JP5786815B2 - Steel for carburized or carbonitrided parts - Google Patents

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本発明は、浸炭又は浸炭窒化部品用鋼材に関する。より詳しくは、高い面疲労強度を有する歯車、プーリー、軸受などの浸炭又は浸炭窒化部品の素材として好適な浸炭又は浸炭窒化部品用鋼材に関する。   The present invention relates to a steel material for carburized or carbonitrided parts. More specifically, the present invention relates to a steel material for carburizing or carbonitriding parts suitable as a material for carburizing or carbonitriding parts such as gears, pulleys, and bearings having high surface fatigue strength.

自動車や各種産業機械に用いられる歯車、プーリー、軸受などの部品は、従来、次のようにして製造される。まず、JIS G 4053(2008)に規定されている機械構造用合金鋼鋼材を素材として成形し、これに浸炭処理又は浸炭窒化処理を実施する。浸炭処理又は浸炭窒化処理を実施した成形品を焼入れし、次いで、200℃以下の温度で焼戻しを実施する。更に、必要に応じてショットピーニング処理を実施する。これにより、面疲労強度、曲げ疲労強度及び耐摩耗性など部品の所要の特性を確保する。   Parts such as gears, pulleys, and bearings used in automobiles and various industrial machines are conventionally manufactured as follows. First, an alloy steel material for machine structure defined in JIS G 4053 (2008) is formed as a raw material, and carburizing or carbonitriding is performed on this. The molded product that has been subjected to carburizing or carbonitriding is quenched and then tempered at a temperature of 200 ° C. or lower. Further, a shot peening process is performed as necessary. This ensures the required characteristics of the parts such as surface fatigue strength, bending fatigue strength, and wear resistance.

特に最近では、自動車の燃費向上やエンジンの高出力化が求められるのに伴い、使用環境が苛酷になっている。そのため、使用中に生じる「転がり接触」、「すべり接触」及び「転がり−すべり接触」により、早期に部品が破損する場合がある。   In recent years, in particular, the use environment has become harsh with the demand for improved fuel economy and higher engine output. Therefore, parts may be damaged early due to “rolling contact”, “sliding contact”, and “rolling-sliding contact” that occur during use.

上記のような部品の早期破損を解決することを目的とした技術が次のとおり提案されている。   Techniques aimed at solving the early damage of parts as described above have been proposed as follows.

特開2002−317239号公報(特許文献1)は、転動部表面に高い残留圧縮応力を有し、かつNi皮膜を形成することで水素侵入を抑制し、転動疲労特性を高めた耐高圧部材を提供することを目的とする。具体的には、残留圧縮応力が700MPa以上、Ni皮膜厚さが0.2〜20μmとすることで、耐高圧部材の転動疲労特性が高まると特許文献1には記載されている。   Japanese Patent Laid-Open No. 2002-317239 (Patent Document 1) has a high residual compressive stress on the surface of a rolling part, suppresses hydrogen intrusion by forming a Ni film, and enhances rolling fatigue characteristics. An object is to provide a member. Specifically, Patent Document 1 describes that the rolling fatigue characteristics of the high-pressure resistant member are enhanced by setting the residual compressive stress to 700 MPa or more and the Ni film thickness to 0.2 to 20 μm.

特開2004−162113号公報(特許文献2)は、白層の発生を抑制することができる軸受用鋼からなる転がり摺動部材を提供することを目的とする。具体的には、マルテンサイトのラス内に平均粒径が100nm以下の微細炭化物を析出させる。これによって、転位が移動するのを規制して、白色組織の生成を抑制することで、摺動部材の転動疲労特性が高まると特許文献2には記載されている。   Japanese Patent Laying-Open No. 2004-162113 (Patent Document 2) aims to provide a rolling sliding member made of bearing steel that can suppress generation of a white layer. Specifically, fine carbide having an average particle size of 100 nm or less is precipitated in the martensite lath. It is described in Patent Document 2 that the rolling fatigue characteristics of the sliding member are enhanced by restricting the movement of dislocations and suppressing the generation of a white structure.

特開2005−90693号公報(特許文献3)は、トライボケミカル反応により生じる水素に起因する早期はく離を防止し、転がり軸受の転動疲労寿命を延ばすことを目的とする。具体的には、残留オーステナイト量及び残留オーステナイトの分解速度を規制することでトライボケミカル反応により生じる水素量が抑制され、転がり軸受における早期はく離を防止できると特許文献3には記載されている。   Japanese Patent Laying-Open No. 2005-90693 (Patent Document 3) aims to prevent early peeling due to hydrogen generated by a tribochemical reaction and to extend the rolling fatigue life of a rolling bearing. Specifically, Patent Document 3 describes that the amount of hydrogen generated by the tribochemical reaction is suppressed by regulating the amount of retained austenite and the decomposition rate of retained austenite, and early separation in a rolling bearing can be prevented.

