JP5365477B2 - Steel for surface hardening treatment - Google Patents

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Abstract

<P>PROBLEM TO BE SOLVED: To provide a steel for surface-hardening treatment which can sufficiently reduce heat treatment strain produced by quenching after surface treatment, and is suitable for obtaining a high-strength surface-hardened component having high dimensional precision. <P>SOLUTION: The steel for surface-hardening treatment has a chemical composition comprising, by mass, 0.10 to 0.30% C, &le;0.35% Si, 0.15 to 1.5% Mn, &le;0.04% P, 0.001 to 0.07% S, 1.5 to 3.0% Cr, 0.02 to 0.05% Al, 0.0035 to 0.0100% N, 0.005 to 0.10% Ti and 0.0005 to 0.0050% B, and satisfying [4.1&le;DI=0.311&times;C<SP>0.5</SP>&times;(1+0.64&times;Si)&times;(1+4.10&times;Mn)&times;(1+2.83&times;P)&times;(1-0.62&times;S)&times;(1+2.33&times;Cr)&times;(1+3.14&times;Mo)&times;ä1+1.5&times;(0.90-C)}&le;20.0], and in which the standard deviation of DI in the cross-section is &le;0.25, and the balance Fe with impurities. <P>COPYRIGHT: (C)2011,JPO&amp;INPIT

Description

本発明は、表面硬化処理用鋼材に関し、詳しくは、浸炭処理、浸炭窒化処理など表面処理を施した後の焼入れにおいて発生する熱処理歪を低減し、寸法精度の高い表面硬化部品の製造を可能とする表面硬化処理用鋼材に関する。   The present invention relates to a steel for surface hardening treatment, and in particular, reduces heat treatment distortion generated in quenching after surface treatment such as carburizing treatment, carbonitriding treatment, etc., and enables production of surface-hardened parts with high dimensional accuracy. The present invention relates to a steel material for surface hardening treatment.

従来、機械構造部品であるシャフト、ギヤなど表面硬化処理を施された部品の素材鋼として、JISに規定された「機械構造用合金鋼鋼材」であるSCr420、SCM420などが用いられてきた。なお、以下の説明において、表面硬化処理を施された部品を「表面硬化部品」という。   Conventionally, SCr420, SCM420, etc., which are “steel materials for machine structural use” defined in JIS, have been used as material steel for parts subjected to surface hardening treatment such as shafts and gears which are machine structural parts. In the following description, a part that has undergone surface hardening treatment is referred to as a “surface-hardened part”.

しかしながら、最近、表面硬化部品に対する高強度化の要求が益々高まっており、このため、曲げ強度、ねじり強度、疲労強度などを向上させるため種々の表面硬化処理用鋼(以下、「肌焼鋼」ということがある。)が提案されている。   Recently, however, there has been an increasing demand for higher strength of surface-hardened parts. For this reason, various surface-hardening steels (hereinafter referred to as “skin-hardened steel”) are used to improve bending strength, torsion strength, fatigue strength, and the like. Has been proposed).

表面硬化部品は、一般に、肌焼鋼を素材として用いて、「球状化焼鈍−伸線」または「伸線−球状化焼鈍−スキンパス」による鋼線の製造、冷間鍛造や機械加工による所定形状への成形、次いで、疲労強度、耐摩耗性などの特性を改善するための浸炭、浸炭窒化などの表面処理、焼入れおよび焼戻しの各処理を順次行うことによって製造される。   Surface-hardened parts are generally made of case-hardened steel as a raw material, steel wire production by "spheroidizing annealing-wire drawing" or "drawing-spheroidizing annealing-skin pass", predetermined shape by cold forging and machining Next, surface treatment such as carburizing and carbonitriding for improving characteristics such as fatigue strength and wear resistance, quenching and tempering are sequentially performed.

このようにして製造される表面硬化部品には、作動時の円滑性や静粛性を向上させるために高い寸法精度が求められ、これには、上記焼入れの際に生じる熱処理歪を極力少なくすることが重要となる。   The surface-hardened parts manufactured in this way are required to have high dimensional accuracy in order to improve smoothness and quietness during operation, and this is to minimize the heat treatment distortion that occurs during the quenching. Is important.

そこで、熱処理歪を低減するための技術が、例えば、特許文献1〜3に提案されている。   Thus, for example, Patent Documents 1 to 3 propose techniques for reducing heat treatment strain.

具体的には、特許文献1に、棒状圧延材の横断面において等軸晶の占める領域を面積率で30%以下とした「浸炭焼入れによる熱処理歪の少ない肌焼鋼」が開示されている。なお、特許文献1によれば、比較的大きな速度で冷却を施しながら連続鋳造を行うことが望ましく、鋳造開始から約800℃までを4℃/min以上の速度で冷却し、等軸晶の占める面積率を30%以下することによって、低熱処理歪特性が得られる。   Specifically, Patent Document 1 discloses “skin-hardened steel with low heat treatment strain due to carburizing and quenching” in which the area occupied by equiaxed crystals in the cross section of the rod-shaped rolled material is 30% or less. According to Patent Document 1, it is desirable to perform continuous casting while cooling at a relatively high rate. Cooling is performed at a rate of 4 ° C./min or more from the start of casting to about 800 ° C., and is occupied by equiaxed crystals. By setting the area ratio to 30% or less, low heat treatment strain characteristics can be obtained.

特許文献2には、「冷間加工性と低浸炭歪み特性に優れた肌焼鋼とその製造方法」が開示されている。特許文献2によれば、加熱温度を1150℃以上、熱間圧延の仕上げ温度を840〜1000℃、熱間圧延に引き続いて800〜500℃の温度範囲を1℃/秒以下の冷却速度で徐冷する条件により、ベイナイトの組織分率を15%以下に制限し、熱間圧延方向に平行な断面の組織のフェライトバンドの評点を1〜5とすることによって、浸炭焼入れ時の熱処理歪みを軽減できる。   Patent Document 2 discloses “skin-hardened steel excellent in cold workability and low carburizing distortion characteristics and a manufacturing method thereof”. According to Patent Document 2, the heating temperature is 1150 ° C. or more, the hot rolling finishing temperature is 840 to 1000 ° C., and the temperature range of 800 to 500 ° C. is gradually increased at a cooling rate of 1 ° C./second or less following the hot rolling. By limiting the bainite structure fraction to 15% or less depending on the cooling conditions, and by setting the ferrite band of the cross-sectional structure parallel to the hot rolling direction to 1 to 5, the heat treatment distortion during carburizing and quenching is reduced. it can.

