JP2016074951A - Manufacturing method of case hardened steel - Google Patents

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正之 笠井
Masayuki Kasai
正之 笠井
清史 上井
Seishi Uei
清史 上井
遠藤 茂
Shigeru Endo
茂 遠藤
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Abstract

PROBLEM TO BE SOLVED: To provide a manufacturing method of a case hardened steel excellent in cold forgeability and hardly generating coarsening crystal particles even with conducting a carburization treatment at high temperature.SOLUTION: There is provided a manufacturing method of a case hardened steel having a process of manufacturing a slab by hot processing a steel raw material, a process of a heat treatment of the slab and a process of manufacturing the case hardened steel by hot processing the heat treated slab, the steel raw material has a predetermined component composition and the heat treatment is conducted under where P defined by the following (1) formula satisfies the following formula (2). P=T(25+log t)(1) 4.00×10≤P≤4.30×10(2), where T:temperature (K) and t:time (h).SELECTED DRAWING: None

Description

本発明は、自動車や建産機分野などにおいて、機械構造部品の素材として用いられる肌焼鋼の製造方法に関するものである。特に、浸炭処理において結晶粒が粗大化せず、かつ冷間鍛造性にも優れ、歯車やシャフト、軸受などの素材として好適に使用できる肌焼鋼に関するものである。   The present invention relates to a method for producing a case-hardened steel used as a material for machine structural parts in the field of automobiles and industrial machinery. In particular, the present invention relates to a case-hardened steel that does not become coarse in carburizing treatment, is excellent in cold forgeability, and can be suitably used as a material for gears, shafts, bearings, and the like.

自動車、建設機械、その他各種の産業機械に用いられる機械部品には、疲労強度や耐摩耗性に優れることが求められる。そのため、それらの用途においては、浸炭、窒化、および浸炭窒化などの表面硬化処理が施された鋼材が広く用いられている。このように表面硬化処理を施して使用するための鋼材は、肌焼鋼と呼ばれ、代表的なものとして、JIS G 4053に規定されているSCr(クロム鋼)、SCM(クロムモリブデン鋼)、SNCM(ニッケルクロムモリブデン鋼)などがある。   Machine parts used in automobiles, construction machines, and other various industrial machines are required to have excellent fatigue strength and wear resistance. Therefore, steel materials subjected to surface hardening treatment such as carburizing, nitriding, and carbonitriding are widely used in these applications. The steel material to be used after being subjected to the surface hardening treatment is called case-hardened steel, and representative examples include SCr (chromium steel), SCM (chromium molybdenum steel), stipulated in JIS G 4053, There are SNCM (nickel chromium molybdenum steel) and the like.

肌焼鋼から機械部品を製造する際には、まず、棒鋼などの形態の肌焼鋼を、鍛造や切削などの機械加工によって所望の部品形状に成形する。その後、浸炭などの処理によって表面を硬化し、さらに、研磨などの仕上げ処理を施して、最終的な製品が得られる。   When manufacturing machine parts from case-hardened steel, first, case-hardened steel in the form of bar steel or the like is formed into a desired part shape by machining such as forging or cutting. Thereafter, the surface is hardened by a process such as carburizing, and further a finishing process such as polishing is performed to obtain a final product.

近年、自動車、建設機械、その他の産業機械に使用される部品の製造コストの低減が強く望まれている。そこで、機械加工にかかるコストを低減するために、従来、切削によって行われていた加工を、鍛造によって行うといった、加工方法の切り替えが進められている。また、鍛造加工を行う場合においても、熱間鍛造に代えて、冷間鍛造が採用されることが増えている。冷間鍛造は、寸法精度が高く、鍛造後の切削仕上を省略できるため、コストの低減に有効である。   In recent years, it has been strongly desired to reduce the manufacturing cost of parts used in automobiles, construction machines, and other industrial machines. Therefore, in order to reduce the cost required for machining, switching of machining methods is being promoted in which machining that has been conventionally performed by cutting is performed by forging. Also, in the case of performing forging, cold forging is increasingly employed instead of hot forging. Cold forging has high dimensional accuracy and can eliminate the cutting finish after forging, which is effective in reducing costs.

また、浸炭処理に関しては、従来のガス浸炭に代えて、真空浸炭が用いられるようになってきている。ガス浸炭では、被処理部品表面の粒界酸化により浸炭異常層が生成し、その結果、表層の硬度が低下する。そのため、浸炭処理後、研磨などの方法により浸炭異常層を除去する必要があった。これに対し、真空浸炭には、浸炭異常層が生成しないという利点がある。また、真空浸炭は高温で行うことができるため、浸炭処理にかかる時間を短縮することが可能である。   Further, regarding carburizing treatment, vacuum carburizing has been used in place of conventional gas carburizing. In gas carburization, an abnormal carburization layer is generated by grain boundary oxidation on the surface of the part to be processed, and as a result, the hardness of the surface layer is lowered. Therefore, it was necessary to remove the carburizing abnormal layer by a method such as polishing after the carburizing treatment. In contrast, vacuum carburizing has the advantage that an abnormal carburizing layer is not generated. Moreover, since the vacuum carburizing can be performed at a high temperature, it is possible to reduce the time required for the carburizing process.

しかし、浸炭処理を高温で行った場合、オーステナイト粒(γ粒)の粗大化が生じやすいという問題がある。結晶粒が粗大化すると、焼入れ後に熱歪が生じ、部品寸法が変化する。そのため、仕上げ加工や研磨などの余分な工程が必要となり、生産性が低下し、製造コストが上昇する。   However, when carburizing is performed at a high temperature, there is a problem that austenite grains (γ grains) are likely to be coarsened. When the crystal grains become coarse, thermal distortion occurs after quenching, and the part dimensions change. Therefore, an extra process such as finishing or polishing is required, the productivity is lowered, and the manufacturing cost is increased.

そこで、冷間鍛造に適し、しかも、高温での浸炭処理にも適用できる肌焼鋼を実現するために、種々の研究が行われてきた。特に、浸炭時における結晶粒粗大化を防止するために、鋼にAl、Nb、Tiなどの元素を添加する手法が広く提案されている。これらの元素は、窒化物、炭化物、炭窒化物を形成する性質を有しているため、鋼に添加されると、AlN、Nb(CN)、TiCなどの微細析出物を形成する。これらの微細析出物は、結晶粒界をピン止し、結晶粒の成長を抑制する作用を有している。   Therefore, various studies have been conducted to realize a case-hardened steel that is suitable for cold forging and that can also be applied to carburizing at high temperatures. In particular, a method of adding elements such as Al, Nb, and Ti to steel has been widely proposed in order to prevent crystal grain coarsening during carburizing. Since these elements have the property of forming nitrides, carbides, and carbonitrides, they form fine precipitates such as AlN, Nb (CN), and TiC when added to steel. These fine precipitates have the effect of pinning the crystal grain boundaries and suppressing the growth of crystal grains.

例えば、特許文献1および2には、鋼材におけるAl、Nb、およびNの含有量を調整することによって、浸炭処理時の加熱による結晶粒の粗大化を抑制した肌焼鋼が記載されている。   For example, Patent Documents 1 and 2 describe case-hardened steel in which coarsening of crystal grains due to heating during carburizing treatment is suppressed by adjusting the contents of Al, Nb, and N in a steel material.

特許文献3および4には、Al、Nb、Ti含有量と、各析出物の大きさ、個数密度、ベイナイトの組織分率、フェライトバンド評点、および圧延条件を制御することによって、結晶粒の粗大化に起因する熱歪みの発生を抑制した肌焼鋼が記載されている。   In Patent Documents 3 and 4, the coarseness of crystal grains is controlled by controlling the Al, Nb, Ti content, the size of each precipitate, the number density, the bainite structure fraction, the ferrite band score, and the rolling conditions. There is described a case-hardened steel that suppresses the occurrence of thermal distortion due to crystallization.

また、肌焼鋼の製造時に特定条件で熱処理を行うことによって、結晶粒の粗大化を抑制する方法も提案されている。
例えば、特許文献5には、Tiを含有する肌焼鋼の製造において、粗塑性加工により得られた鋼片を再加熱することが記載されている。前記再加熱によって、その後の浸炭処理における結晶粒の粗大化が抑制されるとともに、鋼材の疲労特性や被削性が向上する。
In addition, a method for suppressing the coarsening of crystal grains has been proposed by performing heat treatment under specific conditions at the time of manufacturing the case hardening steel.
For example, Patent Document 5 describes reheating a steel piece obtained by rough plastic working in the manufacture of case-hardened steel containing Ti. By the reheating, coarsening of crystal grains in the subsequent carburizing treatment is suppressed, and fatigue characteristics and machinability of the steel material are improved.

特許文献6〜9には、鋳造によって得た鋳片を熱間加工して棒鋼を製造する際に、前記熱間加工に先立って鋳片を熱処理(均熱処理、均熱)する技術が開示されている。   Patent Documents 6 to 9 disclose a technique for heat-treating a slab prior to the hot working (soaking, soaking) when hot-working a slab obtained by casting to produce a steel bar. ing.

