JP2012117102A - Case-hardening steel and machine-structural component using the same - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は、自動車などの輸送機器、建設機械、その他産業機械などにおいて、浸炭処理して使用される機械構造部品、およびこの素材となる肌焼鋼に関するものであり、特に、衝撃疲労特性に優れた機械構造部品を提供する技術に関するものである。 The present invention relates to a machine structural component used by carburizing in transport equipment such as automobiles, construction machinery, and other industrial machines, and to case hardening steel as this material, and particularly excellent in impact fatigue characteristics. The present invention relates to a technology for providing machine structural parts.
輸送機器、建設機械、その他産業機械などにおいて、高強度が要求される機械構造部品の素材には、ＳＣｒ、ＳＣＭ、ＳＮＣＭなどのＪＩＳ規格で定められた機械構造用合金鋼鋼材（肌焼鋼）が使用される。この肌焼鋼には、鍛造や切削などの機械加工により所望の部品形状に成形された後、浸炭や浸炭窒化などの表面硬化処理を施され、その後研磨などの工程を経て機械構造部品が製造される。 For structural materials that require high strength in transportation equipment, construction machinery, and other industrial machinery, alloy steel materials for machine structures (skin-hardened steel) defined by JIS standards such as SCr, SCM, SNCM, etc. Is used. This case-hardened steel is formed into the desired part shape by machining such as forging and cutting, and then subjected to surface hardening treatment such as carburizing and carbonitriding, and then machined parts are manufactured through processes such as polishing. Is done.
近年、上記機械構造部品製造時のリードタイムを短縮することが望まれており、上記表面硬化処理を高温化することによって熱処理時間を短縮することが行われている。しかし上記表面硬化処理を高温化すると機械構造部品の結晶粒が粗大化し、機械的特性が劣化するという問題が生じている。そこで結晶粒の粗大化を防止する技術が特許文献１、２に提案されており、本出願人も同様の技術を特許文献３〜８に提案している。これらの文献には、ＡｌＮ、Ｎｂ（ＣＮ）、ＴｉＣなどの析出物を鋼中に微細に分散させることによってピンニング効果を発揮させ、結晶粒の粗大化を防止する技術が開示されている。
In recent years, it has been desired to shorten the lead time at the time of manufacturing the mechanical structural component, and the heat treatment time has been shortened by increasing the temperature of the surface hardening treatment. However, when the surface hardening treatment is performed at a high temperature, the crystal grains of the mechanical structural component are coarsened, resulting in a problem that the mechanical characteristics are deteriorated. Therefore, techniques for preventing the coarsening of crystal grains are proposed in
ところで、上記機械構造部品には、その用途によって衝撃強度（即ち、強い衝撃に耐えられる特性）のみならず、衝撃疲労強度（即ち、衝撃が繰返し加わる場合に、それに耐えられる特性）が要求される。そこで衝撃強度と衝撃疲労強度の両方を改善した浸炭歯車が、特許文献９に開示されている。この文献には、衝撃強度を高くするには、組織を微細化すべきであるが、衝撃疲労強度を高くするには、組織を粗大化する方が有益であると記載されている。この機構としては、結晶粒度を適度に粗大化させることによって、衝撃疲労亀裂が発生した後の亀裂伝播速度を遅延させることができるため、衝撃疲労強度が向上すると記載されている。そして、この文献では、浸炭の条件を最適化することによって、歯底組織におけるＪＩＳオーステナイト結晶粒度番号を４〜６番に制御している。しかし本発明者が上記特許文献９に開示されている浸炭歯車の衝撃疲労特性について調べたところ、更なる改善の余地が残されていることが判明した。 By the way, the mechanical structural component requires not only impact strength (that is, characteristics that can withstand strong impacts) but also impact fatigue strength (that is, characteristics that can withstand repeated impacts) depending on the application. . Thus, a carburized gear with improved both impact strength and impact fatigue strength is disclosed in Patent Document 9. This document describes that the structure should be refined in order to increase the impact strength, but it is beneficial to coarsen the structure in order to increase the impact fatigue strength. As this mechanism, it is described that the impact fatigue strength is improved because the crack propagation speed after the impact fatigue crack is generated can be delayed by appropriately coarsening the crystal grain size. In this document, the JIS austenite grain size number in the tooth bottom structure is controlled to 4 to 6 by optimizing the carburizing conditions. However, when the inventor investigated the impact fatigue characteristics of the carburized gear disclosed in the above-mentioned Patent Document 9, it was found that there was room for further improvement.
本発明は上記の様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、衝撃疲労特性に優れた機械構造部品、およびこの素材となる肌焼鋼を提供することにある。 The present invention has been made paying attention to the above-described circumstances, and an object of the present invention is to provide a machine structural component excellent in impact fatigue characteristics and a case-hardened steel as the material.
上記課題を解決することのできた本発明に係る肌焼鋼は、質量％で、Ｃ：０．１０〜０．３０％、Ｓｉ：１．０％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：２．０％以下（０％を含まない）、Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：２．０％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．０６％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．０２〜０．１０％、Ｎ：０．００５〜０．０２５％を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなる鋼である。そしてこの鋼は、面積１０μｍ2以上のＮｂ系析出物（以下、粗大Ｎｂ系析出物ということがある）を２．０〜１０．０個／ｍｍ2、面積２μｍ2以上１０μｍ2未満のＮｂ系析出物（以下、微細Ｎｂ系析出物ということがある）を０．１〜０．７個／ｍｍ2含有しているところに特徴を有している。 The case-hardened steel according to the present invention that has solved the above problems is in mass%, C: 0.10 to 0.30%, Si: 1.0% or less (not including 0%), Mn: 2 0.0% or less (excluding 0%), P: 0.03% or less (not including 0%), S: 0.03% or less (not including 0%), Cr: 2.0% or less ( 0% not included), Al: not more than 0.06% (not including 0%), Nb: 0.02-0.10%, N: 0.005-0.025%, the balance being iron And steel consisting of inevitable impurities. This steel has Nb-based precipitates having an area of 10 μm 2 or more (hereinafter sometimes referred to as coarse Nb-based precipitates) of 2.0 to 10.0 pieces / mm 2 and an area of 2 μm 2 or more and less than 10 μm 2. precipitates has a feature (hereinafter, sometimes referred to fine Nb-based precipitates) where the contains 0.1-0.7 pieces / mm 2.
上記肌焼鋼は、更に、他の元素として、
（ａ）Ｍｏ：２％以下（０％を含まない）、
（ｂ）Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：０．５％以下（０％を含まない）
等を含有することが好ましい。
The case-hardened steel is further, as other elements,
(A) Mo: 2% or less (excluding 0%),
(B) Cu: 0.5% or less (not including 0%) and / or Ni: 0.5% or less (not including 0%)
Etc. are preferably contained.
本発明には、上記肌焼鋼を冷間加工した後、浸炭処理した機械構造部品も包含され、この機械構造部品は、表面から深さ５０μｍ位置における旧オーステナイト粒の結晶粒度が０〜４番で、且つ旧オーステナイト粒内における硬さが７２０ＨＶ以上である。 The present invention also includes machine structural parts that have been cold-worked and carburized after the case-hardened steel, and these mechanical structural parts have a crystal grain size of prior austenite grains of 0 to 4 at a depth of 50 μm from the surface. And the hardness in the prior austenite grains is 720 HV or more.
本発明では、肌焼鋼に粗大Ｎｂ系析出物と微細Ｎｂ系析出物を適切な密度でバランス良く分散させている。この肌焼鋼を冷間加工した後、浸炭処理することによって、機械構造部品の表面近傍（表層部）に高硬度の粗大な結晶粒を生成させることができるため、機械構造部品の衝撃疲労特性を向上させることができる。 In the present invention, coarse Nb-based precipitates and fine Nb-based precipitates are dispersed in an appropriate density in a well-balanced manner in the case hardening steel. Since this case-hardened steel is cold worked and then carburized, coarse grains of high hardness can be generated near the surface (surface layer) of the machine structural part. Can be improved.
上記特許文献９に開示されているように、浸炭歯車の衝撃強度と衝撃疲労強度を改善するには、結晶粒を粗大化させることが有効である。しかし同文献に指摘されているように、結晶粒を粗大化し過ぎると、結晶粒界で亀裂が進展し、破壊寿命が短くなる。 As disclosed in Patent Document 9, it is effective to coarsen the crystal grains in order to improve the impact strength and impact fatigue strength of the carburized gear. However, as pointed out in the same document, if the crystal grains become too coarse, cracks develop at the grain boundaries and the fracture life is shortened.
