JP3932995B2 - Induction tempering steel and method for producing the same - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、焼入後の焼きもどし処理において短時間の高周波誘導加熱により焼きもどしを施すことにより製造される、ねじり強度およびねじり疲労強度に優れる高周波焼もどし用鋼およびその製造方法に関するものである。特に、本発明の鋼は、自動車用ドライブシャフトおよび等速ジョイント等に適用される機械構造用鋼として用いるのが好適である。
【０００２】
従来、自動車用ドライブシャフトや等速ジョイント等の機械構造用部材は、熱間圧延棒鋼に熱間鍛造、あるいは切削、冷間鍛造等により所定の形状に加工した後、高周波焼入れ−炉加熱焼もどしを行い、機械構造用部材としての重要な特性であるねじり強度およびねじり疲労強度を確保しているのが一般的である。
【０００３】
他方、近年環境問題から自動車部材に対して部品の軽量化の要求が強く、この点から自動車用部材のねじり強度およびねじり疲労強度の向上が要求されている。
また製造プロセスに関し近年、生産性向上の観点から従来の炉加熱による焼きもどしに替わり、高周波加熱による焼きもどしプロセスの採用が検討されつつある。高周波焼きもどしによれば、加熱時間が数秒間から長くても数分間以下と従来の炉加熱等による焼きもどしの数十分間から数時間といった加熱時間に比べ大幅に短くでき、これにより、焼きもどし処理時間の短縮が可能となり生産性向上が期待される。
【０００４】
さらに後に述べるように本発明者らの検討では、高周波加熱の特徴である短時間急速加熱を活用することにより、ねじり特性向上の可能性が期待される。
例えば、特開平7−90484号公報には、特定成分の鋼を用い、これに高周波焼入れを施した部材のある特定の式で定義される断面平均硬さが560以上であることを特徴とする軸部品において、ねじり強度160kgf／mm2以上が得られることが示されている。しかしながら、上掲公報には、機械構造用部材として他の重要な特性であるねじり疲労強度に関しては言及されていない。また、上掲公報においては、高周波焼入条件に関しては種々検討されているが、焼きもどし条件に関しては検討されておらず、また焼きもどし条件は170℃で１時間という記載があるのみであり、この記載からすると、焼もどしは短時間で行える高周波焼きもどしではなく、通常の炉加熱等による焼きもどしであると考えられる。
【０００５】
また、ねじり疲労強度に関しては、特開平8−253842号公報に、重量比として、C：0.35〜0.65％、Si：0.35〜2.5％、Mn：1.0〜1.8％、Mo：0.05〜0.8％、S：0.01〜0.15％、Al：0.015〜0.05％、Ti：0.005〜0.05％、B：0.0005〜0.005％、N：0.002〜0.01％を含有し、またはさらに、Ｐ、Cu、Ｏ量を特定以下に制限し、またはさらに特定量のNb、Ｖの１種または２種を含有し、またはさらに、特定量のCr、Niの１種または２種を含有し、かつフェライトの組織分率が35％以下で、フェライト結晶粒径が20μm 以下であることを特徴とする捩り疲労強度の優れた高周波焼入れ軸部品用鋼材が開示されている。しかしながら、特開平8−253842号公報に記載によれば、実施例中の焼きもどし条件が170℃で１時間という記載のみであり、この記載からすると、短時間で行う高周波焼きもどしではなく、炉加熱等による加熱による通常の焼きもどしプロセスを前提として検討がされている。
また、特開平8−253842号公報には、ねじり疲労強度に関しても記述があり、ねじり強度とねじり疲労強度を両立した鋼材であることが示されている.しかしながら、当該鋼材では、5×10５サイクルの繰り返し数におけるねじり疲労強度が最大で771MPaであり、近年の高強度化要求に対しては強度が不足する場合が生じる。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、従来技術の上記したような問題を解決し、近年生産性向上の観点から従来の炉加熱焼きもどしに替わり採用が検討されつつある、短時間の高周波焼きもどしプロセスで製造される部材に好適なねじり強度およびねじり疲労強度に優れた高周波焼もどし用鋼およびその製造方法を提供することを目的としてなされたものである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、短時間の高周波焼きもどし処理を行うことを前提としたねじり強度およびねじり疲労強度の向上について鋭意検討を行った。
その結果、高周波焼きもどし処理を行うことを前提として鋼の化学組成および組織を工夫することにより、下記（１）〜（５）に示す理由によって、優れたねじり強度ならびにねじり疲労強度が得られるという知見を得た。
【０００８】
すなわち、
（1）ベイナイト相を本発明で規定する組織分率で含有させることにより、ベイナイト組織がフェライト−パーライト組織に比べ炭化物が微細に分散した組織であるために、焼入加熱時に炭化物の溶解が促進され、高周波焼きもどし時の炭化物生成の核となる焼きもどし前の焼入組織（マルテンサイト組織）の粒界に残留する炭化物（以下「粒界残留炭化物」という。）が減少する結果、高周波焼きもどし時の粒内核生成数が増加する。これにより、粒界強度に悪影響を与える粒界炭化物が減少し、粒界強度が向上する結果、ねじり応力下での粒界破壊が抑制され、ねじり強度及びねじり疲労強度が増加する。
【０００９】
（2）ベイナイト相を本発明で規定する組織分率で含有させることにより、高周波焼きもどし前の焼入加熱時のオーステナイト粒径が、前記組織分率が本発明範囲外の場合に比べて微細化する。その結果、粒界残留炭化物が減少する。このため高周波焼きもどし後の粒界炭化物が減少する。また、粒界面積が増加するため、Ｐ等の粒界偏析不純物量が減少する。これらのことにより、粒界強度が向上するため、ねじり応力下での粒界破壊が抑制され、ねじり強度及びねじり疲労強度が増加する。
【００１０】
（3）Si、Al、さらにはMo、Cu、NiおよびCoのうちの１種または数種を適量添加することで、炭化物が不安定化し焼入加熱時に炭化物の溶解が促進され、高周波焼きもどし時の炭化物生成の核となる焼きもどし前の焼入組織（マルテンサイト組織）の粒界に残留する炭化物が減少する結果、高周波焼きもどし時の粒内核生成数が増加する。これにより、粒界強度に悪影響を与える粒界炭化物が減少し、粒界強度が向上する結果、ねじり応力下での粒界破壊が抑制され、ねじり強度及びねじり疲労強度が増加する。
【００１１】
（4）Crの添加は炭化物を安定化させ、残留炭化物生成を促進するため、その添加量を規制あるいは無添加とすることで、炭化物が不安定化し焼入加熱時に炭化物の溶解が促進され、高周波焼きもどし時の炭化物生成の核となる焼きもどし前の焼入組織（マルテンサイト組織）の粒界に残留する炭化物が減少する結果、高周波焼きもどし時の粒内核生成数が増加する。これにより、粒界強度に悪影響を与える粒界炭化物が減少し、粒界強度が向上する結果、ねじり応力下での粒界破壊が抑制され、ねじり強度及びねじり疲労強度が増加する。
【００１２】
（5）Ti、又はTiとNbおよび／またはＶとを適量添加することで、Ti、Nb、Ｖの微細球状炭化物あるいは微細球状炭窒化物が生成し、これが高周波焼きもどし時の炭化物生成核となり炭化物形状が球状となる。この球状の炭化物あるいは炭窒化物は、粒内の他、（マルテンサイトの）粒界にも存在するが、通常の炉加熱焼きもどし時に一般的に生成する棒状あるいは板状のものに比べると、粒界での存在体積が小さく粒界強度に対する悪影響が小さいため、ねじり応力下における粒界破壊が抑制され、ねじり強度およびねじり疲労強度が向上する。
【００１３】
本発明は以上の知見をもとになされたものであり、その要旨とするところは以下の通りである。
すなわち、本発明は
１）質量％で
Ｃ：0.35〜0.7％、
Si：0.08〜1.5％、