特開昭58−45354号公報JP 58-45354 A 特開昭61−261427号公報JP 61-261427 A 特開平11−50191号公報Japanese Patent Laid-Open No. 11-50191 特開平11−335777号公報JP-A-11-335777 特開2007−31787号公報JP 2007-31787 A 特開2003−306743号公報JP 2003-306743 A 特開2007−162128号公報JP 2007-162128 A 特許第4440845号公報Japanese Patent No. 4440845 特開2011−231375号公報JP 2011-231375 A

しかし、特許文献1〜9に記載された技術には、以下に挙げるような様々な問題があった。
例えば、特許文献1、2に記載されている方法では、工業的に安定して粗大化の発生を抑制することができなかった。また、特許文献3、4に記載されている方法では、極めて多くの条件を制御する必要があるため、種々の寸法、形状の鋼材を製造する実操業に適用することは事実上困難である。
However, the techniques described in Patent Documents 1 to 9 have various problems as listed below.
For example, the methods described in Patent Documents 1 and 2 cannot suppress the occurrence of coarsening industrially stably. Further, in the methods described in Patent Documents 3 and 4, since it is necessary to control an extremely large number of conditions, it is practically difficult to apply to actual operations for manufacturing steel materials having various sizes and shapes.

特許文献5に記載された技術では、鋼にTiが添加されているため、鋳造時にTiNが生成する。その結果、得られる肌焼鋼は熱間加工性に劣っている。また、棒鋼を冷間鍛造する前に、ピーリング(表面の切削)を行うことがあるが、特許文献5の方法で得た棒鋼では、そのピーリングの際に、表面にむしれが生じやすいという問題がある。そのような棒鋼を冷間鍛造すると、表面疵が発生しやすい。   In the technique described in Patent Document 5, since Ti is added to steel, TiN is generated during casting. As a result, the case hardening steel obtained is inferior in hot workability. Further, peeling (surface cutting) may be performed before cold forging the steel bar. However, the steel bar obtained by the method of Patent Document 5 has a problem that the surface tends to be peeled during the peeling. There is. When such steel bars are cold forged, surface defects are likely to occur.

特許文献6〜9に記載されている方法では、鋳片を熱処理することによって偏析を低減している。しかし、鋳片においては、偏析した成分間の距離が長いため、熱処理によって偏析をなくし、鋼の組成を均一化するためには膨大な時間を要する。また、棒鋼圧延後の鍛流線に沿った元素の偏析を軽減することが出来ず、その後の圧延工程や圧延後の焼鈍、鍛造を経ても、冷間鍛造後の浸炭時の結晶粒粗大化を十分に改善できないという問題があった。   In the methods described in Patent Documents 6 to 9, segregation is reduced by heat-treating the slab. However, in a slab, since the distance between the segregated components is long, it takes an enormous amount of time to eliminate segregation by heat treatment and to make the steel composition uniform. Also, segregation of elements along the forging line after steel bar rolling cannot be reduced, and grain coarsening during carburization after cold forging, even after subsequent rolling process, annealing after rolling, forging There was a problem that could not be improved sufficiently.

本発明は、上記の実情に鑑み開発されたものであり、冷間鍛造性に優れるとともに、高温で浸炭処理を行っても結晶粒の粗大化が生じない肌焼鋼の製造方法を提供することを目的とする。   The present invention was developed in view of the above circumstances, and provides a method for producing a case-hardened steel that is excellent in cold forgeability and that does not cause coarsening of crystal grains even when carburized at high temperatures. With the goal.

発明者らは、上記の目的を達成すべく、鋭意研究を行った結果、特定の成分組成を有する鋼素材を使用し、かつ、鋳片の熱間加工と、前記鋳片の熱間加工によって得た鋼片の熱間加工との間に、所定の条件で熱処理を行うことによって、優れた結晶粒度特性と冷間鍛造性を兼ね備えた肌焼鋼を製造できることを見出した。本発明は、前記知見に立脚するものである。   As a result of intensive studies to achieve the above-mentioned object, the inventors use a steel material having a specific component composition, and perform hot working of the slab and hot working of the slab. It was found that a case-hardened steel having both excellent crystal grain size characteristics and cold forgeability can be produced by performing heat treatment under predetermined conditions during hot working of the obtained steel slab. The present invention is based on the above findings.

すなわち、本発明の要旨構成は、次のとおりである。
(1)肌焼鋼の製造方法であって、
鋼素材を熱間加工して鋼片を製造する工程と、
前記鋼片を熱処理する工程と、
前記熱処理された鋼片を熱間加工して肌焼鋼を製造する工程とを有し、
前記鋼素材が、質量%で、
C :0.05%以上、0.40%以下、
Si:1.0%以下、
Mn:0.5%以上、1.5%以下、
P :0.03%以下、
S :0.03%以下、
Cr:0.6%以上、2.0%以下、
Al:0.10%以下、
Ti:0.005%未満、
N :0.002%以上、0.020%以下、
O :0.0020%以下、
残部のFeおよび不可避的不純物からなり、
前記熱処理が、下記(1)式で定義されるPが、下記(2)式を満たす条件で実施される肌焼鋼の製造方法。
P=T(25+log t) …… (1)
4.00×104 ≦P≦4.30×104 …… (2)
[ここで、T:温度(K)、t:時間(h)である]
That is, the gist configuration of the present invention is as follows.
(1) A method for producing case-hardened steel,
A step of hot-working a steel material to produce a billet,
Heat treating the steel slab;
Hot-working the heat-treated steel slab to produce a case-hardened steel,
The steel material is mass%,
C: 0.05% or more, 0.40% or less,
Si: 1.0% or less,
Mn: 0.5% or more, 1.5% or less,
P: 0.03% or less,
S: 0.03% or less,
Cr: 0.6% or more, 2.0% or less,
Al: 0.10% or less,
Ti: less than 0.005%,
N: 0.002% or more, 0.020% or less,
O: 0.0020% or less,
Consisting of the balance Fe and inevitable impurities,
A method for producing a case-hardened steel, wherein the heat treatment is performed under the condition that P defined by the following formula (1) satisfies the following formula (2).
P = T (25 + log t) (1)
4.00 × 10 4 ≦ P ≦ 4.30 × 10 4 (2)
[Where T: temperature (K), t: time (h)]

(2)前記鋼素材が、質量%でさらに、
Mo:1.0%以下、
Ni:3.0%以下、および
Cu:2.0%以下のうちから選択される1種または2種以上を含有する前記(1)記載の肌焼鋼の製造方法。
(2) The steel material is further in mass%,
Mo: 1.0% or less,
The manufacturing method of the case hardening steel of said (1) description containing 1 type (s) or 2 or more types selected from Ni: 3.0% or less and Cu: 2.0% or less.

(3)前記鋼素材が、質量%でさらに、
B :0.0030%以下を含有することを特徴とする前記(1)または(2)に記載の肌焼鋼の製造方法。
(3) The steel material is further in mass%,
B: 0.0030% or less is contained, The manufacturing method of the case hardening steel as described in said (1) or (2) characterized by the above-mentioned.

(4)前記鋼素材が、質量%でさらに、
Ca:0.010%以下を含有することを特徴とする前記(1)乃至(3)のいずれか一に記載の肌焼鋼の製造方法。
(4) The steel material is further in mass%,
Ca: 0.010% or less is contained, The manufacturing method of the case hardening steel as described in any one of said (1) thru | or (3) characterized by the above-mentioned.

(5)前記鋼素材が、質量%でさらに、
Pb:0.1%以下および
Bi:0.1%以下のうちから選択される1種または2種以上を含有することを特徴とする前記(1)乃至(4)のいずれか一に記載の肌焼鋼の製造方法。
(5) The steel material is further in mass%,
One or more selected from Pb: 0.1% or less and Bi: 0.1% or less are contained, as described in any one of (1) to (4) above, A method for producing case-hardened steel.

(6)前記鋼素材が、質量%でさらに、
Nb:0.5%以下、
V :0.5%以下、
Zr:0.5%以下、および
W :0.5%以下のうちから選択される1種または2種以上を含有することを特徴とする前記(1)乃至(5)のいずれか一に記載の肌焼鋼の製造方法。
(6) The steel material is further in mass%,
Nb: 0.5% or less,
V: 0.5% or less,
One or more selected from Zr: 0.5% or less and W: 0.5% or less are contained. Any one of (1) to (5) above Method of case-hardened steel.

本発明によれば、冷間鍛造性に優れるとともに、高温で浸炭処理を行っても結晶粒の粗大化が生じない肌焼鋼を製造することができる。かかる肌焼鋼は、各種機械部品用の素材として極めて有用である。   According to the present invention, it is possible to produce a case-hardened steel that is excellent in cold forgeability and that does not cause crystal grain coarsening even when carburizing is performed at a high temperature. Such case-hardened steel is extremely useful as a material for various machine parts.

次に、本発明を実施する方法について具体的に説明する。
本発明の肌焼鋼の製造方法においては、上記成分組成を有する鋼素材を使用することが重要である。そこで、まず、本発明において鋼の成分組成を上記のように限定する理由を説明する。なお、成分に関する「%」表示は、特に断らない限り「質量%」を意味するものとする。
Next, a method for carrying out the present invention will be specifically described.
In the manufacturing method of the case hardening steel of this invention, it is important to use the steel raw material which has the said component composition. Therefore, first, the reason for limiting the component composition of steel as described above in the present invention will be described. In addition, unless otherwise indicated, the "%" display regarding a component shall mean "mass%".

