JP5233846B2 - Steel materials used for nitriding and induction hardening - Google Patents

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本発明は、窒化処理および高周波焼入処理が施される用途に供される鋼材に関する。   The present invention relates to a steel material that is used for nitriding and induction hardening.
近年、自動車の燃費向上の要求から、車体の軽量化が指向され、各種部材の薄肉化に対するニーズが高まっている。また、衝突安全性の観点から、ボディの高強度化、高剛性化、高衝撃吸収能化に対するニーズが高まっている。   In recent years, the demand for improving the fuel efficiency of automobiles has been directed to reducing the weight of the vehicle body, and the need for thinning of various members has been increasing. In addition, from the viewpoint of collision safety, there is an increasing need for higher strength, higher rigidity, and higher shock absorption capability of the body.
これらのニーズに応えるため、各種部材やボディに使用される鋼材の高強度化が検討されている。例えば、従来から高い強度が必要とされている自動車のミッションの部材やドライブプレートなどの駆動系の部材についても、さらなる高強度化が検討されている。   In order to meet these needs, high strength steel materials used for various members and bodies are being studied. For example, higher strength is also being studied for members of a transmission system such as an automobile mission member and a drive plate that have conventionally required high strength.
これらの部材は、従来、鋼板等の中高炭素系鋼材を素材として、転造成形やプレス成形等により所定の形状に成形した後に焼入処理を施すことにより高強度化が図られてきた。
ここで、さらなる高強度化に応える方法として、鋼材の化学組成についてC含有量やMn含有量等を高めることが考えられる。しかしながら、かかる方法では、素材段階における鋼材の硬度が高くなり過ぎて成形性の劣化が著しくなり、高い寸法精度を有する部材を製造することが困難になる。
Conventionally, these members have been made to have high strength by forming them into a predetermined shape by rolling or press forming using medium and high carbon steel materials such as steel plates as raw materials.
Here, as a method for responding to further increase in strength, it is conceivable to increase the C content, the Mn content, and the like in the chemical composition of the steel material. However, in such a method, the hardness of the steel material at the material stage becomes too high and the formability is significantly deteriorated, and it becomes difficult to manufacture a member having high dimensional accuracy.
このため、成形前の素材段階における鋼材の強度上昇を抑制しつつ、成形および熱処理を施した後の部材の強度をさらに向上させる方法が模索されている。
そこで、上述したさらなる高強度化のニーズに応えるべく、焼入処理等の単一の熱処理を施すのではなく、窒化処理や焼入処理等の複数の異なる熱処理を施すことが試みられている。
For this reason, the method of further improving the intensity | strength of the member after performing shaping | molding and heat processing is searched, suppressing the intensity | strength raise of the steel material in the raw material stage before shaping | molding.
Therefore, in order to meet the above-described needs for further strengthening, it has been attempted to perform a plurality of different heat treatments such as nitriding treatment and quenching treatment instead of performing a single heat treatment such as quenching treatment.
例えば、鋼板等の中高炭素系鋼材を素材として、転造成形やプレス成形等により所定の形状に成形した後に、一旦、タフトライド等の軟窒化処理を施し、その後さらに焼入処理を施して鋼材を高強度化する方法が提案されている。   For example, a medium-high carbon steel material such as a steel plate is used as a raw material, and after forming into a predetermined shape by rolling or press molding, etc., it is once subjected to soft nitriding treatment such as tuftride, and then further subjected to quenching treatment to obtain a steel material A method for increasing the strength has been proposed.
このような方法によれば、成形前の素材段階における鋼材の強度上昇を抑制しつつ、成形後の熱処理により鋼材を従来よりも高強度化することにより、従来と同等の成形性を確保しつつ、鋼材のさらなる高強度化が可能となることが期待される。   According to such a method, while suppressing an increase in the strength of the steel material at the material stage before forming, while making the steel material stronger than before by heat treatment after forming, while ensuring the same formability as before. It is expected that the steel material can be further strengthened.
ところで、鋼材の表面を硬化させることを目的とした技術としては、主に歯車などの耐摩耗性が要求される部品を対象として、浸炭処理や窒化処理が広く用いられている。これらの技術は元来、鋳鍛造品の表面硬化技術であるが、最近では、鋼板をプレス成形した工具、機械構造用部品、自動車部品の耐摩耗性、耐疲労強度、耐焼付性を必要とする部品に用いることが提案されている。   By the way, as a technique aiming at hardening the surface of a steel material, carburizing treatment and nitriding treatment are widely used mainly for parts that require wear resistance such as gears. Originally these technologies are surface hardening technology for cast forgings, but recently they require the wear resistance, fatigue strength, and seizure resistance of tools, machine structural parts, and automotive parts that are press-formed steel plates. It has been proposed to be used for parts to be used.
例えば、特許文献1および特許文献2には、鋼板のプレス成形体に窒化処理を施すことにより表面硬度を上昇させ、主として耐摩耗性を向上する技術が開示されている。また、特許文献3には、Cuの析出強化を窒化処理と併用することにより、鋼材の表面のみならず鋼材の内部をも硬化させる技術が開示されている。   For example, Patent Literature 1 and Patent Literature 2 disclose a technique for increasing surface hardness by performing nitriding treatment on a press-formed body of a steel plate and mainly improving wear resistance. Patent Document 3 discloses a technique for hardening not only the surface of a steel material but also the inside of the steel material by using Cu precipitation strengthening together with nitriding treatment.
また、鋼材の表面を硬化すること、あるいは鋼材自体を高強度化することを目的とした技術としては、高周波焼入処理が広く用いられている。例えば、特許文献4には、Si含有量およびMn含有量を制御することにより、高炭素鋼材の冷間鍛造性や高周波焼入性を保ちつつ焼入処理後の耐疲労性を向上させる技術が開示されている。また、特許文献5には、冷間加工性を確保しつつ、高周波焼入処理後の硬度の確保を図る技術が開示されている。また、特許文献6〜特許文献9には、C含有量が0.3〜0.8%(本明細書では特に断りがない限り化学組成に関する「%」は「質量%」を意味する)程度の鋼材に関する技術が開示されている。   In addition, induction hardening is widely used as a technique aimed at hardening the surface of the steel material or increasing the strength of the steel material itself. For example, Patent Document 4 discloses a technique for improving fatigue resistance after quenching while maintaining the cold forgeability and induction hardenability of high carbon steel by controlling the Si content and the Mn content. It is disclosed. Patent Document 5 discloses a technique for ensuring the hardness after induction hardening while ensuring cold workability. In Patent Documents 6 to 9, the C content is about 0.3 to 0.8% (in this specification, “%” for chemical composition means “% by mass” unless otherwise specified). Techniques related to steel materials are disclosed.
また、これらの窒化処理および高周波焼入処理の双方を施す技術も提案されている。例えば、特許文献10〜特許文献13には、窒化処理を施した後に高周波焼入処理を施す技術が開示されている。   In addition, a technique for performing both the nitriding treatment and the induction hardening treatment has been proposed. For example, Patent Documents 10 to 13 disclose techniques for performing induction hardening after nitriding.