そこで本発明者は、上記特許文献９に開示されているよりも結晶粒を粗大化したうえで、上記特許文献９で指摘されている問題点を改善し、機械構造部品（特に、歯車）の衝撃疲労特性を改善するために鋭意検討を重ねてきた。その結果、機械構造部品の表層部における結晶粒の硬度を高めれば、結晶粒を粗大化しても機械構造部品の衝撃疲労特性を改善できること、こうした機械構造部品を製造するには、粗大Ｎｂ系析出物と微細Ｎｂ系析出物を適切なバランスで分散させた肌焼鋼を用意し、この肌焼鋼を冷間加工した後、浸炭処理すればよいことを見出し、本発明を完成した。 Therefore, the present inventor has improved the problems pointed out in the above-mentioned Patent Document 9 after coarsening the crystal grains than disclosed in the above-mentioned Patent Document 9, and has improved the mechanical structure parts (especially gears). In order to improve the impact fatigue characteristics, intensive studies have been conducted. As a result, if the hardness of the crystal grains in the surface layer portion of the mechanical structural component is increased, the impact fatigue characteristics of the mechanical structural component can be improved even if the crystal grains are coarsened. The present invention was completed by finding that a case-hardened steel in which a product and fine Nb-based precipitates are dispersed in an appropriate balance is prepared, and the case-hardened steel is cold worked and then carburized.
即ち、衝撃疲労亀裂は、結晶粒内よりも結晶粒界を伝播し易いが、機械構造部品の表層部における結晶粒を粗大化して結晶粒界の量を低減することによって、衝撃疲労亀裂の伝播を抑制できる。そのため、衝撃疲労特性が向上する。そこで本発明では、機械構造部品の表層部における結晶粒を粗大化させるために、機械構造部品の素材として、面積１０μｍ2以上のＮｂ系析出物を２．０〜１０．０個／ｍｍ2の範囲で含有した肌焼鋼を用いる。粗大Ｎｂ系析出物の密度をこの範囲に制御することによって、Ｎｂ系析出物によるピンニング効果により、結晶粒の粒度を０〜４番の範囲に制御できる。 In other words, impact fatigue cracks propagate more easily in grain boundaries than in crystal grains, but by increasing the grain size in the surface layer of mechanical structural parts and reducing the amount of grain boundary, propagation of impact fatigue cracks Can be suppressed. Therefore, the impact fatigue characteristics are improved. Therefore, in the present invention, in order to coarsen the crystal grains in the surface layer portion of the mechanical structural component, 2.0 to 10.0 pieces / mm 2 of Nb-based precipitates having an area of 10 μm 2 or more are used as the material of the mechanical structural component. Use the case-hardened steel contained in the range. By controlling the density of the coarse Nb-based precipitate within this range, the grain size of the crystal grains can be controlled within the range of 0 to 4 due to the pinning effect by the Nb-based precipitate.
ところが、機械構造部品の結晶粒を粗大化して結晶粒界を減少させたとしても衝撃疲労特性を充分に改善できなかった。この理由ついて調べたところ、結晶粒が大きくなると、結晶粒内に初期の衝撃疲労亀裂が発生し易くなり、この亀裂が結晶粒内を伝播し、結晶粒界へと進展して衝撃疲労特性が低下することが判明した。 However, even if the crystal grains of the mechanical structural component are coarsened to reduce the crystal grain boundary, the impact fatigue characteristics cannot be sufficiently improved. As a result of investigating the reason, when the crystal grains become large, initial impact fatigue cracks are likely to occur in the crystal grains, and these cracks propagate through the crystal grains and propagate to the crystal grain boundaries, resulting in the impact fatigue characteristics. It turned out to be reduced.
そこで本発明では、初期亀裂の発生を抑制するために、粗大化させた結晶粒の硬度を高めることを目指して更に検討した。その結果、Ｎｂ系析出物のなかでも、特に面積２μｍ2以上１０μｍ2未満のＮｂ系析出物を、浸炭処理時にマトリックスに固溶する範囲で分散させた肌焼鋼を用いれば、結晶粒の焼入性を高めることができ、結晶粒の硬度を高めることを見出した。 Therefore, in the present invention, in order to suppress the occurrence of initial cracks, further studies have been made with the aim of increasing the hardness of the coarsened crystal grains. As a result, among the Nb-based precipitates, if the case-hardened steel in which Nb-based precipitates having an area of 2 μm 2 or more and less than 10 μm 2 are dispersed in the matrix at the time of carburizing treatment is used, It has been found that the permeability can be increased and the hardness of the crystal grains is increased.
以上の通り、本発明の機械構造部品は、その表層部における結晶粒を粗大化し、且つその結晶粒の硬度を高めているところに特徴があり、この機械構造部品は、粗大Ｎｂ系析出物と微細Ｎｂ系析出物を、夫々適切な密度で分散させた肌焼鋼を用いることによって得ることができる。 As described above, the mechanical structure component of the present invention is characterized in that the crystal grains in the surface layer portion are coarsened and the hardness of the crystal grains is increased, and the mechanical structure component includes coarse Nb-based precipitates. Fine Nb-based precipitates can be obtained by using case-hardened steel in which each is dispersed at an appropriate density.
以下、本発明で用いる肌焼鋼およびこの肌焼鋼を用いて得られる機械構造部品について説明する。 Hereinafter, the case-hardened steel used in the present invention and the machine structural parts obtained using the case-hardened steel will be described.
本発明の肌焼鋼は、面積１０μｍ2以上のＮｂ系析出物を２．０〜１０．０個／ｍｍ2、面積２μｍ2以上１０μｍ2未満のＮｂ系析出物を０．１〜０．７個／ｍｍ2含有している。 Hardening steel of the present invention, the area of 10 [mu] m 2 or more Nb-based precipitates 2.0-10.0 pieces / mm 2, the Nb-based precipitates of less than the area 2 [mu] m 2 or more 10 [mu] m 2 0.1 to 0.7 number / mm 2 contains.
面積１０μｍ2以上のＮｂ系析出物（粗大Ｎｂ系析出物）は、浸炭処理後においてもその一部は固溶せずに残り、残ったＮｂ系析出物のピンニング効果によりオーステナイト粒の結晶粒度を適切な範囲（具体的には、結晶粒度が０〜４番）に調整できる。また、面積１０μｍ2以上のＮｂ系析出物は、浸炭処理時にオーステナイト温度域に加熱されることによって、周辺のＮｂ系析出物を吸収してオストワルド成長する。そのため、微細なＮｂ系析出物を低減できるため、微細なＮｂ系析出物によるピンニング効果が発揮されるのを防止できるため、結晶粒を粗大化できる。従って粗大Ｎｂ系析出物は２．０個／ｍｍ2以上とする。好ましくは３．０個／ｍｍ2以上であり、より好ましくは４．０個／ｍｍ2以上である。 Nb-based precipitates (coarse Nb-based precipitates) with an area of 10 μm 2 or more remain partly after the carburization treatment, and the austenite grain size is reduced by the pinning effect of the remaining Nb-based precipitates. It can be adjusted to an appropriate range (specifically, the crystal grain size is 0 to 4). In addition, Nb-based precipitates having an area of 10 μm 2 or more are heated to the austenite temperature range during the carburizing process, thereby absorbing the surrounding Nb-based precipitates and causing Ostwald growth. Therefore, since fine Nb-based precipitates can be reduced, the pinning effect due to the fine Nb-based precipitates can be prevented, and the crystal grains can be coarsened. Accordingly, the coarse Nb-based precipitates are 2.0 pieces / mm 2 or more. Preferably it is 3.0 pieces / mm 2 or more, more preferably 4.0 pieces / mm 2 or more.
しかし粗大Ｎｂ系析出物を過剰に含有すると、浸炭処理後に固溶せずに残留しているＮｂ系析出物量が増大するため、ピンニング効果によりオーステナイト粒が微細化し、結晶粒界を低減できない。そのため衝撃疲労特性を改善できない。従って粗大Ｎｂ系析出物は１０．０個／ｍｍ2以下とする。好ましくは９．０個／ｍｍ2以下であり、より好ましくは８．０個／ｍｍ2以下である。 However, if excessive Nb-based precipitates are contained excessively, the amount of Nb-based precipitates that remain without being dissolved after the carburizing process increases, so that the austenite grains are refined by the pinning effect and the crystal grain boundaries cannot be reduced. Therefore, the impact fatigue characteristics cannot be improved. Accordingly, the coarse Nb-based precipitates are set to 10.0 pieces / mm 2 or less. The number is preferably 9.0 pieces / mm 2 or less, more preferably 8.0 pieces / mm 2 or less.