C:0.05%以上、0.40%以下
Cは、鋼の強度を高める作用を有する元素である。機械部品として必要な強度を確保するためには、鋼が0.05%以上のCを含有する必要がある。C量が0.05%未満であると、硬さが不足し、部品として十分な強度を得ることができない。一方、C含有量が高すぎると、鋼が過度に硬くなり、鍛造性や被削性が低下する。そのため、C含有量は0.40%以下とする必要がある。以上の理由から、本発明ではC含有量を0.05%〜0.40%の範囲とした。なお、C含有量は0.15〜0.40%の範囲とすることが好ましい。
C: 0.05% or more and 0.40% or less C is an element having an action of increasing the strength of steel. In order to ensure the strength required as a machine part, the steel needs to contain 0.05% or more of C. If the amount of C is less than 0.05%, the hardness is insufficient and sufficient strength as a part cannot be obtained. On the other hand, if the C content is too high, the steel becomes excessively hard and the forgeability and machinability deteriorate. Therefore, the C content needs to be 0.40% or less. For these reasons, the C content is set in the range of 0.05% to 0.40% in the present invention. The C content is preferably in the range of 0.15 to 0.40%.

Si:1.0%以下
Siは、鋼の強度を向上させる作用を有する元素である。また、Siは、焼き戻し軟化抵抗を向上させ、浸炭部の表層硬さを確保するのに有効な元素でもある。これらの効果は、Si含有量が多いほど高くなるが、Si含有量が多すぎると鋼素材の変形抵抗が増し、鍛造性が劣化する。また、過剰のSiは、浸炭時の粒界酸化を助長し、面疲労強度を低下させる。そのため、本発明ではSi含有量を1.0%以下に限定する。なお、Si含有量は0.75%以下とすることが好ましく、0.50%以下とすることがより好ましい。一方、Si含有量の下限については特に限定されないが、0.05%以上とすることが好ましく、0.10%以上とすることがより好ましい。
Si: 1.0% or less Si is an element having an effect of improving the strength of steel. Si is also an element effective in improving the temper softening resistance and ensuring the surface layer hardness of the carburized portion. These effects increase as the Si content increases. However, if the Si content is too large, the deformation resistance of the steel material increases and the forgeability deteriorates. In addition, excessive Si promotes grain boundary oxidation during carburizing and reduces surface fatigue strength. Therefore, in the present invention, the Si content is limited to 1.0% or less. Note that the Si content is preferably 0.75% or less, and more preferably 0.50% or less. On the other hand, the lower limit of the Si content is not particularly limited, but is preferably 0.05% or more, and more preferably 0.10% or more.

Mn:0.5%以上、1.5%以下
Mnは、鋼の焼入れ性と強度を向上させる作用を有する元素である。これらの効果を得るために、本発明ではMn含有量を0.5%以上とする。一方、Mnが過剰であると、偏析が顕著となり、鋼の組成が不均一となる。この偏析は、鋼の冷間加工性を低下させるだけでなく、浸炭時の粒界酸化を助長し、面疲労強度を低下させる。そのため、Mn含有量は1.5%以下とすることが重要である。なお、Mn含有量は0.5%以上、1.2%以下とすることが好ましく、0.6%以上、1.0%以下とすることがより好ましい。
Mn: 0.5% or more and 1.5% or less Mn is an element having an effect of improving the hardenability and strength of steel. In order to obtain these effects, the Mn content is set to 0.5% or more in the present invention. On the other hand, when Mn is excessive, segregation becomes remarkable and the composition of steel becomes non-uniform. This segregation not only lowers the cold workability of the steel, but also promotes grain boundary oxidation during carburizing and reduces the surface fatigue strength. Therefore, it is important that the Mn content is 1.5% or less. The Mn content is preferably 0.5% or more and 1.2% or less, and more preferably 0.6% or more and 1.0% or less.

P:0.03%以下
Pは、鋼中に不可避的に混入し、結晶粒界に偏析して靭性を低下させる。そのため、P含有量は極力低くすることが望ましい。そこで、本発明においては、P含有量を0.03%以下とする。なお、P含有量は0.02%以下とすることが好ましく、0.015%以下とすることがより好ましい。一方、下限については限定されないが、工業的には0%超である。また、過度の低P化は精錬時間の増加やコストの上昇を招くため、0.001%以上とすることが好ましい。
P: 0.03% or less P is inevitably mixed in steel and segregates at the grain boundaries to lower toughness. Therefore, it is desirable to reduce the P content as much as possible. Therefore, in the present invention, the P content is 0.03% or less. The P content is preferably 0.02% or less, more preferably 0.015% or less. On the other hand, the lower limit is not limited, but industrially it exceeds 0%. Further, excessively low P causes an increase in refining time and cost, so 0.001% or more is preferable.

S:0.03%以下
Sは、Mnと硫化物を形成し、部品の疲労強度や靭性を低下させる作用がある。そのため、S含有量は低くすることが望ましい。そこで、本発明では、S含有量を0.03%以下とする。S含有量は、0.02%以下とすることが好ましく、0.015%以下とすることがより好ましい。なお、下限については限定されないが、工業的には0%超である。また、過度の低S化は精錬時間の増加やコストの上昇を招くため、0.0003%以上とすることが好ましく、0.001%以上とすることがより好ましい。また、Mnの硫化物は被削性を向上させる作用を有している。そこで、被削性を向上させるために、上記範囲内でS含有量を適宜調整することもできる。
S: 0.03% or less S forms sulfides with Mn, and has the effect of reducing the fatigue strength and toughness of the parts. Therefore, it is desirable to reduce the S content. Therefore, in the present invention, the S content is set to 0.03% or less. The S content is preferably 0.02% or less, and more preferably 0.015% or less. In addition, although it does not limit about a minimum, it is over 0% industrially. Further, excessively low S causes an increase in refining time and cost, so 0.0003% or more is preferable, and 0.001% or more is more preferable. Further, the sulfide of Mn has an effect of improving machinability. Therefore, in order to improve the machinability, the S content can be appropriately adjusted within the above range.

Cr:0.6%以上、2.0%以下
Crは、強度および靭性の向上に有効な元素である。また、焼入れ性を向上させる効果も有する。これらの効果を得るために、本発明ではCr含有量を0.6%以上とする。一方、Cr含有量があまりに多くなると、鋼素材の硬さが高くなり、被削性および加工性が低下する。そのため、本発明ではCr含有量を2.0%以下とする。なお、Cr含有量は0.8%〜1.5%とすることがより好ましい。
Cr: 0.6% or more and 2.0% or less Cr is an element effective for improving strength and toughness. It also has the effect of improving hardenability. In order to obtain these effects, the Cr content is set to 0.6% or more in the present invention. On the other hand, if the Cr content is too large, the hardness of the steel material increases, and the machinability and workability deteriorate. Therefore, in this invention, Cr content shall be 2.0% or less. The Cr content is more preferably 0.8% to 1.5%.

Al:0.10%以下
Alは、脱酸剤として作用し、鋼材の品質を向上させる効果を有する元素である。しかし、Al含有量があまりに多くなると、Al23からなる粗大な非金属介在物がクラスター状に生成する。また、Alは浸炭時の粒界酸化を助長し、面疲労強度を低下させる。そのため、本発明では、Al含有量を0.10%以下とする。なお、Al含有量は0.05%以下とすることが好ましく、0.04%以下とすることがより好ましい。また、下限については特に限定されないが、脱酸剤としての効果を得るために、0.003%以上とすることが好ましく、0.01%以上とすることがより好ましい。
Al: 0.10% or less Al is an element that acts as a deoxidizing agent and has an effect of improving the quality of the steel material. However, if the Al content is too large, coarse non-metallic inclusions made of Al 2 O 3 are generated in a cluster shape. In addition, Al promotes grain boundary oxidation during carburizing and reduces surface fatigue strength. Therefore, in the present invention, the Al content is 0.10% or less. Note that the Al content is preferably 0.05% or less, and more preferably 0.04% or less. Moreover, although it does not specifically limit about a minimum, In order to acquire the effect as a deoxidizer, it is preferable to set it as 0.003% or more, and it is more preferable to set it as 0.01% or more.

Ti:0.005%未満
Tiは、Nと結合して粗大なTiNを形成する性質を有する元素である。TiNが生成すると、冷間鍛造時に表面疵が発生しやすくなり、また、浸炭表層の炭化物の粗大化による結晶粒度特性の低下や耐疲労特性の低下を招く。そのため、Ti含有量は極力低くすることが好ましい。そこで、本発明では、Ti含有量を0.005%未満とする。なお、Ti含有量は0.003%以下とすることが好ましい。一方、下限は特に限定されないが、製造上の観点から0.0005%以上とすることが好ましく、0.001%以上とすることがより好ましい。
Ti: less than 0.005% Ti is an element having a property of binding to N to form coarse TiN. When TiN is generated, surface flaws are likely to occur during cold forging, and the grain size characteristics and fatigue resistance are reduced due to the coarsening of the carbide on the carburized surface layer. Therefore, it is preferable to reduce the Ti content as much as possible. Therefore, in the present invention, the Ti content is less than 0.005%. The Ti content is preferably 0.003% or less. On the other hand, the lower limit is not particularly limited, but is preferably 0.0005% or more, and more preferably 0.001% or more from the viewpoint of manufacturing.