特開平9−25543号公報Japanese Patent Laid-Open No. 9-25543 特開平9−25544号公報Japanese Patent Laid-Open No. 9-25544 特開平6−136438号公報JP-A-6-136438 特開平9−217144号公報JP-A-9-217144 特開2007−131907号公報JP 2007-131907 A 特開平10−140284号公報JP-A-10-140284 特開平11−181542号公報Japanese Patent Laid-Open No. 11-181542 特開2001−355047号公報JP 2001-355047 A 特開2002−194482号公報JP 2002-194482 A 特開平6−346142号公報JP-A-6-346142 特開平7−90363号公報Japanese Patent Laid-Open No. 7-90363 特開平7−90364号公報Japanese Patent Laid-Open No. 7-90364 特開2007−77411号公報JP 2007-77411 A
上述したように、焼入処理等の単一の熱処理を施すのではなく、窒化処理や焼入処理等の複数の異なる熱処理を施すことにより、従来と同等の成形性を確保しつつ、鋼材のさらなる高強度化を可能とすることが期待されるが、従来技術においては熱処理に関する検討は確かになされているものの、かかる熱処理による作用効果を十分に享受し、成形前の素材段階における成形性を確保し、さらに熱処理後の靭性を確保するという、総合的観点からの鋼材の化学組成および鋼組織の検討は十分に行われていない。   As described above, by performing a plurality of different heat treatments such as nitriding treatment and quenching treatment instead of performing a single heat treatment such as quenching treatment, while securing the formability equivalent to the conventional one, Although it is expected that higher strength can be achieved, in the prior art, studies on heat treatment have been made, but the effects of such heat treatment can be fully enjoyed, and formability at the material stage before molding can be improved. The chemical composition and steel structure of the steel material from the comprehensive viewpoint of ensuring and further ensuring the toughness after heat treatment have not been sufficiently studied.
例えば、特許文献1および特許文献2に開示された技術は、C含有量が低いため、高周波焼入処理を施すことによる強度上昇が望めない。また、特許文献3に開示された技術は、Cuを多量に含有するため、熱間圧延時にCuの共晶融解に起因する表面欠陥が顕著に発生してしまい、良好な表面性状が要求される部材に対して適用できない。また、Cuは高価な元素であり、多量に含有させることはコストの観点からも好ましくない。   For example, since the techniques disclosed in Patent Document 1 and Patent Document 2 have a low C content, an increase in strength due to induction hardening cannot be expected. In addition, since the technique disclosed in Patent Document 3 contains a large amount of Cu, surface defects due to eutectic melting of Cu are significantly generated during hot rolling, and good surface properties are required. It cannot be applied to members. Moreover, Cu is an expensive element, and it is not preferable to contain a large amount from the viewpoint of cost.
また、特許文献4および特許文献5に開示された技術は、いずれもC含有量が0.60%以上の鋼材に関するものであり、成形前の素材段階における鋼材の硬度が高過ぎて成形性の劣化が著しくなり、高い寸法精度を有する部材を得ることは困難である。また、特許文献6〜特許文献9に開示された発明は、窒化処理性を考慮していないため、窒化処理による作用効果を十分に享受することができない。   In addition, the techniques disclosed in Patent Document 4 and Patent Document 5 both relate to a steel material having a C content of 0.60% or more, and the hardness of the steel material in the material stage before forming is too high and the formability is low. Deterioration becomes remarkable and it is difficult to obtain a member having high dimensional accuracy. Moreover, since the invention disclosed by patent document 6-patent document 9 does not consider nitriding property, it cannot fully enjoy the effect by nitriding treatment.
さらに、特許文献10〜特許文献13に開示された発明は、鋼材の表面の硬化のみを目的として熱処理前の素材段階における成形性を確保するという観点が欠落しているため、成形前の素材段階における鋼材の硬度が高く、高い寸法精度を有する部材を得ることが困難である。   Furthermore, since the invention disclosed in Patent Documents 10 to 13 lacks the viewpoint of ensuring formability in the material stage before heat treatment for the purpose of hardening only the surface of the steel material, the material stage before forming It is difficult to obtain a member having a high hardness and a high dimensional accuracy.
このように、従来技術においては上述した総合的観点からの鋼材の化学組成および鋼組織の検討が行われていない。
ここで、本発明者らの検討によれば、窒化処理により鋼材の表層に形成される窒化層は伝熱性が悪く、このため、短時間加熱を前提とする高周波焼入処理においては、窒化処理を施した鋼材の焼入性は、窒化処理を施さない鋼材の焼入性に比べて低下する。
Thus, in the prior art, examination of the chemical composition and steel structure of the steel material from the comprehensive viewpoint mentioned above is not performed.
Here, according to the study by the present inventors, the nitride layer formed on the surface layer of the steel material by the nitriding treatment has poor heat conductivity. Therefore, in the induction hardening treatment that assumes short-time heating, the nitriding treatment The hardenability of the steel material subjected to is lowered as compared with the hardenability of the steel material not subjected to nitriding treatment.
窒化処理の後に施される焼入処理が長時間の加熱を前提とする焼入処理である場合には、鋼材内部まで確実に加熱されるため、鋼材の表層に形成される窒化層による焼入性の低下が問題となることはないが、窒化処理の後に高周波焼入処理を施す用途に供する鋼材については、鋼材の表層に形成される窒化層による焼入性の低下を十分に考慮した化学組成と鋼組織の検討が必要である。   When the quenching treatment performed after the nitriding treatment is a quenching treatment premised on heating for a long time, the steel material is surely heated up to the inside of the steel material, so quenching by the nitride layer formed on the surface layer of the steel material However, for steel materials used for induction hardening after nitriding, a chemical that fully considers the decrease in hardenability due to the nitrided layer formed on the surface of the steel. It is necessary to examine the composition and steel structure.
したがって、窒化処理性と高周波焼入性とを個別に考慮した化学組成や鋼組織の検討では足りず、窒化処理性を確保したうえで、窒化処理に伴う高周波焼入性の低下を抑制して、窒化処理後における高周波焼入性を確保することが重要であるが、従来技術においてはこの点について検討されていない。   Therefore, it is not enough to study the chemical composition and steel structure considering nitriding property and induction hardenability individually, and after ensuring the nitriding property, the deterioration of induction hardenability due to nitriding treatment is suppressed. It is important to ensure induction hardenability after the nitriding treatment, but this point has not been studied in the prior art.
また、窒化処理および高周波焼入処理を施した後の鋼材については、良好な靭性も求められるのであるが、従来技術においてはこの点についての検討も十分に行われていない。
本発明は、上述したような従来技術の課題に鑑みてなされたものであり、軟質で成形性に優れ、窒化処理が施されることにより鋼材表面の硬化が効果的に促進され、さらに高周波焼入処理が施されることにより鋼材内部の硬化が効果的に促進され、その結果、強度が高く靭性に優れた鋼材を得ることを可能にする、窒化処理および高周波焼入処理が施される用途に供される鋼材を提供することを目的とする。
Moreover, although the steel material after performing nitriding treatment and induction hardening processing is also required to have good toughness, this point has not been sufficiently studied in the prior art.
The present invention has been made in view of the above-mentioned problems of the prior art, and is soft and excellent in formability, and by being subjected to nitriding treatment, the hardening of the steel surface is effectively promoted, and further, induction-frequency sintering is performed. Use of nitriding treatment and induction hardening treatment that effectively hardens the inside of the steel material as a result of the quenching treatment, and as a result, makes it possible to obtain a steel material having high strength and excellent toughness. It aims at providing the steel materials which are provided to.
本発明者らは、上記課題を解決するために、鋼材の化学組成および鋼組織について鋭意検討を行い、良好な成形性を具備させるとともに、窒化処理性と高周波焼入処理性とを両立させ、かつそれらの処理がなされた後に高い強度と良好な靭性を得るための化学組成および鋼組織を見出した。   In order to solve the above-mentioned problems, the present inventors have conducted intensive studies on the chemical composition and steel structure of a steel material, have good formability, and at the same time, have both nitriding property and induction hardening property, And after those treatments were made, the chemical composition and steel structure for obtaining high strength and good toughness were found.
すなわち、Al含有量およびCr含有量を所定の範囲とすることによって良好な窒化処理性を確保し、C含有量およびMn含有量ならびに球状化炭化物の粒径を所定の範囲とすることによって良好な成形性を確保するとともに窒化処理後においても高い高周波焼入性を確保し、さらに、P含有量およびS含有量を厳格に管理することによって窒化処理および高周波焼入処理後において良好な靭性を確保することができることを見出したのである。   That is, good nitriding property is ensured by setting the Al content and Cr content within a predetermined range, and good when the C content and Mn content and the particle size of the spheroidized carbide are set within a predetermined range. Ensures formability and high induction hardenability even after nitriding treatment, and also ensures good toughness after nitriding treatment and induction hardening treatment by strictly controlling P content and S content I found out that I can do it.