Mn：0.2〜2.5％、
Ｐ≦0.020％、
Ｓ≦0.06％、
Al：0.005〜0.25％、
Ti：0.005〜0.1％、
Ｂ：0.0003〜0.0060％、
Ｎ：0.002〜0.02％、および
Ｏ≦0.0030％
を含有し、残部がFe及び不可避的不純物よりなる組成を有し、かつ焼入加熱前におけるベイナイト相の組織分率が10％以上であることを特徴とする、短時間の高周波焼きもどし処理を行った場合でもねじり強度およびねじり疲労強度に優れる高周波焼もどし用鋼。
【００１４】
２） 上記１）において、さらに質量％で、Cr≦0.20％を含有することを特徴とする、短時間の高周波焼きもどし処理を行った場合でもねじり強度およびねじり疲労強度に優れる高周波焼もどし用鋼。
【００１５】
３） 上記１）または２）において、さらに質量％で、
Mo：0.02〜1.0％、
Cu≦1.0％、
Ni：0.05〜3.5％、および
Co：0.01〜1.0％
から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする、短時間の高周波焼きもどし処理を行った場合でもねじり強度およびねじり疲労強度に優れる高周波焼もどし用鋼。
【００１６】
４）上記１）〜３）のいずれかにおいて、さらに質量％で、
Nb：0.005〜0.1％、および
Ｖ：O.01〜0.5％
から選ばれる１種または２種を含有することを特徴とする、短時間の高周波焼きもどし処理を行った場合でもねじり強度およびねじり疲労強度に優れる高周波焼もどし用鋼。
５）上記１）〜４）のいずれかにおいて、前記鋼に適用される高周波焼きもどし条件は、加熱温度 230 〜 600 ℃、加熱時間 5 〜 60 秒であることを特徴とする、短時間の高周波焼きもどし処理を行った場合でもねじり強度およびねじり疲労強度に優れる高周波焼もどし用鋼。
【００１７】
６） 質量％で
Ｃ：0.35〜0.7％、
Si：0.08〜1.5％、
Mn：0.2〜2.5％、
Ｐ≦0.020％、
Ｓ≦0.06％、
Al：0.005〜0.25％、
Ti：0.005〜0.1％、
Ｂ：0.0003〜0.0060％、
Ｎ：0.002〜0.02％、および
Ｏ≦0.0030％
を含有し、残部Fe及び不可避的不純物よりなる組成を有する鋼素材に、熱間圧延を施し、熱間圧延終了後に0.2〜10℃／ｓの冷却速度で冷却することにより、焼入加熱前におけるベイナイト相の組織分率が10％以上であることを特徴とする、短時間の高周波焼きもどし処理を行った場合でもねじり強度およびねじり疲労強度に優れる高周波焼もどし用鋼の製造方法。
【００１８】
７） 上記６）記載の製造方法において、前記鋼素材がさらに質量％で、Cr≦0.20％を含有することを特徴とする、短時間の高周波焼きもどし処理を行った場合でもねじり強度およびねじり疲労強度に優れる高周波焼もどし用鋼の製造方法。
【００１９】
８） 上記６）または７）記載の製造方法において、前記鋼素材がさらに質量％で、
Mo：0.02〜1.0％、
Cu≦1.0％、
Ni：0.05〜3.5％、および
Co：0.01〜1.0％
から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする、短時間の高周波焼きもどし処理を行った場合でもねじり強度およびねじり疲労強度に優れる高周波焼もどし用鋼の製造方法。
【００２０】
９） 上記６）乃至８）記載の製造方法において、前記鋼素材がさらに質量％で、
Nb：0.005〜0.1％、および
Ｖ：O.01〜0.5％
から選ばれる１種または２種を含有することを特徴とする、短時間の高周波焼きもどし処理を行った場合でもねじり強度およびねじり疲労強度に優れる高周波焼もどし用鋼の製造方法。
【００２１】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の限定理由について説明する。なお、質量％は単に％と記す。
Ｃ：0.35〜0.7％
Ｃは、焼入れ性への影響が最も大きい元素であり、焼入硬化層の硬さおよび深さを高めて、ねじり強度を向上させる上で有用である。しかしながら、Ｃ含有量が0.35％に満たないと、必要とされるねじり強度を確保するため焼入硬化深さを飛躍的に高めなければならず、その際、焼割れの発生が顕著になることから、Ｃ含有量は0.35％以上とする。一方、Ｃ含有量が0.7％を超えると、切削性および冷間鍛造性が低下し、また、ねじり試験時に脆性破壊を起こし、かえってねじり強度が低下する他、耐焼割れ性も低下する。したがって、Ｃ含有量は、0.35〜0.7％の範囲とし、好ましくは0.4〜0.6％の範囲とする。
【００２２】
Si：0.08〜1.5％
Siは、炭化物生成を抑制し、炭化物による粒界強度の低下を抑制する。また、フェライト中に固溶して強化するほか、焼入れ後の焼もどし時の焼もどし軟化抵抗を向上させる元素であり、このことにより、ねじり強度を向上させる。さらに、Siは脱酸元素としても有用であるため、それらの効果を発揮させる観点から、Si含有量は0.08％以上とする必要がある。しかしながら、Si含有量が1.5％を超えると、フェライトの固溶硬化により硬さが上昇し、切削性および冷間鍛造性の低下を招く。したがってSi含有量は、0.08〜1.5％の範囲とし、好ましくは0.1〜1.5％の範囲とする。
【００２３】
Mn：0.2〜2.5％
Mnは、焼入性を向上させ、焼入時の硬化深さを確保する上で必須の成分であり積極的に添加するが、0.2％未満の添加ではその効果に乏しく、また、2.5％を超えて添加すると、焼入後の残留オーステナイトを増加させることにより、かえって表面硬さを低下させ、ねじり強度および疲労強度を低下させることになることから、Mn含有量は0.2〜2.5％の範囲とし、好ましくは0.3〜1.5％の範囲とする。
【００２４】
Ｐ：0.020％以下
Ｐは、オーステナイトの粒界に偏析し、粒界強度を低下させることにより、ねじり強度および疲労強度を低下させ、また、焼割れを助長する。したがって、Ｐ含有量は極力低下させるのが望ましく、具体的には、0.020％以下とする。
【００２５】
Ｓ：0.06％以下
Ｓは、鋼中でMnSを形成し、切削性を向上させるため添加するが、0.06％を超えて添加すると粒界に偏析して粒界強度を低下させるため、Ｓは、0.06％以下の添加とする。
【００２６】
Al：0.005〜0.25％
Alは、脱酸に有効な元素であり低酸素化のために有用な元素であるとともに、Ｎと結合して、AlＮを形成しこれが焼入加熱時のオーステナイト粒の成長を抑制する。また、炭化物生成を抑制し、炭化物による粒界強度の低下を抑制する。これらのことにより、ねじり強度及びねじり疲労強度を向上させる元素である。しかしながら、Al含有量が0.005％未満ではその効果が小さく、また、0.25％を超えてもその向上効果は期待できないばかりか、成分コストの上昇を招くことから、Alは、0.005〜0.25％の範囲の添加とし、好ましくは0.02〜0.15％の範囲とする。
【００２７】
Ti：0.005〜0.1％
Tiは、鋼中でＣ、Ｎと結合し微細球状の炭化物あるいは炭窒化物を形成し、これが高周波焼きもどし後の粒界炭化物形状を球状化することで粒界強度の低下を抑制し、ねじり強度及びねじり疲労強度を向上させる。また、TiはＮと結合する事で、ＢがＢＮとなりＢの焼入性向上効果が消失するのを防止するため、Ｂの焼入性向上効果を十分発揮させるために添加する。
Tiは、0.005％未満の添加ではその効果は小さく、また、0.1％を超えて添加すると、TiＮが多量に形成される結果、これが疲労破壊の起点となってねじり疲労強度の低下が顕著となることから、Tiは、0.005〜0.1％の範囲とし、好ましくは0.01〜0.08％の範囲とする。
【００２８】
Ｂ：0.0003〜0.0060％