N:0.002%以上、0.020%以下
Nは、素材の硬さ、変形抵抗を増大させて、冷間加工性を低下させる。そのため、本発明ではN含有量を0.020%以下とする。一方、Nは、AlやNbなどの元素と結合し、窒化物や炭窒化物として析出する。これらの析出物は、浸炭時の結晶粒粗大化を抑制する作用を有している。この効果を得るために、本発明ではN含有量を0.002%以上とする。なお、N含有量は0.005%以上とすることがより好ましい。
N: 0.002% or more and 0.020% or less N increases the hardness and deformation resistance of the material and decreases the cold workability. Therefore, in this invention, N content shall be 0.020% or less. On the other hand, N combines with elements such as Al and Nb and precipitates as nitrides and carbonitrides. These precipitates have the effect of suppressing crystal grain coarsening during carburization. In order to obtain this effect, the N content is set to 0.002% or more in the present invention. The N content is more preferably 0.005% or more.

O:0.0020%以下
Oは、鋼中に不可避的に含まれる不純物元素である。Oが過剰に含まれると、粗大な酸化物系介在物が生成して、疲労特性や靭性が低下する。そのため、O含有量は極力低くすることが望ましい。そこで、本発明ではO含有量を0.0020%以下とする。O含有量は0.0015%以下とすることが好ましく、0.0010%以下とすることがより好ましい。一方、下限については特に限定されないが、工業的には0%超である。また、過度の低O化は精錬時間の増加やコストの上昇を招くため、0.0001%以上とすることが好ましい。
O: 0.0020% or less O is an impurity element inevitably contained in steel. When O is excessively contained, coarse oxide inclusions are generated, and fatigue characteristics and toughness are deteriorated. Therefore, it is desirable to reduce the O content as much as possible. Therefore, in the present invention, the O content is set to 0.0020% or less. The O content is preferably 0.0015% or less, and more preferably 0.0010% or less. On the other hand, the lower limit is not particularly limited, but industrially it exceeds 0%. Further, excessively low O causes an increase in refining time and cost, so 0.0001% or more is preferable.

本発明における鋼素材の成分組成の内、上記した元素以外の残部はFeと不可避的不純物である。不可避的不純物としては、原料、製造設備等から不可避的に混入する不純物が挙げられる。また、本発明では、必要に応じて、以下に述べる元素をさらに鋼素材に添加することができる。   Of the component composition of the steel material in the present invention, the balance other than the above-described elements is Fe and inevitable impurities. Inevitable impurities include impurities that are inevitably mixed in from raw materials, production facilities, and the like. Moreover, in this invention, the element described below can further be added to a steel raw material as needed.

Mo:1.0%以下
Moは、浸炭焼入れにおける焼入れ性を向上させる作用に加え、靭性を向上させる作用を有する元素である。さらに、Moは、浸炭時のSiやAl、Cr、Mnといった元素の粒界酸化に起因する浸炭異常層の生成を抑制する働きも有している。これらの効果を得るために、Mo含有量を0.05%以上とすることが好ましい。一方、Mo含有量が1.0%を超えると、その効果が飽和するだけでなく、鋼素材の硬さが増して被削性や冷間鍛造性、靭性が低下する。そのため、Mo含有量は1.0%以下とすることが好ましい。なお、Mo含有量は0.10〜0.50%とすることがより好ましい。
Mo: 1.0% or less Mo is an element having an effect of improving toughness in addition to an effect of improving hardenability in carburizing and quenching. Furthermore, Mo also has a function of suppressing the formation of an abnormal carburizing layer due to grain boundary oxidation of elements such as Si, Al, Cr, and Mn during carburizing. In order to obtain these effects, the Mo content is preferably 0.05% or more. On the other hand, when the Mo content exceeds 1.0%, not only the effect is saturated, but also the hardness of the steel material is increased and the machinability, cold forgeability and toughness are lowered. Therefore, the Mo content is preferably 1.0% or less. The Mo content is more preferably 0.10 to 0.50%.

Ni:3.0%以下
Niは、鋼材の耐食性を向上させる作用を有する元素である。また、Niは、鋼の靭性の向上させる作用も有している。これらの効果を得るために、Ni含有量を0.1%以上とすることが好ましく、0.3%以上とすることがより好ましい。一方、過剰なNiの添加はコストの上昇を招く。そのため、Ni含有量は3.0%以下とすることが好ましく、2.0%以下とすることがより好ましく、1.5%以下とすることがさらに好ましい。
Ni: 3.0% or less Ni is an element having an action of improving the corrosion resistance of a steel material. Ni also has the effect of improving the toughness of steel. In order to obtain these effects, the Ni content is preferably 0.1% or more, and more preferably 0.3% or more. On the other hand, excessive addition of Ni causes an increase in cost. Therefore, the Ni content is preferably 3.0% or less, more preferably 2.0% or less, and even more preferably 1.5% or less.

Cu:2.0%以下
Cuは、鋼の焼入れ性を向上させる作用を有する元素である。この効果は微量のCuによって得ることができる。そのため、本発明ではCu含有量を0.1%以上とすることが好ましい。一方、Cuを2.0%を超えて添加すると、鋼の硬さが増し、冷間加工性が低下する。そのため、Cu含有量は2.0%以下とすることが好ましい。
Cu: 2.0% or less Cu is an element having an effect of improving the hardenability of steel. This effect can be obtained with a small amount of Cu. Therefore, in this invention, it is preferable that Cu content shall be 0.1% or more. On the other hand, if Cu is added in excess of 2.0%, the hardness of the steel increases and the cold workability decreases. Therefore, the Cu content is preferably 2.0% or less.

B:0.0030%以下
Bは、鋼材の焼入れ性を高める作用を有する元素である。さらに、Bは、結晶粒界に偏析することで粒界を強化し、鋼の靭性を大幅に高める作用を有している。これらの効果を得るために、B含有量は0.0010%超とすることが好ましい。一方、B含有量が0.0030%を超えると、その効果は飽和する。また、Bが過剰であると、B窒化物が生成し易くなり、冷間加工性および熱間加工性が低下する。そのため、B含有量を0.0030%以下とすることが好ましく、0.0020%以下とすることがより好ましい。
B: 0.0030% or less B is an element having an effect of enhancing the hardenability of the steel material. Furthermore, B has the effect of strengthening the grain boundaries by segregating at the crystal grain boundaries and greatly increasing the toughness of the steel. In order to obtain these effects, the B content is preferably more than 0.0010%. On the other hand, when the B content exceeds 0.0030%, the effect is saturated. On the other hand, if B is excessive, B nitride is likely to be formed, and cold workability and hot workability are deteriorated. Therefore, the B content is preferably 0.0030% or less, and more preferably 0.0020% or less.

Ca:0.010%以下
Caは、硫化物の展伸を抑制して、鋼の衝撃特性を向上させる作用を有する元素である。この効果を得るために、Ca含有量を0.0005%以上とすることが好ましく、0.0008%以上とすることがより好ましい。一方、Caが過剰であると、粗大な酸化物が生成し、鋼の強度が低下する。そのため、Ca含有量を0.010%以下とすることが好ましく、0.0030%以下とすることがより好ましく、0.0020%とすることがさらに好ましい。
Ca: 0.010% or less Ca is an element having an action of suppressing the extension of sulfide and improving the impact characteristics of steel. In order to obtain this effect, the Ca content is preferably 0.0005% or more, more preferably 0.0008% or more. On the other hand, when Ca is excessive, coarse oxides are generated and the strength of the steel is lowered. Therefore, the Ca content is preferably 0.010% or less, more preferably 0.0030% or less, and still more preferably 0.0020%.

Pb:0.1%以下、および
Bi:0.1%以下のうちから選択される一種または二種以上
PbおよびBiは、いずれも、鋼材の被削性を向上させる作用を有する元素である。かかる効果を得るために、これらの元素を、必要に応じて鋼素材に含有させることができる。Pb含有量とBi含有量は、それぞれ、0.02%以上とすることが好ましく、0.03%以上とすることがより好ましい。一方、これらの元素が過剰であると、鋼の強度が低下する。そのため、Pb含有量とBi含有量は、それぞれ、0.1%以下とすることが好ましく、0.07%以下とすることがより好ましく、0.06%以下とすることがさらに好ましい。
One or two or more selected from Pb: 0.1% or less and Bi: 0.1% or less Pb and Bi are both elements that have an effect of improving the machinability of the steel material. In order to obtain such an effect, these elements can be contained in the steel material as necessary. The Pb content and the Bi content are each preferably 0.02% or more, and more preferably 0.03% or more. On the other hand, if these elements are excessive, the strength of the steel decreases. Therefore, the Pb content and the Bi content are each preferably 0.1% or less, more preferably 0.07% or less, and even more preferably 0.06% or less.

Nb:0.5%以下、
V :0.5%以下、
Zr:0.5%以下、および
W :0.5%以下のうちから選択される一種または二種以上
Nb、V、Zr、およびWは、いずれも、炭素および窒素と親和力が強い元素である。そのため、これらの元素は微細な析出物を生成することで、γ粒の粗大化を抑制する効果があり、この効果の面からいずれも0.5%以下の範囲で含有させることができる。より好ましくは0.3%以下、さらに好ましくは0.2%以下である。
Nb: 0.5% or less,
V: 0.5% or less,
One or more selected from Zr: 0.5% or less and W: 0.5% or less Nb, V, Zr, and W are all elements having a strong affinity for carbon and nitrogen . Therefore, these elements have the effect of suppressing the coarsening of γ grains by generating fine precipitates, and from the standpoint of this effect, any of these elements can be contained in a range of 0.5% or less. More preferably, it is 0.3% or less, More preferably, it is 0.2% or less.

