JP5194474B2 - Steel material and manufacturing method thereof - Google Patents
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- Treatment Of Steel In Its Molten State (AREA)
Description
本発明は、鋼材、特に自動車部品、たとえば等速ジョイントおよびハブなどの足回り部品や、クランクシャフト等のエンジン部品に代表される機械構造部品の素材として供する鋼材と、その製造方法に関する。 The present invention relates to a steel material, in particular, a steel material used as a material for mechanical parts typified by automobile parts, such as undercarriage parts such as constant velocity joints and hubs, and engine parts such as crankshafts, and a manufacturing method thereof.
上記の機械構造部品は、耐疲労性に優れることの他、切削加工して製造されるのが一般的であるため、被削性が良好であることも要求される。こうした部品の素材となる鋼材の被削性を改善する方法としては、鋼中に被削性改善成分としてＰｂやＳ等を含有させること、特にＰｂは少量の添加で被削性が格段に向上することが知られている。 In addition to being excellent in fatigue resistance, the above machine structural parts are generally manufactured by cutting, so that good machinability is also required. As a method for improving the machinability of the steel used as the material for these parts, Pb and S are included in the steel as a machinability improving component, and in particular, the machinability is greatly improved by adding a small amount of Pb. It is known to do.
しかしながら、Ｐｂは環境汚染物質となることから、鉄鋼材料においてもＰｂの使用は抑制する傾向にあり、Ｐｂを利用することなく被削性を改善する技術の開発が求められている。 However, since Pb becomes an environmental pollutant, the use of Pb tends to be suppressed even in steel materials, and development of a technique for improving machinability without using Pb is demanded.
例えば、Ｐｂを利用しない硫黄快削鋼は、ＭｎＳ等の硫化物系介在物の大きさや形状等の形態制御によって被削性を改善することが主流をなしていたが、これら従前の技術では鋼材を圧延したり鍛造する際に母材の塑性変形に伴ってＭｎＳが長く延伸し、これが原因となって機械的特性に異方性を生じる結果、疲労特性の低下をまねくことが問題であった。 For example, sulfur free-cutting steel that does not use Pb has been mainly used to improve machinability by controlling the size and shape of sulfide-based inclusions such as MnS. When rolling or forging steel, MnS is elongated for a long time due to plastic deformation of the base material, and as a result, anisotropy is caused in the mechanical properties, resulting in a decrease in fatigue properties. .
これに対して、特許文献１では、Ｐｂを用いることなく優れた切屑処理性と機械的特性を安定して確実に発揮し得る機械構造用鋼の提供を目的として、鋼中に観察される硫化物系介在物のうち、長径が５μｍ以上の硫化物系介在物のアスペクト比の平均値が５.２以下であり、且つ長径が２０μｍ以上の硫化物系介在物の個数をａ、長径が５μｍ以上の硫化物系介在物の個数をｂとするとき、ａ／ｂ≦０．２５を満足させることが提案されている。
しかしながら、硫化物系介在物のアスペクト比を平均値にて規制することは、大きなアスペクト比の硫化物系介在物を必ずしも排除するものでないから、かような介在物の存在下で被削性の格段の向上は望むことができないものであった。 However, regulating the aspect ratio of sulfide inclusions with an average value does not necessarily exclude sulfide inclusions with a large aspect ratio, so that the machinability can be reduced in the presence of such inclusions. A marked improvement could not be expected.
本発明は、上記の現状に鑑み開発されたもので、従来よりも被削性並びに疲労強度を一層向上させた鋼材を、その有利な製造方法と共に提案することを目的とする。 The present invention has been developed in view of the above situation, and an object of the present invention is to propose a steel material that has further improved machinability and fatigue strength as compared with the conventional method, together with its advantageous manufacturing method.
さて、発明者らは、被削性並びに疲労強度を効果的に向上させるべく、鋭意検討を行った結果、アスペクト比の大きなMnＳの存在頻度を規制することにより、優れた被削性並びに疲労強度が得られるとの知見を得て、本発明を完成するに到った。 As a result of intensive investigations to effectively improve machinability and fatigue strength, the inventors have determined excellent machinability and fatigue strength by regulating the frequency of MnS having a large aspect ratio. As a result, the present invention has been completed.
すなわち、本発明の要旨は、次のとおりである。
（１）Ｃ：0.35〜0.7 mass％、
Si：1.1 mass％以下、
Mn：0.05 〜2.0 mass％、
Al：0.008mass％以下、
Ti：0.005 〜0.1 mass％、
Mo：0.05〜0.6 mass％、
Ｂ：0.0003〜0.006 mass％、
Ｓ：0.01〜0.06mass％および
Cr：0.2 mass％以下
を含み、さらに
Ca:0.0021mass％以上0.0080mass％以下、
REM：0.0021mass％以上0.0100mass％以下および
Mg：0.0021mass％以上0.0050mass％以下
のうちの１種または２種以上を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になり、アスペクト比が50以上のMnＳの全MnＳ中に占める比が累積頻度で５％以下であることを特徴とする鋼材。
That is, the gist of the present invention is as follows.
(1) C: 0.35 to 0.7 mass%,
Si: 1.1 mass% or less,
Mn: 0.05-2.0 mass%
Al: 0.008 mass% or less,
Ti: 0.005 to 0.1 mass%,
Mo: 0.05-0.6 mass%,
B: 0.0003 to 0.006 mass%,
S: 0.01-0.06 mass% and
Cr: 0.2 mass% or less, and
Ca: 0.0021 mass% or more and 0.0080 mass% or less ,
REM: 0.0021mass% or more and 0.0100mass% or less and
Mg: Containing one or more of 0.0021 mass% or more and 0.0050 mass% or less , the balance being the composition of Fe and inevitable impurities, in the total MnS of MnS having an aspect ratio of 50 or more A steel material characterized in that the ratio to the total is 5% or less in cumulative frequency.
（２）上記（１）において、鋼材がベイナイト組織およびマルテンサイト組織を有し、かつ、これらベイナイト組織とマルテンサイト組織の合計の組織分率が10％以上であることを特徴とする鋼材。 ( 2 ) The steel material according to ( 1 ), wherein the steel material has a bainite structure and a martensite structure, and the total structure fraction of the bainite structure and the martensite structure is 10% or more.
（３）上記（１）または（２）において、円相当径が２μｍ以上の介在物は、Mn
Ｓの存在比率が30％以下およびCaOの存在比率が20％以下であることを特徴とする鋼材。（４）Ｃ：0.35〜0.7 mass％、
Si：1.1 mass％以下、
Mn：0.05 〜2.0 mass％、
Mo：0.05〜0.6 mass％、
Ｂ：0.0003〜0.006 mass％、
Ｓ：0.01〜0.06mass％および
Cr：0.2 mass％以下
を含み、Alを0.008mass％以下に抑制し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成である、鋼に脱酸処理を施すに際し、Ti：0.005〜0.1 mass％と、Ca：0.0021 mass％以上0.0080mass％以下、REM：0.0021 mass％以上0.0100mass％以下およびMg：0.0021 mass％以上0.0050mass％以下のいずれか１種または２種以上とを添加し、MnＳの析出に先立って、Ti（Ｓ、Ｃ）、CaＳ、（REM）ＳおよびMgＳのいずれか１種または２種以上を析出させ、その後鋳造に供することを特徴とする鋼材の製造方法。
(3) In the above (1) or (2), the inclusion having an equivalent circle diameter of 2 μm or more is Mn
A steel material characterized in that the abundance ratio of S is 30% or less and the abundance ratio of CaO is 20% or less. (4) C: 0.35 to 0.7 mass%,
Si: 1.1 mass% or less,
Mn: 0.05-2.0 mass%
Mo: 0.05-0.6 mass%,
B: 0.0003 to 0.006 mass%,
S: 0.01-0.06 mass% and
Cr: 0.2 mass% or less, Al is suppressed to 0.008 mass% or less, and the balance is the composition of Fe and inevitable impurities. When steel is deoxidized, Ti: 0.005 to 0.1 mass%, Ca : 0.0021 mass% or more and 0.0080 mass% or less , REM: 0.0021 mass% or more and 0.0100 mass% or less, and Mg: 0.0021 mass% or more and 0.0050 mass% or less , and one or more of them are added prior to precipitation of MnS Then, any one or more of Ti (S, C), CaS, (REM) S, and MgS is precipitated, and then used for casting.
ここで、上記アスペクト比とは、光学顕微鏡観察において、介在物の長さと幅をとり（長さ）／（幅）で規格化した数値であり、この値が大きい程、長く延びていることを表す。 Here, the aspect ratio is a numerical value obtained by taking the length and width of inclusions and standardizing by (length) / (width) in observation with an optical microscope. Represent.
本発明によれば、アスペクト比の大きなMnＳの存在頻度を適正に規制して、特に被削性を阻害するMnＳの排除を実現したため、被削性、さらには疲労特性の優れた鋼材を提供できる。 According to the present invention, the existence frequency of MnS having a large aspect ratio is appropriately regulated, and in particular, the elimination of MnS that impairs machinability is realized. Therefore, it is possible to provide a steel material having excellent machinability and further fatigue characteristics. .