本発明は、この新規な知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。
(1)C:0.15%以上0.47%以下、Si:0.3%以下、Mn:0.2%以上1.0%以下、P:0.015%以下、S:0.010%以下、Cr:0.02%以上0.45%以下、sol.Al:0.020%以上0.100%以下、N:0.0060%以下を含有し、残部がFeおよび不純物からなる化学組成を有し、フェライトと球状化炭化物とからなるとともに、前記フェライトの平均粒径が4μm以上20μm以下であり、前記球状化炭化物の平均粒径が0.4μm以上1.5μm以下である鋼組織を有し、窒化処理および高周波焼入処理が施される用途に供されることを特徴とする鋼材。
(2)化学組成が、Feの一部に代えて、Ti:0.030%以下、B:0.0050%以下、Nb:0.020%以下、Mo:0.05%以下およびNi:0.05%以下からなる群から選択される1種または2種以上を含有するものであることを特徴とする上記(1)項に記載の鋼材。
(3)化学組成が、Feの一部に代えて、V:0.05%以下を含有するものであることを特徴とする上記(1)項または(2)項に記載の鋼材。
(4)化学組成が、Feの一部に代えて、Cu:0.15%以下を含有するものであることを特徴とする上記(1)項から(3)項までのいずれか1項に記載の鋼材。
(5)化学組成が、Feの一部に代えて、Ca:0.005%以下を含有するものであることを特徴とする上記(1)項から(4)項までのいずれか1項に記載の鋼材。
The present invention has been made on the basis of this novel finding, and the gist thereof is as follows.
(1) C: 0.15% to 0.47%, Si: 0.3% or less, Mn: 0.2% to 1.0%, P: 0.015% or less, S: 0.010 % Or less, Cr: 0.02% or more and 0.45% or less, sol. Al: 0.020% or more and 0.100% or less, N: 0.0060% or less, the balance having a chemical composition consisting of Fe and impurities, consisting of ferrite and spheroidized carbide, It has a steel structure in which the average particle size is 4 μm or more and 20 μm or less, and the average particle size of the spheroidized carbide is 0.4 μm or more and 1.5 μm or less, and is used for nitriding treatment and induction hardening treatment. Steel material characterized by being made.
(2) Instead of a part of Fe, the chemical composition is Ti: 0.030% or less, B: 0.0050% or less, Nb: 0.020% or less, Mo: 0.05% or less, and Ni: 0 The steel material as described in the above item (1), which contains one or more selected from the group consisting of 0.05% or less.
(3) The steel material according to (1) or (2) above, wherein the chemical composition contains V: 0.05% or less instead of part of Fe.
(4) In any one of the above items (1) to (3), the chemical composition contains Cu: 0.15% or less instead of a part of Fe Steel materials described.
(5) In any one of the above items (1) to (4), the chemical composition contains Ca: 0.005% or less instead of a part of Fe Steel materials described.
ここで、「球状化炭化物」とは、長径/短径の比が3以下である炭化物である。なお、球状化炭化物以外の炭化物が不可避的に混入する場合もあり得るが、全炭化物に占める球状化炭化物の面積割合が90%以上であればよい。   Here, the “spheroidized carbide” is a carbide having a major axis / minor axis ratio of 3 or less. In addition, carbides other than the spheroidized carbide may be inevitably mixed, but the area ratio of the spheroidized carbide in the total carbides may be 90% or more.
本発明に係る鋼材に施される成形加工法としては、自動車のドライブプレートのような駆動系部品についてみられるプレス加工やスピニング加工が例示される。本発明は、これらの成形加工を可能とするように軟質化を追求しつつ、窒化処理性、高周波焼入性および靭性を追及した結果、得られたものである。   Examples of the forming method applied to the steel material according to the present invention include press processing and spinning processing found in drive system parts such as a drive plate of an automobile. The present invention has been obtained as a result of pursuing nitriding property, induction hardenability and toughness while pursuing softening so as to enable these forming processes.
本発明に係る鋼材の具体的目標としては、成形性の観点から、表面硬度がHRBで80以下であり、窒化処理性および高周波焼入処理性の観点から、これらの熱処理後の表面硬度がHvで600以上であり、かつ、鋼材の表面から1mm深さ位置における硬度がHvで400以上であり、靭性の観点から、窒化処理および高周波焼入処理の後におけるシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーが30J/cm以上である。 As a specific target of the steel material according to the present invention, the surface hardness is 80 or less in HRB from the viewpoint of formability, and the surface hardness after these heat treatments is Hv from the viewpoint of nitriding property and induction hardening property. The hardness at a depth of 1 mm from the surface of the steel material is 400 or more in terms of Hv, and from the viewpoint of toughness, the absorbed energy of the Charpy impact test after nitriding and induction hardening is 30 J / cm 2 or more.
本発明によれば、軟質で成形性に優れ、窒化処理が施されることにより鋼材表面の硬化が効果的に促進され、さらに高周波焼入処理が施されることにより鋼材内部の硬化が効果的に促進され、その結果、強度が高く靭性に優れた鋼材を得ることを可能にする、窒化処理および高周波焼入処理が施される用途に供される鋼材を得られる。斯かる鋼材を、例えば、自動車のミッションの部材やドライブプレートなどの駆動系の部材に適用すれば、高強度化による軽量化が可能となる。   According to the present invention, it is soft and excellent in formability, and the hardening of the steel material surface is effectively promoted by being subjected to nitriding treatment, and further the hardening inside the steel material is effective by being subjected to induction hardening treatment. As a result, it is possible to obtain a steel material for use in which nitriding treatment and induction hardening treatment are performed, which makes it possible to obtain a steel material having high strength and excellent toughness. If such a steel material is applied, for example, to a member of a drive system such as an automobile mission member or a drive plate, the weight can be reduced by increasing the strength.
以下、本発明に係る鋼材の化学組成および鋼組織を説明する。
1.化学組成
[C:0.15%以上0.47%以下]
Cは、高周波焼入処理により鋼材の硬度を高める作用を有する重要な元素である。C含有量が0.15%未満では、高周波焼入処理を施した後に所定の硬度が得られない。このため、C含有量は0.15%以上とする。好ましくは、0.30%以上である。一方、C含有量が0.47%を超えると、素材段階における鋼材の硬度が高くなり過ぎて、成形性の劣化が著しくなる。このため、C含有量は0.47%以下とする。好ましくは、0.40%以下である。
Hereinafter, the chemical composition and steel structure of the steel material according to the present invention will be described.
1. Chemical composition [C: 0.15% or more and 0.47% or less]
C is an important element having an effect of increasing the hardness of the steel material by induction hardening. When the C content is less than 0.15%, a predetermined hardness cannot be obtained after the induction hardening process. For this reason, C content shall be 0.15% or more. Preferably, it is 0.30% or more. On the other hand, if the C content exceeds 0.47%, the hardness of the steel material at the material stage becomes too high, and the formability deteriorates remarkably. For this reason, C content shall be 0.47% or less. Preferably, it is 0.40% or less.
[Si:0.3%以下]
Siは、一般には不純物として含有される元素であるが、焼入性を高める作用を有するので積極的に含有させてもよい。しかしながら、Si含有量が0.3%を超えると、固溶強化により素材段階における鋼材の硬度が高くなり、成形性の劣化が著しくなる。このため、Si含有量は0.3%以下とする。
[Si: 0.3% or less]
Si is an element generally contained as an impurity, but may be positively incorporated because it has an effect of improving hardenability. However, if the Si content exceeds 0.3%, the hardness of the steel material at the material stage increases due to solid solution strengthening, and the formability deteriorates significantly. For this reason, Si content shall be 0.3% or less.