次に、本発明の肌焼鋼の製造工程について、具体的に説明する。本発明では、上記成分組成を有する鋼素材を使用するとともに、以下に述べる特定の製造条件を採用することが重要である。   Next, the manufacturing process of the case hardening steel of this invention is demonstrated concretely. In the present invention, it is important to use a steel material having the above component composition and to adopt specific manufacturing conditions described below.

・ 鋼素材の製造
まず、熱間加工に供するための鋼素材を製造する。鋼素材の製造方法は特に限定されず、熱間加工が可能な素材を得られる方法であれば、各種公知の方法を使用できる。代表的な方法としては、連続鋳造法が挙げられる。
・ Manufacture of steel materials First, steel materials for hot working are manufactured. The manufacturing method of the steel material is not particularly limited, and various known methods can be used as long as a material capable of hot working can be obtained. A typical method is a continuous casting method.

・ 熱間加工(1段階目)
次に、連続鋳造などの方法によって得られた鋼素材(鋳片)を熱間加工して鋼片とする。前記熱間加工の種類は限定されず、熱間鍛造や熱間圧延など、各種公知の方法を用いることができる。中でも、熱間鍛造を用いることが好ましい。
・ Hot working (1st stage)
Next, a steel material (slab) obtained by a method such as continuous casting is hot-worked to form a steel slab. The type of the hot working is not limited, and various known methods such as hot forging and hot rolling can be used. Among these, it is preferable to use hot forging.

なお、本発明においては、後述するように上記熱間加工後に熱処理を行う。したがって、上記熱間加工前に元素偏析低減を目的とした熱処理を行う必要が無い。上記熱間加工前に元素偏析低減を目的とした熱処理を行う場合、鋳片では偏析バンド間距離が長いため、熱処理による偏析軽減が十分なされない。また、鋳片に熱処理をすることによって偏析を軽減しようとすると、処理に膨大な時間が必要となり、製造効率が低下する。そのため、上記熱間加工の前には元素偏析を低減することを目的とした熱処理を行わないことが好ましい。   In the present invention, heat treatment is performed after the hot working as described later. Therefore, it is not necessary to perform heat treatment for the purpose of reducing element segregation before the hot working. When heat treatment for the purpose of reducing element segregation is performed before the hot working, since the distance between the segregation bands is long in the slab, segregation reduction by heat treatment is not sufficient. Moreover, if it is going to reduce segregation by heat-processing a slab, a huge time will be required for a process and manufacturing efficiency will fall. Therefore, it is preferable not to perform heat treatment for the purpose of reducing element segregation before the hot working.

上記熱間加工を鍛造で行う場合、鋼素材(鋳片)は、熱間で鍛造されて鋼片(鍛片)となる。この処理は、鋼片鍛造処理とも呼ばれる。前記鋼片鍛造処理は、鋳片を1000℃以上の温度に加熱した後、加工率50%以上の条件で行うことが好ましい。加熱温度が1000℃に満たない場合、熱間変形能が低く、鍛造機への負荷が大きくなるだけでなく、熱間鍛造時に表面割れなどの欠陥が生じやすい。このため、上記加熱温度は1000℃以上とすることが好ましく、1050℃以上とすることがより好ましく、1100℃以上とすることがさらに好ましい。また、加工率が50%に満たない場合、鋳片内部の引け巣やポロシティといった欠陥が鍛造後も残存し、内部割れが生じやすくなる。それに加え、加工率が低いと、鍛造後の偏析バンドの間隔が大きくなるため、次工程の熱処理による成分元素の拡散が十分になされない。そのため、鍛造時の加工率は50%以上が好ましい。また、より好ましくは60%以上である。なお、ここで加工率とは、断面減少率のことを表す。   When the hot working is performed by forging, the steel material (slab) is forged hot to become a steel piece (forged piece). This process is also called a billet forging process. The steel slab forging treatment is preferably performed under the condition of a processing rate of 50% or more after heating the slab to a temperature of 1000 ° C. or higher. When the heating temperature is less than 1000 ° C., not only the hot deformability is low and the load on the forging machine is increased, but also defects such as surface cracks are likely to occur during hot forging. For this reason, the heating temperature is preferably 1000 ° C. or higher, more preferably 1050 ° C. or higher, and further preferably 1100 ° C. or higher. Moreover, when the processing rate is less than 50%, defects such as shrinkage cavities and porosity inside the slab remain after forging, and internal cracks are likely to occur. In addition, if the processing rate is low, the interval between the segregation bands after forging becomes large, so that the component elements are not sufficiently diffused by the heat treatment in the next step. Therefore, the processing rate during forging is preferably 50% or more. More preferably, it is 60% or more. Here, the processing rate represents the cross-sectional reduction rate.

また、上記熱間加工を圧延で行う場合、鋳片は熱間で圧延されて鋼片となる。この処理は、鋼片圧延とも呼ばれる。前記鋼片圧延は、鋳片を1000℃以上の温度に加熱した後、加工率50%以上の条件で行うことが好ましい。加熱温度が1000℃に満たない場合、熱間変形能が低く、圧延機への負荷が大きくなるだけでなく、熱間圧延時に表面割れなどの欠陥が生じやすい。このため、上記加熱温度は1000℃以上とすることが好ましく、1050℃以上とすることがより好ましく、1100℃以上とすることがさらに好ましい。また、加工率が50%に満たない場合、鋳片内部の引け巣やポロシティといった欠陥が圧延後も残存し、内部割れが生じやすくなる。それに加え、加工率が低いと、圧延後の偏析バンドの間隔が大きくなるため、次工程の熱処理による成分元素の拡散が十分になされない。そのため、鋼片圧延時の加工率は50%以上が好ましい。また、より好ましくは60%以上である。なお、ここで加工率とは、断面減少率のことを表す。   Moreover, when performing the said hot working by rolling, a slab is hot-rolled and turns into a steel piece. This process is also called billet rolling. The steel slab rolling is preferably performed under the condition of a processing rate of 50% or more after heating the slab to a temperature of 1000 ° C. or higher. When the heating temperature is less than 1000 ° C., not only the hot deformability is low and the load on the rolling mill increases, but also defects such as surface cracks are likely to occur during hot rolling. For this reason, the heating temperature is preferably 1000 ° C. or higher, more preferably 1050 ° C. or higher, and further preferably 1100 ° C. or higher. Moreover, when the processing rate is less than 50%, defects such as shrinkage cavities and porosity inside the slab remain even after rolling, and internal cracks are likely to occur. In addition, if the processing rate is low, the distance between the segregation bands after rolling becomes large, so that the component elements are not sufficiently diffused by the heat treatment in the next step. Therefore, the processing rate at the time of steel slab rolling is preferably 50% or more. More preferably, it is 60% or more. Here, the processing rate represents the cross-sectional reduction rate.

・ 熱処理
次に、上記熱間加工によって得られた鋼片に対し、熱処理を施す。この熱処理によって、鋼中における元素の偏析を軽減し、組織を均一化させることができる。その意味において、この熱処理を、均熱処理または拡散焼鈍処理と呼ぶこともできる。本発明では、この熱処理を、下記(1)式で定義されるPが、下記(2)式を満たす条件で実施することが重要である。
P=T(25+log t) …… (1)
4.00×104 ≦P≦4.30×104 …… (2)
[ここで、T:温度(K)、t:時間(h)である]
-Heat treatment Next, it heat-processes with respect to the steel piece obtained by the said hot working. By this heat treatment, segregation of elements in the steel can be reduced and the structure can be made uniform. In this sense, this heat treatment can also be called soaking or diffusion annealing. In the present invention, it is important to carry out this heat treatment under the condition that P defined by the following formula (1) satisfies the following formula (2).
P = T (25 + log t) (1)
4.00 × 10 4 ≦ P ≦ 4.30 × 10 4 (2)
[Where T: temperature (K), t: time (h)]

以下、熱処理の条件を上記の通り限定する理由について説明する。
本発明では、後述する棒鋼圧延などの熱間加工の前に熱処理を行うことによってCrやMoといった元素を拡散させ、熱間加工後の組織における偏析を軽減する。前述したように、熱間加工される前の鋳片に対して熱処理を行う方法では、熱処理される鋳片における偏析バンド間の距離が長いため、十分な均一性を得るためには膨大な時間熱処理するか、極めて高い温度で熱処理を行う必要がある。それに対し、本発明のように鋳片を熱間加工して鋼片とした後に熱処理を行う方法では、最初の熱間加工によって、鋼における偏析バンド間の距離が短くなっているため、比較的短い時間または低温での処理で組織を均質化することができる。
Hereinafter, the reason for limiting the heat treatment conditions as described above will be described.
In the present invention, elements such as Cr and Mo are diffused by performing a heat treatment before hot working such as bar rolling described later, thereby reducing segregation in the structure after hot working. As described above, in the method of performing the heat treatment on the slab before being hot-worked, the distance between the segregation bands in the slab to be heat-treated is long, so it takes an enormous amount of time to obtain sufficient uniformity. It is necessary to perform heat treatment or heat treatment at an extremely high temperature. On the other hand, in the method of performing the heat treatment after hot-working the slab into a steel piece as in the present invention, the distance between the segregation bands in the steel is shortened by the first hot-working. The tissue can be homogenized in a short time or at low temperature.