以下、本発明を具体的に説明する。
まず、本発明において、鋼材の成分組成を上記の範囲に限定した理由について説明する。
Mn：0.05mass％以上2.0mass％以下
Mnは、焼入れ性を向上させ、焼入れ時の硬化深さを確保する上で不可欠の成分である。また、硫化物介在物を形成して被削性の向上に寄与する成分である。これらの効果を得るには、0.05mass％以上で含有することが肝要である。
特に、焼入れ時の硬化深さを確保するためには、含有量が 0.2mass％未満ではその添加効果に乏しいので、0.2mass％以上好ましくは 0.3mass％以上である。
Hereinafter, the present invention will be specifically described.
First, the reason why the component composition of the steel material is limited to the above range in the present invention will be described.
Mn: 0.05 mass% or more and 2.0 mass% or less
Mn is an essential component for improving the hardenability and securing the hardening depth during quenching. Moreover, it is a component which contributes to the improvement of machinability by forming sulfide inclusions. In order to acquire these effects, it is important to contain 0.05 mass% or more.
In particular, in order to ensure the hardening depth at the time of quenching, if the content is less than 0.2 mass%, the effect of addition is poor, so 0.2 mass% or more, preferably 0.3 mass% or more.
一方、Mn量が 2.0mass％を超えると焼入れ後の残留オーステナイトが増加し、かえって表面硬度が低下し、ひいては疲労強度の低下を招くので、Mnは 2.0mass％以下とすることが好ましい。さらに、Mnは含有量が多いと、母材の硬質化を招き、被削性に不利となるきらいがあるので、1.2 mass％以下とするのが好適である。さらに好ましくは 1.0mass％以下である。 On the other hand, when the amount of Mn exceeds 2.0 mass%, the retained austenite after quenching increases, and on the contrary, the surface hardness decreases, and as a result, the fatigue strength decreases. Therefore, Mn is preferably set to 2.0 mass% or less. Furthermore, if the Mn content is large, the base material is hardened, which may be disadvantageous in machinability. Therefore, the content is preferably 1.2 mass% or less. More preferably, it is 1.0 mass% or less.
Ｓ：0.01mass％以上0.06mass％以下
Ｓは、鋼中でMnＳを形成し、切削性を向上させる有用元素であり、そのためには0.01mass％以上は必要である。一方、0.06mass％を超えて含有させると粒界に偏析して粒界強度を低下させるため、Ｓは0.06mass％以下にする。より好ましくは0.04mass％以下である。
S: 0.01 mass% or more and 0.06 mass% or less S is a useful element that forms MnS in steel and improves the machinability, and for that purpose, 0.01 mass% or more is necessary. On the other hand, if the content exceeds 0.06 mass%, it segregates at the grain boundaries and lowers the grain boundary strength, so S is made 0.06 mass% or less. More preferably, it is 0.04 mass% or less.
本発明では、上述の範囲でMnおよびＳを含有する鋼材について、介在物であるMnＳに関する規制も重要である。すなわち、本発明においては、アスペクト比が50以上のMnＳの全MnＳ中に占める比を累積頻度で５％以下に制限することが肝要である。
ここに、Ｃ：0.46mass％，Ｓ：0.38mass％，Mn：0.75mass％，Ｓ：0.043mass％，Mo：0.40 mass％を含有する脱炭処理後の溶鋼を脱酸処理する際に、Ti、Al、Ca、REMおよびMgのいずれか１種または２種以上を添加し、MnＳの析出形態を変化させた鋼材ａないしhについて、析出した全MnＳのアスペクト比を光学顕微鏡観察に基づいて調査するとともに、各鋼材の疲労強度および被削性を調査した。
In the present invention, for steel materials containing Mn and S within the above-mentioned range, regulations regarding MnS, which is an inclusion, are also important. That is, in the present invention, it is important to limit the ratio of MnS having an aspect ratio of 50 or more in all MnS to 5% or less in terms of cumulative frequency.
Here, when deoxidizing the molten steel containing C: 0.46 mass%, S: 0.38 mass%, Mn: 0.75 mass%, S: 0.043 mass%, Mo: 0.40 mass%, Ti Investigate the aspect ratio of all precipitated MnS based on optical microscope observations for steel materials a to h in which one or more of Al, Ca, REM and Mg were added and the MnS precipitation morphology was changed In addition, the fatigue strength and machinability of each steel material were investigated.
なお、疲労強度は、上記に従って100kgの鋼塊を溶製した後、50mmΦの棒鋼に熱間鍛造し、850℃×１ｈの焼ならし処理を施したのち、平行部が20 mmΦで応力集中係数α：1.5の切欠きを有するねじり試験片を作製し、このねじり試験片に最高加熱温度1000℃、周波数４kHzおよび100 kHzの２周波混合の高周波焼入れを施した後、170℃×30分の焼戻しを行って、ねじり疲労試験に供して評価した。ねじり疲労試験は、最大トルク：4900Ｎ・ｍのねじり疲労試験機を用いて両振りで応力条件を変えて行い、１×105回の寿命となる応力を疲労強度として評価した。 Fatigue strength was determined by melting a 100kg steel ingot according to the above, hot forging a 50mmφ steel bar, and applying a normalizing treatment of 850 ℃ x 1h, then the parallel part was 20mmφ and the stress concentration factor α: A torsional test piece having a 1.5 notch is prepared, and the torsional test piece is subjected to induction quenching with a maximum frequency of 1000 ° C, a frequency of 4 kHz and a frequency of 100 kHz, and then tempered at 170 ° C for 30 minutes. And subjected to a torsional fatigue test for evaluation. The torsional fatigue test was performed using a torsional fatigue tester with a maximum torque of 4900 N · m, and the stress conditions were changed by swinging, and the stress that gave a life of 1 × 10 5 times was evaluated as the fatigue strength.
被削性は、超硬工具（Ｐ10）を用い、切削速度：200ｍ／min、送り：0.25mm／rev、切り込み：2.0mmおよび無潤滑の条件で外周旋削試験により行い、工具寿命で判定した。なお、工具寿命の判定は、超硬工具逃げ面磨耗が0.2mmに達するまでの総時間で評価した。 Machinability was determined by the tool life using a carbide tool (P10), a cutting speed: 200 m / min, feed: 0.25 mm / rev, cutting: 2.0 mm, and a non-lubricated peripheral turning test. The tool life was evaluated based on the total time required for the carbide tool flank wear to reach 0.2 mm.
まず、全MnＳのアスペクト比の調査結果をアスペクト比毎の個数累積頻度にて整理した結果を図１に示す。また、表１に各鋼材の疲労強度および被削性の調査結果を示すように、鋼材aないしc、ｇおよびｈは、疲労強度が700以上および被削性が5000mm以上と所期した性能を満足する鋼材である。そして、図１に示すとおり、これら鋼材ａないしc、ｇおよびｈはいずれも、アスペクト比が50以上のMnＳの全MnＳ中に占める比が累積頻度で５％以下である。一方、所期性能を満足しない鋼材ｄないしｆはいずれも、アスペクト比が50以上のMnＳの全MnＳ中に占める比が累積頻度で５％を超えている。 First, FIG. 1 shows the result of arranging the survey results of the aspect ratios of all MnS by the number cumulative frequency for each aspect ratio. In addition, as shown in Table 1, the results of the investigation of the fatigue strength and machinability of each steel material, the steel materials a to c, g and h have the expected performance with fatigue strength of 700 or more and machinability of 5000 mm or more. It is a satisfactory steel material. And as shown in FIG. 1, these steel materials a thru | or c, g, and h are all the ratio which occupies in all MnS of MnS with an aspect ratio of 50 or more is 5% or less by accumulation frequency. On the other hand, the ratio of the steel materials d to f that do not satisfy the desired performance to the total MnS of MnS having an aspect ratio of 50 or more exceeds 5% in cumulative frequency.
かように、アスペクト比が50以上のMnＳの全MnＳ中に占める比が累積頻度で５％以下であれば、疲労強度および被削性を共に向上することができる。これは、アスペクト比が大きな介在物で割れが発生するため、従来のようにアスペクト比を特定するのではなく、大きなアスペクト比の介在物の存在頻度を規定することが重要であることを示している。アスペクト比が50以上のMnＳの存在頻度が5％以上であると、大アスペクト比の介在物が疲労試験時の応力負荷位置に出現する確率が高まり、大きく疲労強度を低下させることについても確認できる。 Thus, if the ratio of the MnS having an aspect ratio of 50 or more in the total MnS is 5% or less in cumulative frequency, both fatigue strength and machinability can be improved. This indicates that it is important not to specify the aspect ratio as in the past, but to specify the frequency of inclusions with a large aspect ratio, because cracks occur in inclusions with a large aspect ratio. Yes. It can also be confirmed that when the presence frequency of MnS with an aspect ratio of 50 or more is 5% or more, inclusions with a large aspect ratio appear at the stress load position during the fatigue test, and the fatigue strength is greatly reduced. .