[Mn:0.2%以上1.0%以下]
Mnは、窒化処理による強度上昇能を高め、また、焼入性をも高める作用を有する元素である。Mn含有量が0.2%未満では、上記作用による効果を十分に得ることができない。このため、Mn含有量は0.2%以上とする。一方、Mn含有量が1.0%を超えると、素材段階における鋼材の硬度が高くなり過ぎて、成形性の劣化が著しくなる。また、窒化処理による強度上昇が過大となり、窒化処理および高周波焼入処理を施した後の鋼材の靭性劣化が著しくなる。このため、Mn含有量は1.0%以下とする。
[Mn: 0.2% to 1.0%]
Mn is an element having an effect of enhancing the strength increasing ability by nitriding treatment and also improving the hardenability. When the Mn content is less than 0.2%, it is not possible to sufficiently obtain the above-described effects. For this reason, Mn content shall be 0.2% or more. On the other hand, if the Mn content exceeds 1.0%, the hardness of the steel material at the material stage becomes too high, and the formability deteriorates remarkably. Further, the increase in strength due to nitriding treatment becomes excessive, and the toughness of the steel material after the nitriding treatment and induction hardening treatment is significantly deteriorated. For this reason, Mn content shall be 1.0% or less.
[P:0.015%以下]
Pは、不純物として含有され、靭性を著しく劣化させる作用を有する元素である。したがって、P含有量を厳格に規制することは窒化処理および高周波焼入処理を施した後の鋼材について良好な靭性を確保するために重要である。P含有量が0.015%を超えると靭性の劣化が顕著となる。このため、P含有量は0.015%以下とする。
[P: 0.015% or less]
P is an element that is contained as an impurity and has a function of remarkably degrading toughness. Therefore, strictly controlling the P content is important for ensuring good toughness of the steel material after the nitriding treatment and the induction hardening treatment. When the P content exceeds 0.015%, the deterioration of toughness becomes significant. Therefore, the P content is 0.015% or less.
[S:0.010%以下]
Sは、不純物として含有され、Pと同様に靭性を劣化させる元素である。したがって、S含有量を厳格に規制することは窒化処理および高周波焼入処理を施した後の鋼材について良好な靭性を確保するために重要である。Sは、また、素材段階における鋼材の成形性、特に鋼材が圧延材である場合には圧延方向に対して直角方向の延性を低下させたり、鋼材の表面疵を誘発したりする。S含有量が0.010%を超えると、上記悪影響が顕著となる。したがって、S含有量は0.010%以下とする。
[S: 0.010% or less]
S is an element which is contained as an impurity and deteriorates toughness in the same manner as P. Therefore, strictly controlling the S content is important for ensuring good toughness of the steel material after the nitriding treatment and the induction hardening treatment. S also reduces the formability of the steel material at the material stage, particularly the ductility in the direction perpendicular to the rolling direction when the steel material is a rolled material, or induces surface flaws in the steel material. When the S content exceeds 0.010%, the above-described adverse effect becomes significant. Therefore, the S content is 0.010% or less.
[Cr:0.02%以上0.45%以下]
Crは、窒化処理性を高める作用、特に窒化深さを深くする作用を有するともに、焼入性を高める作用を有する重要な元素である。Cr含有量が0.02%未満では、上記作用による効果を十分に得られない場合がある。このため、Cr含有量を0.02%以上とする。一方、Cr含有量が0.45%を超えると、素材段階における鋼材の硬度が高くなり、成形性の劣化が顕著となる。したがって、Cr含有量は0.45%以下とする。
[Cr: 0.02% to 0.45%]
Cr is an important element having an effect of improving nitriding property, particularly an effect of increasing the nitriding depth, and an effect of improving hardenability. If the Cr content is less than 0.02%, the effect of the above action may not be sufficiently obtained. For this reason, Cr content shall be 0.02% or more. On the other hand, if the Cr content exceeds 0.45%, the hardness of the steel material at the material stage becomes high, and the deterioration of formability becomes remarkable. Therefore, the Cr content is 0.45% or less.
[sol.Al:0.020%以上0.100%以下]
Alは、窒化処理性を高める作用、特に鋼材の表面硬度を高める作用を有する重要な元素である。sol.Al含有量が0.020%未満では、上記作用による効果を十分得られない場合がある。したがって、sol.Al含有量を0.020%以上とする。一方、sol.Al含有量が0.100%を超えると、上記作用による効果が飽和してしまい、いたずらにコスト上昇を招く。したがって、sol.Al含有量を0.100%以下とする。
[Sol. Al: 0.020% or more and 0.100% or less]
Al is an important element having an action of improving nitriding property, particularly an action of increasing the surface hardness of the steel material. sol. If the Al content is less than 0.020%, the above effect may not be sufficiently obtained. Therefore, sol. Al content shall be 0.020% or more. On the other hand, sol. When the Al content exceeds 0.100%, the effect by the above action is saturated, and the cost is unnecessarily increased. Therefore, sol. Al content shall be 0.100% or less.
[N:0.0060%以下]
Nは、不純物として含有され、球状化焼鈍後はAlによって固定されてAlNとなる。したがって、N含有量が0.0060%を超えると、窒化処理性を高めるのに有効に作用する固溶状態にあるAlを窒化処理時に確保することが困難となる。したがって、N含有量は0.0060%以下とする。
[N: 0.0060% or less]
N is contained as an impurity, and is fixed by Al after spheroidizing annealing to become AlN. Therefore, when the N content exceeds 0.0060%, it becomes difficult to secure Al in a solid solution state that effectively acts to improve the nitriding property during the nitriding treatment. Therefore, the N content is 0.0060% or less.
[Ti:0.030%以下、B:0.0050%以下、Nb:0.020%以下、Mo:0.05%以下およびNi:0.05%以下からなる群から選択される1種または2種以上]
これらの元素は、任意元素であり、窒化処理および高周波焼入処理を施した後の鋼材の靭性を高める作用を有するので、1種または2種以上を含有させてもよい。
[Ti: 0.030% or less, B: 0.0050% or less, Nb: 0.020% or less, Mo: 0.05% or less and Ni: 0.05% or less, or one selected from the group consisting of 2 types or more]
These elements are optional elements, and have the effect of increasing the toughness of the steel material after being subjected to nitriding treatment and induction hardening treatment, and therefore may contain one kind or two or more kinds.
Tiは、鋼組織を微細化することにより、鋼材の靭性を向上させる作用を有する元素である。しかしながら、Ti含有量が0.030%を超えると、素材段階における鋼材の強度上昇が著しくなって成形性の劣化が顕著になる。したがって、Ti含有量は0.030%以下とする。このような作用をより確実に奏させるには、Ti含有量は0.003%以上であることが好ましい。   Ti is an element having an effect of improving the toughness of a steel material by refining the steel structure. However, when the Ti content exceeds 0.030%, the strength of the steel material is significantly increased at the material stage, and the formability is significantly deteriorated. Therefore, the Ti content is 0.030% or less. In order to exhibit such an action more reliably, the Ti content is preferably 0.003% or more.
Bは、粒界を強化することにより鋼材の靭性を向上させる作用を有する元素である。しかしながら、B含有量が0.0050%を超えると、素材段階における鋼材の強度上昇が著しくなって成形性の劣化が顕著になる。また、上記作用による効果が飽和する。したがって、B含有量を0.0050%以下とする。このような作用をより確実に奏させるにはB含有量は0.0005%以上であることが好ましい。   B is an element having an action of improving the toughness of the steel material by strengthening the grain boundary. However, if the B content exceeds 0.0050%, the strength of the steel material is significantly increased at the material stage, and the formability is significantly deteriorated. Moreover, the effect by the said effect | action is saturated. Therefore, the B content is set to 0.0050% or less. The B content is preferably 0.0005% or more in order to exhibit such an action more reliably.