特許文献3には、連続鋳造により製造した肌焼鋼であって、鋳片の径方向断面内におけるCおよびMnのミクロ偏析度を所定の範囲内にすること、すなわち、径方向断面において、4本の等分線で得られた全ての測定値における最大値と最小値の差と、4本の等分線において隣接する測定値の差を、特定の値以内とすることによって、浸炭処理後に焼入れした際に発生する歪を低減できる「肌焼鋼」が開示されている。   Patent Document 3 discloses a case-hardened steel manufactured by continuous casting, in which the degree of microsegregation of C and Mn in the radial cross section of the slab is within a predetermined range, that is, 4 in the radial cross section. After carburizing treatment, the difference between the maximum and minimum values of all measured values obtained from the equipartition lines and the difference between adjacent measured values on the four equipartition lines should be within a specific value. “Skin-hardened steel” that can reduce strain generated when quenched is disclosed.

特開平11−131184号公報JP-A-11-131184 特開平11−335777号公報JP-A-11-335777 特開2006−97066号公報JP 2006-97066 A

前述の特許文献1〜3に開示された技術では、表面硬化部品に対する一層の高強度化要求に伴って増大することが避けられない熱処理歪を低減するには不十分である。   The techniques disclosed in the above-mentioned Patent Documents 1 to 3 are insufficient to reduce the heat treatment strain, which is unavoidably increased with the demand for higher strength of the surface-hardened component.

すなわち、特許文献1および特許文献2に開示されている肌焼鋼では、断面内の成分ばらつきによって焼入れ性が上がるので、発生する熱処理歪の増大の抑制が不十分になることを避けられない。   That is, in the case-hardened steel disclosed in Patent Document 1 and Patent Document 2, the hardenability is increased due to variation in the components in the cross section, and thus it is inevitable that the suppression of the increase in the generated heat treatment strain is insufficient.

本発明は、上記現状に鑑みてなされたもので、浸炭処理、浸炭窒化処理など表面処理を施した後の焼入れにおいて生じる熱処理歪を十分低減することができ、寸法精度の高い「高強度表面硬化部品」を得るのに好適な表面硬化処理用鋼材を提供することを目的とする。   The present invention has been made in view of the above situation, and can sufficiently reduce heat treatment distortion generated in quenching after performing surface treatment such as carburizing and carbonitriding, and has high dimensional accuracy and high strength surface hardening. An object of the present invention is to provide a steel for surface hardening treatment suitable for obtaining a “part”.

本発明者らは、表面硬化部品の製造において、表面処理後に焼入れした際の熱処理歪を低減させるために、一般的な肌焼鋼として周知のJISに規定された「クロム鋼」および「クロムモリブデン鋼」をベースとして、C、Si、Mn、P、S、Cr、Mo、Al、N、Ti、B、NbおよびVの含有量を種々変えた鋼を用い、これらの元素が表面硬化部品の熱処理歪に及ぼす影響について種々検討を重ねた。   In the manufacture of surface-hardened parts, the inventors have developed “chrome steel” and “chromium molybdenum” defined in JIS, which are well-known as general case-hardened steel, in order to reduce heat treatment distortion when quenched after surface treatment. Based on “steel”, steel with various contents of C, Si, Mn, P, S, Cr, Mo, Al, N, Ti, B, Nb and V was used. Various studies were made on the effects on heat treatment strain.

その結果、特定の成分組成を有する表面硬化部品においては、熱処理歪が、式中の元素記号をその元素の質量%での含有量として、下記の(1)式で表されるDIと相関があることを見出した。
DI=0.311×C0.5×(1+0.64×Si)×(1+4.10×Mn)×(1+2.83×P)×(1−0.62×S)×(1+2.33×Cr)×(1+3.14×Mo)×{1+1.5×(0.90−C)}・・・(1)。
As a result, in a surface-hardened part having a specific component composition, the heat treatment strain has a correlation with DI represented by the following formula (1), where the element symbol in the formula is the content in mass% of the element. I found out.
DI = 0.311 x C 0.5 x (1 + 0.64 x Si) x (1 + 4.10 x Mn) x (1 + 2.83 x P) x (1-0.62 x S) x (1 + 2.33 x Cr) * (1 + 3.14 * Mo) * {1 + 1.5 * (0.90-C)} ... (1).

すなわち、特定の成分組成を有する表面硬化部品においては、上記(1)式で表されるDIを特定の値以下に調整したうえで、さらに、DIの標準偏差を特定の値以下にすれば、浸炭処理や浸炭窒化処理などの表面処理後の焼入れにおいて生じる熱処理歪を十分低減することができ、したがって、より高い寸法精度が得られることを見出した。   That is, in the surface-hardened component having a specific component composition, after adjusting the DI represented by the above formula (1) to a specific value or less, and further making the standard deviation of the DI to a specific value or less, It has been found that heat treatment distortion generated in quenching after surface treatment such as carburizing and carbonitriding can be sufficiently reduced, and thus higher dimensional accuracy can be obtained.

本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであり、その要旨は、下記(1)〜(3)に示す表面硬化処理用鋼材にある。   This invention is completed based on said knowledge, The summary exists in the steel materials for surface hardening processing shown to following (1)-(3).

(1)質量%で、C:0.10〜0.30%、Si:0.35%以下、Mn:0.15〜1.5%、P:0.04%以下、S:0.001〜0.07%、Cr:1.5〜3.0%、Al:0.02〜0.05%、N:0.0035〜0.0100%、Ti:0.005〜0.10%およびB:0.0005〜0.0050%を含有し、下記の(1)式で表されるDIの範囲が4.1〜20.0、かつ、横断面内におけるDIの標準偏差が0.25以下であって、残部がFeおよび不純物からなる化学組成を有することを特徴とする表面硬化処理用鋼材。
DI=0.311×C0.5×(1+0.64×Si)×(1+4.10×Mn)×(1+2.83×P)×(1−0.62×S)×(1+2.33×Cr)×(1+3.14×Mo)×{1+1.5×(0.90−C)}・・・(1)
ただし、(1)式中の元素記号は、その元素の質量%での含有量を表す。
(1) By mass%, C: 0.10 to 0.30%, Si: 0.35% or less, Mn: 0.15 to 1.5%, P: 0.04% or less, S: 0.001 -0.07%, Cr: 1.5-3.0%, Al: 0.02-0.05%, N: 0.0035-0.0100%, Ti: 0.005-0.10% and B: It contains 0.0005 to 0.0050%, the range of DI represented by the following formula (1) is 4.1 to 20.0, and the standard deviation of DI in the cross section is 0.25. A steel material for surface hardening treatment, characterized in that the remainder has a chemical composition comprising Fe and impurities.
DI = 0.311 x C 0.5 x (1 + 0.64 x Si) x (1 + 4.10 x Mn) x (1 + 2.83 x P) x (1-0.62 x S) x (1 + 2.33 x Cr) × (1 + 3.14 × Mo) × {1 + 1.5 × (0.90−C)} (1)
However, the element symbol in the formula (1) represents the content in mass% of the element.