なお、上記オストワルド成長は、析出物の大きさに律速するため、本発明ではオストワルド成長するか否かの基準として面積１０μｍ2を閾値としている。 In addition, since the Ostwald growth is rate-determined by the size of the precipitate, in the present invention, an area of 10 μm 2 is set as a threshold as a reference for whether or not the Ostwald growth is performed.
一方、面積２μｍ2以上１０μｍ2未満のＮｂ系析出物（微細Ｎｂ系析出物）は、浸炭処理時にマトリックスに固溶し、結晶粒の焼入性を高め、オーステナイト粒内の硬度を高めるのに作用する。従って微細Ｎｂ系析出物は０．１個／ｍｍ2以上とする。好ましくは０．２個／ｍｍ2以上であり、より好ましくは０．３個／ｍｍ2以上である。 On the other hand, Nb-based precipitates (fine Nb-based precipitates) having an area of 2 μm 2 or more and less than 10 μm 2 are dissolved in the matrix at the time of carburizing treatment to improve the hardenability of the crystal grains and increase the hardness in the austenite grains. Works. Accordingly, the fine Nb-based precipitates are 0.1 pieces / mm 2 or more. Preferably it is 0.2 piece / mm 2 or more, more preferably 0.3 piece / mm 2 or more.
しかしマトリックスに固溶するＮｂ系析出物の量には限界があるため、微細Ｎｂ系析出物を過剰に含有すると、浸炭処理後においても固溶せずにＮｂ系析出物が残留する。残留した微細Ｎｂ系析出物が過剰になると、ピンニング効果によりオーステナイト粒が微細化し、結晶粒界を減少させることができず、衝撃疲労特性を改善できない。従って微細Ｎｂ系析出物は０．７個／ｍｍ2以下とする。好ましくは０．６個／ｍｍ2以下であり、より好ましくは０．５個／ｍｍ2以下である。 However, since there is a limit to the amount of Nb-based precipitates that dissolve in the matrix, when an excessive amount of fine Nb-based precipitates is contained, the Nb-based precipitates remain without being dissolved even after carburizing treatment. If the remaining fine Nb-based precipitates are excessive, the austenite grains are refined by the pinning effect, the crystal grain boundaries cannot be reduced, and the impact fatigue characteristics cannot be improved. Accordingly, the fine Nb-based precipitates are 0.7 pieces / mm 2 or less. Preferably it is 0.6 piece / mm < 2 > or less, More preferably, it is 0.5 piece / mm < 2 > or less.
本発明において上記Ｎｂ系析出物とは、Ｎｂを５質量％以上含有する析出物であり、例えば、Ｎｂ（ＣＮ）、ＮｂＣ、ＮｂＮなどが挙げられる。 In the present invention, the Nb-based precipitate is a precipitate containing 5% by mass or more of Nb, and examples thereof include Nb (CN), NbC, and NbN.
本発明の肌焼鋼は、上述したように、粗大Ｎｂ系析出物と微細Ｎｂ系析出物を所定の密度でバランス良く含有しているところに特徴があるが、鋼の成分組成についても適切に調整する必要がある。以下、肌焼鋼の成分組成について説明する。 As described above, the case-hardened steel of the present invention is characterized in that it contains coarse Nb-based precipitates and fine Nb-based precipitates in a well-balanced manner at a predetermined density. It needs to be adjusted. Hereinafter, the component composition of the case hardening steel will be described.
［Ｃ：０．１０〜０．３０％］
Ｃは、部品として必要な芯部硬さを確保するために必要な元素であり、Ｃ量が０．１０％未満では硬さ不足により部品としての静的強度が不足する。従ってＣ量は０．１０％以上、好ましくは０．１３％以上、より好ましくは０．１５％以上である。しかし過剰にＣを含有すると、浸炭処理により表層部における結晶粒が微細化し、結晶粒の硬度を高めることができず、衝撃疲労特性を改善できない。また、Ｃ量が多過ぎると硬さが過度に高くなるため、靱性が低下し、衝撃疲労特性が劣化する。従ってＣ量は０．３％以下に抑える必要がある。好ましくは０．２８％以下、より好ましくは０．２５％以下である。
[C: 0.10 to 0.30%]
C is an element necessary for securing the core hardness necessary for a component. If the C content is less than 0.10%, the static strength as a component is insufficient due to insufficient hardness. Therefore, the amount of C is 0.10% or more, preferably 0.13% or more, more preferably 0.15% or more. However, if C is contained excessively, the crystal grains in the surface layer portion are refined by carburization, the hardness of the crystal grains cannot be increased, and the impact fatigue characteristics cannot be improved. Moreover, since hardness will become high too much when there is too much C amount, toughness falls and an impact fatigue characteristic deteriorates. Therefore, the C amount needs to be suppressed to 0.3% or less. Preferably it is 0.28% or less, More preferably, it is 0.25% or less.
［Ｓｉ：１．０％以下（０％を含まない）］
Ｓｉは、硬さの低下を抑えて機械構造部品の衝撃疲労特性を改善するのに作用する元素である。こうした効果を有効に発揮させるには、Ｓｉ量は０．０１％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．１％以上、更に好ましくは０．２％以上である。しかし過剰にＳｉを含有すると、浸炭処理により表層部における結晶粒が微細化し、結晶粒の硬度を高めることができず、衝撃疲労特性を改善できない。また、過剰なＳｉ添加は、被削性や鍛造性に悪影響を及ぼす。従って、Ｓｉ量は１．０％以下、好ましくは０．９％以下、より好ましくは０．８％以下である。
[Si: 1.0% or less (excluding 0%)]
Si is an element that acts to improve the impact fatigue characteristics of mechanical structural parts by suppressing the decrease in hardness. In order to effectively exhibit such effects, the Si content is preferably 0.01% or more, more preferably 0.1% or more, and still more preferably 0.2% or more. However, if Si is contained excessively, the crystal grains in the surface layer portion are refined by carburization, the hardness of the crystal grains cannot be increased, and the impact fatigue characteristics cannot be improved. Excessive Si addition adversely affects machinability and forgeability. Accordingly, the Si content is 1.0% or less, preferably 0.9% or less, more preferably 0.8% or less.
［Ｍｎ：２．０％以下（０％を含まない）］
Ｍｎは、浸炭処理時の焼入性を高め、表層部における結晶粒の硬度を高め、衝撃疲労特性を改善するのに作用する元素である。また、Ｍｎは、脱酸材としても作用し、鋼中の酸化物系介在物量を低減して内部品質を高める作用を有する元素である。更に、Ｍｎは赤熱脆性を防止するのにも作用する。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｍｎは０．２０％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．３％以上、更に好ましくは０．４％以上である。しかし過剰にＭｎを含有すると、浸炭処理により表層部における結晶粒が微細化し、結晶粒の硬度を高めることができず、衝撃疲労特性を改善できない。また、Ｍｎの過剰添加は、鍛造性を悪化させたり、縞状の偏析が生成して材質のばらつきが大きくなる。従ってＭｎ量は２．０％以下、好ましくは１．８％以下、より好ましくは１．５％以下である。
[Mn: 2.0% or less (excluding 0%)]
Mn is an element that acts to increase the hardenability during carburizing treatment, increase the hardness of crystal grains in the surface layer portion, and improve impact fatigue characteristics. Mn also acts as a deoxidizer and is an element that has the effect of increasing the internal quality by reducing the amount of oxide inclusions in the steel. Furthermore, Mn acts to prevent red heat embrittlement. In order to effectively exhibit such an action, Mn is preferably contained in an amount of 0.20% or more, more preferably 0.3% or more, and further preferably 0.4% or more. However, if Mn is contained excessively, the crystal grains in the surface layer portion are refined by carburization, the hardness of the crystal grains cannot be increased, and the impact fatigue characteristics cannot be improved. Moreover, excessive addition of Mn deteriorates forgeability or produces striped segregation, resulting in a large variation in material. Therefore, the amount of Mn is 2.0% or less, preferably 1.8% or less, more preferably 1.5% or less.
［Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）］
Ｐは、鋼中に不可避不純物として含まれる元素であり、結晶粒界に偏析して機械構造部品の衝撃疲労特性を劣化させる。従ってＰは０．０３％以下、好ましくは０．０２５％以下、より好ましくは０．０２０％以下とする。
[P: 0.03% or less (excluding 0%)]
P is an element contained in the steel as an inevitable impurity, and segregates at the grain boundary to deteriorate the impact fatigue characteristics of the mechanical structural component. Therefore, P is 0.03% or less, preferably 0.025% or less, more preferably 0.020% or less.