Nbは、鋼組織を微細化することにより、鋼材の靭性を向上させる作用を有する元素である。しかしながら、Nb含有量が0.020%を超えると、素材段階における鋼材の強度上昇が著しくなって成形性の劣化が顕著になる。また、再固溶し難い炭窒化物を形成するため、短時間加熱を前提とする高周波焼入処理においては焼入性の低下が著しくなる。したがって、Nb含有量は0.020%以下とする。このような作用をより確実に奏させるには、Nb含有量は0.002%以上であることが好ましい。   Nb is an element having an effect of improving the toughness of the steel material by refining the steel structure. However, when the Nb content exceeds 0.020%, the strength of the steel material is significantly increased at the material stage, and the formability is significantly deteriorated. In addition, since carbonitrides that are difficult to re-dissolve are formed, the hardenability is significantly reduced in the induction hardening process assuming short-time heating. Therefore, the Nb content is 0.020% or less. In order to exhibit such an action more reliably, the Nb content is preferably 0.002% or more.
Moは、鋼組織を微細化することにより、鋼材の靭性を向上させる作用を有する元素である。しかしながら、Mo含有量が0.05%を超えると、素材段階における強度上昇が著しくなって成形性の劣化が顕著になる。したがって、Mo含有量は0.05%以下とする。このような作用をより確実に奏させるには、Mo含有量は0.02%以上であることが好ましい。   Mo is an element having an action of improving the toughness of the steel material by refining the steel structure. However, if the Mo content exceeds 0.05%, the strength rises at the material stage and the formability deteriorates significantly. Therefore, the Mo content is 0.05% or less. In order to exhibit such an action more reliably, the Mo content is preferably 0.02% or more.
Niは、低温環境下における靭性を向上させる作用を有し、また、窒化処理性を向上させる作用も有する元素である。しかしながら、Ni含有量が0.05%を超えると、素材段階における鋼材の強度上昇が著しくなって成形性の劣化が顕著になる。また、Niは高価な元素であるので、含有量を徒に高くすることは製造コストの観点から好ましくない。したがって、Ni含有量は0.05%以下とする。このような作用をより確実に奏させるには、Ni含有量は0.02%以上であることが好ましい。   Ni is an element that has an effect of improving toughness in a low-temperature environment and also an effect of improving nitriding property. However, if the Ni content exceeds 0.05%, the strength of the steel material increases significantly at the material stage, and the formability deteriorates significantly. Moreover, since Ni is an expensive element, it is not preferable to increase the content from the viewpoint of manufacturing cost. Therefore, the Ni content is 0.05% or less. In order to exhibit such an action more reliably, the Ni content is preferably 0.02% or more.
[V:0.05%以下]
Vは、任意元素であり、窒化処理性を高める作用、特に窒化深さを深くする作用を有する。しかしながら、V含有量が0.05%を超えると、素材段階における強度上昇が著しくなって成形性の劣化が顕著になる。したがって、V含有量は0.05%以下とする。このような作用をより確実に奏させるには、V含有量は0.02%以上であることが好ましい。
[V: 0.05% or less]
V is an optional element and has an action of improving nitriding property, particularly an action of increasing the nitriding depth. However, if the V content exceeds 0.05%, the strength rises significantly at the material stage and the formability deteriorates significantly. Therefore, the V content is 0.05% or less. In order to exhibit such an action more reliably, the V content is preferably 0.02% or more.
[Cu:0.15%以下]
Cuは、任意元素であり、熱間圧延工程におけるスケールに起因する疵発生を予防する作用を有する。しかしながら、Cu含有量が0.15%を超えると、素材段階における鋼材の強度上昇が著しくなって成形性の劣化が顕著になる。また、熱間圧延時に共晶融解して著しい表面性状の劣化を招く。したがって、Cu含有量は0.15%以下とする。このような作用をより確実に奏させるには、Cu含有量は0.05%以上であることが好ましい。
[Cu: 0.15% or less]
Cu is an optional element and has an effect of preventing wrinkles due to scale in the hot rolling process. However, if the Cu content exceeds 0.15%, the strength of the steel material is significantly increased at the material stage, and the formability is significantly deteriorated. In addition, eutectic melting occurs during hot rolling, which causes significant deterioration in surface properties. Therefore, the Cu content is 0.15% or less. In order to exhibit such an action more reliably, the Cu content is preferably 0.05% or more.
[Ca:0.005%以下]
Caは、任意元素であり、鋼中のSをCaSとして固定することにより、Sに起因する特性の異方性を低減する作用を有する。しかしながら、Ca含有量が0.005%を超えると、素材段階における鋼材の強度上昇が著しくなって成形性の劣化が顕著になる。Caを含有させるには製造コストの上昇を招くので、その使用を控える方が得策である。したがって、Ca含有量は0.005%以下とする。このような作用をより確実に奏させるには、Ca含有量は0.0004%以上であることが好ましい。
[Ca: 0.005% or less]
Ca is an optional element, and has the effect of reducing the anisotropy of the characteristics due to S by fixing S in the steel as CaS. However, when the Ca content exceeds 0.005%, the strength of the steel material is remarkably increased in the raw material stage and the formability is significantly deteriorated. Inclusion of Ca causes an increase in manufacturing cost, so it is better to refrain from using it. Therefore, the Ca content is 0.005% or less. In order to exhibit such an action more reliably, the Ca content is preferably 0.0004% or more.
上述した以外の残部はFeおよび不純物である。
2.鋼組織
鋼組織は、フェライトと球状化炭化物とからなるとともに、フェライトの平均粒径が4μm以上20μm以下であり、球状化炭化物の平均粒径が0.4μm以上1.5μm以下である。
The balance other than those described above is Fe and impurities.
2. Steel structure The steel structure is composed of ferrite and spheroidized carbide, the ferrite has an average particle size of 4 μm to 20 μm, and the spheroidized carbide has an average particle size of 0.4 μm to 1.5 μm.
[球状化炭化物の平均粒径:0.4μm以上1.5μm以下]
球状化炭化物の粒径は、本発明において重要な管理項目である。
すなわち、素材段階における成形性の観点からは、球状化炭化物の粒径が大きいほど鋼材が軟質となるので好ましいが、高周波焼入処理性の観点からは、球状化炭化物の粒径が大きいと、焼入れのためにオーステナイト化した際に、炭化物が再固溶するのに要する時間が長くなるため、加熱時間が短時間となる高周波焼入処理においては炭化物の再固溶が不充分となって焼入性が低下し、所定の硬度が得られない場合がある。したがって、球状化炭化物の粒径は、成形性の確保と高周波焼入性の確保とを両立させるために厳格な管理が必要となる。よって、球状化炭化物の平均粒径は0.4μm以上1.5μm以下とする。
[Average particle diameter of spheroidized carbide: 0.4 μm or more and 1.5 μm or less]
The particle size of the spheroidized carbide is an important management item in the present invention.
That is, from the viewpoint of formability in the material stage, the steel material becomes softer as the particle size of the spheroidized carbide is larger, but from the viewpoint of induction hardening, the particle size of the spheroidized carbide is larger. When austenite is used for quenching, the time required for the carbide to re-dissolve becomes long. Therefore, in the induction hardening process in which the heating time is short, the re-dissolution of the carbide is insufficient and quenching is performed. In some cases, the permeability deteriorates and a predetermined hardness cannot be obtained. Accordingly, the particle size of the spheroidized carbide needs to be strictly controlled in order to achieve both formability and induction hardenability. Therefore, the average particle size of the spheroidized carbide is 0.4 μm or more and 1.5 μm or less.
