 한다. 보다 구체적으로는, 관찰 시야의 0.5㎜ 길이를 강재의 직경 방향으로 하고, 1.0㎜를 강재의 길이 방향으로 한다.
샘플의 관찰면을 연마한 후, 3％ 질산 알코올(나이탈 부식액)을 사용하여 관찰면을 에칭한다. 에칭된 관찰면의 관찰 시야(0.5㎜×1.0㎜)를, 100배의 광학 현미경으로 관찰한다. 횡단면 CS의 마이크로 조직 관찰과 동일한 방법으로, 관찰 시야 중의 각 상을 특정한다.
[(C)에 대해서]
상술한 방법으로 특정된 상 중, 각 관찰 시야(각 종단면 관찰 위치)에서의 페라이트의 면적(㎛2)을 구한다. 페라이트의 면적과, 관찰 시야의 면적을 사용하여, 각 관찰 시야(각 종단면 관찰 위치)에서의 페라이트의 면적 분율(％)을 구한다.
[페라이트의 면적 분율의 산술 평균값을 구하는 방법]
9개의 관찰 시야(종단면 관찰 위치)에서의 페라이트 면적 분율(％)의 산술 평균값을, 9개소의 종단면 관찰 위치 L1 내지 L9에서의 페라이트 면적 분율의 산술 평균값(％)으로 정의한다.
[페라이트의 면적 분율의 표준 편차를 구하는 방법]
9개의 관찰 시야(종단면 관찰 위치)에서의 페라이트 면적 분율(％)로부터, 9개소의 종단면 관찰 위치 L1 내지 L9에서의 페라이트 면적 분율의 표준 편차(％)를 산출한다.
[(D)에 대해서]
상술한 각 관찰 시야(각 종단면 관찰 위치 L1 내지 L9)에서 관찰된 각 페라이트 입자의 면적(㎛2)을 측정한다. 각 페라이트 입자의 면적의 산술 평균값을 구한다. 얻어진 면적의 산술 평균값의 원 상당 직경을, 각 종단면 관찰 위치 L1 내지 L9에서의 페라이트의 평균 입경(㎛)으로 정의한다.
9개소의 종단면 관찰 위치 L1 내지 L9의 페라이트의 평균 입경을 구한다. 그리고, 이들 페라이트의 평균 입경 중, 페라이트의 최대의 평균 입경(㎛) 및 최소의 평균 입경(㎛)을 특정한다. 특정된 최소의 평균 입경에 대한 최대의 평균 입경의 비(페라이트 평균 입경비)를 구한다.
[식 (2)에 대해서]
본 실시 형태의 강재의 화학 조성은 또한, 다음 식 (2)를 충족한다.
1-(0.5C+0.03Si+0.06Mn+0.01Cr+0.05Mo)<0.800 (2)
여기서, 식 (2) 중의 각 원소 기호에는, 대응하는 원소의 함유량(질량％)이 대입된다. 대응하는 원소가 함유되어 있지 않은 경우, 그 원소 기호에는 「0」이 대입된다.
본 실시 형태의 강재에서는, 횡단면 CS뿐만 아니라, 종단면 LS의 마이크로 조직도 균일하게 한다. 그러나, 횡단면 CS에서의 횡단면 관찰 위치 C1 내지 C9의 마이크로 조직이 (A) 및 (B)를 충족하고, 또한, 종단면 LS에서의 종단면 관찰 위치 L1 내지 L9의 마이크로 조직이 (C) 및 (D)를 충족함으로써, 마이크로 조직을 균일하게 해도, 상술한 바와 같이, 진공 침탄 처리의 ??칭 시에 있어서, 마르텐사이트 변태 부분과 마르텐사이트 미변태 부분이 혼재하는 미소 시간대가 반드시 발생한다. 이 미소 시간대에서 마르텐사이트 미변태 부분에서의 열처리 변형량이 많으면, 열처리 변형이 발생해 버린다. 따라서, 본 실시 형태의 강재에서는 또한, 식 (2)를 충족한다.
F2=1-(0.5C+0.03Si+0.06Mn+0.01Cr+0.05Mo)로 정의한다. F2는, 강재에 대하여 가스 침탄 처리에서의 강재의 열처리 변형량에 관한 지표이다. 상술한 화학 조성 중의 원소 중, F2에 포함되는 C, Si, Mn, Cr 및 Mo는 특히, ??칭 시의 마르텐사이트 변태 부분과 마르텐사이트 미변태 부분이 혼재하는 미소 시간대에 있어서, 마르텐사이트 미변태 부분의 강도를 높인다.
도 1을 참조하여, F2의 저하에 수반하여, 최대 변형량비가 저하되고, 열처리 변형량이 저하된다. 그리고, F2가 0.800 미만이 된 경우, 최대 변형량비가 현저하게 저하된다. 즉, F2에 대한 최대 변형량비는, F2=0.800 부근에서 변곡점을 갖는다.
따라서, 각 원소 함유량이 본 실시 형태의 범위 내인 것을 전제로 하여, 또한, F2가 식 (2)를 충족하는 경우, 즉, F2가 0.800 미만인 경우, 가스 침탄 처리 시에서의 강재의 열처리 변형을 충분히 억제할 수 있다.
F2의 바람직한 상한은 0.799이며, 더욱 바람직하게는 0.797이며, 더욱 바람직하게는 0.795이다. F2의 하한은 특별히 제한되지 않는다. 그러나, 본 실시 형태의 화학 조성의 각 원소 함유량의 상한을 고려하면, F2의 바람직한 하한은 0.765이며, 더욱 바람직하게는 0.770이며, 더욱 바람직하게는 0.775이다. F2의 수치는, 소수 넷째 자리를 반올림하여 얻어진 값으로 한다.
이상의 구성을 갖는 본 실시 형태의 강재는, 화학 조성 중의 각 원소 함유량이 본 실시 형태의 범위 내이며, 또한, F1 및 F2가 식 (1) 및 식 (2)를 충족하고, 횡단면 관찰 위치 C1 내지 C9 및 종단면 관찰 위치 L1 내지 L9에서의 마이크로 조직이, 본 실시 형태의 범위 내이다. 그 때문에, 본 실시 형태의 강재에 대하여 열간 가공을 실시한 후의 피삭성이 우수하다. 또한, 본 실시 형태의 강재에 대하여 진공 침탄 처리를 실시한 경우, 기계 구조용 부품은, 우수한 굽힘 피로 강도 및 면 피로 강도를 갖고, 열처리 변형을 충분히 억제할 수 있다.
[강재의 마이크로 조직에 대해서]
본 실시 형태의 강재는, 소위 압연재(애즈롤재)이다. 따라서, 본 실시 형태의 강재에서는, 종단면 관찰 위치 L1 내지 L9의 상기 관찰 시야에 있어서, 소위 밴드 조직이 관찰된다. 여기서, 밴드 조직이란, 주지의 마이크로 조직이며, 도 4에 도시한 바와 같이, 강재의 길이 방향으로 연장되는 페라이트(페라이트 밴드) F와, 강재의 길이 방향으로 연장되는 비페라이트(비페라이트 밴드) NF가, 직경 방향으로 교대로 적층된 조직을 말한다. 비페라이트는, 펄라이트 및／또는 베이나이트이다.
[강재의 용도]
본 실시 형태의 강재는, 상술한 바와 같이, 기계 구조용 부품의 소재에 적합하다. 본 실시 형태의 강재는 특히, 자동차 용도, 건설 기계, 산업 기계 등의 기어 또는 샤프트 등의 용도에 적합하다.
[강재의 제조 방법]
본 실시 형태의 강재의 제조 방법의 일례를 설명한다. 이후에 설명하는 강재의 제조 방법은, 본 실시 형태의 강재를 제조하기 위한 일례이다. 따라서, 상술한 구성을 갖는 강재는, 이후에 설명하는 제조 방법 이외의 다른 제조 방법에 의해 제조되어도 된다. 그러나, 이후에 설명하는 제조 방법은, 본 실시 형태의 강재의 제조 방법의 바람직한 일례이다.
본 실시 형태의 강재의 제조 방법의 일례는, 다음의 공정을 포함한다.
(공정 1) 소재를 준비하는 공정(소재 준비 공정)
(공정 2) 소재를 열간 가공하여 강재를 제조하는 공정(열간 가공 공정)
이하, 각 공정에 대해서 설명한다.
[(공정 1) 소재 준비 공정]
소재 준비 공정에서는, 본 실시 형태의 강재의 소재를 준비한다. 구체적으로는, 화학 조성 중의 각 원소 함유량이 본 실시 형태의 범위 내이며, 또한, F1이 식 (1)을 충족하고, F2가 식 (2)를 충족하는 용강을 제조한다. 정련 방법은 특별히 한정되지 않고, 주지의 방법을 사용하면 된다. 예를 들어, 주지의 방법으로 제조된 용선에 대하여 전로에서의 정련(1차 정련)을 실시한다. 전로로부터 출강한 용강에 대하여, 주지의 2차 정련을 실시한다. 2차 정련에 있어서, 용강 중의 합금 원소의 함유량을 조정하여, 각 원소 함유량이 본 실시 형태의 범위 내이며, 또한, F1이 식 (1)을 충족하고, F2가 식 (2)를 충족하는 화학 조성을 갖는 용강을 제조한다.
상술한 정련 방법에 의해 제조된 용강을 사용하여, 주지의 주조법에 의해 소재를 제조한다. 예를 들어, 용강을 사용하여 조괴법에 의해 잉곳을 제조해도 된다. 또한, 용강을 사용하여 연속 주조법에 의해 블룸 또는 빌렛을 제조해도 된다. 이상의 방법에 의해, 소재(잉곳, 블룸 또는 빌렛)를 제조한다. 연속 주조법을 사용하는 경우, 응고 도중의 주편에 대하여 압하를 가해도 된다.
