JP2004137537A

JP2004137537A - High-strength high-workability induction hardened steel

Info

Publication number: JP2004137537A
Application number: JP2002302246A
Authority: JP
Inventors: Takayuki Katsura; 桂　隆之
Original assignee: Sanyo Special Steel Co Ltd
Current assignee: Sanyo Special Steel Co Ltd
Priority date: 2002-10-16
Filing date: 2002-10-16
Publication date: 2004-05-13

Abstract

<P>PROBLEM TO BE SOLVED: To provide steel products which are improved in the fatigue strength of non-hardened portions and the rolling strength, pitting resistant strength, wear resistance, fatigue strength, etc., of hardened portions while minimizing the hardness increase of after forging and assuring machinability and cold workability. <P>SOLUTION: The high-strength high-workability induction hardened steel which is steel containing, by mass %, 0.5 to 0.7% C, 0.5 to 1.0% Si, 0.5 to 1.0% Mn, ≤0.4% Cr, ≤0.035% S, 0.01 to 0.15% V, > 0.015 to <0.050% Al, and >0.010 to <0.025% N, and consisting of the balance Fe and inevitable impurities, is used by induction hardening part of components after forging and has the excellent machinability within a range from 0.5 to 0.7% C. <P>COPYRIGHT: (C)2004,JPO