(2)Feの一部に代えて、質量%で、Nb:0.07%以下およびV:0.08%以下のうちの1種以上を含有することを特徴とする上記(1)に記載の表面硬化処理用鋼材。   (2) It replaces with a part of Fe, and contains 1 or more types of Nb: 0.07% or less and V: 0.08% or less by the mass%, Said (1) characterized by the above-mentioned Steel for surface hardening treatment.

(3)Feの一部に代えて、質量%で、Mo:0.50%以下を含有することを特徴とする上記(1)または(2)に記載の表面硬化処理用鋼材。   (3) The steel for surface hardening treatment as described in (1) or (2) above, which contains Mo: 0.50% or less in mass% instead of part of Fe.

なお、残部としての「Feおよび不純物」における「不純物」とは、鉄鋼材料を工業的に製造する際に、原料としての鉱石やスクラップあるいは環境などから混入するものを指す。   The “impurities” in the remaining “Fe and impurities” refers to those mixed from ore, scrap, or the environment as raw materials when industrially producing steel materials.

本発明の表面硬化処理用鋼材は、浸炭処理、浸炭窒化処理など表面処理を施した後の焼入れにおいて生じる熱処理歪を十分低減することができるので、寸法精度の高い「高強度表面硬化部品」の素材として好適である。   The steel material for surface hardening treatment of the present invention can sufficiently reduce heat treatment distortion generated in quenching after surface treatment such as carburizing treatment, carbonitriding treatment, etc. It is suitable as a material.

実施例で用いた4点曲げ疲労試験片の形状を示す図である。図における寸法の単位は「mm」である。It is a figure which shows the shape of the 4-point bending fatigue test piece used in the Example. The unit of the dimension in the figure is “mm”. 実施例における「浸炭焼入れ−焼戻し」のヒートパターンを示す図である。なお、図中の「Cp」はカーボンポテンシャルを表し、「O.Q.(150℃)」は150℃の油中に焼入れしたことを示す。It is a figure which shows the heat pattern of "the carburizing quenching-tempering" in an Example. In the figure, “Cp” represents carbon potential, and “OQ (150 ° C.)” indicates that it was quenched in 150 ° C. oil. 実施例で用いた熱処理歪用試験片と熱処理歪測定の試験方法を説明する図である。It is a figure explaining the test method of the heat-treatment distortion | strain test piece used in the Example, and heat-treatment distortion measurement.

以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、各元素の含有量の「%」は「質量%」を意味する。   Hereinafter, each requirement of the present invention will be described in detail. In addition, “%” of the content of each element means “mass%”.

C:0.10〜0.30%
Cは、シャフト、ギヤなど表面硬化部品の生地の強度を確保するのに必要な元素であり、その含有量が0.10%未満では添加効果に乏しい。一方、その含有量が0.30%を超えると、前記表面硬化部品の生地の靱性が低下する。したがって、Cの含有量を0.10〜0.30%とした。なお、Cの含有量は0.12%以上、0.25%以下であることが好ましい。
C: 0.10 to 0.30%
C is an element necessary for ensuring the strength of the dough of the surface-hardened part such as a shaft or gear, and if its content is less than 0.10%, the effect of addition is poor. On the other hand, if the content exceeds 0.30%, the toughness of the dough of the surface-hardened component is lowered. Therefore, the content of C is set to 0.10 to 0.30%. The C content is preferably 0.12% or more and 0.25% or less.

Si:0.35%以下
Siは、脱酸作用を有する元素であるが、含有量が過剰になると加工性の低下をきたす。さらに、Siは、浸炭処理した部品の表面部に粒界酸化層を生成させて疲労強度の低下を招く。そのため、Siの含有量は0.35%以下とした。望ましいSiの含有量は0.30%以下である。
Si: 0.35% or less Si is an element having a deoxidizing action, but if the content is excessive, workability is lowered. Further, Si generates a grain boundary oxide layer on the surface portion of the carburized component, thereby causing a decrease in fatigue strength. Therefore, the Si content is set to 0.35% or less. Desirable Si content is 0.30% or less.

Mn:0.15〜1.5%
Mnは、焼入れ性を向上させる作用を有する。この効果を得るには、0.15%以上のMn含有量が必要である。しかしながら、Mnの含有量が1.5%を超えると、被削性が低下する。したがって、Mnの含有量を0.15〜1.5%とした。なお、Mnの含有量は0.30%以上、1.2%以下であることが好ましい。
Mn: 0.15 to 1.5%
Mn has the effect | action which improves hardenability. In order to obtain this effect, a Mn content of 0.15% or more is required. However, if the Mn content exceeds 1.5%, the machinability decreases. Therefore, the Mn content is set to 0.15 to 1.5%. In addition, it is preferable that content of Mn is 0.30% or more and 1.2% or less.

P:0.04%以下
Pは、靱性を低下させる不純物であり、その含有量が多くなると靱性の低下が著しくなるため、その含有量は0.04%以下とした。なお、望ましいPの含有量は0.03%以下である。
P: 0.04% or less P is an impurity that lowers toughness, and as its content increases, the toughness significantly decreases. Therefore, its content is set to 0.04% or less. Desirable P content is 0.03% or less.

S:0.001〜0.07%
Sは、被削性を向上させる作用を有する。この効果を得るには、0.001%以上のS含有量が必要である。しかしながら、Sの含有量が0.07%を超えると、冷間鍛造性および熱間加工性の低下をきたし、さらに、シャフト、ギヤなど表面硬化部品における表面硬化層の靱性が低下する。したがって、Sの含有量を0.001〜0.07%とした。なお、Sの含有量は0.01%以上、0.05%以下であることが好ましい。
S: 0.001 to 0.07%
S has an effect of improving machinability. In order to obtain this effect, an S content of 0.001% or more is necessary. However, if the S content exceeds 0.07%, cold forgeability and hot workability are deteriorated, and further, the toughness of the surface hardened layer in the surface hardened parts such as shafts and gears is lowered. Therefore, the content of S is set to 0.001 to 0.07%. In addition, it is preferable that content of S is 0.01% or more and 0.05% or less.

Cr:1.5〜3.0%
Crは、シャフト、ギヤなど表面硬化部品の生地の焼入れ性を向上させる効果を有する。上記の効果を得るためには、1.5%以上のCrを含有させる必要がある。しかしながら、Crの含有量が3.0%を超えると、被削性が劣化する。したがって、Crの含有量を1.5〜3.0%とした。なお、Crの含有量は1.6%以上、2.5%以下であることが好ましい。
Cr: 1.5-3.0%
Cr has the effect of improving the hardenability of the dough of the surface-hardened parts such as the shaft and gear. In order to acquire said effect, it is necessary to contain 1.5% or more of Cr. However, if the Cr content exceeds 3.0%, the machinability deteriorates. Therefore, the Cr content is set to 1.5 to 3.0%. Note that the Cr content is preferably 1.6% or more and 2.5% or less.