[(공정 2) 열간 가공 공정]
열간 가공 공정에서는, 소재 준비 공정에서 준비된 소재(잉곳, 블룸 또는 빌렛)에 대하여, 열간 가공을 실시하여, 본 실시 형태의 강재를 제조한다. 강재의 형상은 특별히 한정되지 않지만, 예를 들어 봉강 또는 선재이다. 이하의 설명에서는, 일례로서 강재가 봉강인 경우에 대해서 설명한다. 그러나 강재가 봉강 이외의 다른 형상이어도 마찬가지의 열간 가공 공정에서 제조 가능하다.
열간 가공 공정은, 다음의 공정을 포함한다.
(공정 21) 분괴 압연 공정
가열 온도: 1250 내지 1300℃
유지 시간: 10시간 이상
(공정 22) 마무리 압연 공정
가열 온도: 1150 내지 1200℃
유지 시간: 1.5 내지 3.0시간
마무리 온도: 950 내지 1000℃
(공정 23) 온도 유지 공정
900 내지 800℃에서의 평균 냉각 속도: 0.05℃/초 이하
(공정 24) 냉각 공정
800 내지 300℃에서의 평균 냉각 속도: 0.10 내지 1.00℃/초
이하, 각 공정에 대해서 설명한다.
[(공정 21) 분괴 압연 공정]
분괴 압연 공정에서는, 소재를 열간 압연하여 빌렛을 제조한다. 구체적으로는, 분괴 압연 공정에서는, 분괴 압연기에 의해 소재에 대하여 열간 압연(분괴 압연)을 실시하여, 빌렛을 제조한다. 분괴 압연기의 하류에 연속 압연기가 배치되어 있는 경우, 분괴 압연 후의 빌렛에 대하여 또한, 연속 압연기를 사용하여 열간 압연을 실시하여, 더욱 사이즈가 작은 빌렛을 제조해도 된다. 연속 압연기에서는, 한 쌍의 수평 롤을 갖는 수평 스탠드와, 한 쌍의 수직 롤을 갖는 수직 스탠드가 교호로 일렬로 배열된다. 이상과 같이, 분괴 압연 공정에서는, 분괴 압연기를 사용하여, 또는 분괴 압연기와 연속 압연기를 사용하여, 소재를 빌렛으로 제조한다.
분괴 압연 공정에서의 조건은 다음과 같다.
가열 온도: 1250 내지 1300℃
유지 시간: 10시간 이상
분괴 압연 공정에서의 가열로에서의 가열 온도는, 1250 내지 1300℃이다. 가열 온도(1250 내지 1300℃)에서의 유지 시간은, 10시간 이상이다. 분괴 압연 공정에서의 가열로에서의 가열 온도가 1250 내지 1300℃이고, 또한 가열 온도(1250 내지 1300℃)에서의 유지 시간이 10시간 이상이면, 다른 제조 조건을 충족하는 것을 전제로 하여, 소재 준비 공정 중에 발생한 소재 중의 응고 편석을 충분히 완화할 수 있다. 그 때문에, 각 횡단면 관찰 위치 C1 내지 C9 및 각 종단면 관찰 위치 L1 내지 L9에서의 페라이트의 면적 분율의 표준 편차가 4.0％ 이하로 된다. 가열 온도에서의 유지 시간의 상한은 특별히 한정되지 않는다. 그러나, 제조 비용을 고려하면, 가열 온도에서의 유지 시간의 바람직한 상한은 30시간이다.
또한, 분괴 압연 공정에 의해 제조된 빌렛은, 마무리 압연 공정 전에, 상온까지 방랭(공랭)된다.
또한, 분괴 압연 공정에서의 감면율은 30％ 이상이다. 여기서, 감면율(％)은 이하의 식으로 정의된다.
감면율(％)=(1-분괴 압연 후의 강재의 횡단면(길이 방향에 수직인 단면)의 면적/분괴 압연 전의 소재의 횡단면(길이 방향에 수직인 단면)의 면적)×100
분괴 압연 공정에서의 감면율이 30％ 이상이면, 다른 제조 조건을 충족하는 것을 전제로 하여, 각 횡단면 관찰 위치 C1 내지 C9 및 각 종단면 관찰 위치 L1 내지 L9에서의 페라이트 면적 분율의 표준 편차가 4.0％ 이하로 된다.
[(공정 22) 마무리 압연 공정]
마무리 압연 공정에서는, 먼저, 상온까지 냉각된 빌렛을, 가열로를 사용하여 가열한다. 가열 후의 빌렛에 대하여, 연속 압연기를 사용하여 열간 압연을 실시하여, 강재인 봉강을 제조한다.
마무리 압연 공정에서의 조건은 다음과 같다.
가열 온도: 1150 내지 1200℃
유지 시간: 1.5 내지 3.0시간
마무리 온도: 950 내지 1000℃
[가열 온도 및 유지 시간]
마무리 압연 공정에서의 가열로에서의 가열 온도는, 1150 내지 1200℃이다. 가열 온도(1150 내지 1200℃)에서의 유지 시간은, 1.5 내지 3.0시간이다. 마무리 압연 공정에서의 가열로의 가열 온도가 1150 내지 1200℃이고, 가열 온도(1150 내지 1200℃)에서의 유지 시간이 1.5 내지 3.0시간이면, 다른 제조 조건을 충족하는 것을 전제로 하여, 강재(봉강) 내의 온도의 변동을 충분히 억제할 수 있다. 그 때문에, 횡단면 관찰 위치 C1 내지 C9 및 종단면 관찰 위치 L1 내지 L9에서의 페라이트 평균 입경비가 2.00 이하가 된다.
[마무리 온도]
마무리 압연 공정에서는, 일렬로 배열된 복수의 압연 스탠드를 구비하는 연속 압연기에 의해 열간 압연(마무리 압연)을 실시한다. 연속 압연기를 사용한 열간 압연에 있어서, 마지막으로 강재를 압하한 스탠드의 출측에서의 강재 온도를, 마무리 온도(℃)로 정의한다. 또한, 강재 온도란, 강재의 표면 온도를 의미한다.
마무리 온도는 950 내지 1000℃이다. 마무리 온도가 950 내지 1000℃이면, 다른 제조 조건을 충족하는 것을 전제로 하여, 강재(봉강)에 있어서의 오스테나이트 입경의 변동이 충분히 억제된다. 그 때문에, 후술하는 온도 유지 공정 및 냉각 공정에서 오스테나이트부터 페라이트로 변태할 때, 페라이트의 평균 입경의 변동이 충분히 억제된다. 그 때문에, 횡단면 관찰 위치 C1 내지 C9 및 종단면 관찰 위치 L1 내지 L9에서의 페라이트 평균 입경비가 2.00 이하가 된다.
[(공정 23) 온도 유지 공정]
온도 유지 공정에서는, 마무리 압연 공정 후이며, 냉각 공정 전에, 강재의 온도를 유지한다. 온도 유지 공정에서의 조건은 다음과 같다.
강재 온도가 900 내지 800℃에서의 평균 냉각 속도: 0.05℃/초 이하
마무리 압연 공정 후, 강재 온도가 900 내지 800℃에서의 평균 냉각 속도를 0.05℃/초 이하로 억제한다. 예를 들어, 마무리 압연 공정 후이며, 강재 온도가 900 내지 800℃인 강재에 대하여, 서냉 커버, 보온 커버, 또는 온도 유지로를 사용하여, 평균 냉각 속도를 0.05℃/초 이하로 억제한다.
강재 온도가 900 내지 800℃에서의 평균 냉각 속도가 0.05℃/초 이하이면, 다른 제조 조건을 충족하는 것을 전제로 하여, 강재의 축방향(길이 방향)의 온도 변동을 억제할 수 있다. 그 때문에, 강재의 축방향의 페라이트 변태 타이밍의 변동을 억제할 수 있다. 그 때문에, 특히 강재의 축방향(종단면)에서의 페라이트 입자의 성장 변동을 억제할 수 있다. 구체적으로는, 다음의 메커니즘이 작용한다.
마무리 압연 공정 후의 강재에서는, 강재 온도의 저하에 수반하여, 오스테나이트는 서서히 페라이트로 변태한다. 강재 온도가 900 내지 800℃의 범위에 있어서, 강재의 축방향에서 온도 변동이 있으면, 마무리 압연 공정 후, 비교적 이른 단계에서 생성된 페라이트와, 비교적 늦은 단계에서 생성된 페라이트가 혼재되어 버린다. 이 경우, 이른 단계에서 생성된 페라이트 입자는, 늦은 단계에서 변태된 페라이트 입자보다도 조대해지기 쉽다. 그 결과, 특히 강재의 축방향(종단면)에서 페라이트 입자의 변동이 커진다.
강재 온도가 900 내지 800℃에서의 평균 냉각 속도가 빠르면, 강재의 축방향(종단면)에서의 온도 변동이 커진다. 그 때문에, 종단면 관찰 위치 L1 내지 L9에서의 페라이트 평균 입경비가 커져 버린다.
따라서, 본 실시 형태에서는, 강재 온도가 900 내지 800℃에서의 평균 냉각 속도를 0.05℃/초 이하로 억제한다. 이 경우, 강재의 축방향(종단면)에서의 온도 변동을 억제할 수 있다. 그 때문에, 강재의 종단면에서의 페라이트의 생성(변태) 타이밍의 어긋남이 억제된다. 그 결과, 다른 제조 조건을 충족하는 것을 조건으로 하여, 종단면 관찰 위치 L1 내지 L9에서의 페라이트 평균 입경비를 2.00 이하로 할 수 있다.