特開2008−280583号公報(特許文献4)は、水素脆性型の面疲労強度を高めて、肌焼鋼の転動疲労寿命を延ばすことを目的とする。具体的には、肌焼鋼は、C:0.1〜0.4%、Si:0.5%以下、Mn:1.5%以下、P:0.03%以下、S:0.03%以下、Cr:0.3〜2.5%、Mo:0.1〜2.0%、V:0.1〜2.0%、Al:0.050%以下、O:0.0015%以下、N:0.025%以下、V+Mo:0.4〜3.0%、残部Fe及び不可避的不純物からなり、表層C濃度が0.6〜1.2%、表層硬さがHRC58以上64未満、表層に析出するV系炭化物のうち粒径100nm未満の微細なV系炭化物の個数割合が80%以上である。このような構成とすることで、水素脆性型の面疲労強度が高まり、肌焼鋼の転動疲労寿命が延びると特許文献4には記載されている。   Japanese Patent Laid-Open No. 2008-280583 (Patent Document 4) aims to increase the surface fatigue strength of the hydrogen embrittlement type and extend the rolling fatigue life of the case hardening steel. Specifically, case-hardened steel has C: 0.1 to 0.4%, Si: 0.5% or less, Mn: 1.5% or less, P: 0.03% or less, S: 0.03. %: Cr: 0.3-2.5%, Mo: 0.1-2.0%, V: 0.1-2.0%, Al: 0.050% or less, O: 0.0015% Hereinafter, N: 0.025% or less, V + Mo: 0.4 to 3.0%, balance Fe and inevitable impurities, surface C concentration is 0.6 to 1.2%, surface hardness is HRC58 or more and 64 The number ratio of fine V-based carbides having a particle size of less than 100 nm among the V-based carbides precipitated on the surface layer is 80% or more. Patent Document 4 describes that by adopting such a configuration, the surface fatigue strength of the hydrogen embrittlement type is increased and the rolling fatigue life of the case hardening steel is extended.

特開2004−278781号公報(特許文献5)は、転動部表層への水素の侵入及び集合を妨げることで、ころがり軸受の転動疲労寿命を延ばすことを目的とする。具体的には、ころがり軸受の表層に窒素富化層を有して転動疲労現象を遅延させ、更には水素侵入を抑制する。更に、ころがり軸受の球状化炭化物の面積分率を10%以上として水素の集合を妨げることにより、水素脆性はく離が抑制され、ころがり軸受の転動疲労寿命が高まると特許文献5には記載されている。   Japanese Patent Application Laid-Open No. 2004-278781 (Patent Document 5) aims to extend the rolling fatigue life of a rolling bearing by preventing hydrogen from entering and gathering into the surface of the rolling part. Specifically, the surface layer of the rolling bearing has a nitrogen-enriched layer to delay the rolling fatigue phenomenon and further suppress hydrogen intrusion. Furthermore, Patent Document 5 describes that hydrogen brittle flaking is suppressed by increasing the area fraction of the spheroidized carbide of the rolling bearing to 10% or more, thereby suppressing hydrogen embrittlement separation and increasing the rolling fatigue life of the rolling bearing. Yes.

特開2002−317239号公報JP 2002-317239 A 特開2004−162113号公報JP 2004-162113 A 特開2005−90693号公報JP 2005-90693 A 特開2008−280583号公報JP 2008-280583 A 特開2004−278781号公報JP 2004-278781 A

特許文献1は、例えば使用中の異物混入や過大な衝撃荷重などによりNi皮膜が破損した場合、水素侵入を抑制する手段がないため、早期はく離が発生する場合がある。   In Patent Document 1, for example, when the Ni film is damaged due to foreign matter contamination during use or an excessive impact load, there is no means for suppressing hydrogen intrusion, so that early peeling may occur.

特許文献2〜4は、微細炭化物の析出又は残留オーステナイトの量及び分解速度を調節するための製造工程が緻密であり、同じ特性を持つ素材を安定的に生産するのは困難であり、量産には不向きである。   In Patent Documents 2 to 4, the production process for adjusting the amount of fine carbide precipitation or the amount of retained austenite and the decomposition rate is dense, and it is difficult to stably produce a material having the same characteristics. Is unsuitable.

特許文献5は、球状化炭化物の面積分率の調整により水素の集合を妨げたとしても水素侵入が止まるわけではなく、水素侵入環境下で長時間使用し続けた場合、多量の水素による水素脆化は避けられない。その結果、早期はく離が発生する場合がある。   Patent Document 5 states that even if hydrogen collection is prevented by adjusting the area fraction of the spheroidized carbide, hydrogen intrusion does not stop, and if it is used for a long time in a hydrogen intrusion environment, hydrogen embrittlement due to a large amount of hydrogen. Inevitable. As a result, early peeling may occur.