Al:0.02〜0.05%
Alは、Nと結合してAlNを形成し、オーステナイト領域での結晶粒粗大化を抑制する作用がある。上記の効果を得るためには、0.02%以上のAlを含有させる必要がある。しかしながら、Alの含有量が0.05%を超えると、疲労破壊の起点となる巨大なアルミナ介在物を生成し、疲労強度の低下をきたす場合がある。したがって、Alの含有量を0.02〜0.05%とした。
Al: 0.02 to 0.05%
Al combines with N to form AlN, and has the effect of suppressing crystal grain coarsening in the austenite region. In order to acquire said effect, it is necessary to contain 0.02% or more of Al. However, if the Al content exceeds 0.05%, huge alumina inclusions that become the starting point of fatigue fracture may be generated, resulting in a decrease in fatigue strength. Therefore, the content of Al is set to 0.02 to 0.05%.

N:0.0035〜0.0100%
Nは、Alと結合してAlNを形成し、オーステナイト領域での結晶粒粗大化を抑制する作用がある。この効果を得るために、Nの含有量を0.0035%以上とする必要がある。しかしながら、Nの含有量が過剰になって0.0100%を超えると、冷間鍛造性の低下をきたし、さらに、Bと結合してBNを形成するので、後述するBの焼入れ性向上効果が不十分になってしまう。そのため、Nの含有量を0.0035〜0.0100%とした。
N: 0.0035 to 0.0100%
N combines with Al to form AlN, and has the effect of suppressing crystal grain coarsening in the austenite region. In order to obtain this effect, the N content needs to be 0.0035% or more. However, if the N content becomes excessive and exceeds 0.0100%, the cold forgeability is lowered, and further, B is combined with B to form BN. It becomes insufficient. Therefore, the content of N is set to 0.0035 to 0.0100%.

Ti:0.005〜0.10%
Tiは、CおよびNとともに炭窒化物を形成し、その粒界ピン止め作用によって粗粒化を抑制する作用を有する。しかしながら、Tiの含有量が0.005%未満では、耐粗粒化効果が乏しく、一方、0.10%を超えると、冷間鍛造性の低下を招く。そのため、Tiの含有量を0.005〜0.10%とした。なお、Tiの含有量は0.01%以上、0.05%以下であることが好ましい。
Ti: 0.005-0.10%
Ti forms carbonitride with C and N, and has the effect | action which suppresses coarsening by the grain boundary pinning effect | action. However, if the Ti content is less than 0.005%, the effect of coarsening is poor, while if it exceeds 0.10%, the cold forgeability is lowered. Therefore, the content of Ti is set to 0.005 to 0.10%. The Ti content is preferably 0.01% or more and 0.05% or less.

B:0.0005〜0.0050%
Bは、微量で鋼材の焼入れ性を向上させる作用を有しており、さらに結晶粒界を強化して低サイクル曲げ疲労強度を向上する作用も有している。しかしながら、Bの含有量が0.0005%未満では十分な焼入れ性向上効果が得られない。一方、0.0050%を超えるBを含有させてもその効果が飽和し、コストが嵩むばかりである。したがって、Bの含有量は、0.0005〜0.0050%とした。なお、Bの含有量は0.001%以上、0.003%以下であることが好ましい。
B: 0.0005 to 0.0050%
B has the effect of improving the hardenability of the steel material in a small amount, and also has the effect of enhancing the low-cycle bending fatigue strength by strengthening the grain boundaries. However, if the B content is less than 0.0005%, a sufficient effect of improving hardenability cannot be obtained. On the other hand, adding B exceeding 0.0050% saturates the effect and increases the cost. Therefore, the content of B is set to 0.0005 to 0.0050%. The B content is preferably 0.001% or more and 0.003% or less.

DI:4.1〜20.0
C、Si、Mn、P、S、CrおよびMoは、低サイクル曲げ疲労特性および、浸炭処理や浸炭窒化処理などの表面処理後の焼入れにおいて生じる熱処理歪に影響を及ぼす元素であって、それぞれの含有量が適正な範囲にあり、しかも、前記の(1)式で表されるDI、つまり、〔0.311×C0.5×(1+0.64×Si)×(1+4.10×Mn)×(1+2.83×P)×(1−0.62×S)×(1+2.33×Cr)×(1+3.14×Mo)×{1+1.5×(0.90−C)}〕が4.1〜20.0の範囲にあることが必要である。
DI: 4.1 to 20.0
C, Si, Mn, P, S, Cr, and Mo are elements that affect low cycle bending fatigue characteristics and heat treatment strain generated in quenching after surface treatment such as carburizing and carbonitriding. The content is in an appropriate range, and DI represented by the above formula (1), that is, [0.311 × C 0.5 × (1 + 0.64 × Si) × (1 + 4.10 × Mn) × ( 1 + 2.83 × P) × (1−0.62 × S) × (1 + 2.33 × Cr) × (1 + 3.14 × Mo) × {1 + 1.5 × (0.90−C)}]. It must be in the range of 1 to 20.0.

すなわち、前記の(1)式で表されるDIが4.1未満の場合には、低サイクル曲げ疲労強度の高強度化を満足できない。一方、DIが4.1以上の場合であっても、20.0を超えて大きい場合には、表面処理後の焼入れにおいて生じる熱処理歪も極めて大きくなるため、曲げ加工等による歪矯正だけでは、熱処理歪を除去することができない。したがって、DIが4.1〜20.0の範囲にあることが必要である。なお、DIは、4.5以上であることが好ましく、また、15.0以下であることが好ましい。   That is, when DI represented by the above formula (1) is less than 4.1, it is not possible to satisfy the increase in the low cycle bending fatigue strength. On the other hand, even if DI is 4.1 or more, if it is larger than 20.0, the heat treatment strain generated in the quenching after the surface treatment becomes extremely large. The heat treatment strain cannot be removed. Therefore, DI needs to be in the range of 4.1 to 20.0. In addition, it is preferable that DI is 4.5 or more, and it is preferable that it is 15.0 or less.

横断面内におけるDIの標準偏差:0.25以下
表面処理後の焼入れにおいて生じる熱処理歪を低減するためには、前記の(1)式で表されるDIが上記の4.1〜20.0の範囲であることに加えて、鋼材の横断面内におけるDIの標準偏差が0.25以下でなければならない。たとえDIが4.1〜20.0の範囲にあっても、鋼材の横断面内におけるDIの標準偏差が0.25を超えると、焼入れ性が部分的に高くなって、浸炭、浸炭窒化など表面処理後の焼入れ熱処理歪を低減することができなくなるからである。鋼材の横断面内におけるDIの標準偏差は0.22以下であることが好ましい。
Standard deviation of DI in cross section: 0.25 or less In order to reduce the heat treatment distortion generated in the quenching after the surface treatment, DI represented by the above formula (1) is 4.1 to 20.0 above. In addition, the standard deviation of DI in the cross section of the steel material must be 0.25 or less. Even if DI is in the range of 4.1 to 20.0, if the standard deviation of DI in the cross section of the steel material exceeds 0.25, the hardenability is partially increased, and carburizing, carbonitriding, etc. This is because the hardening heat treatment distortion after the surface treatment cannot be reduced. The standard deviation of DI in the cross section of the steel material is preferably 0.22 or less.