Ｂは、微量の添加により焼入性を向上させ、焼入れ時の焼入深さを高めることによりねじり強度を向上させる。また、Ｂは、ベイナイト相の生成を促進し、焼入加熱時のオーステナイト粒径を微細化して粒界残留炭化物を減少させ粒界強度を高めて、ねじり強度およびねじり疲労強度を向上させる。さらに、Ｂは、粒界に優先的に偏析し、粒界に偏析するＰの濃度を低減し、粒界強度を高めてねじり強度およびねじり疲労強度を向上させる。このため、Ｂは、ねじり強度およびねじり疲労強度を向上させるのに有効な元素であるため積極的に添加する。しかしながら、Ｂは、0.0003％未満の添加ではその効果が小さく、0.0060％を超えて添加しても、その向上効果は期待できないばかりか、成分コストの上昇を招くことから、Ｂは0.0003〜0.0060％の範囲の添加とし、好ましくは0.0005〜0.0040％の範囲の添加とする。
【００２９】
Ｎ：0.002〜0.02％
Ｎは、Al、TiまたはNbと窒化物を形成し、あるいはAl、TiまたはNbとＣとともに結合して炭窒化物を形成することにより、これが焼入加熱時のオーステナイトの成長を抑制することにより、粒界強度を高め、ねじり強度およびねじり疲労強度を向上させる元素であるので積極的に添加する。しかしながら、Ｎは、0.002％未満の添加ではその効果が小さく、また、0.02％を超えて添加すると熱間変形能を低下させることにより、連続鋳造時に鋳片の表面欠陥を著しく増加させることになることから、Ｎは、0.002〜0.02％の範囲の添加とし、好ましくは0.002〜0.015％の範囲の添加とする。
【００３０】
Ｏ：0.0030％以下
Ｏは、硬質の酸化物系非金属介在物として存在するとともに、粒界に偏析し粒界強度を低下させる。また、Ｏ含有量の増大は、酸化物系非金属介在物のサイズを非常に粗大化させる。これらは、特にねじり疲労強度に有害であるため、Ｏ含有量は、極力低減することが望ましく、具体的には0.0030％以下に低減する必要がある。なお、Ｏ含有量は、好ましくは0.0020％以下とする。
【００３１】
上記の化学組成の他に本発明においては、必要に応じて、Cr：0.20％以下を含有させることができる。
Cr：0.20％以下
Crは、焼入性向上元素であり、この目的のために添加することができる。しかしながら、Crは、炭化物を安定化させて残留炭化物生成を促進し、粒界強度を低下させるため、ねじり強度及びねじり疲労強度を劣化させることから、Cr添加量は極力低下させるべきであり、具体的には0.20％以下とし、好ましくは0.05％以下とする。
【００３２】
また、本発明においては、必要に応じて、Mo：0.02〜1.0％、Cu≦1.0％、Ni：0.05〜3.5％、およびCo：0.01〜1.0％から選ばれる１種または２種以上を含有させることができる。これらの元素の添加範囲の限定理由は以下の通りである。
【００３３】
Mo：0.02〜1.0％
Moは、粒界に偏析するＰ等の不純物元素を低減させることにより粒界強度を高め、脆性破壊を抑制することにより、ねじり強度およびねじり疲労強度を向上させる作用がある。また、Moはベイナイト相の生成を促進する効果がある。さらに、Moは焼入性向上に有用な元素であり、焼入性を調整するため必要量添加することが好ましい。加えて、Moは、焼もどし軟化抵抗を向上させるので、ねじり強度の向上にも有効な元素である。このように本目的においては、Moは好適な選択的添加元素である。しかしながら、Moは、0.02％未満の添加ではその効果が小さい。一方、Moを1.0％を超えて添加すると、圧延材の硬さが著しく増加して加工性を低下させるとともに、例えば高周波焼入のような急速短時間加熱の場合には、オーステナイト中への溶解が困難な炭化物を形成しやすくなる。このため、Moは、0.02〜1.0％の範囲の添加とすることが好ましく、より好ましくは0.05〜0.7％の範囲の添加とする。
【００３４】
Cu：1.0％以下
Cuは、炭化物生成を抑制することにより炭化物による粒界強度の低下を抑制して、ねじり強度及びねじり疲労強度を向上させる元素である。また、Cuは、焼入性向上に有効な元素であり、さらに、フェライト中に固溶して鋼を強化して、ねじり強度を向上させる。しかしながら、Cuは、1.0％を超えて添加すると熱間加工性を阻害するため1.0％以下の添加とすることが好ましく、より好ましくは0.5％以下とする。
【００３５】
Ni：0.05〜3.5％
Niは、炭化物生成を抑制し、炭化物による粒界強度の低下を抑制してねじり強度及びねじり疲労強度を向上させる元素である。また、Niは、焼入性を向上させる元素であるので、焼入性を調整する場合に用いることができる。しかしながら、Niは、0.05％未満の添加ではその効果が小さい。一方、Niは極めて高価な元素であるので3.5％を超えて添加すると鋼材のコストが上昇するため好ましくない。このため、Niは、0.05〜3.5％の範囲の添加とすることが好ましく、より好ましくは0.1〜1.0％の範囲とする。
【００３６】
Co：0.01〜1.0％
Coは、炭化物生成を抑制することにより炭化物による粒界強度の低下を抑制し、ねじり強度及びねじり疲労強度を向上させる元素である。しかしながら、Coは、0.01％未満の添加ではその効果が小さい。一方、Coは、極めて高価な元素であるので、1.0％を超えて添加すると鋼材のコストが上昇するため好ましくない。このため、Coは、0.01〜1.0％の範囲とすることが好ましく、より好ましくは0.02〜0.5％の範囲とする。
【００３７】
さらに本発明においては、必要に応じて、Nb：0.005〜0.1％およびＶ：O.01〜0.5％から選ばれる１種または２種を添加することができる。これらの元素の添加範囲の限定理由は以下の通りである。
【００３８】
Nb：0.005〜0.1％
Nbは、鋼中でＣ、Ｎと結合し微細球状の炭化物あるいは炭窒化物を形成し、これが高周波焼きもどし後の粒界炭化物形状を球状化することで粒界強度の低下を抑制する。また、Nbは、析出強化作用の極めて強い元素であることと、焼もどし軟化抵抗を向上させる元素である。これらのことにより、ねじり強度およびねじり疲労強度を向上させる。しかしながら、Nbは、0.005％未満の添加ではその効果が小さい。一方、Nbは0.1％を超えて添加しても、その向上効果は期待できないばかりか、成分コストの上昇を招くため好ましくない。このため、Nbは、0.005〜0.1％の範囲の添加とすることが好ましく、より好ましくは0.01〜0.05％以下の範囲の添加とする。
【００３９】
Ｖ：O.01〜0.5％
Ｖは、鋼中でＣ、Ｎと結合し微細球状の炭化物あるいは炭窒化物を形成し、これが高周波焼きもどし後の粒界炭化物形状を球状化することで粒界強度の低下を抑制する。またＶは、析出強化作用の極めて強い元素であることと、焼もどし軟化抵抗を向上させる元素である。これらのことにより、ねじり強度およびねじり疲労強度を向上させる。しかしながら、Ｖは、0.01％未満の添加ではその効果が小さい。一方、Ｖは0.5％を超えて添加しても、その向上効果は期待できないばかりか、成分コストの上昇を招くため好ましくない。このため、Ｖは、0.01〜0.5％の範囲の添加とすることが好ましく、より好ましくは0.03〜0.3％の範囲の添加とする。
【００４０】
また、本発明においてはベイナイト相の組織分率（面積率）を10％以上とする。この理由は、ベイナイト相の組織分率が10％未満の場合、焼入加熱時、特に高周波加熱のような急速短時間加熱の場合の炭化物溶解が遅くなることおよびベイナイト相の組織分率が10％以上（本発明範囲内）の場合に比べ、オーステナイト粒径が粗大化するため、高周波焼きもどし後に粒界炭化物が多数存在するようになる。さらに、オーステナイト粒径が粗大化することにより、Ｐ等の粒界偏析不純物量が増えるため粒界強度が低下する。これらのことにより、粒界強度が低下するため、ねじり強度およびねじり疲労強度が低下する。なお、ベイナイト相の組織分率は好ましくは20％以上とする。ベイナイト組織以外の残りの組織は、フェライト、パーライト等いずれでも良く特に規定はしない。
【００４１】