［Ｓ：０．０３％以下（０％を含まない）］
Ｓは、Ｍｎと結合してＭｎＳを形成し、冷間加工後に切削加工するときの被削性を改善する元素である。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｓは０．００５％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．００８％以上、更に好ましくは０．０１０％以上である。しかしＳを過剰に含有してＭｎＳの生成量が多くなると、機械構造部品の衝撃疲労特性が劣化する。従ってＳ量は０．０３％以下、好ましくは０．０２５％以下、より好ましくは０．０２０％以下である。
[S: 0.03% or less (excluding 0%)]
S is an element that combines with Mn to form MnS and improves machinability when cutting after cold working. In order to effectively exert such an action, S is preferably contained in an amount of 0.005% or more, more preferably 0.008% or more, and further preferably 0.010% or more. However, when S is contained excessively and the amount of MnS produced increases, the impact fatigue characteristics of the mechanical structural component deteriorate. Accordingly, the S content is 0.03% or less, preferably 0.025% or less, more preferably 0.020% or less.
［Ｃｒ：２．０％以下（０％を含まない）］
Ｃｒは、浸炭を促進し、鋼の表面に硬化層を形成するために必要な元素である。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｃｒは０．２％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．５％以上、更に好ましくは０．８％以上である。しかし過剰にＣｒを含有すると、浸炭処理により表層部における結晶粒が微細化し、結晶粒の硬度を高めることができず、衝撃疲労特性を改善できない。また、Ｃｒ量が多すぎると、過剰浸炭を引き起こし、機械構造部品の強度を低下させる。従ってＣｒ量は２．０％以下、好ましくは１．８％以下、より好ましくは１．６％以下である。
[Cr: 2.0% or less (excluding 0%)]
Cr is an element necessary for promoting carburization and forming a hardened layer on the steel surface. In order to effectively exhibit such an action, Cr is preferably contained in an amount of 0.2% or more, more preferably 0.5% or more, and further preferably 0.8% or more. However, when Cr is excessively contained, crystal grains in the surface layer portion are refined by carburizing treatment, the hardness of the crystal grains cannot be increased, and impact fatigue characteristics cannot be improved. Moreover, when there is too much Cr amount, excessive carburization will be caused and the intensity | strength of machine structural components will be reduced. Therefore, the Cr content is 2.0% or less, preferably 1.8% or less, more preferably 1.6% or less.
［Ａｌ：０．０６％以下（０％を含まない）］
Ａｌは、脱酸材として作用する元素であり、こうした作用を有効に発揮させるには、０．０１％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．０２０％以上、更に好ましくは０．０３０％以上である。しかし過剰に含有すると鋼の変形抵抗が増大し、冷間加工性が劣化する。従ってＡｌ量は０．０６％以下、好ましくは０．０５０％以下、より好ましくは０．０４０％以下とする。
[Al: 0.06% or less (excluding 0%)]
Al is an element that acts as a deoxidizer, and in order to effectively exhibit such action, it is preferable to contain 0.01% or more. More preferably, it is 0.020% or more, More preferably, it is 0.030% or more. However, if contained excessively, the deformation resistance of the steel increases and the cold workability deteriorates. Therefore, the Al content is 0.06% or less, preferably 0.050% or less, more preferably 0.040% or less.
［Ｎｂ：０．０２〜０．１０％］
Ｎｂは、鋼中に所望密度のＮｂ系析出物を生成させて、機械構造部品の衝撃疲労特性を改善するのに必要な元素である。しかしＮｂ量が０．０２％未満では、所望のＮｂ系析出物を析出させることができず、また焼入れ性が悪くなるため、結晶粒の硬度を高めることができない。従って衝撃疲労特性が劣化する。従ってＮｂ量は０．０２％以上、好ましくは０．０２５％以上、より好ましくは０．０３０％以上含有する。しかし過剰に含有すると鋼中に微細Ｎｂ系析出物が多く生成するため、浸炭処理時にマトリックスに固溶しなかったＮｂ系析出物によるピンニング効果が発揮され、機械構造部品の表層部における結晶粒が微細化する。その結果、結晶粒の硬度を高めることができず、衝撃疲労特性を改善できない。従ってＮｂ量は０．１０％以下、好ましくは０．０９０％以下、より好ましくは０．０８０％以下とする。
[Nb: 0.02-0.10%]
Nb is an element necessary for generating Nb-based precipitates having a desired density in steel and improving the impact fatigue characteristics of mechanical structural parts. However, if the amount of Nb is less than 0.02%, desired Nb-based precipitates cannot be precipitated, and the hardenability deteriorates, so that the hardness of the crystal grains cannot be increased. Accordingly, the impact fatigue characteristics deteriorate. Therefore, the Nb content is 0.02% or more, preferably 0.025% or more, more preferably 0.030% or more. However, if excessively contained, a lot of fine Nb-based precipitates are produced in the steel, so that the pinning effect due to the Nb-based precipitates not dissolved in the matrix during the carburizing process is exhibited, and the crystal grains in the surface layer part of the machine structural part are Refine. As a result, the hardness of the crystal grains cannot be increased and the impact fatigue characteristics cannot be improved. Therefore, the Nb content is 0.10% or less, preferably 0.090% or less, more preferably 0.080% or less.
［Ｎ：０．００５〜０．０２５％］
Ｎは、機械構造部品の表層部における結晶粒度を適切に調整するために作用するＡｌＮやＮｂ系析出物（ＮｂＣＮ）を形成するために必要な元素である。従ってＮは０．００５％以上、好ましくは０．００８％以上、より好ましくは０．０１０％以上である。しかし過剰にＮ量を含有すると、鋼中に窒化物（例えば、ＡｌＮ）や炭窒化物（例えば、ＮｂＣＮ）が多量に形成され、冷間加工性を劣化させる。従ってＮは０．０２５％以下、好ましくは０．０２３％以下、より好ましくは０．０２０％以下とする。
[N: 0.005 to 0.025%]
N is an element necessary for forming AlN and Nb-based precipitates (NbCN) that act to appropriately adjust the crystal grain size in the surface layer portion of the mechanical structural component. Therefore, N is 0.005% or more, preferably 0.008% or more, more preferably 0.010% or more. However, if the amount of N is excessively contained, a large amount of nitride (for example, AlN) or carbonitride (for example, NbCN) is formed in the steel, and the cold workability is deteriorated. Therefore, N is 0.025% or less, preferably 0.023% or less, more preferably 0.020% or less.
本発明の肌焼鋼に含まれる合金元素は上記の通りであり、残部は、鉄および不可避不純物である。不可避不純物としては、例えば、原料、資材、製造設備などの状況によって持ち込まれる元素が挙げられる。 The alloying elements contained in the case hardening steel of the present invention are as described above, and the balance is iron and inevitable impurities. As an inevitable impurity, the element brought in by the conditions, such as a raw material, material, manufacturing equipment, is mentioned, for example.
本発明の肌焼鋼は、上記合金元素に加えて、必要に応じて、更に他の元素として、（ａ）Ｍｏ、（ｂ）Ｃｕおよび／またはＮｉ、等を含有させることも有効であり、含有させる元素に応じて肌焼鋼の特性がさらに改善される。 In addition to the above alloy elements, the case-hardened steel of the present invention is also effective to contain (a) Mo, (b) Cu and / or Ni, etc. as other elements as required. The characteristics of the case-hardened steel are further improved depending on the element to be contained.
［（ａ）Ｍｏ：２％以下（０％を含まない）］
Ｍｏは、浸炭処理における焼入性を向上し、結晶粒の硬度を高め、機械構造部品の衝撃疲労特性を改善するのに作用する元素である。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｍｏは０．２％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．３０％以上、更に好ましくは０．４０％以上である。しかし過剰にＭｏを含有させると、冷間加工時の変形抵抗が増大し、冷間加工性を劣化させる。従ってＭｏは２％以下であることが好ましく、より好ましくは１％以下、更に好ましくは０．９％以下である。
[(A) Mo: 2% or less (excluding 0%)]
Mo is an element that acts to improve the hardenability in the carburizing process, increase the hardness of the crystal grains, and improve the impact fatigue characteristics of the mechanical structural component. In order to exhibit such an action effectively, Mo is preferably contained in an amount of 0.2% or more, more preferably 0.30% or more, and further preferably 0.40% or more. However, when Mo is excessively contained, deformation resistance during cold working increases, and cold workability deteriorates. Accordingly, Mo is preferably 2% or less, more preferably 1% or less, and still more preferably 0.9% or less.