次に、上述のようにMnＳの形態を調整する、すなわち、アスペクト比50以上のMnＳの存在頻度を5％以下とする方法について詳しく説明する。
まず、溶製段階の処理として、転炉から取鍋に出鋼する際に、Mn含有量を0.05mass％以上に、およびＳ含有量を0.01mass％に、それぞれ調整し、その他SiやMnなども必要に応じて調整した後、取鍋において0.005mass％以上のTiを添加して真空脱酸処理を施す。その際、Ti添加前にAlを微量添加し、予備脱酸を行い、Ti合金使用量を削減することでコスト低減を図ることも可能であるが、Al量は0.008mass%以下とする必要がある。Al量が0.008mass%超であると、さらに、タンディッシュ内においてCa：0.0021 mass％以上、REM：0.0021 mass％以上およびMg：0.0021 mass％以上のいずれか１種または２種以上を添加して、MnＳの析出に先立って、Ti（Ｓ、Ｃ）、CaＳ、ＣaＯ系介在物等のいずれか一つ以上を析出させる。MnＳはこれら介在物を起点に析出するため、圧延時あるいは鋳造時にMnＳ単体の場合よりもMnＳが伸延しにくくなり、大きなアスペクト比のMnＳの存在頻度、すなわち、アスペクト比50以上のMnＳの存在頻度が５％以下となる。
Next, a method for adjusting the form of MnS as described above, that is, the method of setting the presence frequency of MnS having an aspect ratio of 50 or more to 5% or less will be described in detail.
First, as the processing at the melting stage, when steel is drawn from the converter to the ladle, the Mn content is adjusted to 0.05 mass% or more and the S content is adjusted to 0.01 mass%, respectively, and other Si, Mn, etc. After adjusting as needed, 0.005 mass% or more of Ti is added in a ladle and vacuum deoxidation treatment is performed. At that time, it is possible to reduce the cost by adding a small amount of Al before Ti addition, preliminarily deoxidizing, and reducing the amount of Ti alloy used, but the Al amount needs to be 0.008 mass% or less. is there. If the Al content exceeds 0.008 mass%, in the tundish, add one or more of Ca: 0.0021 mass% or more, REM: 0.0021 mass% or more, and Mg: 0.0021 mass% or more. Prior to the precipitation of MnS, one or more of Ti (S, C), CaS, CaO inclusions, etc. are deposited. Since MnS precipitates from these inclusions, MnS is less likely to be stretched during rolling or casting than when MnS is used alone, and the presence frequency of MnS with a large aspect ratio, that is, the presence frequency of MnS with an aspect ratio of 50 or more. Is 5% or less.
ここでは、Ti添加を必須として、Ca、REMおよびMgのいずれか１種または２種以上を上記の添加量の下で用いればよいが、その添加量の上限は、それぞれTi：0.1mass%、Ｃa:0.0080mass%、REM:0.0100mass%、Mg：0.0050mass%とする。
すなわち、Ti：0.1mass%、Ｃａ:0.0080mass%、REM：0.0100mass%およびMg:0.0050mass%を、いずれかの成分が超えると、介在物の融点が1800℃以上となりノズル詰まりが発生しやすくなる。
Here, Ti addition is essential, and any one or two or more of Ca, REM and Mg may be used under the above addition amount. The upper limit of the addition amount is Ti: 0.1 mass%, Ca: 0.0080mass%, REM: 0.0100mass %, Mg: shall be the 0.0050mass%.
In other words, if any component exceeds Ti: 0.1 mass%, Ca: 0.0080 mass%, REM: 0.0100 mass%, and Mg: 0.0050 mass%, the melting point of the inclusion becomes 1800 ° C or more, and nozzle clogging is likely to occur. Become.
また、上記の添加操作に当り、析出する酸化物系介在物の融点を1200℃以上1800℃以下とし、かつ添加後の溶解酸素量を４ppm以上15ppm以下に制御することが好ましい。
上記融点の制御により、連続鋳造時の浸漬ノズル内部への介在物付着が抑制され、操業が阻害されるのを回避できる。次に、溶解酸素量の制御により、ブリードの発生が抑制できる。具体的には、酸化物系介在物の融点は多元素介在物の組成によって制御し、また添加後の溶解酸素量は酸素プローブ等によってあらかじめ溶解酸素を測定し、計算によって添加量を決定することによって制御する。
In addition, in the above addition operation, it is preferable to control the melting point of the precipitated oxide inclusions to be 1200 ° C. or higher and 1800 ° C. or lower, and to control the dissolved oxygen amount after the addition to 4 ppm or higher and 15 ppm or lower.
By controlling the melting point, it is possible to prevent inclusions from being attached to the inside of the immersion nozzle during continuous casting and to prevent the operation from being hindered. Next, generation of bleed can be suppressed by controlling the amount of dissolved oxygen. Specifically, the melting point of oxide inclusions is controlled by the composition of multi-element inclusions, and the amount of dissolved oxygen after addition is determined in advance by measuring dissolved oxygen with an oxygen probe or the like, and determining the amount added by calculation. Control by.
以上のようにして、MnＳの形態を調整した鋼材は、上述した量のMnおよびＳを含有し、さらに、Ti：0.005mass％以上と、Ca：0.0021 mass％以上、REM：0.0021 mass％以上およびMg：0.0021 mass％以上のいずれか１種または２種以上とを含有し、かつ、Alを含有させた場合は、Al：0.008mass%以下の組成となる。 As described above, the steel material whose MnS morphology is adjusted contains the above-described amounts of Mn and S, and further, Ti: 0.005 mass% or more, Ca: 0.0021 mass% or more, REM: 0.0021 mass% or more, and When Mg contains any one or more of 0.0021 mass% or more and Al is contained, the composition is Al: 0.008 mass% or less.
さらに、鋼材の疲労強度を高めるための好適な組成として、Ｃ：0.35〜0.7 mass％、Si：1.1 mass％以下、Mn：0.2 〜2.0 mass％、Al：0.008mass％以下、Ti：0.005 〜0.1 mass％、Mo：0.05〜0.6 mass％、Ｂ：0.0003〜0.006 mass％、Ｓ：0.06mass％以下、およびCr：0.2 mass％以下を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる成分組成である鋼材とすることが特に高周波焼入用の素材として好ましい。 Further, as a suitable composition for increasing the fatigue strength of the steel material, C: 0.35 to 0.7 mass%, Si: 1.1 mass% or less, Mn: 0.2 to 2.0 mass%, Al: 0.008 mass% or less, Ti: 0.005 to 0.1 Steel with a composition composed of the balance Fe and inevitable impurities, including mass%, Mo: 0.05-0.6 mass%, B: 0.0003-0.006 mass%, S: 0.06 mass% or less, and Cr: 0.2 mass% or less It is particularly preferable as a material for induction hardening.
まず、鋼材の成分組成を上記の範囲に限定する理由について説明する。
Ｃ：0.35〜0.7 mass％
Ｃは、焼入れ性への影響が最も大きい元素であり、焼入れ硬化層の硬さおよび深さを高めて疲労強度の向上に有効に寄与する。しかしながら、含有量が0.35mass％に満たないと必要とされる疲労強度を確保するためには焼入れ硬化深さを飛躍的に高めねばならず、その際焼割れの発生が顕著となり、またベイナイト組織も生成し難くなるため、0.35mass％以上を添加する。一方、0.7 mass％を超えて含有させると粒界強度が低下し、それに伴い疲労強度も低下し、また切削性、冷間鍛造性および耐焼き割れ性も低下する。このためＣは、0.35〜0.7 mass％の範囲に限定した。好ましくは 0.4〜0.6 mass％の範囲である。
First, the reason for limiting the component composition of the steel material to the above range will be described.
C: 0.35-0.7 mass%
C is an element having the greatest influence on the hardenability, and contributes to the improvement of fatigue strength by increasing the hardness and depth of the hardened hardened layer. However, in order to secure the required fatigue strength when the content is less than 0.35 mass%, the quench hardening depth must be dramatically increased, and the occurrence of quenching cracks becomes remarkable at that time, and the bainite structure Therefore, 0.35 mass% or more is added. On the other hand, when the content exceeds 0.7 mass%, the grain boundary strength is lowered, and accordingly, the fatigue strength is lowered, and the machinability, cold forgeability and fire cracking resistance are also lowered. For this reason, C was limited to the range of 0.35 to 0.7 mass%. Preferably it is the range of 0.4-0.6 mass%.