[(공정 24) 냉각 공정]
냉각 공정에서는, 온도 유지 공정 후의 강재 온도를 냉각한다. 냉각 공정에서의 조건은 다음과 같다.
강재 온도가 800 내지 300℃에서의 평균 냉각 속도: 0.10 내지 1.00℃/초
강재 온도가 800 내지 300℃인 강재에 대하여, 0.10 내지 1.00℃/초의 평균 냉각 속도로 냉각한다. 강재 온도가 800 내지 300℃에서의 평균 냉각 속도를 0.10 내지 1.00℃/초로 하면, 다른 제조 조건을 충족하는 것을 전제로 하여, 횡단면 관찰 위치 C1 내지 C9 및 종단면 관찰 위치 L1 내지 L9에서의 페라이트의 면적 분율의 산술 평균값이 50 내지 70％가 된다.
이상의 제조 공정에 의해, 상술한 구성을 갖는 본 실시 형태의 강재를 제조할 수 있다. 또한, 상술한 바와 같이, 본 실시 형태의 강재는 압연재이다.
본 실시 형태의 강재는, 진공 침탄 처리를 실시하여 제조되는 기계 구조용 부품의 소재에 적합하다. 단, 본 실시 형태의 강재는, 진공 침탄 처리 이외의 다른 표면 경화 열처리를 실시하여, 기계 구조용 부품으로 제조되어도 된다. 다른 표면 경화 열처리란 예를 들어, ??칭 및 템퍼링, 고주파 ??칭 템퍼링, 침질 처리(침질 ??칭 및 템퍼링) 등이다.
[기계 구조용 부품에 대해서]
기계 구조용 부품은 예를 들어, 자동차 및 건설 차량 등에 사용된다. 기계 구조용 부품은 예를 들어, 스티어링 기구에 사용되는 기어나, 샤프트 등이다.
본 실시 형태의 강재를 소재로 하는 기계 구조용 부품은, 주지의 제조 방법으로 제조된다. 예를 들어, 다음의 방법에 의해, 기계 구조용 부품이 제조된다.
기계 구조용 부품의 제조 방법의 일례는, 다음의 공정을 포함한다.
ㆍ열간 가공 공정
ㆍ절삭 가공 공정
ㆍ열처리 공정
이하, 각 공정을 설명한다.
[열간 가공 공정]
열간 가공 공정에서는, 본 실시 형태의 강재에 대하여 열간 가공을 실시한다. 열간 가공은 예를 들어, 주지의 열간 단조이다. 열간 가공 공정에서의 가열 온도는 예를 들어, 1000 내지 1300℃이다. 열간 가공 후의 강재는 방랭(공랭)된다. 방랭 후의 강재에 대하여, 필요에 따라서, 어닐링 처리를 실시해도 된다.
[절삭 가공 공정]
열간 가공 공정 후의 강재에 대하여, 절삭 가공 공정을 실시하여, 소정 형상의 중간품을 제조한다. 이 절삭 가공 공정 시에 있어서, 강재의 높은 피삭성이 요구된다. 절삭 가공 공정에서는, 주지의 절삭 가공을 실시한다. 절삭 가공에 의해, 열간 가공 공정만으로는 곤란한, 정밀 형상의 기계 구조용 부품을 제조할 수 있다.
[열처리 공정]
절삭 가공 후의 중간품에 대하여 열처리를 실시한다. 여기서, 「열처리」란, 주지의 진공 침탄 처리와, 주지의 템퍼링 공정을 포함한다. 또한, 상술한 바와 같이, 진공 침탄 처리는, 진공 침탄 질화 처리도 포함한다.
진공 침탄 처리 공정은, 진공 침탄 공정 및 ??칭 공정을 포함한다. 진공 침탄 처리에 있어서, 주지의 조건을 적절히 조정하여, 기계 구조용 부품의 표면 경도, 코어부 경도, 표면 탄소 농도를 적절히 조정할 수 있는 것은, 당업자에게 주지의 기술 사항이다.
이하, 열처리 공정의 일례로서, 주지의 진공 침탄 처리를 설명한다. 또한, 주지의 진공 침탄 질화 처리도, 진공 침탄 처리와 마찬가지의 공정에서 실시되는 것은 당업자에게 주지이다.
[진공 침탄 ??칭 처리]
진공 침탄 ??칭 처리는, 진공 침탄 공정과, ??칭 공정을 포함한다. 이하, 진공 침탄 공정, ??칭 공정에 대해서 설명한다.
[진공 침탄 공정]
도 5는, 진공 침탄 공정 S10 및 ??칭 공정 S20에서의 히트 패턴의 일례를 도시하는 도면이다. 도 5의 종축은 진공 침탄 처리 시에 있어서의 처리 온도(℃)이며, 횡축은 시간(분)이다. 도 5를 참조하여, 진공 침탄 공정 S10은, 가열 공정 S0과, 균열 공정 S1과, 침탄 공정 S2와, 확산 공정 S3을 포함한다.
가열 공정 S0에서는, 노 내에 장입된 중간품을 침탄 온도 Tc까지 가열한다. 이때, 노 내의 압력을 10Pa 이하로 한다. 가열 공정 S0에서의 침탄 온도 Tc는, 예를 들어 900 내지 1100℃이다.
균열 공정 S1에서는, 침탄 온도 Tc에서 중간품을 소정 시간(유지 시간 t1) 유지하여, 균열 처리를 실시한다. 균열 공정 S1에 있어서의 침탄 온도 Tc에서의 유지 시간 t1은, 예를 들어 5 내지 120분이다. 균열 공정 S1에 있어서의 노 내의 압력은 10Pa 이하여도 되고, 또는, 질소 가스의 도입과 진공 펌프에 의한 진공 배기를 동시에 행하여, 1000Pa 이하의 질소 가스 분위기로 해도 된다.
침탄 공정 S2에서는, 침탄 온도 Tc에서 중간품을 소정 시간(유지 시간 t2) 유지한다. 침탄 공정 S2에 있어서의 침탄 온도 Tc에서의 유지 시간 t2는, 적절히 조정하면 된다. 침탄 온도 Tc에서의 유지 시간 t2는 예를 들어 20 내지 60분이다.
침탄 공정 S2에 있어서의 침탄 가스는, 주지의 침탄 가스를 사용한다. 침탄 가스는 예를 들어, 아세틸렌, 프로판 또는 에틸렌 등의 탄화수소 가스이다.
침탄 공정 S2에 있어서의 침탄 가스압은, 침탄 가스의 종류에 따라서 소정의 가스압으로 한다. 침탄 가스로서 아세틸렌을 사용한 경우, 침탄 가스압은 예를 들어, 10 내지 1000Pa로 한다. 침탄 가스가 프로판인 경우, 침탄 가스압은 예를 들어, 200 내지 3000Pa로 한다.
확산 공정 S3에서는, 상기 침탄 온도 Tc에서 중간품을 소정 시간(유지 시간 t3) 유지한다. 여기서, 확산 공정 S3에 있어서의 침탄 온도 Tc에서의 유지 시간 t3은, 적절히 조정한다. 침탄 온도 Tc에서의 유지 시간 t3은 예를 들어 40 내지 90분이다.
확산 공정 S3에서의 노 내의 압력은, 침탄 공정에서의 잔류 가스를 제거하기 위해, 100Pa 이하여도 된다. 또는, 질소 가스의 도입과 진공 펌프에 의한 진공 배기를 동시에 행하여, 1000Pa 이하의 질소 가스 분위기로 해도 된다.
[??칭 공정]
진공 침탄 공정 S10 후의 중간품에 대하여 ??칭 공정 S20을 실시한다. 진공 침탄 공정 S10 후, ??칭 공정 S20에 있어서의 ??칭 온도 Ts까지의 냉각 방법은, 주지의 냉각 방법을 사용하면 된다. 상기 냉각 방법은 예를 들어, 진공하에서의 공랭이어도 되고, 가스 냉각이어도 되고, 또는 그 밖의 방법이어도 된다. 진공화에서의 냉각을 실시하는 경우, 예를 들어 100Pa 이하의 압력으로 방랭한다. 가스 냉각을 실시하는 경우, 냉각 가스로서 질소 가스 및／또는 헬륨 가스 등의 불활성화 가스를 사용해도 된다.
??칭 공정 S20은, 균열 공정 S4를 포함한다. 균열 공정 S4는, 진공 침탄 공정 S10 후의 중간품을 ??칭 온도에서 유지한다. ??칭 공정 S20에서는, 균열 공정 S4의 후, 중간품을 급랭하여 ??칭한다. ??칭 온도 Ts는 특별히 한정되지 않지만, 예를 들어 800 내지 880℃이다. ??칭 온도 Ts에서의 유지 시간 t4는 특별히 한정되지 않지만, 예를 들어 10 내지 80분이다. ??칭 온도 Ts에서의 유지 중인 분위기는 특별히 한정되지 않지만, 예를 들어 질소 가스 분위기이다. 노 내의 압력은 대기압 이하여도 되고, 예를 들어 400hPa 이하여도 된다. ??칭 처리에 있어서의 냉각 방법은, 유냉 또는 수냉이다. 구체적으로는, 냉각 매체인 오일 또는 물을 넣은 냉각욕에, ??칭 온도로 유지된 중간품을 침지하여 급랭한다. 냉각 매체인 오일 또는 물의 온도는, 예를 들어 60 내지 200℃이다. 또한, 필요에 따라서, 서브 제로 처리를 실시해도 된다.
[템퍼링 공정]
??칭 공정 후의 중간품에 대하여, 주지의 템퍼링 공정을 실시한다. 템퍼링 온도는 예를 들어, 100 내지 200℃이다. 템퍼링 온도에서의 유지 시간은 예를 들어, 90 내지 150분이다.