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、等速ジョイント、ハブユニット等、鋼材を鍛造成形した後、部品の一部を高周波焼入れして用いられる鋼に関する。
【０００２】
【従来の技術】
例えば、等速ジョイント、ハブユニット等の部品は、鋼材を冷間鍛造、温間鍛造あるいは熱間鍛造またはこれらの組み合わせにて成形し、特に強度の必要な部分には高周波焼入れしている。このような用途には、ＪＩＳ−Ｓ５３Ｃ（非特許文献１参照）、ＳＡＥ１０５５（非特許文献２参照）、ＳＡＥ１０７０（非特許文献３参照）等の鋼材が主に用いられている。
【０００３】
しかし、近年の使用環境の過酷化、あるいは軽量化を目指した小型化、薄肉化のため、従来の焼入れ硬化部は一層の耐転がり強度、耐摩耗性、疲労強度が求められるだけでなく、従来では鍛造上がりの強度で十分であった非硬化部の疲労強度向上も求められるようになっている。また、これらの部品は鍛造後に切削加工を受ける部位が多く、近年ますます強くなる加工コスト低減の要求から、被削性の向上も強く求められる。
【０００４】
このような要求に対し、Ｃ、Ｓｉ、Ｃｒの増量や、Ｍｏ等の添加により、焼入れ部に求められる特性を向上させるとともに、非硬化部の硬度上昇により、非硬化部の疲労強度を上昇させる対策が考えられる。しかしながら、これらの部品は鍛造後に切削加工を受け、冷間加工を受ける場合もあることから、いたずらに非硬化部の硬度を上げることは切削加工、冷間加工で不利となるだけでなく、Ｃｒ、Ｍｏの添加は素材費の上昇にもつながる。また、非硬化部の疲労強度向上に対しては、疲労強度不足部に焼入れを行う対策が考えられるが、部品製造工程数の増加につながり、製造コストが上昇するという問題点がある。したがって、鍛造上がりの硬さの上昇をできるだけ抑えて非硬化部の被削性、冷間加工性を確保しながら、非硬化部の疲労強度上昇および硬化部の要求特性向上を同時に達成することが、これらの部品に使用される材料の課題となる。
【０００５】
【特許文献１】
特開２００２−２２６９３８
【非特許文献１】
ＪＩＳ　Ｇ　４０５１、機械構造用炭素鋼鋼材、Ｓ５３Ｃ
【非特許文献２】
ＳＡＥ　Ｎｏ．１０５５（自動車技術者協会規格、アメリカ）
【非特許文献３】
ＳＡＥ　Ｎｏ．１０７０（自動車技術者協会規格、アメリカ）
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記の課題を解決するためのものであり、鍛造上がりの硬さ上昇を最小限に抑え、被削性、冷間加工性を確保しながら、非硬化部の疲労強度、硬化部の耐転がり強度、耐ピッチング強度、耐摩耗性、疲労強度等を向上させた鋼材を提供することを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明の上記課題を解決するための手段は、請求項１の発明では、質量％で、Ｃ：０．５〜０．７％、Ｓｉ：０．５〜１．０％、Ｍｎ：０．５〜１．０％、Ｃｒ：０．４％以下、Ｓ：０．０３５％以下、Ｖ：０．０１〜０．１５％、Ａｌ：０．０１５超〜０．０５０％未満、Ｎ：０．０１０超〜０．０２５％未満を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、鍛造後に部品の一部を高周波焼入れして使用することを特徴とする被削性に優れた高強度高加工性高周波焼入用鋼である。
【０００８】
なお、請求項１の手段において、鋼成分のＣ量およびＳｉ量は、さらに減縮して、望ましい範囲として、Ｃ：０．５〜０．６％、Ｓｉ：０．７〜０．９％とする。
【０００９】
請求項２の発明では、請求項１の手段の高強度高加工性高周波焼入用鋼において、炭素当量式を（１）式で表すとき、炭素当量：Ｃ_ｅｑは（２）式を満足することを特徴とする高強度高加工性高周波焼入用鋼である。
【００１０】
【数４】
Ｃ_ｅｑ＝Ｃ％＋１／７Ｓｉ％＋１／５Ｍｎ％＋１／９Ｃｒ％−５／７Ｓ％＋Ｖ％　　　　（１）
【００１１】
【数５】
０．７５≦Ｃ_ｅｑ≦０．９０　　　　　　　（２）
【００１２】
請求項３の発明では、請求項１の手段の高強度高加工性高周波焼入用鋼において、（３）式を満足することを特徴とする高強度高加工性高周波焼入用鋼である。
【００１３】
【数６】
０．０１３≦０．３４Ａｌ％＋０．６６Ｎ％≦０．０３０　　　（３）
【００１４】
本発明における鋼成分の限定理由を説明する。なお、％は質量％で示す。
【００１５】
Ｃ：０．５〜０．７％、望ましくは０．５〜０．６％
Ｃは、焼入性を確保するための元素で、通常の高周波焼入れ焼戻しにより硬さ６０ＨＲＣ以上を確保するために、Ｃ量の下限を０．５％とする。また、０．７％を超えると、焼入れ時に残留オーステナイトが多く発生するようになり、硬さに対するＣ増量の効果が小さくなる。さらに、組織的には非焼入れ部の初析フェライト量が消滅し、被削性が大きく低下する。そこでＣ：０．５〜０．７％とする。ところで、特に高い硬さが要求される場合を除いては、初析フェライトを十分に残し、狙いの炭素当量：Ｃ_ｅｑに対し、他の合金元素添加の余地を残すため、０．５〜０．６％が望ましい。
【００１６】
Ｓｉ：０．５〜１．０％、望ましくは０．７〜０．９％
Ｓｉ量は本発明において最も重要な役割を果たすもので、非硬化部の硬さの上昇を最小限に抑えながら、疲労強度、被削性を向上させ、さらに硬化部の耐転がり強度、耐ピッチング強度、耐摩耗性、疲労強度の向上に寄与する。硬化部の耐転がり強度、耐ピッチング強度、耐摩耗性、疲労強度に対しては０．５％以上で効果があり、１．０％を超えると効果は飽和する。そこでＳｉ：０．５〜１．０％とする。ただし、被削性に関しては、０．７〜０．９％が最も優れるので、望ましくは０．７〜０．９％とする。