［（ｂ）Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：０．５％以下（０％を含まない）］
ＣｕとＮｉは、上記Ｍｏと同様に、浸炭処理における焼入性を高め、機械構造部品の衝撃疲労特性を改善するのに作用する元素である。また、ＣｕとＮｉは、Ｆｅよりも酸化され難い元素であるため、機械構造部品の耐食性を改善するのにも作用する。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｃｕは０．０３％以上含有することが好ましく、より好ましくは０．０４％以上、更に好ましくは０．０５％以上である。Ｎｉは０．０３％以上含有することが好ましく、より好ましくは０．０５％以上、更に好ましくは０．０８％以上である。しかし、Ｃｕを過剰に含有すると、熱間圧延性が低下し、割れなどの問題が発生し易くなる。従ってＣｕは０．５％以下であることが好ましく、より好ましくは０．３％以下、更に好ましくは０．１％以下である。また、Ｎｉを過剰に含有すると、コスト高となるため、Ｎｉは０．５％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．３％以下、更に好ましくは０．２％以下である。ＣｕとＮｉは、何れか一方を含有してもよいし、両方を含有してもよい。
[(B) Cu: 0.5% or less (not including 0%) and / or Ni: 0.5% or less (not including 0%)]
Cu and Ni are elements that act to improve the hardenability in the carburizing process and improve the impact fatigue characteristics of the machine structural component, like Mo. Further, since Cu and Ni are elements that are less likely to be oxidized than Fe, they also act to improve the corrosion resistance of mechanical structural parts. In order to exhibit such an action effectively, Cu is preferably contained in an amount of 0.03% or more, more preferably 0.04% or more, and further preferably 0.05% or more. Ni is preferably contained in an amount of 0.03% or more, more preferably 0.05% or more, and further preferably 0.08% or more. However, when Cu is contained excessively, the hot rollability is lowered, and problems such as cracking are likely to occur. Therefore, Cu is preferably 0.5% or less, more preferably 0.3% or less, and still more preferably 0.1% or less. Further, if Ni is excessively contained, the cost increases, so Ni is preferably 0.5% or less. More preferably, it is 0.3% or less, More preferably, it is 0.2% or less. Cu and Ni may contain either one or both.
次に、上記肌焼鋼の製造方法について説明する。本発明の肌焼鋼は、上記範囲に成分調整した鋳片を、温度１１００〜１２８０℃に加熱して分塊圧延することによって、鋳造時に生成したＮｂ系析出物を部分的に固溶させることができ、Ｎｂ系析出物の析出状態を本発明で規定する範囲に制御できる。そして分塊圧延して得られた鋼片を、比較的低い温度（具体的には、Ａｃ3点の温度〜９００℃）に再加熱してから熱間圧延することによって分塊圧延時に適切に制御したＮｂ系析出物の析出状態を維持した肌焼鋼を製造できる。 Next, the manufacturing method of the said case hardening steel is demonstrated. The case-hardened steel of the present invention partially dissolves Nb-based precipitates produced during casting by heating the slab whose components are adjusted to the above range to a temperature of 1100 to 1280 ° C. and performing batch rolling. It is possible to control the precipitation state of the Nb-based precipitate within the range specified in the present invention. Then, the steel slab obtained by the partial rolling is reheated to a relatively low temperature (specifically, the temperature of Ac 3 point to 900 ° C.) and then hot-rolled, so that it can be appropriately applied during the partial rolling. Case-hardened steel that maintains the controlled precipitation state of Nb-based precipitates can be produced.
上記加熱温度が１１００℃を下回ると鋳造時に生成したＮｂ系析出物の一部を充分に固溶させることができないため、棒鋼圧延時の加熱により粗大Ｎｂ系析出物の生成核となり得る微細Ｎｂ系析出物が過剰に残留しやすくなる。従って加熱温度は１１００℃以上とすることが好ましく、より好ましくは１１５０℃以上、更に好ましくは１２００℃以上である。しかし加熱温度が１２８０℃を超えると鋳造時に析出したＮｂ系析出物が必要以上にマトリックスに固溶してしまうため、所望のＮｂ系析出物を確保できにくくなる。従って加熱温度は１２８０℃以下とすることが好ましく、より好ましくは１２７０℃以下、更に好ましくは１２６０℃以下である。 If the heating temperature is lower than 1100 ° C., a part of the Nb-based precipitate generated during casting cannot be sufficiently dissolved, so that the fine Nb-based that can be a generation nucleus of coarse Nb-based precipitates by heating during steel bar rolling Precipitates tend to remain excessively. Therefore, the heating temperature is preferably 1100 ° C. or higher, more preferably 1150 ° C. or higher, and still more preferably 1200 ° C. or higher. However, if the heating temperature exceeds 1280 ° C., Nb-based precipitates precipitated during casting will be dissolved in the matrix more than necessary, making it difficult to secure the desired Nb-based precipitates. Accordingly, the heating temperature is preferably 1280 ° C. or less, more preferably 1270 ° C. or less, and still more preferably 1260 ° C. or less.
上記鋳片を１１００〜１２８０℃に加熱した後は、速やかに分塊圧延することが推奨される。鋳片を１１００〜１２８０℃の温度域で長時間保持すると、Ｎｂ系析出物がマトリックスに固溶し、Ｎｂ系析出物の密度を適切な範囲に制御できにくくなるからである。上記加熱温度に加熱した後、分塊圧延するまでの時間は、例えば、５分以内（０分を含む）とすることが推奨される。 After the slab is heated to 1100 to 1280 ° C., it is recommended that the slab be rapidly rolled. This is because if the slab is kept in the temperature range of 1100 to 1280 ° C. for a long time, the Nb-based precipitates are dissolved in the matrix, and it becomes difficult to control the density of the Nb-based precipitates within an appropriate range. It is recommended that the time from the heating to the above heating temperature until the partial rolling is within 5 minutes (including 0 minutes), for example.
分塊圧延して得られた鋼片は、Ａｃ3点の温度〜９００℃に再加熱して熱間圧延（例えば、棒鋼圧延）することが好ましい。熱間圧延温度が９００℃を超えると、Ｎｂ系析出物がマトリックスに固溶し、所望の析出状態に制御できにくくなる。従って熱間圧延温度は９００℃以下とすることが好ましい。しかし熱間圧延温度が低過ぎると圧延が困難になるため、下限値はＡｃ3点とすることが好ましい。 It is preferable that the steel slab obtained by split rolling is reheated to a temperature of Ac 3 point to 900 ° C. and hot-rolled (for example, steel bar rolling). When the hot rolling temperature exceeds 900 ° C., the Nb-based precipitate is dissolved in the matrix, and it becomes difficult to control the desired precipitation state. Therefore, the hot rolling temperature is preferably 900 ° C. or lower. However, since rolling becomes difficult when the hot rolling temperature is too low, the lower limit is preferably set to Ac 3 point.
上記Ａｃ3点は、鋼中成分に基づいて下記式（１）によって算出できる。なお、［ ］は、各元素の含有量（質量％）を意味している。
Ａｃ3点（℃）＝９１０−２０３√［Ｃ］＋４４［Ｓｉ］−３０［Ｍｎ］−１１［Ｃｒ］−３１．５［Ｍｏ］−２０［Ｃｕ］−１５［Ｎｉ］ ・・・（１）
The Ac 3 point can be calculated by the following equation on the basis of the steel component (1). In addition, [] means content (mass%) of each element.
Ac 3 point (° C.) = 910−203√ [C] +44 [Si] −30 [Mn] −11 [Cr] −31.5 [Mo] −20 [Cu] −15 [Ni] (1) )
得られた肌焼鋼は、常法に従って冷間加工（例えば、冷間鍛造）して所定の部品形状とした後、常法に従って浸炭処理することによって機械構造部品を製造できる。浸炭処理条件は特に限定されず、例えば、一般的な浸炭雰囲気下で、約８５０〜９５０℃で、約２〜６時間保持して行えばよい。 The obtained case-hardened steel can be manufactured in a mechanical structure by subjecting it to a predetermined part shape by cold working (for example, cold forging) according to a conventional method and then carburizing according to a conventional method. The carburizing treatment conditions are not particularly limited. For example, the carburizing conditions may be maintained at about 850 to 950 ° C. for about 2 to 6 hours in a general carburizing atmosphere.