上記熱処理において、P値が4.00×104未満であると、元素を十分に拡散させることができない。そのため、最終的に得られる肌焼鋼における組織を均一にすることができない。一方、P値が4.3×104超であると、スケール生成量が多くなる。そのため、多量のスケールを除去する必要が生じ、生産性が大きく低下する。以上の理由から、P値の範囲は4.0×104以上、4.3×104以下とする。なお、より好ましいP値の範囲は、4.05×104 ≦P≦4.25×104である。 In the heat treatment, if the P value is less than 4.00 × 10 4 , the element cannot be sufficiently diffused. Therefore, the structure in the case-hardened steel finally obtained cannot be made uniform. On the other hand, when the P value exceeds 4.3 × 10 4 , the amount of scale generation increases. Therefore, it is necessary to remove a large amount of scale, and productivity is greatly reduced. For the above reasons, the range of the P value is 4.0 × 10 4 or more and 4.3 × 10 4 or less. A more preferable range of the P value is 4.05 × 10 4 ≦ P ≦ 4.25 × 10 4 .

なお、本発明においては、熱処理の温度と時間は上記(1)、(2)式によって規定されるが、それぞれ個別には、以下の範囲内とすることが好ましい。加熱温度:好ましくは1100〜1400℃、より好ましくは1150〜1350℃。均熱時間:好ましくは3〜800時間、より好ましくは5〜600時間。   In the present invention, the temperature and time of the heat treatment are defined by the above formulas (1) and (2), but each is preferably within the following ranges. Heating temperature: Preferably it is 1100-1400 degreeC, More preferably, it is 1150-1350 degreeC. Soaking time: preferably 3 to 800 hours, more preferably 5 to 600 hours.

熱処理における他の条件は、特に限定されないが、好ましい条件は次の通りである。熱処理用炉として、連続式炉、調整雰囲気炉などが適宜使用できる。また、加熱方式は、バーナーによる直接加熱方式や、マッフル炉などの間接加熱方式などを使用できる。加熱炉の雰囲気としては、大気、あるいは窒素ガスなどの不活性ガス、また、一酸化炭素や水素ガスなどの還元性雰囲気のいずれも使用できる。以上のようにして熱処理が施された鋼片は、空冷した後に、次の熱間加工に供される。   Other conditions in the heat treatment are not particularly limited, but preferable conditions are as follows. As the heat treatment furnace, a continuous furnace, a controlled atmosphere furnace, or the like can be used as appropriate. As the heating method, a direct heating method using a burner or an indirect heating method such as a muffle furnace can be used. As the atmosphere of the heating furnace, any of air, an inert gas such as nitrogen gas, and a reducing atmosphere such as carbon monoxide and hydrogen gas can be used. The steel pieces that have been heat-treated as described above are air-cooled and then subjected to the next hot working.

・ 熱間加工(2段階目)
次に、上記熱処理が施された鋼片を熱間加工して肌焼鋼を得る。先に述べた熱処理前の熱間加工を1段階目の熱間加工とすると、この熱処理後の熱間加工は2段階目の熱間加工といえる。この2段階目の熱間加工の種類は限定されず、熱間鍛造や熱間圧延など、各種公知の方法を用いることができるが、熱間圧延を用いることが好ましい。また、前記熱間加工後の肌焼鋼の形態は特に限定されないが、棒鋼とすることが好ましい。前記熱間加工を圧延で行って棒鋼を得る場合、その熱間圧延は棒鋼圧延とも呼ばれる。
・ Hot working (2nd stage)
Next, the steel pieces subjected to the heat treatment are hot-worked to obtain a case-hardened steel. If the hot working before the heat treatment described above is the first stage of hot working, it can be said that the hot working after the heat treatment is the second stage of hot working. The type of hot working in the second stage is not limited, and various known methods such as hot forging and hot rolling can be used, but it is preferable to use hot rolling. The form of the case-hardened steel after the hot working is not particularly limited, but is preferably a bar steel. When the hot working is performed by rolling to obtain a steel bar, the hot rolling is also called steel bar rolling.

上記熱処理後の熱間加工を熱間圧延で行う場合、熱処理された鋼片を、900℃以上の温度に加熱した後、加工率50%以下で圧延することが好ましい。加熱温度が900℃に満たない場合、熱間変形能が低く、圧延機への荷重負荷が大きくなるだけでなく、圧延時に表面割れなどの欠陥が生じやすい。このため、加熱温度は900℃以上とすることが好ましく、930℃以上とすることがより好ましい。   When the hot working after the heat treatment is performed by hot rolling, it is preferable that the heat-treated steel slab is heated to a temperature of 900 ° C. or higher and then rolled at a working rate of 50% or less. When the heating temperature is less than 900 ° C., not only the hot deformability is low and the load applied to the rolling mill increases, but also defects such as surface cracks are likely to occur during rolling. For this reason, it is preferable that heating temperature shall be 900 degreeC or more, and it is more preferable to set it as 930 degreeC or more.

次に、本発明における熱処理の効果を確認するために、以下の実験を行った。
まず、JIS SCM420 相当鋼の鋳片を、連続鋳造法によって作製した。前記鋳片の成分組成は以下の通りであった。
C :0.20%、
Si:0.20%、
Mn:0.82%、
P :0.02%、
S :0.02%、
Al:0.015%、
Cr:1.15%、
Mo:0.19%、
N :0.0065%、
残部Feおよび不可避的不純物。
Next, in order to confirm the effect of the heat treatment in the present invention, the following experiment was performed.
First, a slab of JIS SCM420 equivalent steel was produced by a continuous casting method. The component composition of the slab was as follows.
C: 0.20%
Si: 0.20%,
Mn: 0.82%,
P: 0.02%
S: 0.02%,
Al: 0.015%,
Cr: 1.15%,
Mo: 0.19%,
N: 0.0065%,
Remaining Fe and inevitable impurities.

・ 実験例1
次に、得られた鋳片を熱間圧延(1段階目)した。前記熱間圧延では、鋳片を1200℃に加熱し、30分間保持した後、熱間圧延により150mm角の鋼片とした(圧延加工)。なお、前記加熱は、鋳片全体を、熱間圧延を行うために必要な温度にするためのものであり、熱処理ではない。その後、前記熱間圧延によって得た鋼片に対し、熱処理と熱間圧延(2段階目)を行って、棒鋼を得た。前記熱処理は、1250℃で36時間実施し、熱処理された鋼片を空冷した後、熱間圧延(棒鋼圧延)に先立って、ダミービレットに溶接した。前記熱処理後の熱間圧延においては、鋼片を1100℃に加熱し、この温度で30分保持した後、圧延して直径:30mmの棒鋼を得た。以上の条件での肌焼鋼の製造を実験例1とする。
・ Experiment 1
Next, the obtained slab was hot-rolled (first stage). In the hot rolling, the slab was heated to 1200 ° C., held for 30 minutes, and then hot rolled into a 150 mm square steel slab (rolling process). In addition, the said heating is for making the whole slab into temperature required in order to perform hot rolling, and is not heat processing. Thereafter, the steel slab obtained by the hot rolling was subjected to heat treatment and hot rolling (second stage) to obtain a bar steel. The heat treatment was performed at 1250 ° C. for 36 hours. After the heat-treated steel slab was air-cooled, it was welded to a dummy billet prior to hot rolling (bar rolling). In the hot rolling after the heat treatment, the steel piece was heated to 1100 ° C., held at this temperature for 30 minutes, and then rolled to obtain a steel bar having a diameter of 30 mm. Production of case-hardened steel under the above conditions is set as Experimental Example 1.

・ 実験例2
実験例2においては、鋳片に1250℃で36時間の熱処理を実施した。熱処理後の鋳片を、熱間圧延(1段階目)により150mm角の鋼片とした。得られた鋼片を空冷した後、次の熱間圧延に先立ってダミービレットに溶接した。その後、前記鋼片に対し、熱間圧延(2段階目)を行って棒鋼を得た。前記熱処理後の熱間圧延(棒鋼圧延)においては、鋼片を1100℃に加熱し、その温度で30分保持した後、圧延して直径:30mmの棒鋼を製造した。以上の条件での肌焼鋼の製造を実験例2とする。
・ Experiment 2
In Experimental Example 2, the slab was heat-treated at 1250 ° C. for 36 hours. The slab after the heat treatment was made into a 150 mm square steel slab by hot rolling (first stage). The obtained steel slab was air-cooled and then welded to a dummy billet prior to the next hot rolling. Thereafter, the steel slab was hot-rolled (second stage) to obtain a bar steel. In the hot rolling (steel rolling) after the heat treatment, the steel slab was heated to 1100 ° C., held at that temperature for 30 minutes, and then rolled to produce a steel bar having a diameter of 30 mm. The production of case-hardened steel under the above conditions is referred to as Experimental Example 2.

・ 実験例3
実験例3においては、鋳片の熱間圧延(1段階目)の前と後のいずれにおいても熱処理を行わなかった点以外は実験例1と同じ条件で、棒鋼を製造した。すなわち、鋳片を熱間圧延した後、さらに熱間圧延して棒鋼とした。
・ Experiment 3
In Experimental Example 3, steel bars were manufactured under the same conditions as in Experimental Example 1 except that the heat treatment was not performed either before or after hot rolling (first stage) of the slab. That is, after the slab was hot-rolled, it was further hot-rolled to obtain a bar steel.