【００１７】
Ｍｎ：０．５〜１．０％、望ましくは０．６〜１．０％
Ｍｎ量を低下させると、高周波焼入れの短時間加熱によるオーステナイト化が不十分となり、十分な焼入れ硬さが得られない。本発明鋼の範囲では０．５％以上が最低限必要となる。０．６％以上が望ましい。また、Ｍｎの増量は非硬化部の疲労強度を向上させるが、初析フェライトを減少させ、被削性を著しく低下させるため、１．０％を上限とする。そこでＭｎ：０．５〜１．０％、望ましくは０．６〜１．０％とする。
【００１８】
Ｓ：０．０３５％以下
Ｓは被削性を向上させる元素で、添加量を増やすと被削性には有利であるが、非金属介在物であるＭｎＳを生成するため、耐転がり強度を低下する。したがって、耐転がり強度への影響が見られない０．０３５％を上限とする。
【００１９】
Ｃｒ：０．４％以下
Ｃｒは、焼入れ性、鍛造硬さを調整するために添加量を調整して添加すればよいが、セメンタイト中に濃縮し、焼入れ前の加熱の際、炭素のマトリックスへの固溶を阻害する。高周波焼入れの短時間加熱ではこれが問題となるため、０．４％以下とする。
【００２０】
Ｖ：０．０１〜０．１５％
ＶはＳｉと並んで、本発明において重要な役割を果たし、非硬化部の疲労強度の向上と被削性の向上に寄与する元素である。Ｖ添加により、組織中の最弱部である初析フェライトがＶＣの析出硬化により強化され、疲労強度が向上する。また、Ｖ添加より生成するＶＮを核として初析フェライトが安定して球状に析出し、被削性を大幅に向上させる。Ｃ：０．５％以下ではＶの添加にかかわらず、初析フェライトが層状であっても十分な量析出するため、Ｖ添加による被削性向上効果はほとんど無い。一方、Ｃ：０．７％以上ではＶを添加しても初析フェライトがほとんど析出しないため、被削性向上効果は無い。層状の初析フェライトがわずかに析出し、被削性に対して不十分な領域であるＣ：０．５〜０．７％の範囲においてのみ、Ｖを添加し、球状の初析フェライトを安定的に析出させることで被削性を向上させることができる。Ｖ：０．０１％未満ではその効果が飽和するので、Ｖ：０．１５％を超えてもその効果は変わらないので、Ｖ：０．０１〜０．１５％とする。
【００２１】
Ａｌ：０．０１５超〜０．０５０％未満
ＡｌはＮと化合して、ＡｌＮとして鋼中に析出する。温間あるいは熱間鍛造時において、このＡｌＮのピンニング効果により結晶粒の粗大化が防止できる。Ａｌ：０．０１５％以下ではその効果が十分には得られず、Ａｌ：０．０５０％以上では靱性を劣化させるので、Ａｌ：０．０１５超〜０．０５０％未満とする。
【００２２】
Ｎ：０．０１０超〜０．０２５％未満
ＮはＡｌと化合して、ＡｌＮとして鋼中に析出する。温間あるいは熱間鍛造時において、このＡｌＮのピンニング効果により結晶粒の粗大化が防止できる。Ｎ：０．０１０％以下ではその効果が十分には得られず、Ｎ：０．０２５％以上ではその効果が飽和するので、Ｎ：０．０１０超〜０．０２５％未満とする。
【００２３】
０．７５≦Ｃ_ｅｑ≦０．９０とする理由
熱間鍛造、温間鍛造の硬さは、炭素当量：Ｃ_ｅｑで予測できる。鍛造後の硬さは高いほど疲労強度には有利であるが、加工に対しては不利となる。本発明鋼の範囲付近で、炭素当量と熱間鍛造硬さの関係を実験にて確認したところ、図９に示すような関係が得られた。炭素当量を０．７５≦Ｃ_ｅｑ≦０．９０とすることで、非焼入れ部の疲労強度と通常の加工方法による加工性が両立できる１９．５〜２６．５ＨＲＣとなる。したがって、この炭素当量：Ｃ_ｅｑの範囲の成分とすることで、加工性と疲労強度が両立する鋼を確実に得ることができ、特に加工工程中に熱間鍛造を含む場合には、この範囲となることが多い。
【００２４】
０．０１３≦０．３４Ａｌ％＋０．６６Ｎ％≦０．０３０とする理由
温間鍛造時あるいは熱間鍛造時において、上記の式の範囲とすることでＡｌＮのピンニング効果により結晶粒の粗大化が抑制できる。この鍛造時に析出しているＡｌＮ量が多いほど、結晶粒は小さくなる。結晶粒微細化により非硬化部の疲労強度、及び加工性を向上させることが可能である。鍛造時に析出しているＡｌＮ量は０．３４Ａｌ％＋０．６６Ｎ％から求めることができる。これが０．０１３未満では結晶粒粗大化抑制効果がほとんどなく、０．０３０を超えるものではその効果が飽和するので、０．３４Ａｌ％＋０．６６Ｎ％の値を０．０１３〜０．０３０とする。
【００２５】
【発明の実施の形態】
以下に本発明の実施の形態を実施例を通じて説明する。１００ｋｇ真空誘導炉（ＶＩＭ）にて下記の表１、表２、表３に示す成分の供試鋼を溶製する。なお、表１〜表３の供試鋼の化学成分におけるＰ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｏは不純物として不可避的に含有されるものである。得られた鋼を熱間鍛造により所定の寸法に鍛伸し、旋削加工にてそれぞれ実施例の試験片に加工する。
【００２６】
【実施例】
上記の供試鋼において、表１のヒート１〜１０の１０種は図１に示すＣ量における評価に使用の供試鋼で、ヒート８、ヒート９、ヒート１０は本発明の望ましいＣ量の範囲から外れるものである。さらに表１のヒート１１〜２３の１３種は図２、図３、図４に示すＳｉ量における評価に使用の供試鋼で、ヒート１１〜１６は本発明のＳｉ量の範囲より少なく、ヒート２２および２３は本発明のＳｉ量の範囲より多く外れるものを示す。
【００２７】
【表１】