こうして得られた機械構造部品は、表層部における旧オーステナイト粒の結晶粒度が０〜４番で、且つ旧オーステナイト粒内における硬さが７２０ＨＶ以上になっている。旧オーステナイト粒を粗大化して結晶粒界を低減することによって、機械構造部品の表面から発生する粒界割れを抑制でき、また旧オーステナイト粒内における硬さを７２０ＨＶ以上とすることによって粒内割れの発生を防止できるため、機械構造部品の衝撃疲労特性を改善できる。 The mechanical structural parts obtained in this way have a crystal grain size of the prior austenite grains in the surface layer portion of 0 to 4 and a hardness in the prior austenite grains of 720 HV or higher. By reducing the grain boundaries by coarsening the prior austenite grains, the grain boundary cracks generated from the surface of the machine structural component can be suppressed, and by setting the hardness in the prior austenite grains to 720 HV or more, Since the occurrence can be prevented, the impact fatigue characteristics of mechanical structural parts can be improved.
上記旧オーステナイト粒が微細化し、上記結晶粒度が４番を超えて大きくなると、結晶粒界が増加するため、粒界割れの発生を低減できず、旧オーステナイト粒内の硬さを高めても機械構造部品の衝撃疲労特性を改善できない。上記結晶粒度は、好ましくは３．８以下、より好ましくは３．５以下である。結晶粒度は数値が小さいほど好ましい。 When the prior austenite grains become finer and the grain size exceeds 4 and the grain boundaries increase, the occurrence of intergranular cracks cannot be reduced, and even if the hardness in the prior austenite grains is increased, the machine The impact fatigue characteristics of structural parts cannot be improved. The crystal grain size is preferably 3.8 or less, more preferably 3.5 or less. The smaller the numerical value, the better the crystal grain size.
また、旧オーステナイト粒内の硬さが７２０ＨＶを下回ると、粒内割れが発生しやすくなるため、旧オーステナイト粒の結晶粒度を４番以下に制御しても機械構造部品の衝撃疲労特性を改善できない。旧オーステナイト粒内の硬さは、好ましくは７５０ＨＶ以上であり、より好ましくは７８０ＨＶ以上である。旧オーステナイト粒内の硬さの上限は特に限定されないが、硬くなり過ぎると靱性が低下するため、例えば、８５０ＨＶ以下であることが好ましい。より好ましくは８４０ＨＶ以下、更に好ましくは８３０ＨＶ以下である。 In addition, if the hardness of the prior austenite grains is less than 720 HV, intragranular cracking is likely to occur, so even if the crystal grain size of the prior austenite grains is controlled to 4 or less, the impact fatigue characteristics of mechanical structural parts cannot be improved. . The hardness in the prior austenite grains is preferably 750 HV or higher, more preferably 780 HV or higher. The upper limit of the hardness in the prior austenite grains is not particularly limited, but for example, it is preferably 850 HV or less because the toughness decreases when it becomes too hard. More preferably, it is 840 HV or less, More preferably, it is 830 HV or less.
なお、本発明において旧オーステナイト粒の結晶粒度および旧オーステナイト粒内の硬さは、表面から深さ５０μｍ位置において測定する。機械構造部品の最表面で測定すると、測定結果にバラツキが生じ易いからである。 In the present invention, the crystal grain size of the prior austenite grains and the hardness in the prior austenite grains are measured at a depth of 50 μm from the surface. This is because if the measurement is performed on the outermost surface of the mechanical structural component, the measurement results are likely to vary.
本発明で得られる機械構造部品の具体的な形態としては、例えば、歯車、シャフト類、無段変速機（ＣＶＴ）プーリ、等速ジョイント（ＣＶＪ）、軸受などが挙げられる。特に、歯車のなかでも、ディファレンシャルユニットに用いられる傘歯車として好適に用いることができる。 Specific forms of mechanical structural parts obtained by the present invention include, for example, gears, shafts, continuously variable transmission (CVT) pulleys, constant velocity joints (CVJ), bearings, and the like. In particular, among gears, it can be suitably used as a bevel gear used for a differential unit.
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。 EXAMPLES Hereinafter, the present invention will be described more specifically with reference to examples. However, the present invention is not limited by the following examples, but may be appropriately modified within a range that can meet the purpose described above and below. Of course, it is possible to implement them, and they are all included in the technical scope of the present invention.
溶製炉で鋼を溶製し、下記表１または表２に示す化学成分を含有する鋼片（残部は、鉄および不可避不純物）を製造した。下記表１および表２には、上記式（１）に基づいて算出したＡｃ3点の温度を示す。 Steel was melted in a melting furnace to produce steel pieces containing the chemical components shown in Table 1 or 2 below (the balance being iron and inevitable impurities). Tables 1 and 2 below show the Ac 3 point temperatures calculated based on the above formula (1).
次に、得られた鋼片を下記表３または表４に示す分塊圧延温度に加熱した後、分塊圧延を行い、次いで室温まで冷却した。なお、分塊圧延温度に加熱した後は、５分以内に分塊圧延を行なった。 Next, the obtained steel slab was heated to the partial rolling temperature shown in Table 3 or 4 below, followed by partial rolling, and then cooled to room temperature. In addition, after heating to the partial rolling temperature, the partial rolling was performed within 5 minutes.
次に、下記表３または表４に示す棒鋼圧延温度に加熱し、棒鋼圧延を行ない、直径３０ｍｍの棒鋼を製造した。得られた棒鋼について、Ｎｂ系析出物の密度を次の手順で測定した。 Next, it heated to the steel bar rolling temperature shown in following Table 3 or Table 4, and performed steel bar rolling, and manufactured steel bar with a diameter of 30 mm. About the obtained bar steel, the density of the Nb system precipitate was measured in the following procedure.
《Ｎｂ系析出物の密度》
得られた棒鋼の横断面（棒鋼の軸心と垂直な面）のＤ／４位置（Ｄは棒鋼の直径）において、縦断面（棒鋼の軸心と平行な面）を研磨し、任意の１０ｍｍ×１０ｍｍの範囲について電子線マイクロプローブＸ線分析計（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｘ−ｒａｙ Ｍｉｃｒｏ Ａｎａｌｙｚｅｒ；ＥＰＭＡ）で、面積が２μｍ2以上の析出物についてその成分組成を測定した。面積が２μｍ2未満の析出物は検出限界に近く、正確な測定ができないため面積が２μｍ2未満の析出物は測定対象から外している。ＥＰＭＡによる測定条件は以下の通りである。
<< Nb-based precipitate density >>
At the D / 4 position (D is the diameter of the steel bar) of the transverse cross section of the obtained steel bar (surface perpendicular to the axis of the steel bar), the vertical cross section (surface parallel to the axis of the steel bar) is polished to an arbitrary 10 mm The component composition of the precipitate having an area of 2 μm 2 or more was measured with an electron probe X-ray Micro Analyzer (EPMA) in a range of × 10 mm. Precipitates with an area of less than 2 μm 2 are close to the detection limit and cannot be measured accurately, so precipitates with an area of less than 2 μm 2 are excluded from the object of measurement. The measurement conditions by EPMA are as follows.
《測定条件》
ＥＰＭＡ分析装置 ：ＪＸＡ−８１００型電子マイクロプローブアナライザー（日本電気株式会社製）
分析装置（ＥＤＳ）：ＳｙｓｔｅｍＳｉｘ（サーモフィシャーサイエンティフィック社製）
加速電圧 ：１５ｋＶ
操作電流 ：４ｎＡ
観察倍率 ：２００倍
"Measurement condition"
EPMA analyzer: JXA-8100 type electronic microprobe analyzer (manufactured by NEC Corporation)
Analyzer (EDS): SystemSix (manufactured by Thermo Fisher Scientific)
Acceleration voltage: 15 kV
Operating current: 4nA
Observation magnification: 200 times
面積２μｍ2以上の析出物のうち、Ｎｂ含有量が５質量％以上のものをＮｂ系析出物とし、面積２μｍ2以上１０μｍ2未満の個数、および面積１０μｍ2以上の個数を測定し、観察視野１ｍｍ2あたりの密度に換算した。結果を表３または表４に示す。 Of area 2 [mu] m 2 or more precipitates, Nb content of not less than 5 wt% and Nb-based precipitates, the area 2 [mu] m 2 or more 10 [mu] m 2 less number, and an area 10 [mu] m 2 or more of the number determined, an observation field It converted into the density per 1 mm < 2 >. The results are shown in Table 3 or Table 4.