[그 밖의 공정]
필요에 따라서, 상기 템퍼링 공정 후의 중간품에 대하여 또한, 연삭 가공을 실시하거나, 숏 피닝 처리를 실시하거나 해도 된다. 연삭 가공을 실시하는 경우, 절삭 가공을 실시하여 강재에 형상을 부여한다. 절삭 가공을 행함으로써, 더욱 정밀한 형상을 강재에 부여할 수 있다. 또한, 숏 피닝 처리를 실시하는 경우, 진공 침탄 처리 후의 중간품의 표층부에 압축 잔류 응력이 도입된다. 압축 잔류 응력은 피로 균열의 발생 및 진전을 억제한다. 그 때문에, 기계 구조용 부품의 굽힘 피로 강도 및 면 피로 강도가 높아진다. 숏 피닝 처리는, 주지의 방법으로 실시하면 된다. 숏 피닝 처리는 예를 들어, 직경이 0.7㎜ 이하인 숏 입자를 사용하여, 아크 하이트가 0.4㎜ 이상인 조건에서 행하는 것이 바람직하다.
실시예 1
표 1에 나타내는 화학 조성을 갖는 강재를 준비하였다. 또한, 강종 번호 A는 JIS G 4052(2016)에 규정되어 있는 SCM420H에 상당하였다.
Figure pct00001
표 1 중의 「-」는, 대응하는 원소 함유량이, 실시 형태에 규정된 유효 숫자(최소 자릿수까지의 수치)에 있어서, 0％인 것을 의미한다. 바꾸어 말하면, 대응하는 원소 함유량에 있어서, 상술한 실시 형태에 규정된 유효 숫자(최소 자릿수까지의 수치)에서의 끝수를 반올림한 경우에 0％인 것을 의미한다.
예를 들어, 본 실시 형태에 규정된 Mo 함유량은 소수 둘째 자리까지의 수치로 규정되어 있다. 따라서, 표 1 중의 강종 번호 C에서는, 측정된 Mo 함유량을 소수 셋째 자리에서 반올림한 경우에, 0％였던 것을 의미한다.
또한, 본 실시 형태에 규정된 Nb 함유량은 소수 셋째 자리까지의 수치로 규정되어 있다. 따라서, 표 1 중의 강종 번호 A에서는, 측정된 Nb 함유량을 소수 넷째 자리에서 반올림한 경우에, 0％였던 것을 의미한다.
또한, 반올림이란, 규정된 최소 자릿수의 아래의 자릿수(끝수)가 5 미만이면 버림하고, 5 이상이면 올림하는 것을 의미한다.
다음의 방법에 의해, 강재를 제조하였다. 용강을 연속 주조하여, 소재가 되는 주편(블룸)을 제조하였다. 소재인 블룸에 대하여, 표 2에 나타내는 조건에서 열간 가공 공정을 실시하였다.
Figure pct00002
「분괴 압연 공정」 및 「마무리 압연 공정」란의 「가열 온도(℃)」란에 기재된 온도는, 가열 온도(℃)이다. 「분괴 압연 공정」 및 「마무리 압연 공정」란의 「유지 시간(시간)」란에 기재된 시간은, 가열 온도에서의 유지 시간(시간)이다. 「마무리 압연 공정」란의 「마무리 온도(℃)」란의 온도는, 마무리 압연 공정에서의 연속 압연기에 있어서, 마지막으로 압하한 스탠드의 출측에서의 강재 온도(강재의 표면 온도)(℃)이다. 「온도 유지 공정」란의 「냉각 속도(℃/초)」란에 기재된 속도는, 강재 온도가 900 내지 800℃에서의 평균 냉각 속도(℃/초)이다. 「냉각 공정」란의 「냉각 속도(℃/초)」란에 기재된 속도는, 강재 온도가 800 내지 300℃에서의 평균 냉각 속도(℃/초)이다.
열간 가공 공정의 분괴 압연 공정에서는, 제조된 블룸을 표 2에 나타내는 가열 온도 및 유지 시간으로 가열하였다. 그 후, 분괴 압연기를 사용하여 블룸을 분괴 압연하여, 빌렛을 제조하였다. 제조된 빌렛을 상온(25℃)까지 수냉하였다. 빌렛의 길이 방향에 수직인 단면은 162㎜×162㎜의 직사각형이었다. 분괴 압연 공정에서의 가열 온도 및 유지 시간은 표 2에 나타낸 바와 같았다. 또한, 분괴 압연 공정에서의 감면율은 어느 제조 조건에 있어서도, 30％ 이상이었다.
분괴 압연 공정 후의 빌렛에 대하여, 표 2에 나타내는 조건에서 마무리 압연 공정을 실시하여, 직경 50㎜의 강재(봉강)를 제조하였다. 구체적으로는, 표 2의 마무리 압연 공정 란에 나타내는 가열 온도(℃) 및 유지 시간(시간)으로 빌렛을 가열하였다. 가열 후의 빌렛에 대하여, 마무리 압연을 실시하여, 봉강을 제조하였다. 이때 마무리 온도(℃)는 표 2에 나타낸 바와 같았다.
마무리 압연 공정 후의 강재(봉강)에 대하여, 온도 유지 공정을 실시하였다. 제조 조건 a 내지 i는, 강재 온도 900 내지 800℃의 강재에 대하여, 서냉 커버를 사용함으로써, 평균 냉각 속도가 0.05℃/초 이하로 되도록 조정하였다. 한편, 제조 조건 j는, 강재 온도가 900 내지 800℃인 강재에 대하여, 서냉 커버를 사용하지 않고 방랭하였다. 그 때문에, 강재 온도가 900 내지 800℃에서의 평균 냉각 속도가 0.05℃/초 초과가 되었다.
온도 유지 공정 후, 냉각 공정을 실시하였다. 구체적으로는, 각 제조 조건에 있어서, 강재 온도가 800 내지 300℃에서의 평균 냉각 속도(℃/초)가, 표 2의 냉각 공정 란에 나타낸 바와 같았다.
강재 온도가 300℃ 이하인 강재에 대해서는, 상온까지 방랭(공랭)하였다. 이상의 제조 공정에 의해, 표 3에 나타내는 시험 번호 1 내지 22의 강재(봉강)를 제조하였다. 또한, 시험 번호 1은, 기준강인 SCM420H를 사용한 실시예이며, SCM420H의 화학 조성을 갖는 강재에 일반적으로 사용되고 있는 제조 방법의 하나인 제조 조건 a를 사용하였다.
Figure pct00003
[평가 시험]
이상의 제조 공정에서 제조된 각 시험 번호의 강재(봉강)에 대하여, 다음의 사항을 구하였다.
(A1) 횡단면의 마이크로 조직 관찰
(A11) 횡단면의 페라이트의 면적 분율의 산술 평균값
(A12) 횡단면의 페라이트의 면적 분율의 표준 편차
(A13) 횡단면의 페라이트 평균 입경비
(B1) 종단면의 마이크로 조직 관찰
(B11) 종단면의 페라이트의 면적 분율의 산술 평균값
(B12) 종단면의 페라이트의 면적 분율의 표준 편차
(B13) 종단면의 페라이트 평균 입경비
또한, 각 시험 번호의 강재에 대하여, 다음의 평가 시험을 실시하였다.
(C1) 피삭성 평가 시험
(C2) 굽힘 피로 강도 평가 시험
(C3) 면 피로 강도 평가 시험
(C4) 열처리 변형량 평가 시험
이하, 상세를 설명한다.
[(A1) 횡단면의 마이크로 조직 관찰]
각 시험 번호의 강재로부터, 각 횡단면 관찰 위치 C1 내지 C9를 포함하는 9개의 샘플을 채취하였다. 각 샘플의 표면 중, 횡단면 CS에 상당하는 표면을 관찰면으로 하였다. 관찰면에 있어서, 횡단면 관찰 위치를 포함하는 관찰 시야를 0.5㎜×1.0㎜로 하였다.
샘플의 관찰면을 연마한 후, 3％ 질산 알코올(나이탈 부식액)을 사용하여 관찰면을 에칭하였다. 에칭된 관찰면의 관찰 시야(0.5㎜×1.0㎜)를, 100배의 광학 현미경으로 관찰하였다. 관찰 시야에 있어서, 콘트라스트에 의해 상을 특정하였다.
관찰된 상을 표 3의 「횡단면」란의 「상」란에 나타낸다. 표 3의 「횡단면」란의 「상」란에 있어서, 모든 횡단면 관찰 위치에서의 마이크로 조직이, 페라이트를 함유하고, 잔부가 펄라이트 및／또는 베이나이트로 이루어지는 경우, 「○」을 나타낸다. 어느 시험 번호에 있어서도, 횡단면의 마이크로 조직은, 페라이트를 함유하고, 잔부는 펄라이트 및／또는 베이나이트였다.
[(A11) 횡단면의 페라이트의 면적 분율의 산술 평균값]
각 관찰 시야(각 횡단면 관찰 위치)에서의 페라이트의 면적(㎛2)을 구하였다. 페라이트의 면적과, 관찰 시야의 면적을 사용하여, 각 관찰 시야(각 횡단면 관찰 위치)에서의 페라이트의 면적 분율(％)을 구하였다.
9개의 관찰 시야(횡단면 관찰 위치)에서의 페라이트 면적 분율(％)의 산술 평균값을, 9개소의 횡단면 관찰 위치 C1 내지 C9에서의 페라이트의 면적 분율의 산술 평균값(％)으로 정의하였다. 얻어진 페라이트 면적 분율의 산술 평균값을, 표 3의 「횡단면」란의 「페라이트 면적 분율(％)」란에 나타낸다.