【００２８】
さらに、表２のヒート２４〜３５の１２種は図５、図６、図７に示すＭｎ量における評価に使用の供試鋼で、ヒート２４〜２６は本発明のＭｎ量の範囲より少なく、ヒート３３〜３５は本発明のＭｎ量の範囲より多く外れるものである。さらに、表２のヒート３６〜４３の８種は図８のＳ量における評価に使用の供試鋼でヒート４２および４３は本発明のＳ量の範囲より多く外れるものである。
【００２９】
【表２】

【００３０】
さらに、表３のヒート４４〜５１の８種は図９、図１０に示すＶ量における評価に使用の供試鋼である。ヒート４４は本発明のＶ量の範囲より少なく、ヒート５０および５１は本発明のＶ量の範囲より多く外れるものである。さらに、表３のヒート５２〜６２の１１種は図１１、１２における評価に使用の供試鋼で、ヒート５２〜５４はＡｌ、Ｎ量のいずれかが本発明のＡｌ、Ｎ量の範囲より少なく外れるもので、ヒート６１および６２はＡｌ、Ｎ量のいずれかが本発明のＡｌ、Ｎ量の範囲より多く外れるものである。
【００３１】
【表３】

【００３２】
以上の各ヒートの供試鋼におけるそれぞれの試験片を作製して以下の試験を行い、それぞれの結果を各図に示す。
【００３３】
▲１▼被削性（ドリル寿命試験）
φ３０ｍｍの熱間鍛造材をフライス盤にて２４×１８×３００ｍｍの角材に加工し、ドリル穿孔試験を行い、ドリル寿命までの穿孔数で被削性を評価した。試験条件は各図に示すように、ドリル径：φ５ｍｍ、ドリル材質：ＳＫＨ５１、切削速度：２０ｍ／ｍｉｎ、送り：０．２ｍｍ／ｒｅｖ、切削油：なし（乾式）、穿孔深度：１５ｍｍ、評価方法：穿孔不能までの穴数である。
図１に見られるように、Ｃ量の上昇につれて被削性は低下し、０．６％を超えると急激に低下する。
図４に見られるように、Ｓｉ量は１％以下では被削性への影響は小さいが、０．７〜０．９％が最も優れる。１％を超えると被削性は急激に低下する。
図７に見られるように、Ｍｎ量の増加とともに被削性は低下する。１％を超えると特に低下が著しい。
図１０に見られるように、Ｖを添加することにより被削性は向上する。ただし、０．１５％を超えると被削性は低下する。
図１２に見られるように、Ａｌ、Ｎ量の増加と共に被削性は向上する。ただし、０．３４Ａｌ％＋０．６６Ｎ％＝０．０３０程度でその効果は飽和する。
【００３４】
▲２▼疲労試験（回転曲げ疲労試験）
φ２０ｍｍの熱間鍛造材を旋削にて試験部φ８ｍｍの回転曲げ疲労試験片に加工し、回転曲げ疲労試験を行い疲労強度で評価した。
図２に見られるように、Ｓｉ量の増加とともに疲労強度は向上する。
図５に見られるように、Ｍｎ量の増加とともに疲労強度は向上する。
図９に見られるように、Ｖ量の増加とともに疲労強度は向上する。
さらに図１１に見られるようにＡｌ、Ｎ量の増加とともに疲労強度は向上する。
【００３５】
▲３▼転がり寿命試験（ラジアル荷重）
φ２０ｍｍの鍛造材よりφ１２ｍｍ×２２ｍｍの試験片を旋削により加工し、高周波焼入れ焼戻し後、表面研磨して転がり寿命試験を、図３に示すように、Ｐｍａｘ：５８８０ＭＰａ、荷重：ラジアル方向、温度：室温の各条件にて行い、Ｌ_１０寿命で評価した。図３に示すように、Ｓｉ量増加とともに転がり寿命は向上するが、０．５％以上で効果が大きい。
【００３６】
▲４▼転がり寿命試験（スラスト荷重）
φ６５ｍｍの鍛造材よりφ６０×７．２ｍｍの試験片を旋削により加工し、高周波焼入れ焼戻し後、表面研磨して転がり寿命試験を、図８に示すように、Ｐｍａｘ＝５２９２ＭＰａ、荷重：スラスト方向、温度：室温の条件で行い、Ｌ_１０寿命で評価した。図８に示すように、Ｓ量が、０．０３５％を超えると転がり寿命は低下し始める。
【００３７】
▲５▼短時間加熱焼入れ試験
φ３０ｍｍの熱間鍛造材からφ３×１０ｍｍを切り出し、１０００℃−１ｓｅｃにて加熱後、ヘリウムガスにより急冷し、焼入れ硬さを測定した。図６に見られるように、Ｍｎ量０．４％未満では、十分にオーステナイト化せず、硬さが不十分であった。
【００３８】
【発明の効果】
以上に説明したように、本発明は、鋼成分においてＣ量、Ｍｎ量を加工性を悪化させない範囲にとどめ、Ｓｉ量およびＮ量を増加して高強度化させ、ＡｌＮ量を増加して結晶粒を微細化することで、鍛造上がりの硬さ上昇を最小限に抑え、被削性、冷間加工性を確保しながら、非硬化部の疲労強度を向上させ、さらに硬化部の耐転がり強度、転がり寿命、耐ピッチング強度、耐摩耗性、疲労強度等を向上させ、鍛造後に部品の一部を高周波焼入れして使用する高強度高加工性高周波焼入用鋼材で、従来にない優れた特性を有するものである。
【図面の簡単な説明】
【図１】ドリル穿孔試験における鋼材のＣ量と穿孔数の関係による被削性を示すグラフである。
【図２】回転曲げ疲労試験によるＳｉ量と疲労強度の関係を示すグラフである。
【図３】ラジアル方向の荷重における転がり寿命試験におけるＳｉ量とＬ_１０寿命の関係を示すグラフである。
【図４】ドリル穿孔試験における鋼材のＳｉ量と穿孔数の関係による被削性を示すグラフである。
【図５】回転曲げ疲労試験によるＭｎ量と疲労強度の関係を示すグラフである。
【図６】短時間加熱焼入れ試験におけるＭｎ量と焼入れ硬さの関係を示すグラフである。
【図７】ドリル穿孔試験における鋼材のＭｎ量と穿孔数の関係による被削性を示すグラフである。
【図８】スラスト方向の荷重における転がり寿命試験におけるＳ量とＬ_１０寿命の関係を示すグラフである。
【図９】回転曲げ試験によるＶ量と疲労強度の関係を示すグラフである。
【図１０】ドリル穿孔試験における鋼材のＶ量と穿孔数の関係による被削性を示すグラフである。
【図１１】回転曲げ試験によるＡｌ、Ｎ量と疲労強度の関係を示すグラフである。
【図１２】ドリル穿孔試験における鋼材のＡｌ、Ｎ量と穿孔数の関係による被削性を示すグラフである。
【図１３】炭素当量と熱間鍛造硬さの関係を示すグラフである。[0001]
TECHNICAL FIELD OF THE INVENTION
The present invention relates to steel that is used by forging a steel material, such as a constant velocity joint or a hub unit, and then induction hardening a part of the component.
[0002]
[Prior art]
For example, components such as a constant velocity joint and a hub unit are formed by cold forging, warm forging, hot forging or a combination thereof, and induction hardening is applied to a part particularly requiring strength. For such applications, steel materials such as JIS-S53C (see Non-Patent Document 1), SAE1055 (see Non-Patent Document 2), and SAE1070 (see Non-Patent Document 3) are mainly used.
[0003]
However, in recent years, due to the severer use environment or the miniaturization and thickness reduction aiming at weight reduction, the conventional quenched and hardened part not only requires more rolling resistance, wear resistance, fatigue strength, but also Thus, improvement in the fatigue strength of the non-hardened portion where the strength after forging was sufficient has been required. In addition, many of these parts are subjected to cutting after forging, and in recent years demands for ever-increasing cutting costs have led to a strong demand for improved machinability.
[0004]