・ Cr偏析度の評価
実験例1〜3において得られた棒鋼のそれぞれについて、偏析度を評価した。前記評価は、偏析が生じやすい性質を有するCrに着目して実施した。Cr偏析度の測定方法は、以下の通りである。
-Evaluation of Cr segregation degree The segregation degree was evaluated about each of the bar steel obtained in Experimental Examples 1-3. The evaluation was performed focusing on Cr having a property that segregation is likely to occur. The measuring method of Cr segregation degree is as follows.

棒鋼の中心部に存在し、圧延方向に伸びる偏析バンドにおけるCr−K殻励起の特性X線強度を、電子線マイクロアナライザー(EPMA)を用いて測定した。前記測定は、圧延方向と垂直径方向のそれぞれについて、長さ5mmに渡り行った。測定値から、下記(3)式に基づいてCr偏析度を求めた。
Cr偏析度=Imax/Iave …… (3)
[ここで、Imax:偏析部におけるCr−K殻励起の特性X線強度の最大値、
ave:Cr−K殻励起の特性X線強度の平均値]
The characteristic X-ray intensity of Cr—K shell excitation in the segregation band existing in the center of the steel bar and extending in the rolling direction was measured using an electron beam microanalyzer (EPMA). The measurement was performed over a length of 5 mm in each of the rolling direction and the vertical diameter direction. From the measured value, the degree of Cr segregation was determined based on the following formula (3).
Cr segregation degree = I max / I ave (3)
[Where I max is the maximum value of the characteristic X-ray intensity of the Cr—K shell excitation in the segregation part,
I ave : Average value of characteristic X-ray intensity of Cr-K shell excitation]

その結果、実験例1におけるCr偏析度が1.15であったのに対して、実験例2では1.55,実験例3では1.64であった。Cr偏析度が1.30以下であれば、Crに代表される合金元素の偏析が十分に軽減されているものといえる。この結果は、本発明で規定するように、熱間加工後に熱処理を行うことにより、偏析を効果的に軽減できることを示している。   As a result, the Cr segregation degree in Experimental Example 1 was 1.15, whereas it was 1.55 in Experimental Example 2 and 1.64 in Experimental Example 3. If the degree of Cr segregation is 1.30 or less, it can be said that the segregation of alloy elements represented by Cr is sufficiently reduced. This result shows that segregation can be effectively reduced by performing heat treatment after hot working as defined in the present invention.

・ 冷間鍛造性
次に、上記実験例1〜3で得られた棒鋼に、740℃における球状化熱処理を施した後、冷間鍛造性の試験を実施した。試験方法は次の通りである。
-Cold forgeability Next, the steel bars obtained in Experimental Examples 1 to 3 were subjected to a spheroidizing heat treatment at 740 ° C, and then a cold forgeability test was performed. The test method is as follows.

前記球状加熱処理後の棒鋼の、断面の直径方向の1/4位置から、φ8mm×12mmの冷間鍛造性試験片を採取した。前記試験片を用い、プレス機を用いて据込圧縮試験を行った。圧下率:70%での圧縮時における割れの有無を観察することによって、冷間鍛造性を評価した。なお、試験では、工具として端面拘束金型を使用した。実験例1〜3のそれぞれについて、30回ずつ試験を行った。その結果、実験例1では割れが1つも発生しなかったのに対して、実験例2では6個、実験例3では15個の試験片について割れが発生した。この結果から、本発明の方法で得られる肌焼鋼は、実験例2、3のような方法で得られる肌焼鋼に比べて、冷間鍛造性にも優れることが分かる。   From the ¼ position in the diameter direction of the cross section of the steel bar after the spherical heat treatment, a cold forgeability test piece of φ8 mm × 12 mm was collected. Using the test piece, an upset compression test was performed using a press. Rolling ratio: Cold forgeability was evaluated by observing the presence or absence of cracks during compression at 70%. In the test, an end face constraining die was used as a tool. Each of Experimental Examples 1 to 3 was tested 30 times. As a result, no cracks occurred in Experimental Example 1, whereas cracks occurred in six test examples in Experimental Example 2 and 15 test pieces in Experimental Example 3. From this result, it can be seen that the case-hardened steel obtained by the method of the present invention is excellent in cold forgeability as compared with the case-hardened steel obtained by the methods as in Experimental Examples 2 and 3.

・ 組織観察
次に、以下に述べる手順で実験例1〜3の棒鋼に対して浸炭処理を施し、浸炭後の組織を観察した。まず、上記球状加熱処理後の棒鋼の断面の直径方向の1/4位置から試験片を採取した。次に、前記試験片に対し端面拘束条件で加工率:70%の圧縮加工を行った後、浸炭処理を施した。前記浸炭処理には真空浸炭炉を使用し、処理条件は温度:1000℃、均熱時間:90分、浸炭および拡散時間:80分、雰囲気:アセチレンとした。その後、860℃で30分保持してから80℃まで油冷した。
-Microstructure observation Next, the steel bars of Experimental Examples 1 to 3 were subjected to carburizing treatment by the procedure described below, and the structure after carburizing was observed. First, a test piece was collected from a ¼ position in the diameter direction of the cross section of the steel bar after the spherical heat treatment. Next, after subjecting the test piece to compression processing at a processing rate of 70% under the end face constraint condition, carburization treatment was performed. A vacuum carburizing furnace was used for the carburizing treatment, and the treatment conditions were temperature: 1000 ° C., soaking time: 90 minutes, carburizing and diffusion time: 80 minutes, and atmosphere: acetylene. Thereafter, the mixture was kept at 860 ° C. for 30 minutes and then oil-cooled to 80 ° C.

得られた試験片の組織を、倍率100倍の条件で、光学顕微鏡を用いて観察した。無作為に選択された20視野においてオーステナイト結晶粒を観察し、粒径100μm以上の粗大粒の個数を求めた。その結果、実験例1では粗大粒が観察されなかったのに対し、実験例2では22個、実験例3では78個の粗大粒が観察された。この結果から、本発明の方法で得られる肌焼鋼では、実験例2、3のような方法で得られる肌焼鋼に比べて、浸炭処理による結晶粒の粗大化が、効果的に抑制できていることが分かる。   The structure | tissue of the obtained test piece was observed using the optical microscope on the conditions of 100-times multiplication factor. Austenite grains were observed in 20 randomly selected fields of view, and the number of coarse grains having a grain size of 100 μm or more was determined. As a result, while coarse particles were not observed in Experimental Example 1, 22 coarse particles were observed in Experimental Example 2 and 78 coarse particles were observed in Experimental Example 3. From this result, in the case-hardened steel obtained by the method of the present invention, compared with the case-hardened steel obtained by the method as in Experimental Examples 2 and 3, the coarsening of crystal grains due to carburizing treatment can be effectively suppressed. I understand that

次に、実施例に基づいて本発明を具体的に説明する。以下の実施例は、本発明の好適な一例を示すものであり、本発明は、該実施例によって何ら限定されるものではない。本発明の実施形態は、本発明の趣旨に適合する範囲で適宜変更することが可能であり、それらは何れも本発明の技術的範囲に包含される。   Next, the present invention will be specifically described based on examples. The following examples show preferred examples of the present invention, and the present invention is not limited to the examples. Embodiments of the present invention can be modified as appropriate within the scope of the gist of the present invention, and any of them can be included in the technical scope of the present invention.

・ 発明例および比較例:No.1〜51
以下の手順に従って棒鋼を製造した。
1)連続鋳造:表1に示す成分組成の鋳片を、連続鋳造法により製造した。
2)熱間加工:得られた鋳片を1200℃に加熱し、30分間保持した後、150mm角に鍛伸加工して鋼片を得た。
3)熱処理:前記鋼片に対し、表2−1、2−2に示す温度および時間にて熱処理を行った。
4)熱間加工:熱処理された鋼片を空冷した後、ダミービレットに溶接した。次いで、1100℃に加熱して30分間保持した後、熱間圧延により直径:30mmの棒鋼を製造した。
すなわち、上記製造方法においては、1段階目の熱間加工、すなわち、鋳片(鋼素材)に対する熱間加工の後に熱処理を行っている。
Invention examples and comparative examples: No. 1 to 51
A steel bar was manufactured according to the following procedure.
1) Continuous casting: A slab having the composition shown in Table 1 was produced by a continuous casting method.
2) Hot working: The obtained slab was heated to 1200 ° C. and held for 30 minutes, and then forged into a 150 mm square to obtain a steel slab.
3) Heat treatment: The steel pieces were heat treated at the temperatures and times shown in Tables 2-1 and 2-2.
4) Hot working: The heat-treated steel slab was air-cooled and then welded to a dummy billet. Next, after heating to 1100 ° C. and holding for 30 minutes, a steel bar having a diameter of 30 mm was manufactured by hot rolling.
That is, in the above manufacturing method, heat treatment is performed after the first stage of hot working, that is, hot working on a slab (steel material).