[(A12) 횡단면의 페라이트의 면적 분율의 표준 편차]
9개의 관찰 시야(횡단면 관찰 위치)에서의 페라이트 면적 분율(％)로부터, 9개소의 횡단면 관찰 위치 C1 내지 C9에서의 페라이트 면적 분율의 표준 편차(％)를 산출하였다. 얻어진 표준 편차를, 표 3의 「횡단면」란의 「페라이트 면적 분율의 표준 편차(％)」란에 나타낸다.
[(A13) 횡단면의 페라이트 평균 입경비]
또한, 상술한 각 관찰 시야(각 횡단면 관찰 위치 C1 내지 C9)에서 관찰된 각 페라이트 입자의 면적(㎛2)을 측정하였다. 각 횡단면 관찰 위치 C1 내지 C9에서, 각 페라이트 입자의 면적의 산술 평균값을 구하였다. 얻어진 면적의 산술 평균값의 원 상당 직경을, 각 횡단면 관찰 위치 C1 내지 C9에서의 페라이트의 평균 입경(㎛)으로 정의하였다.
9개소의 횡단면 관찰 위치 C1 내지 C9의 페라이트의 평균 입경을 구하였다. 그리고 이들 페라이트의 평균 입경 중, 페라이트의 최대의 평균 입경(㎛) 및 최소의 평균 입경(㎛)을 특정하였다. 특정된 최소의 평균 입경에 대한 최대의 평균 입경의 비(페라이트 평균 입경비)를 구하였다. 얻어진 페라이트 평균 입경비를, 표 3의 「횡단면」란의 「페라이트 입경비」란에 나타낸다.
[(B1) 종단면의 마이크로 조직의 관찰]
각 시험 번호의 강재로부터, 각 종단면 관찰 위치 L1 내지 L9를 포함하는 9개의 샘플을 채취하였다. 각 샘플의 표면 중, 종단면 LS에 상당하는 표면을 관찰면으로 하였다. 관찰면에 있어서, 종단면 관찰 위치를 포함하는 관찰 시야를 0.5㎜×1.0㎜로 하였다.
샘플의 관찰면을 연마한 후, 3％ 질산 알코올(나이탈 부식액)을 사용하여 관찰면을 에칭하였다. 에칭된 관찰면의 관찰 시야(0.5㎜×1.0㎜)를, 100배의 광학 현미경으로 관찰하였다. 관찰 시야에 있어서, 콘트라스트에 의해 상을 특정하였다.
관찰된 상을 표 3의 「종단면」란의 「상」란에 나타낸다. 표 3의 「종단면」란의 「상」란에 있어서, 모든 종단면 관찰 위치에서의 마이크로 조직이, 페라이트를 함유하고, 잔부가 펄라이트 및／또는 베이나이트로 이루어지는 경우, 「○」을 나타낸다. 어느 시험 번호에 있어서도, 종단면의 마이크로 조직은, 페라이트를 함유하고, 잔부는 펄라이트 및／또는 베이나이트였다.
[(B11) 종단면의 페라이트의 면적 분율의 산술 평균값]
각 관찰 시야(각 종단면 관찰 위치)에서의 페라이트의 면적(㎛2)을 구하였다. 페라이트의 면적과, 관찰 시야의 면적을 사용하여, 각 관찰 시야(각 종단면 관찰 위치)에서의 페라이트의 면적 분율(％)을 구하였다.
9개의 관찰 시야(종단면 관찰 위치)에서의 페라이트 면적 분율(％)의 산술 평균값을, 9개소의 종단면 관찰 위치 L1 내지 L9에서의 페라이트 면적 분율의 산술 평균값(％)으로 정의하였다. 얻어진 페라이트 면적 분율의 산술 평균값을, 표 3의 「종단면」란의 「페라이트 면적 분율(％)」란에 나타낸다.
[(B12) 종단면의 페라이트의 면적 분율의 표준 편차]
9개의 관찰 시야(종단면 관찰 위치)에서의 페라이트 면적 분율(％)로부터, 9개소의 종단면 관찰 위치 L1 내지 L9에서의 페라이트 면적 분율의 표준 편차(％)를 산출하였다. 얻어진 표준 편차를, 표 3의 「종단면」란의 「페라이트 면적 분율의 표준 편차(％)」란에 나타낸다.
[(B13) 종단면의 페라이트 평균 입경비]
또한, 상술한 각 관찰 시야(각 종단면 관찰 위치 L1 내지 L9)에서 관찰된 각 페라이트 입자의 면적(㎛2)을 측정하였다. 각 종단면 관찰 위치 L1 내지 L9에서, 각 페라이트 입자의 면적의 산술 평균값을 구하였다. 얻어진 면적의 산술 평균값의 원 상당 직경을, 각 종단면 관찰 위치 L1 내지 L9에서의 페라이트의 평균 입경(㎛)으로 정의하였다.
9개소의 종단면 관찰 위치 L1 내지 L9의 페라이트의 평균 입경을 구하였다. 그리고, 이들 페라이트의 평균 입경 중, 페라이트의 최대의 평균 입경(㎛) 및 최소의 평균 입경(㎛)을 특정하였다. 특정된 최소의 평균 입경에 대한 최대의 평균 입경의 비(페라이트 평균 입경비)를 구하였다. 얻어진 페라이트 평균 입경비를, 표 3의 「종단면」란의 「페라이트 입경비」란에 나타낸다.
[평가 시험]
[(C1) 피삭성 평가 시험]
피삭성 평가 시험을 다음의 방법으로 실시하였다. 직경 50㎜의 봉강에 대하여, 열간 단조를 모의한 열처리, 및 항온 어닐링 처리를 실시하였다. 구체적으로는, 봉강을 1200℃에서 가열하고, 1200℃에서 30분 유지하였다. 그 후, 봉강을 실온까지 방랭하였다. 또한, 950℃에서 가열하고, 950℃에서 1시간 유지하였다. 또한, 650℃에서 2시간 유지한 후, 실온까지 방랭하였다. 방랭 후의 봉강에 대하여, 기계 가공(절삭 가공)을 실시하여, 직경 45㎜, 길이 400㎜의 피삭성 평가용의 시험편을 제작하였다.
각 시험 번호의 시험편에 대하여, 외주 선삭 가공을 실시하여, 공구 수명을 평가하였다. 구체적으로는, 각 시험 번호의 시험편에 대하여, 다음의 조건에서 외주 선삭 가공을 실시하였다. 사용한 절삭 공구는, JIS B 4053(2013)에 규정된 P20에 상당하는 무코팅의 초경합금으로 하였다. 절삭 속도를 250m/분, 이송 속도를 0.35㎜/rev로 하고, 절입량을 1.0㎜로 하였다. 선삭 시에는, 수용성 절삭유를 사용하였다.
상술한 절삭 조건에서 20분간, 외주 선삭 가공을 실시하였다. 그 후, 절삭 공구의 플랭크면 마모량(㎜)을 측정하였다.
얻어진 플랭크면 마모량(㎜)을 표 3의 「마모량(㎜)」란에 나타낸다. 플랭크면 마모량(㎜)이 0.25㎜ 미만인 경우, 강재의 피삭성이 높다고 판단하였다. 얻어진 플랭크면 마모량(㎜)이 0.25㎜ 이상인 경우, 강재의 피삭성은 낮다고 판단하였다.
[(C2) 굽힘 피로 강도 평가 시험]
각 시험 번호의 강재(직경 50㎜의 봉강)로부터, 도 6에 도시하는 굽힘 피로 강도 평가를 위한 오노식 회전 굽힘 시험편의 중간품을 가공하였다. 도 6 중의 수치는, 치수(단위는 ㎜)를 나타낸다. 도 6 중의 「φ」는 직경을 의미한다. 「R1」은, 절결 바닥의 곡률 반경이 1㎜인 것을 의미한다.
구체적으로는, 각 시험 번호의 강재(직경 50㎜의 봉강)를, 가열 온도 1200℃, 유지 시간 30분의 조건에서 가열하였다. 그 후, 마무리 온도를 950℃ 이상으로 하여 열간 가공(열간 단조)하여, 직경 35㎜의 봉강을 제조하였다. 직경 35㎜의 봉강을 기계 가공(절삭 가공)하여, 오노식 회전 굽힘 시험편의 중간품을 가공하였다. 노치 저부에서의 중간품의 횡단면의 직경은 8㎜였다. 중간품에 대하여, 침탄 처리(가스 침탄 ??칭 및 템퍼링 또는 진공 침탄 ??칭 및 템퍼링)를 실시하여, 도 6에 도시하는 오노식 회전 굽힘 시험편을 제작하였다.
시험 번호 1의 시험편에 대하여, SCM420H의 화학 조성을 갖는 강에 일반적으로 사용되는 침탄 처리 방법의 하나인 가스 침탄 처리 및 템퍼링을 실시하였다.
한편, 시험 번호 2 내지 22의 시험편에 대하여, 진공 침탄 ??칭 및 템퍼링을 실시하였다. 실시한 가스 침탄 처리 및 진공 침탄 처리의 조건은, 이하와 같았다.
[가스 침탄 처리 및 템퍼링: 시험 번호 1]
도 7은, 가스 침탄 처리(가스 침탄 공정 및 ??칭 공정)의 히트 패턴의 일례를 도시하는 도면이다. 시험 번호 1의 시험편에 대해, 도 7에 도시하는 조건에서 가스 침탄 처리 및 템퍼링을 실시하였다. 가스 침탄 처리에서는, 가스 침탄 공정 S30과, ??칭 공정 S20을 실시하였다.
구체적으로는, 가스 침탄 공정 S30에서는, 시험편에 대해, 가열 공정 S0과, 침탄 공정 S2와, 확산 공정 S3을 실시하였다. 가열 공정 S0에서는, 시험 번호 1의 환봉을, 침탄 온도 Tc: 950℃로 가열하였다. 침탄 공정 S2에서는, 카본 포텐셜 Cp2가 0.80％의 분위기 중에서, 침탄 온도 Tc: 950℃, 유지 시간 t2: 240분으로 하였다.