In response to such demands, the properties required for the quenched portion are improved by increasing the amount of C, Si, Cr, and the addition of Mo, and the fatigue strength of the non-hardened portion is increased by increasing the hardness of the non-hardened portion. Countermeasures are possible. However, since these parts are subjected to cutting and cold working after forging, it is not only disadvantageous to increase the hardness of the unhardened part by cutting and cold working, but also to The addition of Mo also leads to an increase in material costs. In order to improve the fatigue strength of the non-hardened portion, a countermeasure of quenching the fatigue-strength-deficient portion is conceivable. However, this leads to an increase in the number of component manufacturing steps and an increase in manufacturing cost. Therefore, it is possible to simultaneously increase the fatigue strength of the non-hardened part and improve the required characteristics of the hardened part while securing the machinability and cold workability of the non-hardened part by minimizing the increase in hardness after forging. Thus, the material used for these components becomes an issue.
[0005]
[Patent Document 1]
JP-A-2002-226938
[Non-patent document 1]
JIS G 4051, carbon steel for machine structure, S53C
[Non-patent document 2]
SAE No. 1055 (Standard of the Society of Automotive Engineers, USA)
[Non-Patent Document 3]
SAE No. 1070 (Automotive Engineers Association Standard, USA)
[0006]
[Problems to be solved by the invention]
The present invention is intended to solve the above-mentioned problems, and minimizes the rise in hardness of forged parts, and ensures machinability and cold workability while maintaining the fatigue strength of uncured parts and the hardened parts. An object of the present invention is to provide a steel material having improved rolling resistance, pitting resistance, wear resistance, fatigue strength and the like.
[0007]
[Means for Solving the Problems]
Means for solving the above-mentioned problems of the present invention are, in the invention of claim 1, C: 0.5 to 0.7%, Si: 0.5 to 1.0%, and Mn: 0. 5 to 1.0%, Cr: 0.4% or less, S: 0.035% or less, V: 0.01 to 0.15%, Al: more than 0.015 to less than 0.050%, N: 0 High strength and high workability with excellent machinability characterized by containing more than 0.010% to less than 0.025%, the balance being Fe and unavoidable impurities, and using a part of a part after forging by induction hardening. Steel for induction hardening.
[0008]
In the means of claim 1, the C content and the Si content of the steel component are further reduced, and as desirable ranges, C: 0.5 to 0.6% and Si: 0.7 to 0.9%. I do.
[0009]
According to the second aspect of the present invention, in the high-strength and high-workability induction hardening steel of the first aspect, when the carbon equivalent formula is represented by the formula (1), the carbon equivalent: C _eq satisfies the formula (2). It is a high strength, high workability induction hardening steel characterized by the above.
[0010]
(Equation 4)
C _eq = C% + ／ Si% + ＭｎMn% + ９9Cr% −5 / 7S% + V% (1)
[0011]
(Equation 5)
0.75 ≦ C _eq ≦ 0.90 (2)
[0012]
According to a third aspect of the present invention, there is provided the high-strength high-workability induction hardening steel according to the first aspect, wherein the high-strength high-workability induction hardening steel satisfies the expression (3).
[0013]
(Equation 6)
0.013 ≦ 0.34Al% + 0.66N% ≦ 0.030 (3)
[0014]
The reasons for limiting the steel components in the present invention will be described. In addition,% is shown by mass%.
[0015]
C: 0.5 to 0.7%, desirably 0.5 to 0.6%