さらに、本発明における高周波焼もどし用鋼の製造方法は、上記化学組成を満足する鋼素材、例えば鋳片に仕上温度900℃以上にて熱間圧延を施し、熱間圧延終了後に0.2〜10℃／ｓの冷却速度で冷却することを特徴とする。熱間圧延終了後の冷却は、0.2℃／s未満の冷却速度の場合、フェライト、パーライト等の徐冷組織が生成してベイナイト組織が得られがたくなり、ベイナイト相の組織分率を10％以上にすることができなくなる場合が生じ、かかる場合には、十分なねじり強度およびねじり疲労強度が得られなくなる。一方、冷却速度が10℃／sを超えると、マルテンサイト等の硬質相が生成促進される結果、ベイナイト相の組織分率を10％以上にすることができなくなる場合が生じ、かかる場合には、十分なねじり強度およびねじり疲労強度が得られなくなる。このため、熱間圧延終了後の冷却は、0.2〜10℃／ｓの冷却速度で行うことが必要である。なお、かかる冷却速度は、好ましくは0.3〜6℃／sの範囲とする。
また、熱間圧延の仕上温度は、適正組織分率のベイナイト相生成の観点から、900℃以上とする。
【００４２】
【実施例】
以下、本発明を実施例に基づいて説明する。
表１に示す化学組成の鋼を転炉−連続鋳造プロセスにより溶製した。鋳造時の鋳片サイズは300mm×400mmあった。この鋳片をブレークダウン工程を経て150mm角ビレットに圧延したのち24〜60mmφの棒鋼に熱間圧延した。熱間圧延の仕上温度は、850〜960℃の範囲で行った。熱間圧延後の冷却は、0.3〜15℃／ｓの各種冷却速度で行った。この棒鋼を用いて、段付ねじり試験片（段底部応力集中係数1.5、段底部径20mmφ）を作製し、周波数15kHzの高周波焼入装置を用いて焼入れた後、同じく高周波焼入装置により表２に示すような条件で高周波加熱を行うことによって焼もどし処理を行った後、ねじり試験を行った。ねじり強度試験は、最大トルク4900Ｎ・ｍのねじり試験機を用いて、最大ねじりせん断応力を求め、ねじり強度とした。ねじり疲労強度試験は、最大トルク4900Ｎ・ｍのねじり試験機を用いて、両振りで応力条件を変えて行い、1×10５回で寿命となる応力を疲労強度として評価した。これらの評価結果を表２に示す。
【００４３】
【表１】
【表２】
表２において、試験片No.1〜No.8は本発明例であり、試験片No.9〜No.19は比較例である。
表２に示す結果から、本発明例である試験片No.１〜８はいずれも、ねじり強度が2000 MPa以上であり、かつ、ねじり疲労強度が777 MPa以上であり、ねじり強度およびねじり疲労強度に優れている。
一方、比較例である試験片No.9〜16はいずれも、鋼中の化学組成が本発明の範囲外であるため、ねじり強度およびねじり疲労強度とも本発明例に比較して低い。
比較例である試験片No.17は、鋼中の化学組成については本発明の範囲内であるが、熱間圧延終了後の冷却速度が本発明の範囲外であるため、その結果、ベイナイト相の組織分率が本発明の範囲外となり、ねじり強度およびねじり疲労強度ともに本発明例に比較して低い。
比較例である試験片No.18は、化学組成については本発明の範囲内であるが、高周波焼入後の焼もどしが本発明範囲外の炉加熱により行った場合であり、焼きもどし時間が高周波焼きもどしの場合に比べ30分間と長時間を要しており、しかも、ねじり強度およびねじり疲労強度ともに本発明例に比較して低い。
比較例である試験片No.19は、化学組成については本発明の範囲内であるが、仕上温度が低いため、結果としてベイナイト相の組織分率が低く、ねじり強度およびねじり疲労強度ともに本発明例に比較して低い。
【００４６】
【発明の効果】
本発明の高周波焼もどし用鋼およびその製造方法を用いれば、その後に施される高周波焼入−高周波焼もどしプロセスによって製造される製品、すなわち、ねじり強度およびねじり疲労強度に優れた鋼材を提供することが可能であり、これは、産業上の利用価値が大である。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a steel for induction tempering excellent in torsional strength and torsional fatigue strength, which is manufactured by tempering by high-frequency induction heating for a short time in tempering after quenching, and a method for producing the same. . In particular, the steel of the present invention is preferably used as a machine structural steel applied to automobile drive shafts, constant velocity joints, and the like.
[0002]
Conventionally, mechanical structural members such as automobile drive shafts and constant velocity joints are processed into hot rolled steel bars by hot forging, cutting, cold forging, etc., and then induction hardening and furnace heating tempering. In general, torsional strength and torsional fatigue strength, which are important characteristics as a machine structural member, are ensured.
[0003]
On the other hand, in recent years, there has been a strong demand for weight reduction of parts for automobile members due to environmental problems, and in this respect, improvements in torsional strength and torsional fatigue strength of automobile parts are required.
In recent years, the adoption of a tempering process by high-frequency heating is being considered in place of the conventional tempering by furnace heating from the viewpoint of improving productivity. According to induction tempering, the heating time can be significantly shorter than the heating time of several tens of minutes to several hours, even if the heating time is a few seconds to a few minutes or less. The return processing time can be shortened, and improvement in productivity is expected.
[0004]
Furthermore, as will be described later, in the study by the present inventors, it is expected that the torsional characteristics can be improved by utilizing the short-time rapid heating that is a feature of the high-frequency heating.