鋼材の横断面内におけるDIの標準偏差は、例えば、後述の実施例に示すように、鋼材の横断面内の適宜の位置から化学成分分析用のサンプルを採取し、それぞれの位置におけるDIから算出することができる。   The standard deviation of DI in the cross section of the steel material is calculated from, for example, samples for chemical component analysis taken from appropriate positions in the cross section of the steel material, as shown in the examples described later. can do.

なお、例えば、浸炭、浸炭窒化などの表面処理を行う前に、鋼材に対して焼ならしなど適宜の処理を施すことによって、前記の(1)式に含まれる元素の偏析を抑えることができるので、上記した鋼材の横断面内におけるDIの標準偏差を容易に0.25以下にすることができる。   In addition, before performing surface treatments, such as carburizing and carbonitriding, for example, it is possible to suppress segregation of elements included in the above formula (1) by performing an appropriate treatment such as normalization on the steel material. Therefore, the standard deviation of DI in the cross section of the steel material can be easily made 0.25 or less.

本発明の表面硬化処理用鋼材の一つは、上記元素のほか、残部がFeおよび不純物からなる化学組成を有するものである。   One of the steel materials for surface hardening treatment of the present invention has a chemical composition in which the balance is composed of Fe and impurities in addition to the above elements.

本発明の表面硬化処理用鋼材の他の一つは、Feの一部に代えて、Nb、VおよびMoのうちの1種以上の元素を含有するものである。   Another one of the steel materials for surface hardening treatment according to the present invention contains one or more elements of Nb, V and Mo instead of a part of Fe.

以下、任意元素である上記Nb、VおよびMoの作用効果と、含有量の限定理由について説明する。   Hereinafter, the effect of Nb, V and Mo, which are optional elements, and the reason for limiting the content will be described.

NbおよびVは、いずれも、粗粒化を抑制する作用を有する。このため、粗粒化抑制効果を得たい場合には、これらの元素を含有させてもよい。以下、上記のNbおよびVについて説明する。   Nb and V both have the effect of suppressing coarsening. For this reason, when it is desired to obtain the effect of suppressing coarsening, these elements may be contained. Hereinafter, Nb and V will be described.

Nb:0.07%以下
Nbは、前記Tiと同様に、CおよびNとともに炭窒化物を形成し、その粒界ピン止め作用によって粗粒化を抑制する作用を有するため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Nbの含有量が過剰になって0.07%を超えると、冷間鍛造性の低下を招く。したがって、含有させる場合のNbの含有量を0.07%以下とした。なお、Nbの含有量は0.05%以下であることが好ましい。
Nb: 0.07% or less Nb, as well as Ti, forms carbonitride with C and N, and has an action of suppressing coarsening by its grain boundary pinning action. You may let them. However, if the Nb content becomes excessive and exceeds 0.07%, cold forgeability is reduced. Therefore, when Nb is contained, the Nb content is set to 0.07% or less. The Nb content is preferably 0.05% or less.

一方、前記したNbの粗粒化抑制効果を確実に得るためには、Nbの含有量は0.005%以上であることが好ましい。   On the other hand, in order to surely obtain the effect of suppressing the coarsening of Nb described above, the Nb content is preferably 0.005% or more.

V:0.08%以下
Vは、前記TiおよびNbと同様に、CおよびNとともに炭窒化物を形成し、その粒界ピン止め作用によって粗粒化を抑制する作用を有するため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Vの含有量が過剰になって0.08%を超えると、冷間鍛造性の低下を招く。したがって、含有させる場合のVの含有量を0.08%以下とした。なお、Vの含有量は0.05%以下であることが好ましい。
V: 0.08% or less V, like Ti and Nb, forms carbonitride together with C and N, and has the effect of suppressing coarsening by its grain boundary pinning action, so if necessary May be included. However, when the V content is excessive and exceeds 0.08%, the cold forgeability is deteriorated. Therefore, when V is included, the content of V is set to 0.08% or less. The V content is preferably 0.05% or less.

一方、前記したVの粗粒化抑制効果を確実に得るためには、Vの含有量は0.005%以上であることが好ましい。   On the other hand, in order to surely obtain the effect of suppressing the coarsening of V described above, the V content is preferably 0.005% or more.

なお、上記のNbおよびVは、そのうちのいずれか1種のみ、または2種の複合で含有させることができる。なお、これらの元素の合計含有量は0.15%であっても構わないが、0.10%以下とすることが好ましい。   In addition, said Nb and V can be contained only in one of them, or 2 types of composites. The total content of these elements may be 0.15%, but is preferably 0.10% or less.

Mo:0.50%以下
Moは、焼入れ性を向上させる作用およびシャフト、ギヤなど表面硬化部品における生地の硬さを向上させる作用を有するため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Moの含有量が過剰になって0.50%を超えると、冷間鍛造性の低下をきたす。したがって、含有させる場合のMoの含有量を0.50%以下とした。なお、Moの含有量は0.40%以下であることが好ましい。
Mo: 0.50% or less Mo has an effect of improving the hardenability and an effect of improving the hardness of the dough in the surface-hardened component such as a shaft and a gear, and therefore may be contained as necessary. However, if the Mo content becomes excessive and exceeds 0.50%, the cold forgeability deteriorates. Therefore, the Mo content in the case of inclusion is set to 0.50% or less. In addition, it is preferable that content of Mo is 0.40% or less.

一方、前記したMoの効果を確実に得るためには、Moの含有量は0.03%以上であることが好ましい。   On the other hand, in order to reliably obtain the effect of Mo described above, the Mo content is preferably 0.03% or more.

本発明の表面硬化処理用鋼材は、例えば、次の〈1〉および〈2〉の工程を経ることで製造することができる。   The steel for surface hardening treatment of the present invention can be produced, for example, through the following steps <1> and <2>.

〈1〉個々の成分元素の含有量が、それぞれ前記した範囲にある鋼を溶製した後、連続鋳造法または鋼塊法によって鋳込む際に、鋳込み開始から1250℃までの温度域を15℃/分以上の冷却速度で、また、1250℃から1000℃までの温度域を15℃/分以下の冷却速度で冷却する。   <1> After melting steel in which the content of each component element is in the above-described range, when casting by continuous casting method or steel ingot method, the temperature range from the start of casting to 1250 ° C is 15 ° C. The temperature range from 1250 ° C. to 1000 ° C. is cooled at a cooling rate of 15 ° C./min or less.