C is an element for securing hardenability, and the lower limit of the amount of C is set to 0.5% in order to secure hardness of 60 HRC or more by ordinary induction hardening and tempering. On the other hand, if it exceeds 0.7%, a large amount of retained austenite is generated during quenching, and the effect of increasing C on hardness becomes small. Further, structurally, the amount of pro-eutectoid ferrite in the unquenched portion disappears, and the machinability is greatly reduced. Therefore, C is set to 0.5 to 0.7%. However, except in cases where particularly high hardness is required, sufficiently leave pro-eutectoid ferrite, the aim carbon equivalent of: to C _eq, to leave room for other alloying elements added, 0.5 to 0 0.6% is desirable.
[0016]
Si: 0.5 to 1.0%, desirably 0.7 to 0.9%
The Si content plays the most important role in the present invention, and improves the fatigue strength and machinability while minimizing the increase in hardness of the non-hardened part, and further improves the rolling resistance and pitting resistance of the hardened part. It contributes to the improvement of strength, wear resistance and fatigue strength. The effect on the rolling resistance, pitting resistance, wear resistance, and fatigue strength of the hardened portion is 0.5% or more, and the effect is saturated when it exceeds 1.0%. Therefore, Si is set to 0.5 to 1.0%. However, regarding the machinability, 0.7-0.9% is the best, so it is desirably 0.7-0.9%.
[0017]
Mn: 0.5 to 1.0%, desirably 0.6 to 1.0%
If the amount of Mn is reduced, austenitization by short-time heating in induction quenching becomes insufficient, and sufficient quenching hardness cannot be obtained. At least 0.5% is required in the range of the steel of the present invention. 0.6% or more is desirable. Further, increasing the amount of Mn improves the fatigue strength of the unhardened portion, but decreases the amount of proeutectoid ferrite and significantly reduces machinability, so the upper limit is 1.0%. Therefore, Mn: 0.5 to 1.0%, desirably 0.6 to 1.0%.
[0018]
S: 0.035% or less S is an element that improves machinability, and increasing the amount of addition is advantageous for machinability, but generates MnS, which is a non-metallic inclusion, and therefore reduces the rolling resistance. I do. Therefore, the upper limit is 0.035% at which no effect on rolling resistance is observed.
[0019]
Cr: 0.4% or less Cr may be added by adjusting the addition amount in order to adjust hardenability and forging hardness. However, it is concentrated in cementite, and when heated before quenching, it becomes a carbon matrix. Inhibits solid solution. Since this poses a problem in short-time heating by induction hardening, the content is set to 0.4% or less.
[0020]
V: 0.01 to 0.15%
V, along with Si, plays an important role in the present invention, and is an element that contributes to the improvement of the fatigue strength of the non-hardened portion and the machinability. By the addition of V, proeutectoid ferrite, which is the weakest part in the structure, is strengthened by precipitation hardening of VC, and fatigue strength is improved. In addition, proeutectoid ferrite is stably deposited in a spherical shape with VN generated by V addition as a nucleus, thereby greatly improving machinability. C: At 0.5% or less, irrespective of the addition of V, a sufficient amount of proeutectoid ferrite is precipitated even in the form of a layer, so that the addition of V has little effect on machinability. On the other hand, when C is 0.7% or more, proeutectoid ferrite hardly precipitates even if V is added, and thus there is no effect of improving machinability. Layered proeutectoid ferrite is slightly precipitated, and C is an area insufficient for machinability. C: V is added only in the range of 0.5 to 0.7% to stabilize spherical proeutectoid ferrite. Machinability can be improved by precipitating uniformly. If V is less than 0.01%, the effect is saturated, and if V exceeds 0.15%, the effect is not changed. Therefore, V is set to 0.01 to 0.15%.