Si：1.1 mass％以下
Siは、焼入れ加熱時にオーステナイトの核生成サイト数を増加させると共に、オーステナイトの粒成長を抑制し、焼入れ硬化層の粒径を微細化する作用を有する。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。さらに、ベイナイト組織の生成にも有用な元素であり、これらのことにより疲労強度を向上させる。
しかしながら、Si量が 1.1mass％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。従って、Siは、1.1 mass％以下の範囲に限定した。好ましくは0.40〜1.0 mass％の範囲である。
Si: 1.1 mass% or less
Si has the effect of increasing the number of nucleation sites of austenite during quenching heating, suppressing the grain growth of austenite, and reducing the grain size of the quenched hardened layer. Moreover, carbide | carbonized_material production | generation is suppressed and the fall of the grain boundary strength by carbide | carbonized_material is suppressed. Furthermore, it is an element useful for the formation of a bainite structure, and these improve the fatigue strength.
However, if the Si content exceeds 1.1 mass%, the hardness increases due to the solid solution hardening of ferrite, leading to a decrease in machinability and cold forgeability. Therefore, Si was limited to the range of 1.1 mass% or less. Preferably it is the range of 0.40-1.0 mass%.
Mn：0.2 〜2.0 mass％
Mnは、焼入れ性を向上させ、焼入れ時の硬化深さを確保する上で不可欠の成分であるため、積極的に添加するが、含有量が 0.2mass％未満ではその添加効果に乏しいので、0.2mass％以上とした。好ましくは 0.3mass％以上である。一方、Mn量が 2.0mass％を超えると焼入れ後の残留オーステナイトが増加し、かえって表面硬度が低下し、ひいては疲労強度の低下を招くので、Mnは 2.0mass％以下とした。なお、Mnは含有量が多いと、母材の硬質化を招き、被削性に不利となるきらいがあるので、1.2 mass％以下とするのが好適である。さらに好ましくは 1.0mass％以下である。
Mn: 0.2 to 2.0 mass%
Mn is an essential component for improving the hardenability and ensuring the hardening depth during quenching, so it is actively added, but if the content is less than 0.2 mass%, the effect of addition is poor, so 0.2% More than mass%. Preferably it is 0.3 mass% or more. On the other hand, when the amount of Mn exceeds 2.0 mass%, the retained austenite after quenching increases, and on the contrary, the surface hardness decreases, and consequently the fatigue strength decreases. Therefore, Mn is set to 2.0 mass% or less. It should be noted that if the content of Mn is large, the base material is hardened, which may be disadvantageous in machinability. Therefore, it is preferable to set the content to 1.2 mass% or less. More preferably, it is 1.0 mass% or less.
Al：0.008mass％以下
Alは、0.008mass％以下にする。Alが0.008mass％超では脱酸処理時にTi系酸化物が生成しなくなり、介在物の形態抑制が困難となる。
Al: 0.008 mass% or less
Al is 0.008 mass% or less. If Al exceeds 0.008 mass%, Ti-based oxides are not generated during the deoxidation treatment, and it is difficult to suppress the form of inclusions.
Ti：0.005 〜0.1 mass％
Tiを上述のとおり、脱酸剤として用い、Ca、REM、Mgのうちの一種以上と複合して添加することにより、鋼中に生成するMnＳのアスペクト比の大きなものの存在頻度が小さくなる。このため、0.005mass％以上が必須である。さらに、Tiは、不可避的不純物として混入するＮと結合することで、ＢがＢＮとなってＢの焼入れ性向上効果が消失するのを防止し、Ｂの焼入れ性向上効果を十分に発揮させる作用を有する。この効果を得るためには、少なくとも 0.005mass％の含有を必要とするが、0.1 mass％を超えて含有されると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疲労強度の著しい低下を招くので、Tiは 0.005〜0.1 mass％の範囲に限定した。好ましくは0.01〜0.07mass％の範囲である。さらに、Ｎを確実に固定して、Ｂによる焼入れ性向上により、ベイナイトとマルテンサイト組織を得る観点からは、Ti（mass％）／Ｎ（mass％）≧3.42を満足させることが好適である。
Ti: 0.005 to 0.1 mass%
As described above, when Ti is used as a deoxidizing agent and added in combination with one or more of Ca, REM, and Mg, the presence frequency of MnS produced in steel with a large aspect ratio is reduced. For this reason, 0.005 mass% or more is essential. Further, Ti combines with N mixed as an inevitable impurity to prevent B from becoming BN and the effect of improving the hardenability of B to disappear, and to fully exert the effect of improving the hardenability of B. Have In order to obtain this effect, the content of at least 0.005 mass% is required. However, if the content exceeds 0.1 mass%, a large amount of TiN is formed. Ti is limited to the range of 0.005 to 0.1 mass% because it causes a significant decrease. Preferably it is the range of 0.01-0.07 mass%. Furthermore, it is preferable to satisfy Ti (mass%) / N (mass%) ≧ 3.42 from the viewpoint of securing N securely and improving the hardenability by B to obtain a bainite and martensite structure.
Mo：0.05〜0.6 mass％
Moは、ベイナイト組織の生成を促進することにより、焼入れ加熱時のオーステナイト粒径を微細化し、焼入れ硬化層の粒径を細粒化する作用がある。また、焼入れ加熱時におけるオーステナイトの粒成長を抑制することにより、焼入れ硬化層の粒径を微細化する作用がある。特にこの効果は、高周波焼入れ時の加熱温度を 800〜1000℃より好ましくは 800〜950 ℃とすることにより、一層顕著となる。さらに、焼入れ性の向上に有用な元素であるため、焼入れ性を調整するために用いられる。加えて、Moは、炭化物の生成を抑制し、炭化物による粒界強度の低下を有効に阻止する元素でもある。
このように、Moは、本発明において非常に重要な元素であり、含有量が0.05mass％に満たないと、製造条件や焼入れ条件をいかように調整しても硬化層全厚にわたって旧オーステナイト粒径が12μm 以下の微細粒とすることができない。しかしながら、 0.6mass％を超えて含有させると、圧延材の硬さが著しく上昇し、加工性の低下を招く。従って、Moは0.05〜0.6 mass％の範囲に限定した。好ましくは 0.1〜0.6 mass％の範囲である。さらに好ましくは 0.3〜0.4 mass％の範囲である。
Mo: 0.05-0.6 mass%
Mo promotes the formation of a bainite structure, thereby minimizing the austenite grain size during quenching and heating and reducing the grain size of the quenched hardened layer. Moreover, it has the effect | action which refines | miniaturizes the particle size of a hardening hardening layer by suppressing the grain growth of austenite at the time of quenching heating. In particular, this effect becomes more prominent by setting the heating temperature during induction hardening to 800 to 1000 ° C, more preferably 800 to 950 ° C. Furthermore, since it is an element useful for improving hardenability, it is used for adjusting hardenability. In addition, Mo is an element that suppresses the formation of carbides and effectively prevents a decrease in grain boundary strength due to carbides.
Thus, Mo is a very important element in the present invention, and if the content is less than 0.05 mass%, the prior austenite grains over the entire thickness of the hardened layer no matter how the manufacturing conditions and quenching conditions are adjusted. Fine particles having a diameter of 12 μm or less cannot be obtained. However, if the content exceeds 0.6 mass%, the hardness of the rolled material is remarkably increased, and the workability is reduced. Therefore, Mo is limited to the range of 0.05 to 0.6 mass%. Preferably it is the range of 0.1-0.6 mass%. More preferably, it is in the range of 0.3 to 0.4 mass%.
Ｂ：0.0003〜0.006 mass％
Ｂは、ベイナイト組織あるいはマルテンサイト組織の生成を促進する効果を有する。またＢは、微量の添加によって焼入れ性を向上させ、焼入れ時の焼入れ深さを高めることによりねじり強度を向上させる効果もある。さらにＢは、粒界に優先的に偏析して、粒界に偏析するＰの濃度を低減し、粒界強度を向上させ、もって疲労強度を向上させる作用もある。
このため、本発明では、Ｂを積極的に添加するが、含有量が0.0003mass％に満たないとその添加効果に乏しく、一方 0.006mass％を超えて含有させるとその効果は飽和し、むしろ成分コストの上昇を招くため、Ｂは0.0003〜0.006 mass％の範囲に限定した。好ましくは0.0005〜0.004 mass％の範囲である。さらに好ましくは0.0015〜0.003 mass％の範囲である。
B: 0.0003 to 0.006 mass%
B has an effect of promoting the formation of a bainite structure or a martensite structure. B also has the effect of improving the torsional strength by improving the hardenability by adding a small amount and increasing the quenching depth during quenching. Further, B preferentially segregates at the grain boundary, reduces the concentration of P segregating at the grain boundary, improves the grain boundary strength, and thus has the effect of improving fatigue strength.
For this reason, in the present invention, B is positively added, but if the content is less than 0.0003 mass%, the effect of addition is poor. On the other hand, if the content exceeds 0.006 mass%, the effect is saturated, rather the component In order to raise the cost, B is limited to the range of 0.0003 to 0.006 mass%. Preferably it is the range of 0.0005-0.004 mass%. More preferably, it is the range of 0.0015-0.003 mass%.