〈2〉上記〈1〉のようにして得た鋳片または鋼塊に、1250℃で5時間以上また、エネルギー消費が多大になることやスケールロス防止といった観点から15時間以内の均熱処理を施してから分塊圧延する。   <2> The slab or steel ingot obtained as described in <1> above is subjected to a soaking treatment within 15 hours at 1250 ° C for 5 hours or more and from the viewpoint of enormous energy consumption and prevention of scale loss. After that, it is rolled in pieces.

なお、上記〈1〉の工程において、鋳込み開始から1250℃までの温度域を15℃/分以上の冷却速度で冷却することによって、C、Mn、CrなどDIを構成する各元素の偏析を低減でき、しかも、1250℃から1000℃までの温度域を15℃/分以下の冷却速度で冷却することによって、偏析していた元素が拡散するため、偏析をさらに低減できる。   In the step <1>, the temperature range from the start of casting to 1250 ° C. is cooled at a cooling rate of 15 ° C./min or more, thereby reducing segregation of each element constituting DI such as C, Mn, and Cr. Moreover, since the segregated element diffuses by cooling the temperature range from 1250 ° C. to 1000 ° C. at a cooling rate of 15 ° C./min or less, segregation can be further reduced.

そして、分塊圧延する前に、1250℃で5時間以上15時間以内の均熱処理を施すことによって、偏析した元素がさらに拡散するので、鋼材の横断面内DIの標準偏差を低減することができる。   And, since the segregated element is further diffused by performing soaking treatment at 1250 ° C. for 5 hours or more and 15 hours or less before the batch rolling, the standard deviation of DI in the cross section of the steel material can be reduced. .

なお、上記の各処理における温度および冷却速度は、いずれも表面を基準とする温度および冷却速度を指す。   Note that the temperature and cooling rate in each of the above treatments refer to the temperature and cooling rate based on the surface.

上記〈1〉および〈2〉の工程を経て分塊圧延された鋼材を、さらに熱間圧延、熱間鍛造など各種の方法によって、棒鋼など所要の形状に加工することによって、鋼材の横断面内DIの標準偏差を一層低減することができる。   In the cross section of the steel material, the steel material that has been subjected to split rolling through the steps <1> and <2> above is further processed into a required shape such as steel bar by various methods such as hot rolling and hot forging. The standard deviation of DI can be further reduced.

さらに、上記棒鋼など所要の形状に加工した鋼材に対して、浸炭、浸炭窒化などの表面処理を行う前に、焼ならしなど適宜の熱処理を施すことによって、上記した鋼材の横断面内におけるDIの標準偏差をさらに一層低減することができる。   Furthermore, before the surface treatment such as carburization and carbonitriding is performed on the steel material processed into a required shape such as the above steel bar, DI treatment in the cross section of the above steel material is performed by performing an appropriate heat treatment such as normalization. Can be further reduced.

以下、実施例により本発明をさらに詳しく説明する。   Hereinafter, the present invention will be described in more detail with reference to examples.

表1に示す化学組成を有する鋼1〜12を真空溶解炉で溶解した後、インゴットに鋳造した。鋼1〜6は、個々の成分元素の含有量およびDIが本発明で規定する範囲内にある鋼であり、一方、鋼7〜12は、化学組成が本発明で規定する条件から外れた鋼である。   Steels 1 to 12 having the chemical composition shown in Table 1 were melted in a vacuum melting furnace and then cast into an ingot. Steels 1 to 6 are steels in which the contents of individual component elements and DI are within the range defined by the present invention, while Steels 7 to 12 are steels whose chemical compositions deviate from the conditions defined by the present invention. It is.

なお、鋼1、鋼5、鋼7〜9、鋼11および鋼12は50kg真空溶解炉で溶解し、50kg鋳型に鋳造して50kgインゴットを作製した。鋼2および鋼4は100kg真空溶解炉で溶解し、100kg鋳型に鋳造して100kgインゴットを作製した。また、鋼3は150kg真空溶解炉で溶解し、150kg鋳型に鋳造して150kgインゴットを作製した。さらに、鋼6および鋼10は200kg真空溶解炉で溶解し、50kg鋳型と150kg鋳型に分けて鋳造して、50kgインゴットと150kgインゴットを作製した。なお、いずれの場合も鋳鉄鋳型を用いて鋳造した。   Steel 1, steel 5, steel 7-9, steel 11 and steel 12 were melted in a 50 kg vacuum melting furnace and cast into a 50 kg mold to prepare a 50 kg ingot. Steel 2 and steel 4 were melted in a 100 kg vacuum melting furnace and cast into a 100 kg mold to produce a 100 kg ingot. Steel 3 was melted in a 150 kg vacuum melting furnace and cast into a 150 kg mold to prepare a 150 kg ingot. Further, Steel 6 and Steel 10 were melted in a 200 kg vacuum melting furnace, and were cast into 50 kg molds and 150 kg molds to produce 50 kg ingots and 150 kg ingots. In either case, casting was performed using a cast iron mold.

インゴットの平均直径は、150kgインゴットが220mm、100kgインゴットが180mm、50kgインゴットが150mmである。ここで、インゴットのサイズを変化させたのは、鋳込みの冷却速度を種々変化させるためである。   The average diameter of the ingot is 220 mm for a 150 kg ingot, 180 mm for a 100 kg ingot, and 150 mm for a 50 kg ingot. Here, the size of the ingot was changed in order to change the cooling rate of casting.

上記のようにして得たインゴットのうちで、鋼1〜7および鋼1〜12のインゴットはいずれも3分割してから、また、鋼8および鋼9のインゴットは鋳造ままで分割することなく、以下に述べる各試験に供した。   Among the ingots obtained as described above, the ingots of steels 1 to 7 and steels 1 to 12 are all divided into three, and the ingots of steel 8 and steel 9 are not divided as cast, It used for each test described below.

(実施例1)
鋼1〜5および鋼7については、各3分割したうちの1つのインゴットを用いて、また、鋼6については、150kgインゴットを3分割したうちの1つのインゴットを用いて、さらに、鋼8および鋼9については、鋳造ままのインゴットを用いて、いずれも、1250℃で5時間保持してから熱間鍛造して直径30mmの丸棒を作製した。
Example 1
For Steels 1 to 5 and Steel 7, each of the three ingots was used, and for Steel 6, one of the 150 kg ingots was divided into three, and Steel 8 and For steel 9, using an ingot as cast, each was held at 1250 ° C. for 5 hours and then hot forged to produce a round bar with a diameter of 30 mm.

このようにして得た直径30mmの丸棒は、925℃で60分間焼きならしした後、常温まで空冷した。   The round bar with a diameter of 30 mm obtained in this way was normalized at 925 ° C. for 60 minutes and then air-cooled to room temperature.