[フェライトの平均粒径:4μm以上20μm以下]
フェライトの粒径も、本発明において重要な管理項目である。
すなわち、素材段階における成形性の観点からは、フェライトの粒径が大きいほど鋼材が軟質となるので好ましいが、窒化処理および高周波焼入処理後の靭性の観点からは、フェライトの粒径が大きいと、窒化処理後の鋼材表面の結晶粒径も大きくなり、ひいては高周波焼入処理後の旧オーステナイト粒径が大きくなり、靭性が劣化する。したがって、フェライトの平均粒径は4μm以上20μm以下とする。
[Average diameter of ferrite: 4 μm or more and 20 μm or less]
The grain size of ferrite is also an important management item in the present invention.
That is, from the viewpoint of formability in the raw material stage, the larger the ferrite particle size, the softer the steel, which is preferable, but from the viewpoint of toughness after nitriding and induction hardening, the ferrite particle size is large. The crystal grain size on the surface of the steel material after the nitriding treatment is also increased, and as a result, the prior austenite grain size after the induction hardening process is increased, and the toughness is deteriorated. Therefore, the average particle diameter of ferrite is 4 μm or more and 20 μm or less.
上述した化学組成および鋼組織を有する本発明に係る鋼材は、表面硬度HRB:80以下、窒化処理および高周波焼入処理の後における表面硬度Hv:600以上、鋼材の表面から1mm深さ位置における硬度Hv:400以上、窒化処理および高周波焼入処理の後におけるシャルピー衝撃試験の吸収エネルギー:30J/cm以上を有する。このように、本発明に係る鋼材は、軟質で成形性に優れ、窒化処理が施されることにより表面の硬化が効果的に促進され、さらに高周波焼入処理が施されることにより内部の硬化が効果的に促進され、その結果、強度が高く靭性に優れており、窒化処理および高周波焼入処理が施される用途に供されることに好適である。
3.本発明に係る鋼材が鋼板である場合の好ましい製造方法
本発明に係る鋼材は、上記化学組成と鋼組織とを有するものであるが、鋼材が鋼板である場合には、以下の製造方法により製造することが好ましい。
The steel material according to the present invention having the above-described chemical composition and steel structure has a surface hardness HRB of 80 or less, a surface hardness Hv after nitriding treatment and induction hardening treatment of 600 or more, and a hardness at a depth of 1 mm from the surface of the steel material. Hv: 400 or more, absorption energy of Charpy impact test after nitriding treatment and induction hardening treatment: 30 J / cm 2 or more. As described above, the steel material according to the present invention is soft and excellent in formability, the surface hardening is effectively promoted by being subjected to nitriding treatment, and the internal hardening is caused by being further subjected to induction hardening treatment. As a result, the strength is high and the toughness is excellent, and it is suitable for use in applications where nitriding and induction hardening are performed.
3. Preferred production method when the steel material according to the present invention is a steel plate The steel material according to the present invention has the above chemical composition and steel structure, but when the steel material is a steel plate, it is produced by the following production method. It is preferable to do.
上記化学組成を有するスラブを1200℃以上1290℃以下として熱間圧延に供し、Ar点以上900℃以下の温度域で熱間圧延を完了し、650℃以下で巻取ることが好ましい。 It is preferable that the slab having the above chemical composition is subjected to hot rolling at 1200 ° C. or more and 1290 ° C. or less, and hot rolling is completed in a temperature range of Ar 3 points or more and 900 ° C. or less and wound up at 650 ° C. or less.
熱間圧延に供するスラブの温度が低すぎると圧延能率が低下する。このため、1200℃以上とすることが好ましい。一方、熱間圧延に供するスラブの温度が高すぎると表面性状が劣化する。このため、1290℃以下とすることが望ましい。スラブは、連続鋳造後、直接または再加熱により上記温度域とすればよい。   If the temperature of the slab subjected to hot rolling is too low, the rolling efficiency is lowered. For this reason, it is preferable to set it as 1200 degreeC or more. On the other hand, if the temperature of the slab subjected to hot rolling is too high, the surface properties deteriorate. For this reason, it is desirable to set it as 1290 degrees C or less. The slab may be brought to the above temperature range directly or by reheating after continuous casting.
熱間圧延における圧延完了温度が低すぎると、フェライト域圧延となって結晶粒が粗大化し、窒化処理および高周波焼入処理後の鋼材の靭性が劣化する。このため、圧延完了温度はAr点以上とすることが好ましい。一方、熱間圧延における圧延完了温度が高すぎると、圧延完了後にオーステナイトの粒成長が進行し、窒化処理および高周波焼入処理後の鋼材の靭性が劣化する。このため、圧延完了温度は900℃以下とすることが好ましい。 When the rolling completion temperature in the hot rolling is too low, the ferrite grains are rolled and the crystal grains are coarsened, and the toughness of the steel material after nitriding and induction hardening is deteriorated. Therefore, the rolling completion temperature is preferably set to Ar 3 point or more. On the other hand, if the rolling completion temperature in hot rolling is too high, austenite grain growth proceeds after the rolling is completed, and the toughness of the steel material after nitriding and induction hardening deteriorates. For this reason, it is preferable that rolling completion temperature shall be 900 degrees C or less.
巻取温度を低くすると、巻取後におけるフェライトの粒成長を抑制して、窒化処理および高周波焼入処理後の鋼材の靭性が向上する。このため、巻取温度は660℃以下が好ましく、650℃以下とすることがさらに好ましい。   When the coiling temperature is lowered, ferrite grain growth after coiling is suppressed, and the toughness of the steel material after nitriding and induction hardening is improved. For this reason, the winding temperature is preferably 660 ° C. or lower, and more preferably 650 ° C. or lower.
巻取後は、酸洗を施して鋼板表面のスケールを除去し、その後球状化焼鈍を行う。酸洗後、球状化焼鈍前に、冷間圧延を施してもよい。
酸洗は常法でよい。
After winding, pickling is performed to remove the scale on the surface of the steel sheet, followed by spheroidizing annealing. You may cold-roll after pickling and before spheroidizing annealing.
Pickling may be performed by a conventional method.
冷間圧延を施す場合おける圧下率は、r値の向上等の鋼板の成形性の観点から、40%以上80%以下とすることが好ましい。
球状化焼鈍温度が高すぎると結晶粒が粗大化して、窒化処理および高周波焼入処理後の鋼材の靭性劣化を招く。このため、球状化焼鈍の焼鈍温度は740℃以下とすることが好ましく、720℃以下とすることがさらに好ましい。
The rolling reduction in cold rolling is preferably 40% or more and 80% or less from the viewpoint of formability of the steel sheet such as improvement of r value.
If the spheroidizing annealing temperature is too high, the crystal grains become coarse, resulting in toughness deterioration of the steel material after nitriding and induction hardening. For this reason, it is preferable that the annealing temperature of spheroidizing annealing shall be 740 degrees C or less, and it is further more preferable to set it as 720 degrees C or less.
球状化焼鈍後は、調質圧延を施すことにより、降伏伸びの抑制、板形状の調整、表面の粗さ調整を行ってもよい。調質圧延を施す場合には、0.6%未満の伸び率では調質圧延の効果が十分でなく、1.6%を超える伸び率では加工硬化により延性の低下が著しくなるので、0.6%以上1.6%以下の伸び率とすることが好ましい。   After spheroidizing annealing, temper rolling may be performed to suppress yield elongation, plate shape adjustment, and surface roughness adjustment. When temper rolling is performed, the effect of temper rolling is not sufficient if the elongation is less than 0.6%, and if the elongation exceeds 1.6%, the ductility is significantly reduced by work hardening. The elongation is preferably 6% or more and 1.6% or less.
本発明に係る鋼材は、プレスやスピニング加工等により所定形状に成形した後、窒化処理を施し、さらに高周波焼入処理を施すことにより、強度および靭性に優れた部材を得ることができる。   The steel material according to the present invention can be formed into a predetermined shape by pressing, spinning, or the like, then subjected to nitriding treatment, and further subjected to induction hardening treatment to obtain a member having excellent strength and toughness.