Ｓ：0.01〜0.06mass％
Ｓは上述の通り、鋼中でMnＳを形成し、切削性を向上させる有用元素であり、0.01mass%以上である必要がある。しかし、0.06mass％を超えて含有させると粒界に偏析して粒界強度を低下させるため、Ｓは0.06mass％以下に制限した。好ましくは0.04mass％以下である。
S: 0.01-0.06mass%
As described above, S is a useful element that forms MnS in steel and improves machinability, and needs to be 0.01 mass% or more. However, if the content exceeds 0.06 mass%, it segregates at the grain boundaries and lowers the grain boundary strength, so S is limited to 0.06 mass% or less. Preferably it is 0.04 mass% or less.
Cr：0.2 mass％以下
Crは、炭化物を安定化させて残留炭化物の生成を助長し、粒界強度を低下させて疲労強度を劣化させる。従って、Crの含有は極力低減することが望ましいが、0.2 mass％までは許容できる。好ましくは0.05mass％以下である。
Cr: 0.2 mass% or less
Cr stabilizes carbides and promotes the formation of residual carbides, lowers the grain boundary strength, and degrades fatigue strength. Therefore, it is desirable to reduce the Cr content as much as possible, but up to 0.2 mass% is acceptable. Preferably it is 0.05 mass% or less.
以上、基本成分について説明したが、本発明ではその他にも、以下に述べる元素を適宜含有させることができる。
Cu：1.0 mass％以下
Cuは、焼入れ性の向上に有効であり、またフェライト中に固溶し、この固溶強化によって、疲労強度を向上させる。さらに、炭化物の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、疲労強度を向上させる。しかしながら、含有量が1.0 mass％を超えると熱間加工時に割れが発生するため、1.0 mass％以下の添加とする。なお好ましくは0.5 mass％以下である。
The basic components have been described above. However, in the present invention, other elements described below can be appropriately contained.
Cu: 1.0 mass% or less
Cu is effective in improving the hardenability, and also dissolves in ferrite, and this solid solution strengthening improves fatigue strength. Furthermore, by suppressing the formation of carbides, a decrease in grain boundary strength due to carbides is suppressed, and fatigue strength is improved. However, if the content exceeds 1.0 mass%, cracks occur during hot working, so 1.0 mass% or less is added. In addition, Preferably it is 0.5 mass% or less.
Ni：3.5 mass％以下
Niは、焼入れ性を向上させる元素であるので、焼入れ性を調整する場合に用いる。また、炭化物の生成を抑制し、炭化物による粒界強度の低下を抑制して、疲労強度を向上させる元素でもある。しかしながら、Niは極めて高価な元素であり、3.5 mass％を超えて添加すると鋼材のコストが上昇するので、3.5 mass％以下の添加とする。なお、0.05mass％未満の添加では焼入れ性の向上効果および粒界強度の低下抑制効果が小さいので、0.05mass％以上含有させることが望ましい。好ましくは 0.1〜1.0 mass％である。
Ni: 3.5 mass% or less
Since Ni is an element that improves hardenability, Ni is used when adjusting hardenability. Moreover, it is an element which suppresses the production | generation of a carbide | carbonized_material and suppresses the fall of the grain boundary strength by a carbide | carbonized_material, and improves fatigue strength. However, Ni is an extremely expensive element, and adding more than 3.5 mass% increases the cost of the steel material. In addition, since the effect of improving hardenability and the effect of suppressing the decrease in grain boundary strength are small when added at less than 0.05 mass%, it is desirable to add 0.05 mass% or more. Preferably it is 0.1-1.0 mass%.
Co：1.0 mass％以下
Coは、炭化物の生成を抑制して、炭化物による粒界強度の低下を抑制し、強度および疲労強度を向上させる元素である。しかしながら、Coは極めて高価な元素であり、1.0 mass％を超えて添加すると鋼材のコストが上昇するので、1.0 mass％以下の添加とする。なお、0.01mass％未満の添加では、粒界強度の低下抑制効果が小さいので、0.01mass％以上添加することが望ましい。好ましくは0.02〜0.5 mass％である。
Co: 1.0 mass% or less
Co is an element that suppresses the formation of carbides, suppresses the decrease in grain boundary strength due to carbides, and improves the strength and fatigue strength. However, Co is an extremely expensive element, and if added in excess of 1.0 mass%, the cost of the steel material increases, so 1.0 mass% or less should be added. In addition, since addition of less than 0.01 mass% has a small effect of suppressing the decrease in grain boundary strength, it is desirable to add 0.01 mass% or more. Preferably it is 0.02-0.5 mass%.
Nb：0.1 mass％以下
Nbは、焼入れ性の向上効果があるだけでなく、鋼中でＣ, Ｎと結合し析出強化元素として作用する。また、焼もどし軟化抵抗性を向上させる元素でもあり、これらの効果によって疲労強度を向上させる。しかしながら、0.1 mass％を超えて含有させてもその効果は飽和するので、0.1 mass％を上限とする。なお、0.005 ％未満の添加では、析出強化作用および焼もどし軟化抵抗性の向上効果が小さいため、0.005 mass％以上添加することが望ましい。好ましくは0.01〜0.05mass％である。
Nb: 0.1 mass% or less
Nb not only has an effect of improving hardenability, but also combines with C and N in steel and acts as a precipitation strengthening element. It is also an element that improves tempering and softening resistance, and these effects improve fatigue strength. However, since the effect is saturated even if it contains exceeding 0.1 mass%, 0.1 mass% is made an upper limit. In addition, if less than 0.005% is added, the effect of improving precipitation strengthening and tempering softening resistance is small, so it is desirable to add 0.005 mass% or more. Preferably it is 0.01-0.05 mass%.
Ｖ：0.5 mass％以下
Ｖは、鋼中でＣ, Ｎと結合し析出強化元素として作用する。また、焼もどし軟化抵抗性を向上させる元素でもあり、これらの効果により疲労強度を向上させる。しかしながら、0.5 mass％を超えて含有させてもその効果は飽和するので、0.5 mass％以下とする。なお、0.01mass％未満の添加では、疲労強度の向上効果が小さいので、0.01mass％以上添加することが望ましい。好ましくは0.03〜0.3 mass％である。
V: 0.5 mass% or less V combines with C and N in steel and acts as a precipitation strengthening element. It is also an element that improves tempering and softening resistance, and these effects improve fatigue strength. However, since the effect is saturated even if it contains exceeding 0.5 mass%, it shall be 0.5 mass% or less. In addition, since the improvement effect of fatigue strength is small when added less than 0.01 mass%, it is desirable to add 0.01 mass% or more. Preferably it is 0.03-0.3 mass%.
以上、好適成分組成範囲について説明したが、本発明では、さらに、成分組成を上記の範囲に限定することに加えて、母材組織を以下のように調整することが好ましい。
すなわち、本発明においては、母材の組織、すなわち焼入れ前の組織（高周波焼入れ後の硬化層以外の組織に相当）が、ベイナイト組織および／またはマルテンサイト組織を有し、かつこれらベイナイト組織とマルテンサイト組織の合計の組織分率を体積分率（ vol％）で10％以上とすることが好ましい。この理由は、ベイナイト組織あるいはマルテンサイト組織は、フェライト−パーライト組織に比べて炭化物が微細に分散した組織であるため、焼入れ加熱時にオーステナイトの核生成サイトである、フェライト／炭化物界面の面積が増加し、生成したオーステナイトが微細化するため、焼入れ硬化層の粒径を微細化するのに有効に寄与するからである。そして、焼入れ硬化層の粒径の微細化により、粒界強度が上昇し、疲労強度が向上する。
ここに、ベイナイト組織とマルテンサイト組織の合計の組織分率は20 vol％以上とすることがより好ましい。
また、ベイナイト組織とマルテンサイト組織の合計の組織分率の上限は90 vol％程度とするのが好適である。というのは、これらの合計の組織分率が90vol ％を超えると焼入れによる硬化層の旧オーステナイト粒の微細化効果が飽和するだけでなく、被削性が急激に劣化するからである。
Although the preferred component composition range has been described above, in the present invention, in addition to limiting the component composition to the above range, the base material structure is preferably adjusted as follows.
That is, in the present invention, the structure of the base material, that is, the structure before quenching (corresponding to the structure other than the hardened layer after induction hardening) has a bainite structure and / or a martensite structure, and these bainite structure and martensite structure. The total tissue fraction of the site organization is preferably 10% or more in terms of volume fraction (vol%). The reason for this is that the bainite structure or martensite structure is a structure in which carbides are finely dispersed compared to the ferrite-pearlite structure, so the area of the ferrite / carbide interface, which is an austenite nucleation site, is increased during quenching heating. This is because the generated austenite is refined, and thus contributes effectively to refine the grain size of the quenched and hardened layer. And the grain boundary intensity | strength rises and fatigue strength improves by refinement | miniaturization of the particle size of a hardening hardening layer.