次いで、上記の熱処理を施した直径30mmの各丸棒の中心部から図1に示す形状の4点曲げ疲労試験片を加工し、この試験片に対して図2に示すヒートパターンによる「浸炭焼入れ−焼戻し」を施した。   Next, a four-point bending fatigue test piece having the shape shown in FIG. 1 was processed from the center of each round bar having a diameter of 30 mm subjected to the above heat treatment, and “carburizing and quenching” according to the heat pattern shown in FIG. -"Tempered".

なお、図1における上記4点曲げ疲労試験片の寸法の単位は「mm」である。また、図2中の「Cp」はカーボンポテンシャルを表し、「O.Q.(150℃)」は150℃の油中に焼入れしたことを示す。   In addition, the unit of the dimension of the said 4 point | piece bending fatigue test piece in FIG. 1 is "mm". In addition, “Cp” in FIG. 2 represents a carbon potential, and “OQ (150 ° C.)” indicates that it was quenched in 150 ° C. oil.

上記の「浸炭焼入れ−焼戻し」を施した各試験片に、サーボ型疲労試験機を用いて、種々のレベルの応力をかけて低サイクル曲げ疲労試験(4点曲げ疲労試験)を行い、1000回疲労強度を測定した。なお、1000回疲労強度で1100MPa以上が確保されていれば、低サイクル曲げ疲労特性は良好であると評価した。   A low cycle bending fatigue test (four-point bending fatigue test) was performed on each of the test pieces subjected to the above-mentioned “carburization quenching-tempering” by applying various levels of stress using a servo fatigue tester. Fatigue strength was measured. In addition, if 1100 MPa or more was secured at 1000 times fatigue strength, it was evaluated that the low cycle bending fatigue characteristics were good.

表2に、上記のようにして測定した1000回疲労強度を示す。   Table 2 shows the 1000 times fatigue strength measured as described above.

表2から、個々の成分元素の含有量およびDIが本発明で規定する範囲内にある鋼1〜6を用いた試験番号1〜6の場合、1100MPaを超える1000回疲労強度が得られており、低サイクル曲げ疲労特性が良好であることがわかる。   From Table 2, in the case of test numbers 1 to 6 using steels 1 to 6 in which the contents of individual component elements and DI are within the range specified in the present invention, a fatigue strength of 1000 times exceeding 1100 MPa is obtained. It can be seen that the low cycle bending fatigue characteristics are good.

これに対して、化学組成が本発明で規定する条件から外れた鋼7〜9を用いた試験番号7〜9の場合、1000回疲労強度が目標とする1100MPaに達しておらず、低サイクル曲げ疲労特性に劣っている。   On the other hand, in the case of test numbers 7 to 9 using steels 7 to 9 whose chemical compositions deviate from the conditions specified in the present invention, the 1000 times fatigue strength did not reach the target 1100 MPa, and low cycle bending Inferior to fatigue properties.

(実施例2)
前記(実施例1)で用いた残りのインゴット、つまり、鋼1〜5および鋼7の各3分割したうちの残りのインゴット、鋼6の150kgインゴットを3分割したうちの残り2つのインゴットと50kgインゴットを3分割した全3つのインゴット、鋼10〜12の50kgインゴットを3分割した全3つのインゴットおよび鋼10の150kgインゴットを3分割した全3つのインゴットについて、1250℃で2〜8時間保持してから熱間鍛造して直径30mmの丸棒を作製した。
(Example 2)
The remaining ingots used in (Example 1), that is, the remaining ingots of steel 1 to 5 and steel 7 each divided into three, the remaining two ingots of steel 6 divided into 150 kg ingots and 50 kg All three ingots divided into three ingots, all three ingots divided into three 50 kg ingots of steel 10-12, and all three ingots divided into three 150 kg ingots of steel 10 were held at 1250 ° C. for 2 to 8 hours. Then, hot forging was performed to produce a round bar having a diameter of 30 mm.

このようにして得た直径30mmの丸棒はいずれも、925℃で60分間焼きならしした後、常温まで空冷した。   Each of the round bars having a diameter of 30 mm obtained as described above was normalized at 925 ° C. for 60 minutes and then air-cooled to room temperature.

次いで、上記の熱処理を施した直径30mmの各丸棒および前述の(実施例1)において上記と同じ熱処理を施した各丸棒について、直径2mmのドリルを用いて、中心部、表面と中心の中間部位8箇所、表面から3mmの部位12箇所の合計21箇所の横断面の各部位から化学成分分析のためのサンプル(切り粉)を採取して成分分析を行い、その結果に基づいて、横断面内におけるDIの標準偏差を算出した。さらに、上記各丸棒の中心部から図3に示す形状の熱処理歪用試験片を加工し、この試験片について、図2に示すヒートパターンによる「浸炭焼入れ−焼戻し」を施す前後で、190mmの間隔を設けた2つのVブロック上に載せて回転させ、二等分位置の変位を測定して熱処理歪を調査した。なお、変位が0.10mm以下である場合に、熱処理歪は小さく良好であると評価した。   Next, for each round bar with a diameter of 30 mm subjected to the above heat treatment and each round bar subjected to the same heat treatment as described above in (Example 1), using a drill with a diameter of 2 mm, the central portion, the surface and the center Samples (chips) for chemical component analysis were taken from each of the cross-sections of a total of 21 cross-sections, 8 intermediate sites and 12 sites 3 mm from the surface, and component analysis was performed. The standard deviation of DI in the plane was calculated. Furthermore, a heat treatment strain test piece having the shape shown in FIG. 3 was processed from the center of each of the round bars, and before and after performing “carburization quenching and tempering” by the heat pattern shown in FIG. The heat treatment distortion was investigated by placing and rotating on two V blocks having a gap and measuring the displacement at the bisector. When the displacement was 0.10 mm or less, the heat treatment strain was evaluated as being small and good.

表3に、上記の各調査結果を、鋳造したインゴットの質量および1250℃での保持時間とともに示す。   Table 3 shows the results of the above investigations together with the mass of the cast ingot and the holding time at 1250 ° C.

表3から、試験番号10〜27、試験番号29および試験番号30の場合、用いた鋼1〜6の個々の成分元素の含有量およびDIが本発明で規定する範囲内にあり、しかも鋼材の横断面内におけるDIの標準偏差も本発明で規定する条件を満たすため、「浸炭焼入れ−焼戻し」を施す前後での変位量は0.10mm以下であって、熱処理歪は小さいことが明らかである。   From Table 3, in the case of test number 10-27, test number 29 and test number 30, the content of individual component elements and DI of steels 1 to 6 used are within the range defined by the present invention, and Since the standard deviation of DI in the cross section also satisfies the conditions specified in the present invention, the displacement before and after performing “carburizing quenching and tempering” is 0.10 mm or less, and it is clear that the heat treatment strain is small. .