ここで、窒化処理(軟窒化処理を含む)の方法は特に限定する必要はなく、ガス窒化、プラズマ(イオン)窒化、塩浴窒化(タフトライド処理)等の常法でよい。窒化処理条件は、窒化処理温度:500℃以上650℃以下、窒化処理時間:1時間以上20時間以下とすることが好ましい。   Here, the method of nitriding treatment (including soft nitriding treatment) is not particularly limited, and may be a conventional method such as gas nitriding, plasma (ion) nitriding, salt bath nitriding (tuftride treatment) or the like. The nitriding conditions are preferably nitriding temperature: 500 ° C. or more and 650 ° C. or less, and nitriding treatment time: 1 hour or more and 20 hours or less.
表1に示す化学組成を有するスラブを連続鋳造法により製造し、1250℃に加熱した後に熱間圧延に供し、870℃で圧延を完了し、2.6mmの板厚に仕上げ、冷却後580℃で巻き取った。酸洗によりスケールを除去した後、バッチ焼鈍にて710℃で20時間保持する球状化焼鈍を施し、さらに伸び率:1.0%の調質圧延を施した。   A slab having the chemical composition shown in Table 1 was produced by a continuous casting method, heated to 1250 ° C., subjected to hot rolling, completed at 870 ° C., finished to a thickness of 2.6 mm, and cooled to 580 ° C. I wound up with. After removing the scale by pickling, spheroidizing annealing was performed by batch annealing at 710 ° C. for 20 hours, and temper rolling with an elongation of 1.0% was further performed.
このようにして得られた鋼板から試験片を採取し、断面の鋼組織の観察と表面硬度の測定とを行った。鋼組織の観察は、ナイタールエッチングした鋼板断面について、鋼板表面から板厚中心部までを1000倍の倍率でSEMにて連続的に撮影し、得られた写真を画像解析することにより、フェライト平均粒径と球状化炭化物の平均粒径とを求めた。表面硬度の測定は、鋼板表面についてHRBにて3点測定し、その平均値を求めた。   A test piece was collected from the steel sheet thus obtained, and the steel structure of the cross section was observed and the surface hardness was measured. The observation of the steel structure was performed by continuously photographing the cross section of the steel plate subjected to the nital etching from the surface of the steel plate to the center of the plate thickness with a SEM at a magnification of 1000 times, and analyzing the obtained images as an image of the ferrite average. The particle size and the average particle size of the spheroidized carbide were determined. The surface hardness was measured at three points on the steel plate surface with HRB, and the average value was obtained.
また、上記鋼板の表面を洗浄した後、550℃×10時間の窒化処理を施し、次いで、加熱温度:980℃、加熱時間:10秒の高周波焼入処理および300℃で1hrの焼戻処理を施した。   In addition, after the surface of the steel sheet was cleaned, nitriding treatment was performed at 550 ° C. for 10 hours, and then an induction hardening treatment at a heating temperature of 980 ° C. and a heating time of 10 seconds and a tempering treatment at 300 ° C. for 1 hour. gave.
このようにして得られた鋼板から試験片を採取し、鋼板の表面硬度と鋼板の表面から1mm深さ位置における断面の硬度(内部硬度)を測定し、さらに、JIS Z 2242で規定されるシャルピー衝撃試験を行い、吸収エネルギーを測定して靭性を評価した。表面硬度は、ビッカース硬度計で荷重98N(10kgf)として、断面硬度は、マイクロビッカース硬度計で荷重4.9N(500gf)として測定した。シャルピー衝撃試験は、元厚のままで室温15℃の環境下でシャルピー衝撃試験(JIS Z 2242)を行い、吸収エネルギーを測定することにより評価した。   A test piece is collected from the steel plate thus obtained, and the surface hardness of the steel plate and the hardness of the cross section (internal hardness) at a depth of 1 mm from the surface of the steel plate are measured. Further, Charpy defined by JIS Z 2242 is measured. An impact test was conducted and the toughness was evaluated by measuring the absorbed energy. The surface hardness was measured with a Vickers hardness meter as a load of 98 N (10 kgf), and the cross-sectional hardness was measured with a micro Vickers hardness meter as a load of 4.9 N (500 gf). The Charpy impact test was evaluated by performing the Charpy impact test (JIS Z 2242) in an environment at a room temperature of 15 ° C. with the original thickness and measuring the absorbed energy.
試験結果を表1に併せて示す。表1における鋼材No.1〜17が本発明の条件を満足する本発明例であり、鋼材No.18〜36が本発明の条件を満足しない比較例である。   The test results are also shown in Table 1. Steel No. in Table 1 Nos. 1 to 17 are examples of the present invention that satisfy the conditions of the present invention. 18 to 36 are comparative examples that do not satisfy the conditions of the present invention.
本発明例の鋼材No.1〜17は、素材の表面硬度がHRBで80以下であり、窒化処理および高周波焼入処理後の表面硬度がHvで600以上および鋼板の表面から1mm深さ位置の硬度がHvで400以上であり、さらに窒化処理および高周波焼入処理後の靭性については、シャルピー衝撃試験の吸収エネルギーで30J/cm以上である特性を有している。 Steel material No. of the present invention example. 1 to 17, the surface hardness of the material is 80 or less in HRB, the surface hardness after nitriding and induction hardening is 600 or more in Hv, and the hardness at a depth of 1 mm from the surface of the steel sheet is 400 or more in Hv. In addition, the toughness after nitriding treatment and induction hardening treatment has a characteristic that the absorbed energy of Charpy impact test is 30 J / cm 2 or more.
これに対し、比較例の鋼材No.18は、C含有量が本発明の範囲の下限を下回るので、熱処理後の内部硬度が不芳である。
比較例の鋼材No.19および20は、いずれも、C含有量が本発明の範囲の上限を上回るので、熱処理前の硬度が高く加工性が不芳であるとともに熱処理後の靱性も不芳である。
On the other hand, the steel material No. of the comparative example. No. 18, since the C content is below the lower limit of the range of the present invention, the internal hardness after heat treatment is unsatisfactory.
Steel No. of Comparative Example In both 19 and 20, the C content exceeds the upper limit of the range of the present invention, so the hardness before heat treatment is high and the workability is unsatisfactory, and the toughness after heat treatment is unsatisfactory.
比較例の鋼材No.21は、Si含有量が本発明の範囲の上限を上回るので、熱処理前の硬度が高く加工性が不芳である。
比較例の鋼材No.22は、Mn含有量が本発明の範囲の下限を下回るので、熱処理後の内部硬度が不芳である。
Steel No. of Comparative Example In No. 21, since the Si content exceeds the upper limit of the range of the present invention, the hardness before heat treatment is high and the workability is poor.
Steel No. of Comparative Example In No. 22, the Mn content is below the lower limit of the range of the present invention, so the internal hardness after heat treatment is unsatisfactory.
比較例の鋼材No.23は、Mn含有量が本発明の範囲の上限を上回るので、熱処理前の硬度が高く加工性が不芳であるとともに熱処理後の靱性も不芳である。
比較例の鋼材No.24は、P含有量が本発明の範囲の上限を上回るので、熱処理後の靱性が不芳である。
Steel No. of Comparative Example Since Mn content exceeds the upper limit of the range of the present invention, the hardness before heat treatment is high and workability is unsatisfactory, and the toughness after heat treatment is unsatisfactory.
Steel No. of Comparative Example No. 24 has poor toughness after heat treatment because the P content exceeds the upper limit of the range of the present invention.
比較例の鋼材No.25は、S含有量が本発明の範囲の上限を上回るので、熱処理後の靱性が不芳である。
比較例の鋼材No.26は、Cr含有量が本発明の範囲の下限の好適値を下回るので、球状化炭化物の平均粒径が本発明の範囲の上限を超え、熱処理後の硬度がやや不足する。
Steel No. of Comparative Example No. 25 has a poor toughness after heat treatment because the S content exceeds the upper limit of the range of the present invention.