[0021]
Al: more than 0.015 to less than 0.050% Al combines with N and precipitates in steel as AlN. During warm or hot forging, the AlN pinning effect can prevent crystal grains from becoming coarse. If Al: 0.015% or less, the effect cannot be sufficiently obtained, and if Al: 0.050% or more, the toughness is deteriorated. Therefore, Al: more than 0.015 to less than 0.050%.
[0022]
N: more than 0.010 to less than 0.025% N combines with Al and precipitates in steel as AlN. During warm or hot forging, the AlN pinning effect can prevent crystal grains from becoming coarse. If the content of N is 0.010% or less, the effect cannot be sufficiently obtained, and if the content of N is 0.025% or more, the effect is saturated. Therefore, the content of N is more than 0.010 to less than 0.025%.
[0023]
Reason for 0.75 ≦ C _eq ≦ 0.90 The hardness of hot forging and warm forging can be predicted by carbon equivalent: C _eq . The higher the hardness after forging, the better the fatigue strength, but it is disadvantageous for working. When the relationship between the carbon equivalent and the hot forging hardness was confirmed by experiments near the range of the steel of the present invention, the relationship shown in FIG. 9 was obtained. By setting the carbon equivalent to 0.75 ≦ C _eq ≦ 0.90, it becomes 19.5 to 26.5 HRC in which the fatigue strength of the non-quenched portion and the workability by a normal processing method can be compatible. Therefore, by setting the component in the range of the carbon equivalent: C _eq , it is possible to reliably obtain a steel having both workability and fatigue strength. Particularly, when hot forging is included in the working process, this range is used. Often becomes.
[0024]
0.013 ≦ 0.34Al% + 0.66N% ≦ 0.030 Reasons for setting during the warm forging or hot forging, by setting the range of the above formula, the pinning effect of AlN increases the grain size. Can be suppressed. The larger the amount of AlN precipitated during the forging, the smaller the crystal grains. It is possible to improve the fatigue strength and workability of the unhardened portion by making the crystal grains fine. The amount of AlN precipitated during forging can be determined from 0.34 Al% + 0.66 N%. If it is less than 0.013, there is almost no effect of suppressing grain coarsening, and if it exceeds 0.030, the effect is saturated. Therefore, the value of 0.34 Al% + 0.66 N% is set to 0.013 to 0.030. .
[0025]
BEST MODE FOR CARRYING OUT THE INVENTION
Hereinafter, embodiments of the present invention will be described through examples. In a 100 kg vacuum induction furnace (VIM), test steels having the components shown in Tables 1, 2 and 3 below are melted. In addition, P, Ni, Mo, and O in the chemical components of the test steels in Tables 1 to 3 are inevitably contained as impurities. The obtained steel is forged to a predetermined size by hot forging, and each is processed into a test piece of the example by turning.
[0026]
【Example】
In the test steels described above, ten types of heats 1 to 10 in Table 1 are test steels used for evaluation at the C amount shown in FIG. 1, and heat 8, heat 9, and heat 10 have the desired C amount of the present invention. Out of range. Further, 13 types of heats 11 to 23 in Table 1 are test steels used for the evaluation of the amount of Si shown in FIGS. 2, 3, and 4, and heats 11 to 16 are smaller than the range of the amount of Si of the present invention. Reference numerals 22 and 23 denote those out of the range of the amount of Si of the present invention.
[0027]
[Table 1]