・ 比較例:No.52
比較のため、以下の手順に従って棒鋼を製造した。
1)連続鋳造:表1に示す成分組成の鋳片を、連続鋳造法により製造した。
2)熱処理:前記鋳片に対し、1250℃で36時間の熱処理を施した。
3)熱間加工:熱処理された鋳片を1200℃に加熱し、30分間保持した後、150mm角に鍛伸加工して鋼片を得た。
4)熱間加工:得られた鋼片をダミービレットに溶接した後、1100℃に加熱して30分間保持した後、熱間圧延により直径:30mmの棒鋼を製造した。
すなわち、上記製造方法においては、1段階目の熱間加工、すなわち、鋳片(鋼素材)に対する熱間加工の前に熱処理を行っている。
Comparative example: No. 52
For comparison, steel bars were manufactured according to the following procedure.
1) Continuous casting: A slab having the composition shown in Table 1 was produced by a continuous casting method.
2) Heat treatment: The slab was heat treated at 1250 ° C. for 36 hours.
3) Hot working: The heat-treated slab was heated to 1200 ° C. and held for 30 minutes, and then forged into a 150 mm square to obtain a steel slab.
4) Hot working: The steel piece obtained was welded to a dummy billet, heated to 1100 ° C. and held for 30 minutes, and then a steel bar having a diameter of 30 mm was produced by hot rolling.
That is, in the manufacturing method, heat treatment is performed before the first stage of hot working, that is, hot working on a slab (steel material).

・ 比較例:No.53
さらに、比較のため、以下の手順に従って棒鋼を製造した。
1)連続鋳造:表1に示す成分組成の鋳片を、連続鋳造法により製造した。
2)熱間加工:鋳片を1200℃に加熱し、30分間保持した後、150mm角に鍛伸加工して鋼片を得た。
3)熱間加工:得られた鋼片をダミービレットに溶接した後、1100℃に加熱して30分間保持した後、熱間圧延により直径:30mmの棒鋼を製造した。
すなわち、上記製造方法においては、鋳片に対する熱間加工の前と後のいずれにおいても熱処理を行っていない。
Comparative example: No. 53
Further, for comparison, a steel bar was manufactured according to the following procedure.
1) Continuous casting: A slab having the composition shown in Table 1 was produced by a continuous casting method.
2) Hot working: The slab was heated to 1200 ° C. and held for 30 minutes, and then forged into a 150 mm square to obtain a steel piece.
3) Hot working: The steel piece obtained was welded to a dummy billet, heated to 1100 ° C. and held for 30 minutes, and then a steel bar having a diameter of 30 mm was produced by hot rolling.
That is, in the above manufacturing method, no heat treatment is performed before or after hot working on the slab.

上記方法で得られた棒鋼のそれぞれについて、浸炭処理による結晶粒の粗大化の有無(結晶粒度特性)、冷間鍛造性、およびCr偏析度を評価した。なお、各項目の評価方法は、実験例1〜3についての記載において説明した通りである。ただし、浸炭処理における処理温度は1000℃および950℃の2条件とした。冷間鍛造性の評価においては、30回の据込圧縮試験において、一つでも割れが観察されたものは不良(×)、割れが観察されなかったものは良好(○)とした。また、浸炭処理による結晶粒の粗大化(結晶粒度特性)の評価においては、20視野の観察において粒径100μm以上の粗大粒が一つでも観察されたものは不良、一つも観察されなかったものは良好とした。そして、浸炭処理温度が1000℃の条件において良好であったものを◎、1000℃の条件では不良であるが、950℃の条件では良好であったものを○、950℃の条件で不良であったものを×とした。   With respect to each of the steel bars obtained by the above method, the presence or absence of crystal grain coarsening (crystal grain size characteristics), cold forgeability, and Cr segregation degree were evaluated. In addition, the evaluation method of each item is as having demonstrated in description about Experimental Examples 1-3. However, the treatment temperature in the carburizing treatment was two conditions of 1000 ° C. and 950 ° C. In the evaluation of cold forgeability, in the upsetting compression test of 30 times, even one crack was observed as bad (x), and no crack was observed as good (◯). Moreover, in the evaluation of the coarsening of crystal grains (crystal grain size characteristics) by carburizing treatment, even if one coarse grain having a grain size of 100 μm or more was observed in 20 fields of view, no one was observed. Was good. In addition, the case where the carburizing temperature was good under the condition of 1000 ° C. was ◎, the case where the carburizing temperature was 1000 ° C. was bad, but the case where the carburizing temperature was good under the condition of 950 ° C. was good; Was marked with x.

評価結果は表2−1、2−2に示した通りである。熱間加工後に熱処理を行ったNo.1〜51のうち、熱処理が、本願発明の(1)、(2)式を満たす条件で行われた発明例では、結晶粒度特性、冷間鍛造性、Cr偏析度がともに優れていた。一方、本発明の条件を満たさない比較例では、Cr偏析度が高く、結晶粒度特性や冷間鍛造性が劣っていた。   The evaluation results are as shown in Tables 2-1 and 2-2. No. in which heat treatment was performed after hot working. In Examples 1 to 51, the heat treatment was performed under conditions satisfying the expressions (1) and (2) of the present invention, and the crystal grain size characteristics, cold forgeability, and Cr segregation degree were all excellent. On the other hand, in the comparative example not satisfying the conditions of the present invention, the degree of Cr segregation was high, and the crystal grain size characteristics and cold forgeability were inferior.

また、熱間加工の前に熱処理を行った比較例No.52や、熱処理を行わなかった比較例No.53においても、結晶粒度特性や冷間鍛造性が劣っていた。   Further, Comparative Example No. in which heat treatment was performed before hot working. 52 or Comparative Example No. in which no heat treatment was performed. 53 also had poor crystal grain size characteristics and cold forgeability.

Claims (6)

肌焼鋼の製造方法であって、
鋼素材を熱間加工して鋼片を製造する工程と、
前記鋼片を熱処理する工程と、
前記熱処理された鋼片を熱間加工して肌焼鋼を製造する工程とを有し、
前記鋼素材が、質量%で、
C :0.05%以上、0.40%以下、
Si:1.0%以下、
Mn:0.5%以上、1.5%以下、
P :0.03%以下、
S :0.03%以下、
Cr:0.6%以上、2.0%以下、
Al:0.10%以下、
Ti:0.005%未満、
N :0.002%以上、0.020%以下、
O :0.0020%以下、
残部のFeおよび不可避的不純物からなり、
前記熱処理が、下記(1)式で定義されるPが、下記(2)式を満たす条件で実施される肌焼鋼の製造方法。
P=T(25+log t) …… (1)
4.00×104 ≦P≦4.30×104 …… (2)
[ここで、T:温度(K)、t:時間(h)である]
A method for producing case-hardened steel,
A step of hot-working a steel material to produce a billet,
Heat treating the steel slab;
Hot-working the heat-treated steel slab to produce a case-hardened steel,
The steel material is mass%,
C: 0.05% or more, 0.40% or less,
Si: 1.0% or less,
Mn: 0.5% or more, 1.5% or less,
P: 0.03% or less,
S: 0.03% or less,
Cr: 0.6% or more, 2.0% or less,
Al: 0.10% or less,
Ti: less than 0.005%,
N: 0.002% or more, 0.020% or less,
O: 0.0020% or less,
Consisting of the balance Fe and inevitable impurities,
A method for producing a case-hardened steel, wherein the heat treatment is performed under the condition that P defined by the following formula (1) satisfies the following formula (2).
P = T (25 + log t) (1)
4.00 × 10 4 ≦ P ≦ 4.30 × 10 4 (2)
[Where T: temperature (K), t: time (h)]
前記鋼素材が、質量%でさらに、
Mo:1.0%以下、
Ni:3.0%以下、および
Cu:2.0%以下のうちから選択される1種または2種以上を含有する請求項1記載の肌焼鋼の製造方法。
The steel material is further in mass%,
Mo: 1.0% or less,
The manufacturing method of the case hardening steel of Claim 1 containing 1 type (s) or 2 or more types selected from Ni: 3.0% or less and Cu: 2.0% or less.
前記鋼素材が、質量%でさらに、
B :0.0030%以下を含有することを特徴とする請求項1または2に記載の肌焼鋼の製造方法。
The steel material is further in mass%,
B: 0.0030% or less is contained, The manufacturing method of the case hardening steel of Claim 1 or 2 characterized by the above-mentioned.
前記鋼素材が、質量%でさらに、
Ca:0.010%以下を含有することを特徴とする請求項1乃至3のいずれか一項に記載の肌焼鋼の製造方法。
The steel material is further in mass%,
Ca: 0.010% or less is contained, The manufacturing method of the case hardening steel as described in any one of Claim 1 thru | or 3 characterized by the above-mentioned.
前記鋼素材が、質量%でさらに、
Pb:0.1%以下および
Bi:0.1%以下のうちから選択される1種または2種以上を含有することを特徴とする請求項1乃至4のいずれか一項に記載の肌焼鋼の製造方法。
The steel material is further in mass%,
The skin baking according to any one of claims 1 to 4, comprising one or more selected from Pb: 0.1% or less and Bi: 0.1% or less. Steel manufacturing method.
前記鋼素材が、質量%でさらに、
Nb:0.5%以下、
V :0.5%以下、
Zr:0.5%以下、および
W :0.5%以下のうちから選択される1種または2種以上を含有することを特徴とする請求項1乃至5のいずれか一項に記載の肌焼鋼の製造方法。
The steel material is further in mass%,
Nb: 0.5% or less,
V: 0.5% or less,
The skin according to any one of claims 1 to 5, comprising one or more selected from Zr: 0.5% or less and W: 0.5% or less. A method for manufacturing fired steel.
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WO2017146057A1 (en) * 2016-02-24 2017-08-31 株式会社神戸製鋼所 Cement steel component and steel material having excellent stability of rolling fatigue life, and method for manufacturing same

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