これに対して、試験番号28の場合、用いた鋼6の個々の成分元素の含有量およびDIは本発明で規定する範囲内にあるものの、鋼材の横断面内におけるDIの標準偏差が0.28で本発明で規定する条件から外れるため、「浸炭焼入れ−焼戻し」を施す前後での変位量は目標とする0.10mmを大きく超える0.18mmであって、熱処理歪が大きくなっている。   On the other hand, in the case of test number 28, the content of individual component elements of steel 6 used and DI are within the range defined by the present invention, but the standard deviation of DI in the cross section of the steel material is 0. Therefore, the amount of displacement before and after performing “carburizing quenching and tempering” is 0.18 mm, which greatly exceeds the target of 0.10 mm, and the heat treatment distortion is large.

また、試験番号34〜39の場合は、用いた鋼10の個々の成分元素の含有量は本発明で規定する範囲内にあるものの、DIが本発明で規定する条件から外れるため、「浸炭焼入れ−焼戻し」を施す前後での変位量は目標とする0.10mmを超える0.12〜0.21mmであって、熱処理歪が大きくなっている。上記のうちでも試験番号34〜38の場合は、鋼材の横断面内におけるDIの標準偏差が本発明で規定する条件から外れているため、「浸炭焼入れ−焼戻し」を施す前後での変位量は、鋼材の横断面内におけるDIの標準偏差が本発明で規定する条件を満たす試験番号39の場合の0.24mmに比べて大きい。   In addition, in the case of test numbers 34 to 39, although the content of individual component elements of the steel 10 used is within the range defined by the present invention, DI falls outside the conditions defined by the present invention. The amount of displacement before and after performing “-tempering” is 0.12 to 0.21 mm exceeding the target of 0.10 mm, and the heat treatment strain is large. Among the above, in the case of the test numbers 34 to 38, since the standard deviation of DI in the cross section of the steel material is out of the conditions defined in the present invention, the displacement amount before and after performing “carburization quenching and tempering” is The standard deviation of DI in the cross section of the steel material is larger than 0.24 mm in the case of test number 39 that satisfies the conditions specified in the present invention.

試験番号40〜42の場合、用いた鋼11のCr含有量が本発明で規定する条件から外れ、また、試験番号43〜45の場合、用いた鋼12のC含有量が本発明で規定する条件から外れ、さらに、いずれの場合も鋼材の横断面内におけるDIの標準偏差が本発明で規定する条件から外れているため、「浸炭焼入れ−焼戻し」を施す前後での変位量は目標とする0.10mmを大きく超える0.17〜0.24mmであって、熱処理歪が大きくなっている。   In the case of test numbers 40 to 42, the Cr content of the steel 11 used deviates from the conditions specified in the present invention. In the case of test numbers 43 to 45, the C content of the steel 12 used is specified in the present invention. Since the standard deviation of DI in the cross section of the steel material is outside the conditions specified in the present invention in any case, the amount of displacement before and after performing “carburization quenching and tempering” is the target. It is 0.17 to 0.24 mm, which greatly exceeds 0.10 mm, and the heat treatment strain is large.

なお、試験番号31〜33の場合は、「浸炭焼入れ−焼戻し」を施す前後での変位量は0.10mm以下であって、熱処理歪は小さいが、用いた鋼7のCr含有量とDIが本発明で規定する条件から外れているので、前記(実施例1)で述べたように、1000回疲労強度が目標とする1100MPaに達しておらず、低サイクル曲げ疲労特性に劣っていた。   In the case of test numbers 31 to 33, the displacement amount before and after performing “carburization quenching and tempering” is 0.10 mm or less and the heat treatment strain is small, but the Cr content and DI of the steel 7 used are small. Since it deviates from the conditions specified in the present invention, as described in the above (Example 1), the 1000-time fatigue strength did not reach the target 1100 MPa, and the low cycle bending fatigue characteristics were inferior.

本発明の表面硬化処理用鋼材は、浸炭処理、浸炭窒化処理など表面処理を施した後の焼入れにおいて生じる熱処理歪を十分低減することができるので、寸法精度の高い「高強度表面硬化部品」の素材として好適である。   The steel material for surface hardening treatment of the present invention can sufficiently reduce heat treatment distortion generated in quenching after surface treatment such as carburizing treatment, carbonitriding treatment, etc. It is suitable as a material.

Claims (3)

質量%で、C:0.10〜0.30%、Si:0.35%以下、Mn:0.15〜1.5%、P:0.04%以下、S:0.001〜0.07%、Cr:1.5〜3.0%、Al:0.02〜0.05%、N:0.0035〜0.0100%、Ti:0.005〜0.10%およびB:0.0005〜0.0050%を含有し、下記の(1)式で表されるDIの範囲が4.1〜20.0、かつ、横断面内におけるDIの標準偏差が0.25以下であって、残部がFeおよび不純物からなる化学組成を有することを特徴とする表面硬化処理用鋼材。
DI=0.311×C0.5×(1+0.64×Si)×(1+4.10×Mn)×(1+2.83×P)×(1−0.62×S)×(1+2.33×Cr)×(1+3.14×Mo)×{1+1.5×(0.90−C)}・・・(1)
ただし、(1)式中の元素記号は、その元素の質量%での含有量を表す。
C: 0.10 to 0.30%, Si: 0.35% or less, Mn: 0.15 to 1.5%, P: 0.04% or less, S: 0.001 to 0. 07%, Cr: 1.5-3.0%, Al: 0.02-0.05%, N: 0.0035-0.0100%, Ti: 0.005-0.10% and B: 0 The range of DI represented by the following formula (1) is 4.1 to 20.0, and the standard deviation of DI in the cross section is 0.25 or less. A steel material for surface hardening treatment, wherein the balance has a chemical composition comprising Fe and impurities.
DI = 0.311 x C 0.5 x (1 + 0.64 x Si) x (1 + 4.10 x Mn) x (1 + 2.83 x P) x (1-0.62 x S) x (1 + 2.33 x Cr) × (1 + 3.14 × Mo) × {1 + 1.5 × (0.90−C)} (1)
However, the element symbol in the formula (1) represents the content in mass% of the element.
Feの一部に代えて、質量%で、Nb:0.07%以下およびV:0.08%以下のうちの1種以上を含有することを特徴とする請求項1に記載の表面硬化処理用鋼材。   2. The surface hardening treatment according to claim 1, comprising at least one of Nb: 0.07% or less and V: 0.08% or less in mass% instead of a part of Fe. Steel material. Feの一部に代えて、質量%で、Mo:0.50%以下を含有することを特徴とする請求項1または2に記載の表面硬化処理用鋼材。   The steel for surface hardening treatment according to claim 1 or 2, characterized by containing Mo: 0.50% or less in mass% instead of part of Fe.
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