Here, the total structure fraction of the bainite structure and the martensite structure is more preferably 20 vol% or more.
The upper limit of the total structure fraction of the bainite structure and the martensite structure is preferably about 90 vol%. This is because when the total structural fraction exceeds 90 vol%, not only the refinement effect of the prior austenite grains of the hardened layer by quenching is saturated, but also machinability deteriorates rapidly.
なお、焼入れ後の硬化層の粒径の微細化に関しては、マルテンサイト組織もベイナイト組織と同程度の効果を有するが、工業的な観点からは、マルテンサイト組織に比べてベイナイト組織の方がより合金元素の添加量が少なくて済み、また被削性の点でも有利であり、さらに低冷却速度で生成させることが可能であるため、製造上有利である。 In addition, regarding the refinement of the grain size of the hardened layer after quenching, the martensite structure has the same effect as the bainite structure, but from an industrial viewpoint, the bainite structure is more preferable than the martensite structure. The addition amount of the alloy element is small, it is advantageous in terms of machinability, and can be generated at a low cooling rate, which is advantageous in production.
図２に、鋼中のベイナイト組織分率およびマルテンサイト組織分率が被削性および高強度化に及ぼす影響について調べた結果を示す。
同図に示したとおり、ベイナイト組織とマルテンサイト組織は、微細化による高強度化の面ではほぼ同等であったが、被削性（硬さ）の面ではベイナイト組織の方が優れていた。特にベイナイト組織分率が25〜85％の範囲では、高強度化と被削性の両者をバランス良く得ることができた。特に好ましいベイナイト組織分率は30〜70％の範囲である。
FIG. 2 shows the results of examining the influence of the bainite structure fraction and martensite structure fraction in steel on the machinability and strengthening.
As shown in the figure, the bainite structure and the martensite structure were almost the same in terms of increasing the strength by miniaturization, but the bainite structure was superior in terms of machinability (hardness). In particular, when the bainite structure fraction was in the range of 25 to 85%, both high strength and machinability could be obtained with a good balance. A particularly preferred bainite structure fraction is in the range of 30 to 70%.
なお、ベイナイト組織あるいはマルテンサイト組織以外の残部組織は、フェライト、パーライト等いずれでもよく、特に規定しない。 The remaining structure other than the bainite structure or martensite structure may be ferrite, pearlite, or the like, and is not particularly defined.
既に、光学顕微鏡レベルで評価可能なMnＳ系介在物の形態に関する説明を行ったが被削性および耐疲労性の両立という観点では、数μｍサイズの介在物の種類および組成の制御も重要である。そこで、微細な介在物の種類、組成、形態に関する情報を定量的に把握するために、電子プローブアナライザー（EPMA）による評価を実施した。 The form of the MnS inclusions that can be evaluated at the optical microscope level has already been explained. From the viewpoint of achieving both machinability and fatigue resistance, it is also important to control the type and composition of inclusions having a size of several μm. . Therefore, in order to quantitatively grasp the information on the type, composition and form of fine inclusions, an evaluation using an electronic probe analyzer (EPMA) was performed.
すなわち、評価対象の素材の圧延方向に平行な方向（Ｌ方向）の断面において、４mm角領域中に含まれる円相当径が２μｍ以上の介在物を画像処理によって抽出し、各々の介在物の形態情報および組成情報を取得した。評価対象とした介在物数は、一試料当たり少なくとも500個とした。個々の介在物組成情報から、TiおよびCaの含有量が５mass％以下であるMn系硫化物をMnＳとして計測し、全評価対象介在物に対する比率である存在比率を求めた。 That is, in the cross section in the direction parallel to the rolling direction (L direction) of the material to be evaluated, inclusions having a circle equivalent diameter of 2 μm or more included in the 4 mm square region are extracted by image processing, and the form of each inclusion Information and composition information were obtained. The number of inclusions to be evaluated was at least 500 per sample. From the individual inclusion composition information, the Mn sulfide having a Ti and Ca content of 5 mass% or less was measured as MnS, and the abundance ratio, which is the ratio to all inclusions to be evaluated, was obtained.
さらに、CaSやCaOを含有する複合計介在物に対しては、Caの含有量が３mass％以上の場合にCa系介在物と見做し、さらにＯ（酸素）が３mass％以上の場合にCaOであると判断した。以上の条件に従って、全介在物中からCa系介在物を抽出し、そのうちのCaOの存在比率を求めた。
その結果、EPMAで評価した円相当径が２μｍ以上の介在物のうちMnＳの存在比率が30％以下であり、さらにCaOの存在比率が20％以下である場合に、被削性および疲労特性が良好となることがわかった。
Furthermore, for compound inclusions containing CaS and CaO, when the Ca content is 3 mass% or more, it is regarded as a Ca-based inclusion, and when O (oxygen) is 3 mass% or more, CaO It was judged that. In accordance with the above conditions, Ca-based inclusions were extracted from all the inclusions, and the abundance ratio of CaO was determined.
As a result, in the inclusions with an equivalent circle diameter of 2 μm or more evaluated by EPMA, when the abundance ratio of MnS is 30% or less and the abundance ratio of CaO is 20% or less, the machinability and fatigue characteristics are It turned out to be good.
さらに、高周波焼入れ後の硬化層の旧オーステナイト粒径の調整も重要である。すなわち、高周波焼入れ後の硬化層に関し、その全厚にわたって旧オーステナイト粒径を12μm 以下となることが特に好ましい。というのは、焼入れ硬化層の全厚にわたる粒径が12μm を超えると、十分な粒界強度が得られず、満足いくほどの疲労強度の向上が望めないからである。なお、好ましくは10μm 以下、さらに好ましくは５μm 以下である。 Furthermore, it is important to adjust the prior austenite grain size of the hardened layer after induction hardening. That is, regarding the hardened layer after induction hardening, it is particularly preferable that the prior austenite grain size be 12 μm or less over the entire thickness. This is because if the grain size over the entire thickness of the quenched and hardened layer exceeds 12 μm, sufficient grain boundary strength cannot be obtained, and satisfactory improvement in fatigue strength cannot be expected. The thickness is preferably 10 μm or less, more preferably 5 μm or less.
ここに、焼入れ硬化層の全厚にわたる旧オーステナイト粒径の測定は、次のようにして行う。
高周波焼入れ後の本発明の鋼材では、高周波焼入れした部分の鋼材最表層は面積率で 100％のマルテンサイト組織を有する。そして、表面から内部にいくに従い、ある深さまでは 100％マルテンサイト組織の領域が続くが、ある深さから急激にマルテンサイト組織の面積率が減少する。
本発明では、高周波焼入れした部分について、鋼材表面から、マルテンサイト組織の面積率が98％に減少するまでの深さ領域を硬化層と定義する。
そして、この硬化層について、表面から硬化層厚の 1/5位置、1/2 位置および4/5 位置それぞれの位置における平均旧オーステナイト粒径を測定し、いずれの平均旧オーステナイト粒径も12μm 以下である場合に、焼入れ硬化層の全厚にわたる旧オーステナイト粒径が12μm 以下であるとする。
なお、平均旧オーステナイト粒径の測定は、光学顕微鏡により、400 倍（１視野の面積：0.25mm×0.225 mm）から1000倍（１視野の面積：0.10mm×0.09mm）で、各位置毎に５視野観察し、画像解析装置により平均粒径を測定することにより行う。
Here, the measurement of the prior austenite grain size over the entire thickness of the hardened hardened layer is performed as follows.
In the steel material of the present invention after induction hardening, the outermost steel layer of the induction-hardened portion has a martensite structure of 100% in area ratio. And as it goes from the surface to the inside, the area of 100% martensite structure continues at a certain depth, but the area ratio of the martensite structure decreases rapidly from a certain depth.
In the present invention, for the induction-quenched portion, the depth region from the steel material surface until the area ratio of the martensite structure is reduced to 98% is defined as a hardened layer.
For this hardened layer, the average prior austenite grain size was measured from the surface at each of the 1/5 position, 1/2 position and 4/5 position of the hardened layer thickness. In this case, it is assumed that the prior austenite grain size over the entire thickness of the quenched and hardened layer is 12 μm or less.
The average prior austenite grain size is measured 400 times (1 field area: 0.25 mm x 0.225 mm) to 1000 times (1 field area: 0.10 mm x 0.09 mm) at each position using an optical microscope. This is done by observing 5 fields of view and measuring the average particle size with an image analyzer.
さらに、本発明において、高周波焼入れによる硬化層厚みは２mm以上とすることが好適である。というのは、所望特性が転動疲労寿命のような極表層付近の組織のみに依存するような場合には、硬化層厚みが１mm程度でもそれなりの効果は得られるが、本発明のように疲労強度を問題とする場合には、硬化層厚みは厚いほど好ましいからである。従って、より好ましい硬化層厚みは 2.5mm以上、さらに好ましくは３mm以上である。 Furthermore, in the present invention, the thickness of the hardened layer by induction hardening is preferably 2 mm or more. This is because when the desired properties depend only on the structure near the extreme surface layer such as the rolling fatigue life, even if the thickness of the hardened layer is about 1 mm, a certain effect can be obtained. This is because when the strength is a problem, the hardened layer thickness is preferably as thick as possible. Therefore, a more preferable cured layer thickness is 2.5 mm or more, and more preferably 3 mm or more.