Steel No. of Comparative Example In No. 26, since the Cr content is lower than the preferred lower limit of the range of the present invention, the average particle size of the spheroidized carbide exceeds the upper limit of the range of the present invention, and the hardness after heat treatment is slightly insufficient.
比較例の鋼材No.27は、Cr含有量が本発明の範囲の上限を上回るので、熱処理前の硬度が高く加工性が不芳である。
比較例の鋼材No.28は、sol.Al含有量が本発明の範囲の下限を下回るので、フェライト平均粒径および球状化炭化物平均粒径が大きくなり、熱処理後の表面硬度が不芳である。
Steel No. of Comparative Example In No. 27, since the Cr content exceeds the upper limit of the range of the present invention, the hardness before heat treatment is high and the workability is poor.
Steel No. of Comparative Example 28 is sol. Since the Al content is below the lower limit of the range of the present invention, the ferrite average particle diameter and the spheroidized carbide average particle diameter become large, and the surface hardness after the heat treatment is unsatisfactory.
比較例の鋼材No.29は、N含有量が本発明の範囲の上限を上回るので、熱処理後の表面硬度が不芳である。
比較例No.30はTi含有量が、比較例No.31はCu含有量が、比較例No.32はNi含有量が、比較例No.33はMo含有量が、比較例No.34はNb含有量が、比較例No.35はV含有量が、さらに、比較例No.36はCa含有量が、それぞれ本発明の範囲の上限を上回るため、いずれも、熱処理前の硬度が高く加工性が不芳である。
Steel No. of Comparative Example No. 29 has a poor surface hardness after heat treatment because the N content exceeds the upper limit of the range of the present invention.
Comparative Example No. No. 30 has a Ti content of Comparative Example No. No. 31 has a Cu content of Comparative Example No. No. 32 has a Ni content of Comparative Example No. No. 33 has a Mo content of Comparative Example No. No. 34 has a Nb content of Comparative Example No. No. 35 has a V content of Comparative Example No. Since each Ca content exceeds the upper limit of the range of the present invention, the hardness is high before heat treatment and the workability is unsatisfactory.
表1の鋼材No.7および16の化学組成を有するスラブを1250℃に加熱した後に、表2に示す条件で熱間圧延およびバッチ焼鈍を施した。
このようにして得られた鋼板から試験片を採取し、実施例1と同様にフェライト平均粒径および球状化炭化物平均粒径を求め、鋼板の表面硬度を求めた。
Steel No. in Table 1 After heating the slab which has a chemical composition of 7 and 16 to 1250 degreeC, it hot-rolled and batch-annealed on the conditions shown in Table 2.
A test piece was collected from the steel plate thus obtained, and the ferrite average particle size and the spheroidized carbide average particle size were determined in the same manner as in Example 1 to determine the surface hardness of the steel plate.
また、上記鋼板に、実施例1と同様の窒化処理、高周波焼入処理および焼戻処理とを施し、実施例1と同様に、鋼板の表面硬度および内部硬度を測定し、靭性を評価した。
試験結果を表2に併せて示す。
Further, the steel sheet was subjected to the same nitriding treatment, induction hardening treatment and tempering treatment as in Example 1, and similarly to Example 1, the surface hardness and internal hardness of the steel plate were measured to evaluate toughness.
The test results are also shown in Table 2.
表2における本発明例の記号B〜D、G〜Iは、素材の表面硬度がHRBで80以下、窒化処理および高周波焼入処理後の表面硬度がHvで600以上および鋼板の表面から1mm深さ位置の硬度がHvで400以上、さらに窒化処理および高周波焼入処理後の靭性については、シャルピー衝撃試験の吸収エネルギーで30J/cm以上の特性を有している。 The symbols B to D and G to I of the examples of the present invention in Table 2 indicate that the surface hardness of the material is 80 or less in HRB, the surface hardness after nitriding and induction hardening is 600 or more in Hv and 1 mm deep from the surface of the steel plate The hardness at the position is 400 or more in terms of Hv, and the toughness after nitriding and induction hardening has a characteristic of 30 J / cm 2 or more in the absorbed energy of the Charpy impact test.
一方、比較例の記号No.A、E、FおよびJは、上述した特性のいずれかが劣る。
記号AおよびFは、フェライト平均粒径およびセメンタイト平均粒径が小さいため、素材段階における鋼材の硬度が高く、成形性に劣っていた。記号EおよびJは、素材段階では非常に軟質で成形性に優れるものの、熱処理後の内部硬度が目標に到達しなかった。また、シャルピー衝撃試験の吸収エネルギーも低く、靭性に劣っていた。
On the other hand, the symbol No. of the comparative example. A, E, F, and J are inferior in any of the characteristics described above.
The symbols A and F had a small ferrite average particle size and cementite average particle size, so that the hardness of the steel material at the material stage was high and the formability was poor. Symbols E and J were very soft and excellent in moldability at the material stage, but the internal hardness after heat treatment did not reach the target. Moreover, the absorbed energy of the Charpy impact test was low and the toughness was poor.

Claims (5)

  1. 質量%で、C:0.15%以上0.47%以下、Si:0.3%以下、Mn:0.2%以上1.0%以下、P:0.015%以下、S:0.010%以下、Cr:0.02%以上0.45%以下、sol.Al:0.020%以上0.100%以下、N:0.0060%以下を含有し、残部がFeおよび不純物からなる化学組成を有し、フェライトと球状化炭化物とからなるとともに、前記フェライトの平均粒径が4μm以上20μm以下であり、前記球状化炭化物の平均粒径が0.4μm以上1.5μm以下である鋼組織を有し、窒化処理および高周波焼入処理が施される用途に供されることを特徴とする鋼材。   In mass%, C: 0.15% to 0.47%, Si: 0.3% or less, Mn: 0.2% to 1.0%, P: 0.015% or less, S: 0.0. 010% or less, Cr: 0.02% to 0.45%, sol. Al: 0.020% or more and 0.100% or less, N: 0.0060% or less, the balance having a chemical composition consisting of Fe and impurities, consisting of ferrite and spheroidized carbide, It has a steel structure in which the average particle size is 4 μm or more and 20 μm or less, and the average particle size of the spheroidized carbide is 0.4 μm or more and 1.5 μm or less, and is used for nitriding treatment and induction hardening treatment Steel material characterized by being made.
  2. 前記化学組成が、前記Feの一部に代えて、質量%で、Ti:0.030%以下、B:0.0050%以下、Nb:0.020%以下、Mo:0.05%以下およびNi:0.05%以下からなる群から選択される1種または2種以上を含有するものであることを特徴とする請求項1に記載の鋼材。   The chemical composition is replaced by a part of the Fe in mass%, Ti: 0.030% or less, B: 0.0050% or less, Nb: 0.020% or less, Mo: 0.05% or less, and The steel material according to claim 1, wherein the steel material contains one or more selected from the group consisting of Ni and 0.05% or less.
  3. 前記化学組成が、前記Feの一部に代えて、V:0.05質量%以下を含有するものであることを特徴とする請求項1または請求項2に記載の鋼材。   The steel material according to claim 1 or 2, wherein the chemical composition contains V: 0.05 mass% or less instead of a part of the Fe.
  4. 前記化学組成が、前記Feの一部に代えて、Cu:0.15質量%以下を含有するものであることを特徴とする請求項1から請求項3までのいずれか1項に記載の鋼材。   The steel material according to any one of claims 1 to 3, wherein the chemical composition contains Cu: 0.15 mass% or less instead of a part of the Fe. .
  5. 前記化学組成が、前記Feの一部に代えて、Ca:0.005質量%以下を含有するものであることを特徴とする請求項1から請求項4までのいずれか1項に記載の鋼材。   The steel material according to any one of claims 1 to 4, wherein the chemical composition contains Ca: 0.005 mass% or less instead of a part of the Fe. .
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