For example, Japanese Patent Application Laid-Open No. 7-90484 is characterized in that a specific component steel is used, and a cross-sectional average hardness defined by a specific formula of a member subjected to induction hardening is 560 or more. It has been shown that a torsional strength of 160 kgf / mm 2 or more can be obtained in shaft parts. However, the above publication does not mention the torsional fatigue strength, which is another important characteristic as a machine structural member. In the above publication, various induction quenching conditions have been studied, but tempering conditions have not been studied, and the tempering condition is only described at 170 ° C. for 1 hour, From this description, it is considered that tempering is not induction tempering that can be performed in a short time, but tempering by ordinary furnace heating or the like.
[0005]
Regarding torsional fatigue strength, JP-A-8-253842 discloses, as weight ratios, C: 0.35 to 0.65%, Si: 0.35 to 2.5%, Mn: 1.0 to 1.8%, Mo: 0.05 to 0.8%, S : 0.01 to 0.15%, Al: 0.015 to 0.05%, Ti: 0.005 to 0.05%, B: 0.0005 to 0.005%, N: 0.002 to 0.01%, or further, the amount of P, Cu, O is specified or less Limit or further contain one or two specific amounts of Nb and V, or even one or two specific amounts of Cr and Ni, and the ferrite structure fraction is 35% or less Thus, a steel material for induction-quenched shaft parts having an excellent torsional fatigue strength characterized by having a ferrite crystal grain size of 20 μm or less is disclosed. However, according to the description in JP-A-8-253842, the tempering conditions in the examples are only described as 1 hour at 170 ° C. From this description, it is not the induction tempering performed in a short time, but the furnace Studies have been conducted on the premise of a normal tempering process by heating or the like.
JP-A-8-253842, there is also described with respect to torsional fatigue strength, it has been shown to be a steel having both fatigue strength and torsional twisting strength. However, in the steel material, 5 × 10 5 The torsional fatigue strength at the number of cycle repetitions is 771 MPa at the maximum, and the strength may be insufficient in response to the recent demand for higher strength.
[0006]
[Problems to be solved by the invention]
The present invention solves the above-described problems of the prior art, and in recent years, from the viewpoint of improving productivity, a member manufactured by a short-time high-frequency tempering process that is being studied for use instead of the conventional furnace tempering process. The purpose of the present invention is to provide a steel for induction tempering excellent in torsional strength and torsional fatigue strength, and a method for producing the same.
[0007]
[Means for Solving the Problems]
The present inventors diligently studied to improve torsional strength and torsional fatigue strength on the premise that short-time induction tempering treatment is performed.
As a result, it is said that excellent torsional strength and torsional fatigue strength can be obtained by devising the chemical composition and structure of steel on the premise of performing induction tempering treatment, for the reasons shown in the following (1) to (5). Obtained knowledge.
[0008]
That is,
(1) By containing the bainite phase at the structure fraction specified in the present invention, the bainite structure is a structure in which carbides are finely dispersed compared to the ferrite-pearlite structure, so that dissolution of carbides during quenching heating is accelerated. As a result, the amount of carbide remaining at the grain boundaries of the quenching structure (martensitic structure) before tempering (martensitic structure), which is the core of carbide formation during induction tempering, is reduced. Increases the number of intragranular nucleation during reversion. As a result, the grain boundary carbide that adversely affects the grain boundary strength is reduced and the grain boundary strength is improved. As a result, the grain boundary fracture under torsional stress is suppressed, and the torsional strength and torsional fatigue strength are increased.
[0009]
(2) By containing the bainite phase at a structure fraction specified in the present invention, the austenite grain size during quenching heating before induction tempering is finer than that when the structure fraction is outside the scope of the present invention. Turn into. As a result, grain boundary residual carbides are reduced. For this reason, the grain boundary carbide after induction tempering decreases. Further, since the grain boundary area increases, the amount of grain boundary segregation impurities such as P decreases. Since these improve the grain boundary strength, the grain boundary fracture under torsional stress is suppressed, and the torsional strength and torsional fatigue strength increase.
[0010]
(3) Add appropriate amount of Si, Al, Mo, Cu, Ni and Co in an appropriate amount to destabilize carbides and promote dissolution of carbides during quenching heating, induction tempering As a result of the reduction of carbide remaining at the grain boundaries of the quenching structure (martensite structure) before tempering, which becomes the core of the carbide formation at the time, the number of intragranular nucleation during induction tempering increases. As a result, the grain boundary carbide that adversely affects the grain boundary strength is reduced and the grain boundary strength is improved. As a result, the grain boundary fracture under torsional stress is suppressed, and the torsional strength and torsional fatigue strength are increased.
[0011]
(4) Addition of Cr stabilizes carbides and promotes the formation of residual carbides. By restricting or adding no addition, the carbides become unstable and dissolution of the carbides during quenching heating is promoted. As a result of the reduction of carbide remaining at the grain boundaries of the quenching structure (martensite structure) before tempering, which becomes the nucleus of carbide formation during induction tempering, the number of intragranular nucleation during induction tempering increases. As a result, the grain boundary carbide that adversely affects the grain boundary strength is reduced and the grain boundary strength is improved. As a result, the grain boundary fracture under torsional stress is suppressed, and the torsional strength and torsional fatigue strength are increased.
[0012]
(5) By adding an appropriate amount of Ti or Ti and Nb and / or V, fine spherical carbides or fine spherical carbonitrides of Ti, Nb, and V are formed, and this becomes a carbide generation nucleus during induction tempering. The carbide shape is spherical. This spherical carbide or carbonitride exists not only in the grains but also in the grain boundaries (of martensite), but compared to the rod-like or plate-like ones that are generally produced during normal furnace tempering, Since the existing volume at the grain boundary is small and the adverse effect on the grain boundary strength is small, the grain boundary fracture under torsional stress is suppressed, and the torsional strength and torsional fatigue strength are improved.
[0013]
This invention is made | formed based on the above knowledge, The place made into the summary is as follows.
That is, the present invention is 1) mass% C: 0.35 to 0.7%,
Si: 0.08 to 1.5%
Mn: 0.2-2.5%
P ≦ 0.020%,
S ≦ 0.06%,
Al: 0.005-0.25%
Ti: 0.005-0.1%
B: 0.0003 to 0.0060%,
N: 0.002 to 0.02%, and O ≦ 0.0030%
A short induction tempering treatment characterized in that the balance is composed of Fe and inevitable impurities, and the structural fraction of the bainite phase before quenching heating is 10% or more. Induction tempering steel that excels in torsional strength and torsional fatigue strength even when performed .
[0014]
2) In the above 1), the steel for induction tempering which is excellent in torsional strength and torsional fatigue strength even when subjected to short-term induction tempering treatment , characterized by further containing Cr ≦ 0.20% by mass. .
[0015]
3) In the above 1) or 2), in further mass%,
Mo: 0.02-1.0%,
Cu ≦ 1.0%,
Ni: 0.05-3.5%, and
Co: 0.01-1.0%
A steel for induction tempering that is excellent in torsional strength and torsional fatigue strength even when subjected to short-term induction tempering treatment, comprising one or more selected from
[0016]
4) In any one of the above 1) to 3), further in mass%,
Nb: 0.005 to 0.1%, and V: O.01 to 0.5%
A steel for induction tempering that is excellent in torsional strength and torsional fatigue strength even when subjected to short-term induction tempering treatment, comprising one or two selected from
5) In any one of the above 1) to 4), the high-frequency tempering conditions applied to the steel are a heating temperature of 230 to 600 ° C. and a heating time of 5 to 60 seconds. Induction tempering steel that excels in torsional strength and torsional fatigue strength even after tempering.