また、上記した母材の組織の規制によって、疲労特性をさらに高める場合は、次に示す製造条件が有利に適合する。
すなわち、所定の成分組成に調整した鋼材を、棒鋼圧延または熱間鍛造後、必要に応じて冷間圧延、冷間鍛造または切削加工を施したのち、高周波焼入れを施して、製品とする。
本発明では、母材組織を、上述したベイナイト組織および／またはマルテンサイト組織を有し、かつこれらベイナイト組織とマルテンサイト組織の合計の組織分率が10 vol％以上の組織とするために、高周波焼入れを施す前の素材鋼材については、圧延・鍛造等の熱間加工により所定の形状に加工したのち、0.1 ℃/s以上の速度で冷却する必要がある。というのは、冷却速度が0.1 ℃/s未満の場合には、ベイナイトあるいはマルテンサイト組織が得られ難くなり、これら組織の合計の組織分率が10 vol％に達しない場合が生じるからである。熱間加工後の冷却速度の好適範囲は 0.3〜30℃/sである。
なお、熱間加工は 900℃超〜1250℃の温度範囲で行うことが好ましい。900 ℃以下では、必要なベイナイト組織および／またはマルテンサイト組織が得られず、一方1250℃超では加熱コストが大きくなるため、経済的に不利となるからである。
Further, when the fatigue characteristics are further enhanced by the above-described regulation of the base material structure, the following manufacturing conditions are advantageously adapted.
That is, the steel material adjusted to a predetermined component composition is subjected to cold rolling, cold forging or cutting as necessary after steel bar rolling or hot forging, and then subjected to induction hardening to obtain a product.
In the present invention, the base material structure has the above-described bainite structure and / or martensite structure, and the total structure fraction of these bainite structure and martensite structure is 10 vol% or more. The material steel before quenching needs to be cooled at a rate of 0.1 ° C / s or higher after being processed into a predetermined shape by hot working such as rolling and forging. This is because when the cooling rate is less than 0.1 ° C./s, it becomes difficult to obtain a bainite or martensite structure, and the total structure fraction of these structures may not reach 10 vol%. The preferable range of the cooling rate after hot working is 0.3 to 30 ° C./s.
The hot working is preferably performed in a temperature range of more than 900 ° C. to 1250 ° C. If it is 900 ° C. or lower, the necessary bainite structure and / or martensite structure cannot be obtained, while if it exceeds 1250 ° C., the heating cost increases, which is economically disadvantageous.
次に、本発明では、上述した硬化層を得るために高周波焼入れを施すが、この高周波焼入れ時の加熱温度範囲は 800〜1050℃とする必要がある。というのは、加熱温度が 800℃未満の場合、オーステナイト組織の生成が不十分となり、上述した硬化層組織の生成が不十分となる結果、十分な疲労強度を確保することができず、一方、加熱温度が1050℃超えの場合、オーステナイト粒の成長が促進されて粗大となり、硬化層の粒径が粗大となるため、やはり疲労強度の低下を招くからである。より好ましい加熱温度範囲は 850〜1000 ℃である。 Next, in the present invention, induction hardening is performed in order to obtain the above-described cured layer, and the heating temperature range at the time of induction hardening needs to be 800 to 1050 ° C. This is because when the heating temperature is less than 800 ° C., the austenite structure is not sufficiently generated, and as a result of insufficient generation of the hardened layer structure described above, sufficient fatigue strength cannot be ensured. This is because when the heating temperature exceeds 1050 ° C., the growth of austenite grains is promoted and becomes coarse, and the grain size of the hardened layer becomes coarse, so that the fatigue strength is also lowered. A more preferable heating temperature range is 850 to 1000 ° C.
なお、上記の効果は、Moを本発明範囲で含有させた鋼において、より顕著に発現する。
図３に、Mo添加鋼（Mo：0.05〜0.6 mass％）とMo無添加鋼について、高周波焼入れ時の加熱温度と硬化層の旧オーステナイト粒径との関係について調べた結果を示す。
同図に示したとおり、Mo添加鋼およびMo無添加鋼いずれにおいても、高周波焼入れ時の加熱温度を低下させることで硬化層の旧オーステナイト粒径を小さくできるが、Mo添加鋼においては、加熱温度を1000℃以下好ましくは 950℃以下とすることにより、特に顕著に硬化層粒径の微細化が達成される。
In addition, said effect expresses more notably in steel which contained Mo in the range of this invention.
FIG. 3 shows the results of examining the relationship between the heating temperature during induction hardening and the prior austenite grain size of the hardened layer for Mo-added steel (Mo: 0.05 to 0.6 mass%) and Mo-free steel.
As shown in the figure, in both Mo-added steel and Mo-free steel, the prior austenite grain size of the hardened layer can be reduced by lowering the heating temperature during induction hardening. By setting the temperature to 1000 ° C. or lower, preferably 950 ° C. or lower, the hardened layer particle size can be remarkably reduced.
上記した高周波焼入れを複数回繰り返す場合には、少なくとも最終の高周波焼入れを、加熱温度：800 〜1000℃として行えばよい。さらに、高周波焼入れを複数回繰り返す場合には、全ての高周波焼入れについて、加熱温度：800 〜1000℃とすることが最も望ましい。そして、２回以上の繰り返し焼入れを行うことで、１回焼入れに比べてさらに微細な硬化層粒径を得ることができる。
なお、高周波焼入れを複数回繰り返す場合、少なくとも最終の高周波焼入れによる焼入れ深さは、それ以前の高周波焼入れによる焼入れ深さと同等またはそれ以上とすることが好ましい。というのは、硬化層の結晶粒径は、最後の高周波焼入れに一番強く影響されるので、最後の高周波焼入れによる焼入れ深さが、それ以前の高周波焼入れによる焼入れ深さよりも小さいと、それ以前の焼入部分が焼戻されることになり焼入れ深さが低下するために、かえって疲労強度が低下する傾向にあるからである。
When the above-described induction hardening is repeated a plurality of times, at least the final induction hardening may be performed at a heating temperature of 800 to 1000 ° C. Furthermore, when the induction hardening is repeated a plurality of times, the heating temperature is most preferably set to 800 to 1000 ° C. for all induction hardening. Further, by performing repeated quenching twice or more, a finer cured layer particle size can be obtained as compared with the single quenching.
When induction hardening is repeated a plurality of times, it is preferable that at least the final quenching depth by induction hardening be equal to or greater than the previous quenching depth by induction hardening. This is because the crystal grain size of the hardened layer is most strongly influenced by the last induction hardening, so if the hardening depth by the last induction hardening is smaller than the previous induction hardening, This is because the quenching portion of the steel is tempered and the quenching depth is lowered, so that the fatigue strength tends to be lowered.
また、本発明においては、高周波焼入れは、上記加熱温度範囲における加熱時間を５秒以下とすることが好ましい。というのは、加熱時間を５秒以下とした場合には、５秒を超える場合に比べて、オーステナイトの粒成長をさらに抑制することができ、非常に微細な硬化層粒径を得ることができる。より好ましい加熱時間は３秒以下である。
さらに、高周波焼入れ時の加熱速度および上記加熱時間で保持した後の降温速度が大きいと、オーステナイトの粒成長が生じ易くなるので、高周波焼入れ時の加熱速度および加熱保持後の降温速度は 200℃/s以上とすることが好ましい。より好ましくは 500℃/s以上である。部品によっては、加熱速度を200℃/s以上とすることが難しくなる場合もあるので、加熱速度は特に限定するものではない。
Further, in the present invention, the induction hardening is preferably performed with the heating time in the above heating temperature range being 5 seconds or less. This is because when the heating time is set to 5 seconds or less, the austenite grain growth can be further suppressed as compared with the case where the heating time exceeds 5 seconds, and a very fine hardened layer particle size can be obtained. . A more preferable heating time is 3 seconds or less.
Furthermore, since the austenite grain growth is likely to occur when the heating rate during induction hardening and the temperature decreasing rate after holding for the above heating time are large, the heating rate during induction hardening and the temperature decreasing rate after heating holding are 200 ° C / It is preferable to set it as s or more. More preferably, it is 500 ° C./s or more. Depending on the parts, it may be difficult to set the heating rate to 200 ° C./s or higher, and the heating rate is not particularly limited.