次に、得られた棒鋼の横断面から１７ｍｍ×１７ｍｍの角材を切り出し、冷間鍛造により図１に示す切り欠き形状を形成した。次いで、図２に示す形状（幅１３ｍｍ、長さ１００ｍｍ×厚み１３ｍｍ）に整え、切り欠き形状を形成した面に対して垂直な面にＣｕメッキを施した後、浸炭処理を施した。浸炭処理は、図３に示すように、９５０℃に加熱し、この温度で、カーボンポテンシャル（ＣＰ）０．８％の条件で、７０分間保持し、次いで８５０℃に冷却し、この温度で、カーボンポテンシャル（ＣＰ）０．８％の条件で、６０分間保持し、９０℃の油浴を用いて焼入れし、室温に冷却した。
Next, a 17 mm × 17 mm square was cut out from the cross section of the obtained steel bar, and the notch shape shown in FIG. 1 was formed by cold forging. Next, the shape shown in FIG. 2 (
浸炭処理を施した試験片について、（１）結晶粒度、（２）硬さ、（３）衝撃疲労特性を調べた。 About the test piece which performed the carburizing process, (1) crystal grain size, (2) hardness, (3) impact fatigue characteristics were investigated.
［（１）結晶粒度］
試験片に形成した切り欠きの筋方向に垂直な面を切り出し、ナイタール液（エタノールと３％硝酸との混合液）でエッチングした後、光学顕微鏡で、観察倍率１００倍で観察を行い、ＪＩＳ Ｇ０５５１に従って旧オーステナイト粒の粒度番号を測定した。粒度番号の測定は、切り欠き形状の底からの深さが５０μｍ位置（以下、表３、表４では表層と表記する）で行った。
[(1) Crystal grain size]
A surface perpendicular to the direction of the notch formed in the test piece was cut out, etched with a nital solution (mixed solution of ethanol and 3% nitric acid), and then observed with an optical microscope at an observation magnification of 100 times. JIS G0551 The particle size number of prior austenite grains was measured according to The particle size number was measured at a position where the depth from the bottom of the notch shape was 50 μm (hereinafter referred to as a surface layer in Tables 3 and 4).
また、参考として、切り欠き形状の底からの深さが２ｍｍ位置（以下、表３、表４では内部と表記する）における旧オーステナイト粒の結晶粒度を測定した。 For reference, the crystal grain size of prior austenite grains at a position where the depth from the bottom of the notch is 2 mm (hereinafter referred to as “inside” in Tables 3 and 4) was measured.
測定結果を下記表３および表４に示す。 The measurement results are shown in Tables 3 and 4 below.
［（２）硬さ］
試験片に形成した切り欠きの筋方向に垂直な面を切り出し、切り欠き形状の底からの深さが５０μｍ位置（以下、表３、表４では表層と表記する）において旧オーステナイト粒内の硬さを測定した。旧オーステナイト粒内の硬さ測定には、マイクロビッカース硬度測定器を用い、荷重１０ｇで測定した。測定は５箇所で行い、平均値を算出した。なお、下記表４に示したＮｏ．４１〜４８、５１については、表層における旧オーステナイトの結晶粒が小さ過ぎる（粒度番号が大き過ぎる）ため、粒内の硬さを測定できなかった。
[(2) Hardness]
A surface perpendicular to the direction of the notch formed in the test piece is cut out, and the hardness from the bottom of the austenite grains is 50 μm deep from the bottom of the notch shape (hereinafter referred to as the surface layer in Tables 3 and 4). Was measured. For the measurement of the hardness in the prior austenite grains, a micro Vickers hardness tester was used and the measurement was performed with a load of 10 g. The measurement was performed at five locations, and the average value was calculated. In addition, No. shown in Table 4 below. About 41-48, 51, since the crystal grain of the prior austenite in a surface layer was too small (a particle size number is too large), the hardness in a grain was not able to be measured.
また、参考として、上記深さ５０μｍ入った位置（表層）において、試験片全体の硬さも測定した。また、参考として、切り欠き形状の底からの深さが２ｍｍ位置（内部）において、試験片全体の硬さを測定した。 For reference, the hardness of the entire test piece was also measured at the position (surface layer) where the depth was 50 μm. For reference, the hardness of the entire test piece was measured when the depth from the bottom of the notch was 2 mm (inside).
試験片全体の硬さ測定には、ビッカース硬度測定器を用い、荷重３００ｇで測定した。測定は３箇所で行い、平均値を算出した。 The hardness of the whole test piece was measured with a load of 300 g using a Vickers hardness tester. The measurement was performed at three locations, and the average value was calculated.
結果を下記表３および表４に示す。 The results are shown in Table 3 and Table 4 below.
［（３）衝撃疲労特性］
試験片の衝撃疲労特性は、切り欠きを形成した面を図４に示すように地面に向けて配置し、これを直径１３ｍｍの丸棒で４点保持した。試験片の上方には、丸棒を介して幅１３ｍｍ×長さ１００ｍｍ×厚み１５ｍｍの鋼板を配置し、この鋼板に上下方向の繰返し荷重を与えたときに、試験片に初期亀裂が発生したときの回数、および試験片が破断したときの回数を測定した。測定は室温で行った。
[(3) Impact fatigue characteristics]
As for the impact fatigue characteristics of the test piece, the surface on which the notch was formed was arranged facing the ground as shown in FIG. 4, and this was held at four points by a round bar having a diameter of 13 mm. When a steel plate having a width of 13 mm, a length of 100 mm, and a thickness of 15 mm is disposed above the test piece via a round bar, and an initial crack is generated in the test piece when a vertical load is applied to the steel plate, And the number of times when the test piece broke. The measurement was performed at room temperature.
鋼板に付与する繰返し荷重は、最大値（Ｐmax）を１８０００Ｎとし、荷重の最大値（Ｐmax）に対する最小値（Ｐmin）の比（応力比＝Ｐmin／Ｐmax）は０．１となるように制御した。繰り返し荷重は、周波数が５Ｈｚとなるように付与した。 The repeated load applied to the steel sheet was controlled so that the maximum value (Pmax) was 18000 N and the ratio of the minimum value (Pmin) to the maximum value (Pmax) (stress ratio = Pmin / Pmax) was 0.1. . The repeated load was applied so that the frequency was 5 Hz.
試験片に初期亀裂が発生したときの回数は、アコースティックエミッション測定によって行なった。アコースティックエミッション測定とは、試験片に取り付けたセンサーによって、初期亀裂が発生したときに発生するアコースティックエミッション（弾性波）を測定する方法である。本実験では、図４に示した試験片の両端にセンサーを取り付け、繰返し荷重の付与を開始してから最初に５５ｄｂ以上のアコースティックエミッションが測定されたときにおける試験片に繰返し荷重を与えた回数を、初期亀裂が発生したときの回数と判断した。測定結果を下記表３または表４に示す。 The number of times when the initial crack occurred in the test piece was measured by acoustic emission measurement. The acoustic emission measurement is a method of measuring an acoustic emission (elastic wave) generated when an initial crack is generated by a sensor attached to a test piece. In this experiment, sensors were attached to both ends of the test piece shown in FIG. 4 and the number of times the test piece was repeatedly applied when the acoustic emission of 55 db or more was measured for the first time after the start of applying the repetitive load. The number of times when the initial crack occurred was judged. The measurement results are shown in Table 3 or Table 4 below.
また、試験片に初期亀裂が発生した後、試験片が破断するまで上記鋼板に繰返し荷重を付与し、試験片が破断するときの回数を測定した。測定結果を下記表３または表４に示す。 Further, after the initial crack was generated in the test piece, a repeated load was applied to the steel sheet until the test piece broke, and the number of times when the test piece broke was measured. The measurement results are shown in Table 3 or Table 4 below.
下記表３および表４から次のように考察できる。Ｎｏ．１〜４０は、いずれも本発明で規定する要件を満足している例であり、面積１０μｍ2以上のＮｂ系析出物と、面積２μｍ2以上１０μｍ2未満のＮｂ系析出物の密度が適切に制御されているため、初期亀裂が発生するまでの回数が多く、また破断するまでの回数が多くなり、衝撃疲労特性が良好になっていることが分かる。 Table 3 and Table 4 below can be considered as follows. No. 1-40 are both examples that satisfy the requirements stipulated in the present invention, the area 10 [mu] m 2 or more Nb-based precipitates, density appropriately area 2 [mu] m 2 or more 10 [mu] m 2 less Nb-based precipitates Since it is controlled, it can be seen that the number of times until the initial crack is generated and the number of times until the fracture is increased, and the impact fatigue characteristics are improved.