확산 공정 S3에서는, 카본 포텐셜 Cp3이 0.80％의 분위기 중에서, 침탄 온도 Tc: 950℃, 유지 시간 t3: 60분으로 하였다.
확산 공정 S3 후, ??칭 공정 S20을 실시하였다. ??칭 공정 S20에서는, 균열 공정 S4를 실시하였다. 850℃까지 노냉한 후, 균열 공정 S4에서는, ??칭 온도 Ts: 850℃, 유지 시간 t4: 30분으로 하였다. 그 후, 130℃의 오일로 ??칭을 실시하였다.
??칭 후, 시험편에 대하여 템퍼링을 실시하였다. 템퍼링 온도는 180℃이고, 템퍼링 온도에서의 유지 시간은 120분이었다. 유지 시간 경과 후는 공랭하였다.
이상의 가스 침탄 방법에 의해, 강재(환봉)의 표면의 C 농도를 0.80질량％로 조정하였다.
[진공 침탄 ??칭 및 템퍼링]
시험 번호 2 내지 22의 시험편에 대해서는, 도 5에 도시하는 진공 침탄 처리 및 템퍼링을 실시하였다. 구체적으로는, 노 내의 압력을 10Pa 이하로 유지하였다. 가열 공정 S0에서는, 각 시험 번호의 환봉을, 침탄 온도 Tc: 950℃로 가열하였다. 가열 공정 S0 후, 균열 공정 S1을 실시하였다. 균열 공정 S1에서는, 침탄 온도 Tc: 950℃에서 강재(환봉)를 유지 시간 t1: 60분 유지하였다.
균열 공정 S1 후, 침탄 공정 S2를 실시하였다. 침탄 공정 S2에서는, 진공 침탄로 내에, 침탄 가스로서 아세틸렌을 공급하였다. 침탄 공정 S2에서의 침탄 가스압은, 1kPa 이하로 유지하였다. 침탄 공정 S2에서는, 침탄 온도 Tc: 950℃에서의 유지 시간 t2가 40분이었다. 확산 공정 S3에서의 침탄 가스압은 5hPa 이하로 유지하였다. 확산 공정 S3에서는, 침탄 온도 Tc: 950℃에서의 유지 시간 t3은 70분이었다.
확산 공정 S3 후의 균열 공정 S4에서는, 강재 온도를 850℃까지 노냉한 후, 시험편을 ??칭 온도 Ts: 850℃에서 유지 시간 t4: 30분 균열하였다. 그 후, 130℃의 오일로 ??칭을 실시하였다.
??칭 후, 시험편에 대하여 템퍼링을 실시하였다. 템퍼링 온도는 180℃이고, 템퍼링 온도에서의 유지 시간은 120분이었다. 유지 시간 경과 후는 공랭하였다.
이상의 진공 침탄 방법에 의해, 강재(환봉)의 표면의 C 농도를 0.80질량％로 조정하였다.
침탄 처리(가스 침탄 ??칭 및 템퍼링 또는 진공 침탄 ??칭 및 템퍼링) 후의 오노식 회전 굽힘 시험편을 사용하여, 오노식 회전 굽힘 피로 시험을 행하였다. 각 시험 번호마다 복수의 시험편을 준비하였다. 각 시험편마다 가하는 응력을 바꿔서 피로 시험을 실시하고, 1000만회(107회) 반복한 후, 파단되지 않은 가장 높은 응력을 굽힘 피로 강도(MPa)로 하였다. 오노식 회전 굽힘 피로 시험에서는, 회전 속도를 3000rpm으로 하고, 응력비를 등진동으로 하였다.
시험 번호 1의 강재를 사용한 시험편을 기준강으로 하였다. 각 시험 번호의 굽힘 피로 강도의, 기준강의 굽힘 피로 강도에 대한 비를 굽힘 피로 강도비로 정의하였다. 즉, 다음 식에 의해, 굽힘 피로 강도비(％)를 구하였다.
굽힘 피로 강도비(％)=(각 시험 번호의 굽힘 피로 강도(MPa)/기준강의 굽힘 피로 강도(MPa))×100
얻어진 굽힘 피로 강도비(％)를 표 3의 「굽힘 피로 강도비(％)」란에 나타낸다. 얻어진 굽힘 피로 강도비가 120％ 이상이면, 충분한 굽힘 피로 강도가 얻어진다고 판단하였다. 한편, 굽힘 피로 강도비가 120％ 미만이면, 굽힘 피로 강도가 낮다고 판단하였다.
[(C3) 면 피로 강도 평가 시험]
각 시험 번호의 강재(직경 50㎜의 봉강)로부터, 도 8에 도시하는 면 피로 강도 평가 시험을 위한 롤러 피칭 피로 시험용 시험편의 중간품을 가공하였다. 도 8 중의 수치는, 치수(단위는 ㎜)를 나타낸다. 도면 중의 「φ」는 직경을 의미한다.
구체적으로는, 각 시험 번호의 강재(직경 50㎜의 봉강)를, 가열 온도 1200℃, 유지 시간 30분의 조건에서 가열하였다. 그 후, 마무리 온도를 950℃ 이상으로 하여 열간 가공(열간 단조)하여, 직경 35㎜의 봉강을 제조하였다. 직경 35㎜의 봉강을 기계 가공(절삭 가공)하여, 롤러 피칭 피로 시험용 시험편의 중간품을 가공하였다. 시험 번호 1의 중간품에 대하여, 상술한 조건의 가스 침탄 처리 및 템퍼링을 실시하였다. 시험 번호 2 내지 22의 중간품에 대하여, 상술한 조건의 진공 침탄 처리 및 템퍼링을 실시하였다. 이상의 공정에 의해, 도 8에 도시하는 롤러 피칭 피로 시험용 시험편(소 롤러 시험편)을 제작하였다.
도 9는, 롤러 피칭 피로 시험의 모식도이다. 도 9에 도시한 바와 같이, 소 롤러 시험편(200)에 대 롤러 시험편(100)을 후술하는 면압으로 대고 누르면서 소 롤러 시험편(200)을 회전시켰다. 소 롤러 시험편(200)은 상기 시험편의 방법으로 제작한 롤러 피칭 피로 시험용 시험편이었다. 대 롤러 시험편은 도 10에 도시하는 형상을 가졌다. 도 10 중의 수치는, 치수(단위는 ㎜)를 나타낸다. 도면 중의 「R700」은 외주면의 곡률 반경이 700㎜였던 것을 나타낸다.
대 롤러 시험편(100)은 JIS G 4053(2016)에 규정된 SCM420H에 상당하는 화학 조성을 갖는 강을 사용하여, 기준강인 시험 번호 1의 소 롤러 시험편(200)과 동일한 조건의 가스 침탄 처리 후에 표면 연마한 것을 사용하였다. 대 롤러 시험편(100)의 직경은 130㎜였다.
롤러 피칭 피로 시험에서는, 소 롤러 시험편(200)에 다양한 헤르츠 응력의 면압으로 대 롤러 시험편(100)을 압박하였다. 접촉부에서의 양 롤러 시험편의 주속 방향을 동일 방향으로 하고, 미끄럼률을 -40％(소 롤러 시험편(200)보다도 대 롤러 시험편(100)의 쪽이 접촉부의 주속이 40％ 큼)로 하여 회전시켜서 시험을 행하였다. 상기 접촉부에 윤활유로서 공급하는 ATF(AT용 윤활유)의 유온은 90℃이고, 대 롤러 시험편(100)과 소 롤러 시험편(200)의 접촉 응력의 최대 면압은 4000MPa였다. 시험 중단 횟수를 2000만회(2.0×107회)로 하였다. 각 시험 번호당, 복수의 시험편에 대하여, 2.0×107회 반복한 후, 피칭이 발생하지 않은 가장 높은 응력을 면 피로 강도(MPa)로 하였다.
시험 번호 1의 강재를 사용한 시험편을 기준강으로 하였다. 각 시험 번호의 면 피로 강도의, 기준강의 면 피로 강도에 대한 비를 면 피로 강도비로 정의하였다. 즉, 다음 식에 의해, 면 피로 강도비(％)를 구하였다.
면 피로 강도비(％)=(각 시험 번호의 면 피로 강도(MPa)/기준강의 면 피로 강도(MPa))×100
얻어진 면 피로 강도비(％)를 표 3의 「면 피로 강도비(％)」란에 나타낸다. 얻어진 면 피로 강도비가 125％ 이상이면, 충분한 면 피로 강도가 얻어진다고 판단하였다. 한편, 면 피로 강도비가 125％ 미만이면, 면 피로 강도가 낮다고 판단하였다.
[(C4) 열처리 변형량 평가 시험]
각 시험 번호의 강재(직경 50㎜의 봉강)로부터, 도 11a에 도시하는 기어 모의 시험편을 제작하였다. 구체적으로는, 각 시험 번호의 강재(직경 50㎜의 봉강)를, 가열 온도 1200℃, 유지 시간 30분의 조건에서 가열하였다. 그 후, 마무리 온도를 950℃ 이상으로 하여 열간 가공(열간 단조)하여, 직경 35㎜의 봉강을 제조하였다. 직경 35㎜의 봉강을 기계 가공(절삭 가공)하여, 침탄 처리(가스 침탄 처리, 진공 침탄 처리) 전의 기어 모의 시험편을 제작하였다.