[0017]
6 ) By mass% C: 0.35 to 0.7%,
Si: 0.08 to 1.5%
Mn: 0.2-2.5%
P ≦ 0.020%,
S ≦ 0.06%,
Al: 0.005-0.25%
Ti: 0.005-0.1%
B: 0.0003 to 0.0060%,
N: 0.002 to 0.02%, and O ≦ 0.0030%
The steel material having a composition comprising the balance Fe and inevitable impurities is hot-rolled and cooled at a cooling rate of 0.2 to 10 ° C./s after the hot rolling, before quenching and heating. A method for producing a steel for induction tempering, which is excellent in torsional strength and torsional fatigue strength even when subjected to short-term induction tempering treatment , characterized in that the bainite phase has a structural fraction of 10% or more.
[0018]
7 ) In the manufacturing method described in 6 ) above , the torsional strength and torsional fatigue are obtained even when short-time high-frequency tempering treatment is performed , wherein the steel material further contains% by mass and Cr ≦ 0.20%. A method for producing induction tempering steel with excellent strength.
[0019]
8 ) In the production method described in 6 ) or 7 ) above, the steel material is further in mass%,
Mo: 0.02-1.0%,
Cu ≦ 1.0%,
Ni: 0.05-3.5%, and
Co: 0.01-1.0%
A method for producing a steel for induction tempering that is excellent in torsional strength and torsional fatigue strength even when subjected to short-term induction tempering treatment, comprising one or more selected from
[0020]
9 ) In the manufacturing method according to 6 ) to 8 ) above, the steel material is further in mass%,
Nb: 0.005 to 0.1%, and V: O.01 to 0.5%
A method for producing a steel for induction tempering, which is excellent in torsional strength and torsional fatigue strength even when subjected to short-term induction tempering treatment, comprising one or two types selected from
[0021]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
Hereinafter, the reasons for limitation of the present invention will be described. The mass% is simply written as%.
C: 0.35-0.7%
C is an element having the greatest influence on hardenability, and is useful for increasing the hardness and depth of the hardened hardened layer and improving torsional strength. However, if the C content is less than 0.35%, the quench hardening depth must be drastically increased in order to ensure the required torsional strength. Therefore, the C content is 0.35% or more. On the other hand, if the C content exceeds 0.7%, the machinability and the cold forgeability are lowered, and brittle fracture is caused during the torsion test. On the contrary, the torsional strength is lowered, and the fire cracking resistance is also lowered. Therefore, the C content is in the range of 0.35 to 0.7%, preferably in the range of 0.4 to 0.6%.
[0022]
Si: 0.08-1.5%
Si suppresses carbide formation and suppresses a decrease in grain boundary strength due to the carbide. In addition to strengthening by solid solution in ferrite, it is an element that improves temper softening resistance during tempering after quenching, thereby improving torsional strength. Furthermore, since Si is also useful as a deoxidizing element, the Si content needs to be 0.08% or more from the viewpoint of exerting these effects. However, if the Si content exceeds 1.5%, the hardness increases due to the solid solution hardening of ferrite, leading to a decrease in machinability and cold forgeability. Accordingly, the Si content is in the range of 0.08 to 1.5%, preferably in the range of 0.1 to 1.5%.
[0023]
Mn: 0.2-2.5%
Mn is an essential component for improving the hardenability and ensuring the hardening depth during quenching, and is actively added. However, if it is added less than 0.2%, its effect is poor, and 2.5% is added. If added in excess, increasing the retained austenite after quenching will reduce the surface hardness and lower the torsional strength and fatigue strength, so the Mn content should be in the range of 0.2-2.5%. The range is preferably 0.3 to 1.5%.
[0024]
P: 0.020% or less P segregates at the austenite grain boundaries, lowers the grain boundary strength, thereby lowering the torsional strength and fatigue strength, and promotes the occurrence of cracking. Therefore, it is desirable to reduce the P content as much as possible, specifically, 0.020% or less.
[0025]
S: 0.06% or less S is added to form MnS in steel and improve machinability, but if added over 0.06%, it segregates at the grain boundary and lowers the grain boundary strength. Add 0.06% or less.
[0026]
Al: 0.005-0.25%
Al is an element effective for deoxidation and is an element useful for reducing oxygen, and is combined with N to form AlN, which suppresses the growth of austenite grains during quenching heating. Moreover, carbide | carbonized_material production | generation is suppressed and the fall of the grain boundary strength by carbide | carbonized_material is suppressed. These are elements that improve torsional strength and torsional fatigue strength. However, if the Al content is less than 0.005%, the effect is small, and if it exceeds 0.25%, the improvement effect cannot be expected, and the component cost increases, so Al is in the range of 0.005 to 0.25%. And preferably in the range of 0.02 to 0.15%.
[0027]
Ti: 0.005-0.1%
Ti combines with C and N in steel to form fine spherical carbide or carbonitride, which suppresses the decrease in grain boundary strength by spheroidizing the grain boundary carbide shape after induction tempering and twisting. Improve strength and torsional fatigue strength. Further, Ti is combined with N to prevent B from becoming BN and the effect of improving the hardenability of B to be lost. Therefore, Ti is added to sufficiently exhibit the effect of improving the hardenability of B.
If Ti is added less than 0.005%, the effect is small, and if added over 0.1%, a large amount of TiN is formed, which becomes the starting point of fatigue failure and the torsional fatigue strength is significantly reduced. Therefore, Ti is in the range of 0.005 to 0.1%, preferably in the range of 0.01 to 0.08%.
[0028]
B: 0.0003-0.0060%
B improves hardenability by adding a small amount, and improves torsional strength by increasing the quenching depth during quenching. Further, B promotes the formation of a bainite phase, refines the austenite grain size during quenching heating, reduces the grain boundary residual carbide, increases the grain boundary strength, and improves the torsional strength and torsional fatigue strength. Furthermore, B preferentially segregates at the grain boundaries, reduces the concentration of P segregating at the grain boundaries, increases the grain boundary strength, and improves torsional strength and torsional fatigue strength. For this reason, B is an element effective for improving torsional strength and torsional fatigue strength, so it is positively added. However, when B is added in an amount of less than 0.0003%, the effect is small. Even if it is added in excess of 0.0060%, the improvement effect cannot be expected, and the component cost increases, so B is 0.0003 to 0.0060%. The addition is preferably in the range of 0.0005 to 0.0040%.
[0029]
N: 0.002 to 0.02%
N forms a nitride with Al, Ti or Nb, or combines with Al, Ti or Nb and C to form a carbonitride, which suppresses the growth of austenite during quenching heating. It is an element that increases grain boundary strength and improves torsional strength and torsional fatigue strength, so it is actively added. However, when N is added in an amount of less than 0.002%, the effect is small, and when it is added in an amount exceeding 0.02%, the hot deformability is lowered, thereby significantly increasing the surface defects of the slab during continuous casting. Therefore, N is added in the range of 0.002 to 0.02%, preferably in the range of 0.002 to 0.015%.
[0030]
O: 0.0030% or less O is present as a hard oxide-based nonmetallic inclusion and segregates at the grain boundary to lower the grain boundary strength. Further, the increase in the O content greatly increases the size of the oxide-based nonmetallic inclusion. Since these are particularly harmful to torsional fatigue strength, it is desirable to reduce the O content as much as possible. Specifically, it is necessary to reduce it to 0.0030% or less. The O content is preferably 0.0020% or less.
[0031]
In addition to the above chemical composition, the present invention may contain Cr: 0.20% or less as required.