一方、Ｎｏ．４１〜５１は、本発明で規定するいずれかの要件を満足しない例である。 On the other hand, no. 41 to 51 are examples that do not satisfy any of the requirements defined in the present invention.
Ｎｏ．４１は、本発明で推奨する製造条件のうち、棒鋼圧延温度が高過ぎるため、浸炭処理前の鋼に含まれる微細Ｎｂ系析出物と粗大Ｎｂ系析出物の密度を所定の範囲に制御できていない。その結果、浸炭処理後に結晶粒が微細化し過ぎて結晶粒の硬度を高めることができないため、衝撃疲労特性が悪くなっている。 No. 41, because the bar rolling temperature is too high among the production conditions recommended in the present invention, the density of fine Nb-based precipitates and coarse Nb-based precipitates contained in the steel before carburizing treatment can be controlled within a predetermined range. Absent. As a result, since the crystal grains become too fine after the carburizing treatment and the hardness of the crystal grains cannot be increased, the impact fatigue characteristics are deteriorated.
Ｎｏ．４２は、本発明で推奨する製造条件のうち、分塊圧延温度が高過ぎるため、浸炭処理前の鋼に含まれる微細Ｎｂ系析出物と粗大Ｎｂ系析出物の密度を所定の範囲に制御できていない。その結果、浸炭処理後に結晶粒が微細化し過ぎて結晶粒の硬度を高めることができないため、衝撃疲労特性が悪くなっている。 No. No. 42, among the production conditions recommended in the present invention, since the ingot rolling temperature is too high, the density of fine Nb-based precipitates and coarse Nb-based precipitates contained in the steel before carburizing treatment can be controlled within a predetermined range. Not. As a result, since the crystal grains become too fine after the carburizing treatment and the hardness of the crystal grains cannot be increased, the impact fatigue characteristics are deteriorated.
Ｎｏ．４３は、Ｎｂを過剰に含有しているため、浸炭処理前の鋼に含まれる微細Ｎｂ系析出物の密度を所定の範囲に制御できていない。その結果、浸炭処理後に結晶粒が微細化し過ぎて結晶粒の硬度を高めることができないため、衝撃疲労特性が悪くなっている。 No. Since No. 43 contains Nb excessively, the density of fine Nb-based precipitates contained in the steel before the carburizing treatment cannot be controlled within a predetermined range. As a result, since the crystal grains become too fine after the carburizing treatment and the hardness of the crystal grains cannot be increased, the impact fatigue characteristics are deteriorated.
Ｎｏ．４４は、Ｎｂ含有量が少な過ぎるため、浸炭処理前の鋼に、粗大Ｎｂ系析出物を所定量生成させることができていない。また、Ｎｂ量の不足により焼入れ性が悪くなり、結晶粒の硬度を充分に高めることができていない。従って衝撃疲労特性が悪くなっている。 No. No. 44 cannot produce a predetermined amount of coarse Nb-based precipitates in the steel before carburizing because the Nb content is too small. In addition, the hardenability deteriorates due to the shortage of Nb, and the hardness of the crystal grains cannot be sufficiently increased. Therefore, the impact fatigue characteristics are deteriorated.
Ｎｏ．４５は、本発明で推奨する製造条件のうち、分塊圧延温度と棒鋼圧延温度が高過ぎるため、浸炭処理前の鋼に含まれる微細Ｎｂ系析出物と粗大Ｎｂ系析出物の密度を所定の範囲に制御できていない。その結果、浸炭処理によって結晶粒が微細化し過ぎて結晶粒の硬度を高めることができないため、衝撃疲労特性が悪くなっている。 No. No. 45, among the production conditions recommended in the present invention, the density of the fine Nb-based precipitates and the coarse Nb-based precipitates contained in the steel before carburizing treatment is set to a predetermined value because the rolling and bar rolling temperatures are too high. The range is not controlled. As a result, since the crystal grains are excessively refined by the carburizing process and the hardness of the crystal grains cannot be increased, the impact fatigue characteristics are deteriorated.
Ｎｏ．４６は、Ｃを過剰に含有しているため、浸炭処理によって結晶粒が微細化し過ぎて結晶粒の硬度を高めることができない。従って、衝撃疲労特性が悪くなっている。 No. Since No. 46 contains C excessively, the crystal grains are excessively refined by the carburizing process, and the hardness of the crystal grains cannot be increased. Therefore, the impact fatigue characteristics are deteriorated.
Ｎｏ．４７は、Ｓｉを過剰に含有しているため、浸炭処理によって結晶粒が微細化し過ぎて結晶粒の硬度を高めることができない。従って、衝撃疲労特性が悪くなっている。 No. Since No. 47 contains Si excessively, the crystal grains are excessively refined by the carburizing process, and the hardness of the crystal grains cannot be increased. Therefore, the impact fatigue characteristics are deteriorated.
Ｎｏ．４８は、Ｍｎを過剰に含有しているため、浸炭処理によって結晶粒が微細化し過ぎて結晶粒の硬度を高めることができない。従って、衝撃疲労特性が悪くなっている。 No. Since No. 48 contains Mn excessively, crystal grains become too fine by carburizing treatment, and the hardness of the crystal grains cannot be increased. Therefore, the impact fatigue characteristics are deteriorated.
Ｎｏ．４９は、Ｐを過剰に含有しているため、Ｐが結晶粒界に偏析する結果、衝撃疲労特性が劣化している。 No. Since No. 49 contains P excessively, as a result of P segregating at the grain boundary, impact fatigue characteristics are deteriorated.
Ｎｏ．５０は、Ｓを過剰に含有しているため、鋼中にＭｎＳが多量に形成される結果、衝撃疲労特性が劣化している。 No. Since No. 50 contains S excessively, as a result of a large amount of MnS being formed in the steel, the impact fatigue characteristics are degraded.
Ｎｏ．５１は、Ｃｒを過剰に含有しているため、浸炭処理によって結晶粒が微細化し過ぎて結晶粒の硬度を高めることができない。従って、衝撃疲労特性が悪くなっている。 No. Since No. 51 contains excessive Cr, the crystal grains are excessively refined by the carburizing process, and the hardness of the crystal grains cannot be increased. Therefore, the impact fatigue characteristics are deteriorated.
Claims (4)
Ｃ ：０．１０〜０．３０％、
Ｓｉ：１．０％以下（０％を含まない）、
Ｍｎ：２．０％以下（０％を含まない）、
Ｐ ：０．０３％以下（０％を含まない）、
Ｓ ：０．０３％以下（０％を含まない）、
Ｃｒ：２．０％以下（０％を含まない）、
Ａｌ：０．０６％以下（０％を含まない）、
Ｎｂ：０．０２〜０．１０％、
Ｎ ：０．００５〜０．０２５％を含有し、
残部が鉄および不可避不純物からなり、
面積１０μｍ2以上のＮｂ系析出物を２．０〜１０．０個／ｍｍ2、
面積２μｍ2以上１０μｍ2未満のＮｂ系析出物を０．１〜０．７個／ｍｍ2含有することを特徴とする肌焼鋼。 % By mass
C: 0.10 to 0.30%,
Si: 1.0% or less (excluding 0%),
Mn: 2.0% or less (excluding 0%),
P: 0.03% or less (excluding 0%),
S: 0.03% or less (excluding 0%),
Cr: 2.0% or less (excluding 0%),
Al: 0.06% or less (excluding 0%),
Nb: 0.02 to 0.10%,
N: 0.005 to 0.025% is contained,
The balance consists of iron and inevitable impurities,
2.0-10.0 pieces / mm 2 of Nb-based precipitates having an area of 10 μm 2 or more,
A case-hardened steel comprising 0.1 to 0.7 pieces / mm 2 of Nb-based precipitates having an area of 2 μm 2 or more and less than 10 μm 2 .
Ｍｏ：２％以下（０％を含まない）を含むものである請求項１に記載の肌焼鋼。 Furthermore, as other elements,
The case-hardened steel according to claim 1, which contains Mo: 2% or less (not including 0%).
Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない）および／または
Ｎｉ：０．５％以下（０％を含まない）を含むものである請求項１または２に記載の肌焼鋼。 Furthermore, as other elements,
The case-hardened steel according to claim 1 or 2, wherein Cu: 0.5% or less (not including 0%) and / or Ni: 0.5% or less (not including 0%).
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