도 11a 중에서 「㎜」가 부수된 수치는, 치수(단위는 ㎜)를 나타낸다. 도면 중의 「φ」는 직경을 의미한다. 기어 모의 시험편은, 원뿔대 형상을 가졌다. 기어 모의 시험편은, 직경 22㎜의 원 형상의 상면과, 직경 34㎜의 원 형상의 하면을 구비하였다. 기어 모의 시험편은, 중심축 CL2를 포함하는 원기둥상의 관통 구멍 TH를 가졌다. 관통 구멍 TH의 직경(내경)은 15㎜이며, 관통 구멍 TH의 중심축은, 기어 모의 시험편의 중심축과 일치하였다.
제작한 침탄 처리 전의 기어 모의 시험편의 관통 구멍 TH의 길이 방향의 각 위치에서의 내경(직경)을, 3차원 측정기로 측정하였다. 3차원 측정기로서, 가부시키가이샤 미츠토요제의 CNC 삼차원 측정기(상품명: Crysta-Apex)를 사용하였다.
구체적으로는, 도 11b에 도시한 바와 같이, 관통 구멍 TH의 길이 방향의 상단으로부터 하단을 향하여, 상단으로부터 1.0 내지 16.0㎜의 범위에서는, 1.0㎜ 피치 위치에서 합계 16개의 내경을 측정하였다. 또한, 관통 구멍 TH의 길이 방향의 상단으로부터 하단을 향하여, 상단으로부터 0.5㎜ 위치, 및 상단으로부터 16.5㎜ 위치에서의 내경을 측정하였다. 즉, 관통 구멍 TH의 길이 방향의 18측정 위치에서, 관통 구멍 TH의 내경을 측정하였다. 또한, 각 측정 위치에서는, 중심축 CL2 둘레에 10° 피치로 합계 18개소(도 11b 중의 점 P1 내지 P18)의 내경을 측정하였다. 따라서, 관통 구멍 TH에 있어서, 18측정 위치×18개소=324점의 내경을 측정하였다.
상기 내경 측정 후의 기어 모의 시험편에 대하여, 상술한 침탄 처리 조건에서 침탄 처리(가스 침탄 ??칭 및 템퍼링, 또는 진공 침탄 ??칭 및 템퍼링)를 실시하여, 침탄 처리 후의 기어 모의 시험편을 제작하였다. 구체적으로는, 시험 번호 1의 기어 모의 시험편에 대하여, 상술한 조건의 가스 침탄 처리 및 템퍼링을 실시하였다. 시험 번호 2 내지 22의 기어 모의 시험편에 대하여, 상술한 조건의 진공 침탄 처리 및 템퍼링을 실시하였다. 침탄 처리 후의 각 시험 번호의 기어 모의 시험편에 대하여, 침탄 처리 전의 기어 모의 시험편의 관통 구멍 TH의 내경 측정 방법과 동일한 방법으로, 관통 구멍 TH의 내경을 측정하였다.
[열처리의 최대 변형량비]
관통 구멍 TH의 각 측정 위치의 각 점 P1 내지 P18에 있어서, 침탄 처리 전의 내경(㎛)으로부터 침탄 처리 후의 내경(㎛)을 감한 값을, 각 측정 위치의 각 점 P1 내지 P18에서의 열처리 변형량으로 하였다. 각 시험 번호에 있어서, 합계 324점의 측정 결과에 있어서의 최대의 열처리 변형량을 구하였다.
각 시험 번호의 최대의 열처리 변형량의, 기준강(시험 번호 1)의 최대의 열처리 변형량에 대한 비를 「최대 변형량비」로 정의하였다. 즉, 다음 식에 의해, 최대 변형량비(％)를 구하였다.
최대 변형량비(％)=(각 시험 번호의 최대의 열처리 변형량(㎜)/기준강의 최대의 열처리 변형량(㎜))×100
얻어진 최대 변형량비(％)를 표 3의 「최대 변형량비(％)」란에 나타낸다. 얻어진 최대 변형량비가 90％ 이하이면, 최대 변형량비가 작다고 판단하였다. 한편, 최대 변형량비가 90％를 초과하는 경우, 최대 변형량비가 크다고 판단하였다.
[열처리의 변형량 차비]
각 시험 번호에 있어서, 합계 324점의 측정 결과에 있어서의 최대의 열처리 변형량 및 최소의 열처리 변형량을 구하였다. 얻어진 최대의 열처리 변형량으로부터 최소의 열처리 변형량을 감한 값을 변형량 차(㎛)로 정의하였다.
각 시험 번호의 변형량 차의, 기준강(시험 번호 1)의 변형량 차에 대한 비를 변형량 차비로 정의하였다. 즉, 다음 식에 의해, 변형량 차비를 구하였다.
변형량 차비(％)=(각 시험 번호의 변형량 차(㎛)/기준강의 변형량 차(㎛))×100
얻어진 변형량 차비(％)를 표 3의 「변형량 차비(％)」란에 나타낸다. 얻어진 변형량 차비가 90％ 이하이면, 변형량 차비가 작다고 판단하였다. 한편, 변형량 차비가 90％를 초과하는 경우, 변형량 차비가 크다고 판단하였다.
최대 변형량비 및 변형량 차비가 모두 90％ 이하이면, 열처리 변형을 삼차원적으로 충분히 억제할 수 있다고 판단하였다. 최대 변형량비 및／또는 변형량 차비가 90％를 초과하는 경우, 열처리 변형을 충분히 억제할 수 없다고 판단하였다.
[시험 결과]
표 3에 시험 결과를 나타낸다. 표 3을 참조하여, 시험 번호 4 내지 6의 강재에서는, 화학 조성 중의 각 원소 함유량은 적절하며, F1 및 F2가 식 (1) 및 식 (2)를 충족하였다. 또한, 시험 번호 4 내지 6의 강재는, 제조 조건도 적절하였다. 그 때문에, 강재의 마이크로 조직이 적절하였다. 구체적으로는, 시험 번호 4 내지 6의 횡단면의 마이크로 조직은, 페라이트를 함유하고, 잔부가 펄라이트 및／또는 베이나이트로 이루어지는 조직이었다. 또한, 페라이트의 면적 분율의 산술 평균값은 50 내지 70％이며, 페라이트 면적 분율의 표준 편차는 4.0％ 이하이며, 페라이트 평균 입경비는 2.00 이하였다. 또한, 시험 번호 4 내지 6의 종단면의 마이크로 조직은, 페라이트를 함유하고, 잔부가 펄라이트 및／또는 베이나이트로 이루어지는 조직이었다. 또한, 페라이트의 면적 분율의 산술 평균값은 50 내지 70％이며, 페라이트의 면적 분율의 표준 편차는 4.0％ 이하이며, 페라이트 평균 입경비는 2.00 이하였다.
그 때문에, 피삭성 평가 시험에 있어서, 플랭크면 마모량이 0.25㎜ 미만이며, 피삭성이 높았다. 또한, 굽힘 피로 강도비가 120％ 이상이고, 면 피로 강도비가 125％ 이상이며, 굽힘 피로 강도 및 면 피로 강도가 모두 우수하였다. 또한, 열처리에 있어서의 최대 변형량비 및 변형량 차비가 90％ 이하이며, 열처리 변형이 삼차원적으로 충분히 억제되어 있었다.
한편, 시험 번호 2 및 3에서는, 분괴 압연 공정의 유지 시간이 10시간 미만이었다. 그 때문에, 횡단면 및 종단면의 강재의 페라이트의 면적 분율의 표준 편차가 4.0％를 초과하였다. 그 결과, 열처리에 있어서의 변형량 차비가 90％를 초과하여, 열처리 변형이 충분히 억제되지 않았다.
시험 번호 7 및 8에서는, 분괴 압연 공정의 가열 온도가 너무 낮았다. 그 때문에, 횡단면 및 종단면의 페라이트의 면적 분율의 표준 편차가 4.0％를 초과하였다. 그 결과, 열처리에 있어서의 변형량 차비가 90％를 초과하여, 열처리 변형이 충분히 억제되지 않았다.
시험 번호 9 및 10에서는, 마무리 압연 공정의 가열 온도가 너무 낮았다. 그 때문에, 횡단면 및 종단면의 페라이트 평균 입경비가 2.00을 초과하였다. 그 결과, 열처리에 있어서의 변형량 차비가 90％를 초과하여, 열처리 변형이 충분히 억제되지 않았다.
시험 번호 11 및 12에서는, 마무리 압연 공정의 유지 시간이 너무 짧았다. 그 때문에, 횡단면 및 종단면의 페라이트 평균 입경비가 2.00을 초과하였다. 그 결과, 열처리에 있어서의 변형량 차비가 90％를 초과하여, 열처리 변형이 충분히 억제되지 않았다.
시험 번호 13 및 14에서는, 마무리 압연 공정의 마무리 온도가 너무 높았다. 그 때문에, 횡단면 및 종단면의 페라이트 평균 입경비가 2.00을 초과하였다. 그 결과, 열처리에 있어서의 변형량 차비가 90％를 초과하여, 열처리 변형이 충분히 억제되지 않았다.
시험 번호 15 및 16에서는, 마무리 압연 공정의 마무리 온도가 너무 낮았다. 그 때문에, 횡단면 및 종단면의 페라이트 평균 입경비가 2.00을 초과하였다. 그 결과, 열처리에 있어서의 변형량 차비가 90％를 초과하여, 열처리 변형이 충분히 억제되지 않았다.
시험 번호 17 및 18에서는, 냉각 공정의 냉각 속도가 너무 느렸다. 그 때문에, 횡단면 및 종단면의 페라이트의 면적 분율의 산술 평균값이 70％를 초과하였다. 그 때문에, 열처리에 있어서의 변형량 차비가 90％를 초과하여, 열처리 변형이 충분히 억제되지 않았다.
시험 번호 19 및 20에서는, 냉각 공정의 냉각 속도가 너무 빨랐다. 그 때문에, 횡단면 및 종단면의 페라이트의 면적 분율의 산술 평균값이 50％ 미만이었다. 그 때문에, 플랭크면 마모량이 0.25㎜ 이상이었다. 그 결과, 강재의 피삭성이 낮았다.