[0028]
Further, twelve types of heats 24 to 35 in Table 2 are test steels used for the evaluation of the Mn content shown in FIGS. 5, 6, and 7, and heats 24 to 26 are smaller than the range of the Mn content of the present invention, Heats 33 to 35 are out of the range of the Mn content of the present invention. Further, eight types of heats 36 to 43 in Table 2 are test steels used for the evaluation of the S content in FIG. 8, and heats 42 and 43 are out of the range of the S content of the present invention.
[0029]
[Table 2]

[0030]
Further, eight types of heats 44 to 51 in Table 3 are test steels used for evaluation at the V amount shown in FIGS. Heat 44 is less than the V amount range of the present invention, and heats 50 and 51 are more than the V amount range of the present invention. Further, 11 types of heats 52 to 62 in Table 3 are test steels used for the evaluation in FIGS. 11 and 12, and the heats 52 to 54 are such that any of the Al and N amounts is within the range of the Al and N amounts of the present invention. In the heats 61 and 62, any of the Al and N contents deviates more than the range of the Al and N amounts of the present invention.
[0031]
[Table 3]

[0032]
Each test piece of the test steel of each heat described above was prepared and the following tests were performed, and the respective results are shown in each figure.
[0033]
(1) Machinability (drill life test)
A hot forged material having a diameter of 30 mm was machined into a square having a size of 24 × 18 × 300 mm using a milling machine, a drilling test was performed, and the machinability was evaluated based on the number of holes drilled until the life of the drill. As shown in each figure, the test conditions are as follows: drill diameter: φ5 mm, drill material: SKH51, cutting speed: 20 m / min, feed: 0.2 mm / rev, cutting oil: none (dry), drilling depth: 15 mm, evaluation method : Number of holes until the hole cannot be pierced.
As can be seen from FIG. 1, the machinability decreases as the C content increases, and sharply decreases when it exceeds 0.6%.
As can be seen from FIG. 4, the effect on machinability is small when the amount of Si is 1% or less, but 0.7 to 0.9% is most excellent. If it exceeds 1%, the machinability sharply decreases.
As can be seen in FIG. 7, the machinability decreases as the Mn content increases. If it exceeds 1%, the decrease is particularly remarkable.
As can be seen from FIG. 10, machinability is improved by adding V. However, if it exceeds 0.15%, the machinability decreases.
As can be seen from FIG. 12, the machinability improves as the Al and N contents increase. However, the effect saturates when 0.34 Al% + 0.66 N% = about 0.030.
[0034]
(2) Fatigue test (rotating bending fatigue test)
A hot forged material having a diameter of 20 mm was processed into a rotary bending fatigue test piece having a test portion of 8 mm by turning, and a rotary bending fatigue test was performed to evaluate the fatigue strength.
As can be seen in FIG. 2, the fatigue strength improves with an increase in the amount of Si.
As can be seen in FIG. 5, the fatigue strength increases with an increase in the amount of Mn.
As can be seen from FIG. 9, the fatigue strength increases with an increase in the amount of V.
Further, as can be seen from FIG. 11, the fatigue strength improves with the increase in the amount of Al and N.
[0035]
(3) Rolling life test (radial load)
A φ12 mm × 22 mm test piece was machined by turning from a φ20 mm forged material, induction hardened and tempered, then surface polished to perform a rolling life test. As shown in FIG. 3, Pmax: 5880 MPa, load: radial direction, temperature: room temperature be made in each of the conditions of, it was evaluated in the L ₁₀ life. As shown in FIG. 3, the rolling life improves with an increase in the amount of Si, but the effect is large at 0.5% or more.
[0036]
(4) Rolling life test (thrust load)
A φ60 × 7.2 mm test piece was processed by turning from a φ65 mm forged material, induction hardened and tempered, and then polished to perform a rolling life test. As shown in FIG. 8, Pmax = 5292 MPa, load: thrust direction, temperature : carried out under the conditions of room _temperature, it was evaluated in the _{L 10} life. As shown in FIG. 8, when the S amount exceeds 0.035%, the rolling life starts to decrease.
[0037]
{Circle around (5)} Short-time heat quenching test φ3 × 10 mm was cut out of a hot forged material of φ30 mm, heated at 1000 ° C. for 1 sec, quenched with helium gas, and quenched hardness was measured. As shown in FIG. 6, when the Mn content was less than 0.4%, austenite was not sufficiently formed, and the hardness was insufficient.
[0038]
【The invention's effect】
As described above, the present invention keeps the C content and the Mn content in the steel component within a range that does not deteriorate the workability, increases the Si content and the N content to increase the strength, and increases the AlN content to increase the crystallinity. By making the grains finer, the increase in hardness after forging is minimized, machinability and cold workability are ensured, while the fatigue strength of the non-hardened part is improved, and the rolling resistance of the hardened part is further improved. High-strength, high-workability steel material for induction hardening, which improves rolling life, pitting strength, abrasion resistance, fatigue strength, etc., and uses a part of parts hardened by induction after forging. It has.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a graph showing machinability according to the relationship between the C content of a steel material and the number of drilled holes in a drill drilling test.
FIG. 2 is a graph showing a relationship between a Si amount and a fatigue strength in a rotating bending fatigue test.
3 is a graph showing the relationship between the Si content and the L ₁₀ life of life test rolling in the radial direction of the load.
FIG. 4 is a graph showing machinability according to the relationship between the amount of Si and the number of holes in a steel material in a drill hole test.
FIG. 5 is a graph showing the relationship between the amount of Mn and the fatigue strength in a rotating bending fatigue test.
FIG. 6 is a graph showing the relationship between Mn content and quenching hardness in a short-time heat quenching test.
FIG. 7 is a graph showing machinability according to the relationship between the amount of Mn of a steel material and the number of holes in a drill hole test.
8 is a graph showing the relation between the S content and L ₁₀ life of life test rolling in the thrust direction of the load.
FIG. 9 is a graph showing a relationship between a V amount and a fatigue strength in a rotational bending test.
FIG. 10 is a graph showing machinability according to the relationship between the V amount of steel and the number of holes in a drilling test.
FIG. 11 is a graph showing the relationship between the amounts of Al and N and fatigue strength in a rotational bending test.
FIG. 12 is a graph showing machinability according to the relationship between the amounts of Al and N of steel and the number of drilled holes in a drilling test.
FIG. 13 is a graph showing the relationship between carbon equivalent and hot forging hardness.

Claims

In mass%, C: 0.5 to 0.7%, Si: 0.5 to 1.0%, Mn: 0.5 to 1.0%, Cr: 0.4% or less, S: 0.035 %, V: 0.01 to 0.15%, Al: more than 0.015 to less than 0.050%, N: more than 0.010 to less than 0.025%, the balance being Fe and unavoidable impurities A high strength, high workability induction hardening steel characterized in that a part of the part is subjected to induction hardening after forging.

The high-strength and high-workability steel for induction hardening according to claim 1, wherein the carbon equivalent: C _eq satisfies the expression (2) when the carbon equivalent is expressed by the expression (1). High workability induction hardening steel.

The high-strength, high-workability induction hardening steel according to claim 1, which satisfies the expression (3).