Cr: 0.20% or less
Cr is a hardenability improving element and can be added for this purpose. However, Cr stabilizes carbides and promotes the formation of residual carbides, and lowers the grain boundary strength, which degrades torsional strength and torsional fatigue strength. Therefore, the Cr addition amount should be reduced as much as possible. Specifically, it is 0.20% or less, preferably 0.05% or less.
[0032]
Moreover, in this invention, 1 type (s) or 2 or more types chosen from Mo: 0.02-1.0%, Cu <= 1.0%, Ni: 0.05-3.5%, and Co: 0.01-1.0% are contained as needed. be able to. The reasons for limiting the addition range of these elements are as follows.
[0033]
Mo: 0.02-1.0%
Mo has an effect of improving torsional strength and torsional fatigue strength by increasing the grain boundary strength by reducing impurity elements such as P segregating at the grain boundary and suppressing brittle fracture. Mo has the effect of promoting the formation of a bainite phase. Furthermore, Mo is an element useful for improving hardenability, and it is preferable to add a necessary amount in order to adjust hardenability. In addition, Mo is an element effective in improving torsional strength because it improves tempering and softening resistance. Thus, for this purpose, Mo is a suitable selective additive element. However, the effect of Mo is small when added at less than 0.02%. On the other hand, when Mo is added in excess of 1.0%, the hardness of the rolled material is remarkably increased and the workability is lowered. For example, in the case of rapid and short-time heating such as induction hardening, dissolution into austenite Is difficult to form carbides. For this reason, it is preferable to add Mo in the range of 0.02 to 1.0%, and more preferably in the range of 0.05 to 0.7%.
[0034]
Cu: 1.0% or less
Cu is an element that improves the torsional strength and torsional fatigue strength by suppressing the formation of carbides to suppress the decrease in grain boundary strength due to carbides. Cu is an element effective for improving hardenability, and further solidifies in ferrite to strengthen the steel and improve torsional strength. However, if Cu is added in excess of 1.0%, the hot workability is hindered, so 1.0% or less is preferably added, and more preferably 0.5% or less.
[0035]
Ni: 0.05-3.5%
Ni is an element that suppresses the formation of carbides and suppresses a decrease in grain boundary strength due to carbides, thereby improving torsional strength and torsional fatigue strength. Ni is an element that improves hardenability, and therefore can be used to adjust hardenability. However, the effect of Ni is small when added below 0.05%. On the other hand, Ni is an extremely expensive element, so adding over 3.5% is not preferable because the cost of the steel material increases. For this reason, Ni is preferably added in the range of 0.05 to 3.5%, more preferably in the range of 0.1 to 1.0%.
[0036]
Co: 0.01-1.0%
Co is an element that suppresses the decrease in grain boundary strength due to carbides by suppressing the formation of carbides, and improves torsional strength and torsional fatigue strength. However, the effect of Co is small when added at less than 0.01%. On the other hand, Co is an extremely expensive element, so adding over 1.0% is not preferable because the cost of the steel material increases. For this reason, Co is preferably in the range of 0.01 to 1.0%, more preferably in the range of 0.02 to 0.5%.
[0037]
Furthermore, in this invention, 1 type or 2 types chosen from Nb: 0.005-0.1% and V: O.01-0.5% can be added as needed. The reasons for limiting the addition range of these elements are as follows.
[0038]
Nb: 0.005-0.1%
Nb combines with C and N in steel to form fine spherical carbides or carbonitrides, which suppresses a decrease in grain boundary strength by spheroidizing the grain boundary carbide shape after induction tempering. Nb is an element having a very strong precipitation strengthening action and an element that improves tempering and softening resistance. These improve torsional strength and torsional fatigue strength. However, the effect of Nb is small when added less than 0.005%. On the other hand, even if Nb is added in excess of 0.1%, not only the improvement effect cannot be expected, but also the component cost increases, which is not preferable. For this reason, Nb is preferably added in the range of 0.005 to 0.1%, more preferably in the range of 0.01 to 0.05%.
[0039]
V: O.01 ~ 0.5%
V combines with C and N in steel to form fine spherical carbides or carbonitrides, which suppresses a decrease in grain boundary strength by spheroidizing the grain boundary carbide shape after induction tempering. V is an element that has a very strong precipitation strengthening effect and improves the tempering and softening resistance. These improve torsional strength and torsional fatigue strength. However, the effect of V is small when added less than 0.01%. On the other hand, even if V is added in excess of 0.5%, the improvement effect cannot be expected, and the component cost is increased, which is not preferable. For this reason, V is preferably added in the range of 0.01 to 0.5%, more preferably in the range of 0.03 to 0.3%.
[0040]
In the present invention, the structure fraction (area ratio) of the bainite phase is 10% or more. The reason for this is that when the structure fraction of the bainite phase is less than 10%, carbide dissolution is slow during quenching heating, particularly in the case of rapid and short-time heating such as high-frequency heating, and the structure fraction of the bainite phase is 10 Since the austenite grain size becomes coarser than in the case of more than% (within the scope of the present invention), many grain boundary carbides are present after induction tempering. Furthermore, when the austenite grain size becomes coarse, the amount of grain boundary segregation impurities such as P increases, so that the grain boundary strength decreases. As a result, the grain boundary strength decreases, and the torsional strength and torsional fatigue strength decrease. The structural fraction of the bainite phase is preferably 20% or more. The remaining structure other than the bainite structure may be either ferrite or pearlite, and is not particularly defined.
[0041]
Furthermore, the method of manufacturing the steel for induction tempering according to the present invention is a steel material satisfying the above chemical composition, for example, hot rolling is performed on a cast slab at a finishing temperature of 900 ° C. or more, and 0.2 to 10 ° C. after the hot rolling is finished. Cooling at a cooling rate of / s. When cooling at the end of hot rolling, when the cooling rate is less than 0.2 ° C / s, a slowly cooled structure such as ferrite or pearlite is formed, making it difficult to obtain a bainite structure, and the bainite phase has a structure fraction of 10%. In some cases, sufficient torsional strength and torsional fatigue strength cannot be obtained. On the other hand, if the cooling rate exceeds 10 ° C./s, the formation of a hard phase such as martensite is promoted, and as a result, the structure fraction of the bainite phase cannot be increased to 10% or more. Thus, sufficient torsional strength and torsional fatigue strength cannot be obtained. For this reason, it is necessary to perform cooling after completion of hot rolling at a cooling rate of 0.2 to 10 ° C./s. The cooling rate is preferably in the range of 0.3 to 6 ° C./s.
Moreover, the finishing temperature of hot rolling shall be 900 degreeC or more from a viewpoint of the bainite phase production | generation of an appropriate structure fraction.
[0042]
【Example】
Hereinafter, the present invention will be described based on examples.
Steels having chemical compositions shown in Table 1 were melted by a converter-continuous casting process. The slab size at the time of casting was 300 mm × 400 mm. The slab was rolled into a 150 mm square billet through a breakdown process, and then hot rolled into a steel bar having a diameter of 24 to 60 mm. The finishing temperature of hot rolling was in the range of 850 to 960 ° C. Cooling after hot rolling was performed at various cooling rates of 0.3 to 15 ° C./s. Using this steel bar, a stepped torsion test piece (step bottom stress concentration factor 1.5, step bottom diameter 20mmφ) was prepared and quenched using an induction hardening device with a frequency of 15kHz. After performing tempering treatment by high frequency heating under the conditions shown in FIG. In the torsional strength test, the maximum torsional shear stress was obtained using a torsion tester having a maximum torque of 4900 N · m, and the torsional strength was obtained. The torsional fatigue strength test was carried out using a torsion tester with a maximum torque of 4900 N · m, changing the stress conditions with both swings, and evaluating the stress that would give a life at 1 × 10 5 times as the fatigue strength. These evaluation results are shown in Table 2.