転炉よりMn量並びにＳ量を調整した溶鋼を取鍋に出鋼し、次いでＲＨ式真空脱ガス装置により脱酸処理する際にTiを添加し、その後溶鋼中にCa、REM、Mgのうちの1種以上を添加して、あるいは添加しないで段階的な脱酸処理を行い、表２に示す各種成分の溶鋼を溶製した。その後、タンディッシュ内溶鋼重量が60ｔの２ストランドスラブ連続鋳造機により、断面寸法300×400mm幅の鋳片に、溶鋼加熱度15〜30℃および鋳造速度0.9 m／min で鋳造した。 Take the molten steel with adjusted Mn content and S content from the converter into a ladle, then add Ti when deoxidizing with the RH vacuum degasser, and then add Ca, REM, Mg into the molten steel Stepwise deoxidation treatment was performed with or without one or more of the above, and molten steels having various components shown in Table 2 were produced. After that, it was cast into a slab having a cross-sectional dimension of 300 × 400 mm width at a molten steel heating degree of 15-30 ° C. and a casting speed of 0.9 m / min by a 2-strand slab continuous casting machine having a tundish molten steel weight of 60 t.
この鋳片を、ブレークダウン工程を経て150 mm角ビレットに圧延したのち、24〜60mmφの棒鋼に圧延した。圧延の仕上温度はベイナイトあるいはマルテンサイト組織生成の観点から好適な温度として 900℃超とした。圧延後の冷却は表３に示す条件とした。 The slab was rolled into a 150 mm square billet through a breakdown process, and then rolled into a steel bar having a diameter of 24 to 60 mm. The finishing temperature of rolling was over 900 ° C. as a suitable temperature from the viewpoint of bainite or martensite structure formation. Cooling after rolling was performed under the conditions shown in Table 3.
ついで、この棒鋼について、析出した全MnＳのアスペクト比を光学顕微鏡観察に基づいて調査するとともに、各鋼材の疲労強度および被削性を上述したところに従って調査した。
得られた結果を表３に併記する。
Next, for this steel bar, the aspect ratio of all precipitated MnS was investigated based on observation with an optical microscope, and the fatigue strength and machinability of each steel material were investigated as described above.
The results obtained are also shown in Table 3.
また、同じ条件で作製したねじり試験片について、鋼材の母材組織、焼入れ後の硬化層厚み、硬化層の全厚にわたって得られる平均硬化層粒径（旧オーステナイト粒径）を、光学顕微鏡を用いて測定した。さらに、EPMAを用いて、介在物の種類と組成を調査した。その調査結果を、鋼ＡおよびＤに関して図４に示す。 In addition, for the torsional test piece prepared under the same conditions, the average hardened layer particle size (old austenite particle size) obtained over the base material structure of the steel material, the hardened layer thickness after quenching, and the total thickness of the hardened layer was measured using an optical microscope Measured. Furthermore, the type and composition of inclusions were investigated using EPMA. The results of the investigation are shown in FIG. 4 for steels A and D.
ここで、硬化層厚みについては、前述したように、鋼材表面からマルテンサイト組織の面積率が98％に減少する深さまでとした。また、高周波焼入れを複数回実施したものについては、それぞれの焼入れ後の硬化層厚みを測定した。さらに、硬化層粒径については、表面から硬化層厚の 1/5位置、1/2 位置および4/5 位置それぞれの位置における平均旧オーステナイト粒径を測定し、それらの最大値を示した。なお、硬化層粒径の測定は、硬化層の厚さ方向に切断した断面について、水：500 ｇに対しピクリン酸：50ｇを溶解させたピクリン酸水溶液に、ドデシルベンゼンスルホン酸ナトリウム：11ｇ、塩化第１鉄：１ｇおよびシュウ酸：1.5 ｇを添加したものを腐食液として作用させ、旧オーステナイト粒界を現出させて行った。また、高周波焼入れを複数回実施したものについては、最終焼入れ後の平均旧オーステナイト粒径を測定した。
被削性は前記棒鋼より厚さ25mmの圧延方向と直交する断面の平行を出した被削性試験片を採取し、SKH4、4mmφのドリルを用いて1500rpmの条件にて12mm長さの穴あけを行い、切削不能となるまでの総穴長さ（mm）を工具寿命として評価した。
Here, as described above, the thickness of the hardened layer was from the steel surface to the depth at which the area ratio of the martensite structure was reduced to 98%. Moreover, about what performed induction hardening several times, the hardening layer thickness after each hardening was measured. Further, regarding the hardened layer particle size, the average prior austenite particle size at each of the 1/5 position, 1/2 position and 4/5 position of the hardened layer thickness from the surface was measured, and the maximum value was shown. The particle size of the hardened layer was measured with respect to a cross section cut in the thickness direction of the hardened layer, in a picric acid aqueous solution in which 50 g of picric acid was dissolved in 500 g of water, 11 g of sodium dodecylbenzenesulfonate, and chloride. What added 1 g of ferrous iron and 1.5 g of oxalic acid was made to act as a corrosive liquid, and the prior austenite grain boundary was made to appear. Moreover, about what performed induction hardening several times, the average prior-austenite particle size after final hardening was measured.
For machinability, a machinability test piece with a cross section perpendicular to the rolling direction of 25 mm thickness was taken from the steel bar, and a 12 mm long hole was drilled at 1500 rpm using a SKH4, 4 mmφ drill. The total hole length (mm) until cutting was impossible was evaluated as the tool life.
表３から明らかなように、本発明の条件を満たす鋼は、良好な被削性を有することがわかる。さらに、本発明の条件を満たす鋼に対して、さらに、母材組織をベイナイトとマルテンサイトとの合計組織分率を10％以上とした場合には高周波焼入れ後に、旧γ粒径が微細な硬化層を得ることができ、疲労強度も高い値を示す。 As is apparent from Table 3, steel satisfying the conditions of the present invention has good machinability. Furthermore, for steel that satisfies the conditions of the present invention, when the total structure fraction of the bainite and martensite is 10% or more, the old γ grain size is hardened after induction hardening. A layer can be obtained and the fatigue strength is also high.
Claims (4)
Si：1.1 mass％以下、
Mn：0.05 〜2.0 mass％、
Al：0.008mass％以下、
Ti：0.005 〜0.1 mass％、
Mo：0.05〜0.6 mass％、
Ｂ：0.0003〜0.006 mass％、
Ｓ：0.01〜0.06mass％および
Cr：0.2 mass％以下
を含み、さらに
Ca:0.0021mass％以上0.0080mass％以下、
REM：0.0021mass％以上0.0100mass％以下および
Mg：0.0021mass％以上0.0050mass％以下
のうちの１種または２種以上を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になり、アスペクト比が50以上のMnＳの全MnＳ中に占める比が累積頻度で５％以下であることを特徴とする鋼材。 C: 0.35-0.7 mass%
Si: 1.1 mass% or less,
Mn: 0.05-2.0 mass%
Al: 0.008 mass% or less,
Ti: 0.005 to 0.1 mass%,
Mo: 0.05-0.6 mass%,
B: 0.0003 to 0.006 mass%,
S: 0.01-0.06 mass% and
Cr: 0.2 mass% or less, and
Ca: 0.0021 mass% or more and 0.0080 mass% or less ,
REM: 0.0021mass% or more and 0.0100mass% or less and
Mg: Containing one or more of 0.0021 mass% or more and 0.0050 mass% or less , the balance being the composition of Fe and inevitable impurities, in the total MnS of MnS having an aspect ratio of 50 or more A steel material characterized in that the ratio to the total is 5% or less in cumulative frequency.
Si：1.1 mass％以下、
Mn：0.05 〜2.0 mass％、
Mo：0.05〜0.6 mass％、
Ｂ：0.0003〜0.006 mass％、
Ｓ：0.01〜0.06mass％および
Cr：0.2 mass％以下
を含み、Alを0.008mass％以下に抑制し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成である、鋼に脱酸処理を施すに際し、Ti：0.005〜0.1 mass％と、Ca：0.0021 mass％以上0.0080mass％以下、REM：0.0021 mass％以上0.0100mass％以下およびMg：0.0021 mass％以上0.0050mass％以下のいずれか１種または２種以上とを添加し、MnＳの析出に先立って、Ti（Ｓ、Ｃ）、CaＳ、（REM）ＳおよびMgＳのいずれか１種または２種以上を析出させ、その後鋳造に供することを特徴とする鋼材の製造方法。 C: 0.35-0.7 mass%
Si: 1.1 mass% or less,
Mn: 0.05-2.0 mass%
Mo: 0.05-0.6 mass%,
B: 0.0003 to 0.006 mass%,
S: 0.01-0.06 mass% and
Cr: 0.2 mass% or less, Al is suppressed to 0.008 mass% or less, and the balance is the composition of Fe and inevitable impurities. When steel is deoxidized, Ti: 0.005 to 0.1 mass%, Ca : 0.0021 mass% or more and 0.0080 mass% or less , REM: 0.0021 mass% or more and 0.0100 mass% or less, and Mg: 0.0021 mass% or more and 0.0050 mass% or less , and one or more of them are added prior to precipitation of MnS Then, any one or more of Ti (S, C), CaS, (REM) S, and MgS is precipitated, and then used for casting.
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