시험 번호 21 및 22에서는, 온도 유지 공정의 냉각 속도가 너무 빨랐다. 그 때문에, 종단면의 마이크로 조직에 있어서, 페라이트 평균 입경비가 2.00을 초과하였다. 그 때문에, 열처리에 있어서의 변형량 차비가 90％를 초과하여, 열처리 변형이 충분히 억제되지 않았다.
실시예 2
실시예 1과 마찬가지로, 표 4에 나타내는 화학 조성을 갖는 강재를 준비하였다.
Figure pct00004
다음의 방법에 의해, 강재를 제조하였다. 용강에 대하여, 표 2의 제조 조건 b를 사용하여, 실시예 1과 마찬가지로, 표 5에 나타내는 시험 번호 1 내지 35의 강재(봉강)를 제조하였다.
Figure pct00005
[평가 시험]
이상의 제조 공정에서 제조된 강재(봉강)에 대하여, 실시예 1과 동일한 방법으로, 실시예 1과 동일한 측정 및 평가 시험을 실시하였다. 또한, (C2) 굽힘 피로 강도 평가 시험, (C3) 면 피로 강도 평가 시험, 및 (C4) 열처리 변형량 평가 시험에서는, 기준강으로서, 표 1의 시험 번호 1의 강재를 사용하였다.
[시험 결과]
표 5에 시험 결과를 나타낸다. 표 5를 참조하여, 시험 번호 1 내지 18의 강재의 화학 조성에 있어서, 각 원소 함유량은 적절하며, F1이 식 (1)을 충족하고, F2가 식 (2)를 충족하였다. 또한, 시험 번호 1 내지 18의 강재는, 제조 조건도 적절하였다. 그 때문에, 강재의 마이크로 조직이 적절하였다. 구체적으로는, 시험 번호 1 내지 18의 횡단면의 마이크로 조직은, 페라이트, 펄라이트 및／또는 베이나이트로 이루어지고, 페라이트의 면적 분율의 산술 평균값은 50 내지 70％이며, 페라이트의 면적 분율의 표준 편차는 4.0％ 이하이며, 페라이트 평균 입경비는 2.00 이하였다. 시험 번호 1 내지 18의 종단면의 마이크로 조직은, 페라이트, 펄라이트 및／또는 베이나이트로 이루어지고, 페라이트의 면적 분율의 산술 평균값은 50 내지 70％이며, 페라이트의 면적 분율의 표준 편차는 4.0％ 이하이며, 페라이트 평균 입경비는 2.00 이하였다. 그 때문에, 플랭크면 마모량이 0.25㎜ 미만이며, 피삭성이 높았다. 또한, 굽힘 피로 강도비가 120％ 이상이며, 면 피로 강도비가 125％ 이상이며, 굽힘 피로 강도 및 면 피로 강도가 모두 우수하였다. 또한, 열처리에 있어서의 최대 변형량비 및 변형량 차비가 90％ 이하이며, 열처리 변형이 충분히 억제되어 있었다.
한편, 시험 번호 19 내지 23에서는, F2가 너무 높았다. 그 때문에, 열처리에 있어서의 최대 변형량비가 90％를 초과하여, 열처리 변형이 충분히 억제되지 않았다.
시험 번호 24 및 25에서는, F1이 너무 낮았다. 그 때문에, 굽힘 피로 강도비가 120％ 미만이며, 굽힘 피로 강도가 낮았다.
시험 번호 26은, C 함유량이 너무 높았다. 그 때문에, 플랭크면 마모량이 0.25㎜ 이상이며, 피삭성이 낮았다.
시험 번호 27은 Si 함유량이 너무 낮았다. 그 때문에, F1이 식 (1)을 충족하지 않았다. 그 때문에, 굽힘 피로 강도비가 120％ 미만이고, 면 피로 강도비가 125％ 미만이었다. 그 결과, 굽힘 피로 강도 및 면 피로 강도가 낮았다.
시험 번호 28은, Si 및 Mn 함유량이 너무 낮았다. 그 때문에, 굽힘 피로 강도비가 120％ 미만이고, 면 피로 강도비가 125％ 미만이었다. 그 결과, 굽힘 피로 강도 및 면 피로 강도가 모두 불충분하였다.
시험 번호 29는, Si 함유량이 너무 높았다. 그 때문에, 플랭크면 마모량이 0.25㎜ 이상이며, 피삭성이 낮았다.
시험 번호 30은, Mn 함유량이 너무 낮았다. 그 때문에, 굽힘 피로 강도비가 120％ 미만이고, 면 피로 강도비가 125％ 미만이었다. 그 결과, 굽힘 피로 강도 및 면 피로 강도가 낮았다.
시험 번호 31은, Mn 함유량이 너무 높았다. 그 때문에, 플랭크면 마모량이 0.25㎜ 이상이며, 피삭성이 낮았다. 또한, F1이 식 (1)을 충족하지 않았다. 그 때문에, 굽힘 피로 강도비가 120％ 미만이며, 굽힘 피로 강도가 불충분하였다.
시험 번호 32는, Mn 함유량이 너무 높았다. 그 때문에, 플랭크면 마모량이 0.25㎜ 이상이며, 피삭성이 낮았다.
시험 번호 33은, Cr 함유량이 너무 높았다. 그 때문에, 굽힘 피로 강도비가 120％ 미만이며, 굽힘 피로 강도가 낮았다.
시험 번호 34는, Mo 함유량이 너무 높았다. 그 때문에, 플랭크면 마모량이 0.25㎜ 이상이며, 피삭성이 낮았다.
시험 번호 35는, Nb 함유량이 너무 높았다. 그 때문에, 굽힘 피로 강도비가 120％ 미만이며, 굽힘 피로 강도가 낮았다.
이상, 본 개시의 실시 형태를 설명하였다. 그러나, 상술한 실시 형태는 본 개시를 실시하기 위한 예시에 지나지 않는다. 따라서, 본 개시는 상술한 실시 형태에 한정되지 않고, 그 취지를 일탈하지 않는 범위 내에서 상술한 실시 형태를 적절히 변경하여 실시할 수 있다.

Claims (2)

  1. 강재이며,
    화학 조성이, 질량％로,
    C: 0.18 내지 0.25％,
    Si: 0.70 내지 2.00％,
    Mn: 0.70 내지 1.50％,
    S: 0.005 내지 0.050％,
    N: 0.0050 내지 0.0200％,
    Al: 0.001 내지 0.100％,
    O: 0.0050％ 이하, 및
    P: 0.030％ 이하를 함유하고,
    잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지고, 또한, 식 (1) 및 식 (2)를 충족하고,
    상기 강재의 길이 방향에 수직인 단면이며 반경 R의 원 형상인 횡단면에 있어서,
    상기 횡단면의 중심 위치, 및 상기 횡단면의 중심으로부터 직경 방향으로 R/2의 위치이며 상기 횡단면의 중심 둘레에 45° 피치로 배치되는 8개소의 상기 R/2 위치를, 9개소의 횡단면 관찰 위치로 정의했을 때,
    상기 각 횡단면 관찰 위치에서의 마이크로 조직은, 페라이트를 함유하고, 잔부는 펄라이트 및／또는 베이나이트로 이루어지고,
    상기 9개소의 횡단면 관찰 위치에서의 페라이트의 면적 분율의 산술 평균값은 50 내지 70％이며, 또한, 상기 페라이트의 면적 분율의 표준 편차는 4.0％ 이하이고,
    상기 9개소의 횡단면 관찰 위치에서의 페라이트의 평균 입경 중, 최소의 평균 입경에 대한 최대의 평균 입경의 비가 2.00 이하이고,
    상기 강재의 길이 방향에 평행한 단면이며 상기 강재의 중심축을 포함하는 종단면에 있어서,
    상기 중심축 상에 R/2 피치로 배치되는 3개소의 중심축 위치, 및 상기 각 중심축 위치로부터 상기 직경 방향으로 R/2의 위치에 배치되는 6개소의 상기 R/2 위치를, 9개소의 종단면 관찰 위치로 정의했을 때,
    상기 각 종단면 관찰 위치에서의 마이크로 조직은, 페라이트를 함유하고, 잔부는 펄라이트 및／또는 베이나이트로 이루어지고,
    상기 9개소의 종단면 관찰 위치에서의 페라이트의 면적 분율의 산술 평균값은 50 내지 70％이며, 또한, 상기 페라이트의 면적 분율의 표준 편차는 4.0％ 이하이고,
    상기 9개소의 종단면 관찰 위치에서의 페라이트의 평균 입경 중, 최소의 평균 입경에 대한 최대의 평균 입경의 비가 2.00 이하인,
    강재.
    Si/Mn≥1.00 (1)
    1-(0.5C+0.03Si+0.06Mn+0.01Cr+0.05Mo)<0.800 (2)
    여기서, 식 (1) 및 식 (2) 중의 각 원소 기호에는, 대응하는 원소의 함유량(질량％)이 대입된다. 대응하는 원소가 함유되어 있지 않은 경우, 그 원소 기호에는 「0」이 대입된다.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 화학 조성은 또한, 상기 Fe의 일부 대신에,
    Mo: 0.50％ 이하,
    Nb: 0.050％ 이하,
    Cr: 0.60％ 이하,
    Ti: 0.020％ 이하,
    Cu: 0.50％ 이하,
    Ni: 0.80％ 이하,
    V: 0.30％ 이하,
    Mg: 0.0035％ 이하,
    Ca: 0.0030％ 이하, 및
    희토류 원소: 0.0050％ 이하로 이루어지는 군에서 선택되는 1 원소 이상을 함유하는,
    강재.
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