[0043]
[Table 1]
[Table 2]
In Table 2, test pieces No. 1 to No. 8 are examples of the present invention, and test pieces No. 9 to No. 19 are comparative examples.
From the results shown in Table 2, all of the test pieces Nos. 1 to 8 which are examples of the present invention have a torsional strength of 2000 MPa or more and a torsional fatigue strength of 777 MPa or more. Is excellent.
On the other hand, all of the test pieces Nos. 9 to 16 which are comparative examples have a chemical composition in steel outside the range of the present invention, so that both the torsional strength and the torsional fatigue strength are lower than those of the present invention example.
Test piece No. 17, which is a comparative example, is within the scope of the present invention for the chemical composition in steel, but the cooling rate after the hot rolling is outside the scope of the present invention. Thus, the toughness and torsional fatigue strength are lower than those of the examples of the present invention.
Test piece No. 18, which is a comparative example, is within the scope of the present invention in terms of chemical composition, but the tempering after induction hardening was performed by furnace heating outside the scope of the present invention, and the tempering time was Compared with the case of induction tempering, a long time of 30 minutes is required, and the torsional strength and the torsional fatigue strength are both lower than those of the examples of the present invention.
Test piece No. 19, which is a comparative example, is within the scope of the present invention in terms of chemical composition, but because the finishing temperature is low, as a result, the structure fraction of the bainite phase is low, and both the torsional strength and torsional fatigue strength are in accordance with the present invention. Low compared to example.
[0046]
【The invention's effect】
By using the induction tempering steel and the method for producing the same according to the present invention, a product produced by an induction hardening-induction tempering process performed thereafter, that is, a steel material excellent in torsional strength and torsional fatigue strength is provided. This is of great industrial utility value.
Claims (9)
Ｃ：0.35〜0.7％、
Si：0.08〜1.5％、
Mn：0.2〜2.5％、
Ｐ≦0.020％、
Ｓ≦0.06％、
Al：0.005〜0.25％、
Ti：0.005〜0.1％、
Ｂ：0.0003〜0.0060％、
Ｎ：0.002〜0.02％、および
Ｏ≦0.0030％
を含有し、残部がFe及び不可避的不純物よりなる組成を有し、かつ焼入加熱前におけるベイナイト相の組織分率が10％以上であることを特徴とする、短時間の高周波焼きもどし処理を行った場合でもねじり強度およびねじり疲労強度に優れる高周波焼もどし用鋼。In mass% C: 0.35-0.7%,
Si: 0.08 to 1.5%
Mn: 0.2-2.5%
P ≦ 0.020%,
S ≦ 0.06%,
Al: 0.005-0.25%
Ti: 0.005-0.1%
B: 0.0003 to 0.0060%,
N: 0.002 to 0.02%, and O ≦ 0.0030%
A short induction tempering treatment characterized in that the balance is composed of Fe and inevitable impurities, and the structural fraction of the bainite phase before quenching heating is 10% or more. Induction tempering steel that excels in torsional strength and torsional fatigue strength even when performed .
Cr≦0.20％を含有することを特徴とする、短時間の高周波焼きもどし処理を行った場合でもねじり強度およびねじり疲労強度に優れる高周波焼もどし用鋼。In claim 1, further in mass%,
A steel for induction tempering that is excellent in torsional strength and torsional fatigue strength even when subjected to short-term induction tempering treatment , characterized by containing Cr ≦ 0.20%.
Mo：0.02〜1.0％、
Cu≦1.0％、
Ni：0.05〜3.5％、および
Co：0.01〜1.0％
から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする、短時間の高周波焼きもどし処理を行った場合でもねじり強度およびねじり疲労強度に優れる高周波焼もどし用鋼。In claim 1 or 2, further in mass%,
Mo: 0.02-1.0%,
Cu ≦ 1.0%,
Ni: 0.05-3.5%, and
Co: 0.01-1.0%
A steel for induction tempering that is excellent in torsional strength and torsional fatigue strength even when subjected to short-term induction tempering treatment, comprising one or more selected from
Nb：0.005〜0.1％、および
Ｖ：O.01〜0.5％
から選ばれる１種または２種を含有することを特徴とする、短時間の高周波焼きもどし処理を行った場合でもねじり強度およびねじり疲労強度に優れる高周波焼もどし用鋼。In any one of claims 1-3, in further mass%,
Nb: 0.005 to 0.1%, and V: O.01 to 0.5%
A steel for induction tempering that is excellent in torsional strength and torsional fatigue strength even when subjected to short-term induction tempering treatment, comprising one or two selected from
Ｃ：0.35〜0.7％、
Si：0.08〜1.5％、
Mn：0.2〜2.5％、
Ｐ≦0.020％、
Ｓ≦0.06％、
Al：0.005〜0.25％、
Ti：0.005〜0.1％、
Ｂ：0.0003〜0.0060％、
Ｎ：0.002〜0.02％、および
Ｏ≦0.0030％
を含有し、残部Fe及び不可避的不純物よりなる組成を有する鋼素材に、仕上温度900℃以上で熱間圧延を施し、熱間圧延終了後に0.2〜10℃／ｓの冷却速度で冷却することにより、焼入加熱前におけるベイナイト相の組織分率が10％以上であることを特徴とする、短時間の高周波焼きもどし処理を行った場合でもねじり強度およびねじり疲労強度に優れる高周波焼もどし用鋼の製造方法。In mass% C: 0.35-0.7%,
Si: 0.08 to 1.5%
Mn: 0.2-2.5%
P ≦ 0.020%,
S ≦ 0.06%,
Al: 0.005-0.25%
Ti: 0.005-0.1%
B: 0.0003 to 0.0060%,
N: 0.002 to 0.02%, and O ≦ 0.0030%
Is subjected to hot rolling at a finishing temperature of 900 ° C. or higher and cooled at a cooling rate of 0.2 to 10 ° C./s after completion of hot rolling. The tempering steel is excellent in torsional strength and torsional fatigue strength even when subjected to short-term induction tempering treatment , characterized in that the structural fraction of the bainite phase before quenching heating is 10% or more. Production method.
Mo：0.02〜1.0％、
Cu≦1.0％、
Ni：0.05〜3.5％、および
Co：0.01〜1.0％
から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする、短時間の高周波焼きもどし処理を行った場合でもねじり強度およびねじり疲労強度に優れる高周波焼もどし用鋼の製造方法。In the manufacturing method of Claim 6 or 7 , the said steel raw material is further mass%,
Mo: 0.02-1.0%,
Cu ≦ 1.0%,
Ni: 0.05-3.5%, and
Co: 0.01-1.0%
A method for producing a steel for induction tempering that is excellent in torsional strength and torsional fatigue strength even when subjected to short-term induction tempering treatment, comprising one or more selected from
Nb：0.005〜0.1％、および
Ｖ：O.01〜0.5％
から選ばれる１種または２種を含有することを特徴とする、短時間の高周波焼きもどし処理を行った場合でもねじり強度およびねじり疲労強度に優れる高周波焼もどし用鋼の製造方法。In the manufacturing method in any one of Claims 6-8, the said steel raw material is further mass%,
Nb: 0.005 to 0.1%, and V: O.01 to 0.5%
A method for producing a steel for induction tempering, which is excellent in torsional strength and torsional fatigue strength even when subjected to short-term induction tempering treatment, comprising one or two types selected from
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