本発明の目的は、使用中に生じる「転がり接触」、「すべり接触」及び「転がり−すべり接触」により早期に部品が破損する問題を解消する浸炭又は浸炭窒化部品用鋼材を提供することである。   An object of the present invention is to provide a steel material for carburizing or carbonitriding parts that eliminates the problem that parts are damaged early due to "rolling contact", "sliding contact" and "rolling-sliding contact" that occur during use. .

本発明による浸炭又は浸炭窒化部品用鋼材は、質量%で、C:0.15〜0.40%、Si:0.15〜0.40%、Mn:0.5〜1.5%、S:0.003〜0.050%、Cr:0.7〜1.5%、Cu:0.30〜0.80%、Ni:0.15〜1.0%、N:0.003〜0.020%、及びAl:0.005〜0.050%、を含有し、残部はFe及び不純物からなり、不純物中のP及びOがそれぞれ、P:0.025%以下、O:0.0020%以下であり、式(1)及び式(2)を満たす。
2Ni−Cu≧0・・・(1)
6C−7.5Si+1.6Mn+4Cr−Cu−1.6Ni≧4.0・・・(2)
ここで、式(1)及び式(2)中の各元素記号には、対応する元素の含有量(質量%)が代入される。
The steel for carburized or carbonitrided parts according to the present invention is in mass%, C: 0.15 to 0.40%, Si: 0.15 to 0.40%, Mn: 0.5 to 1.5%, S : 0.003 to 0.050%, Cr: 0.7 to 1.5%, Cu: 0.30 to 0.80%, Ni: 0.15 to 1.0%, N: 0.003 to 0 0.020% and Al: 0.005 to 0.050%, with the balance being Fe and impurities, P and O in the impurities being P: 0.025% or less, O: 0.0020, respectively. % Or less, which satisfies the expressions (1) and (2).
2Ni-Cu ≧ 0 (1)
6C-7.5Si + 1.6Mn + 4Cr-Cu-1.6Ni ≧ 4.0 (2)
Here, the content (mass%) of a corresponding element is substituted for each element symbol in the formulas (1) and (2).

本発明による浸炭又は浸炭窒化部品用鋼材は、Feの一部に代えて、Mo:0.4%以下を含有してもよい。   The steel for carburized or carbonitrided parts according to the present invention may contain Mo: 0.4% or less instead of part of Fe.

また、本発明による浸炭又は浸炭窒化部品用鋼材は、Feの一部に代えて、V:0.2%以下、及び、Nb:0.1%以下の1種類以上を含有しても良い。   Further, the steel for carburized or carbonitrided parts according to the present invention may contain one or more of V: 0.2% or less and Nb: 0.1% or less, instead of a part of Fe.

本発明によれば、使用中に生じる「転がり接触」、「すべり接触」及び「転がり−すべり接触」により早期に部品が破損する問題を解消する浸炭又は浸炭窒化部品用鋼材が得られる。   ADVANTAGE OF THE INVENTION According to this invention, the steel material for carburizing or carbonitriding components which eliminates the problem which parts are damaged at an early stage by "rolling contact", "sliding contact", and "rolling-sliding contact" which arise during use is obtained.

図1は、本実施の形態で直径26mmの丸棒に実施した浸炭焼入れ焼戻し処理のヒートパターンを示す図である。FIG. 1 is a diagram showing a heat pattern of carburizing, quenching and tempering processing performed on a round bar having a diameter of 26 mm in the present embodiment. 図2は、式(2)の左辺と浸炭後の0.3mm位置硬さの関係を示す図である。FIG. 2 is a diagram showing the relationship between the left side of the formula (2) and the 0.3 mm position hardness after carburizing. 図3は、ローラピッチング試験で使用する小ローラ試験片の正面図である。FIG. 3 is a front view of a small roller test piece used in the roller pitching test. 図4は、本実施の形態で実施する浸炭焼入れ焼戻し処理のヒートパターンを示す図である。FIG. 4 is a diagram showing a heat pattern of the carburizing, quenching and tempering process performed in the present embodiment. 図5は、本実施の形態で実施する浸炭窒化焼入れ焼戻し処理のヒートパターンを示す図である。FIG. 5 is a diagram showing a heat pattern of the carbonitriding quenching and tempering process performed in the present embodiment. 図6は、ローラピッチング試験方法を示す正面図及び側面図である。FIG. 6 is a front view and a side view showing a roller pitching test method. 図7は、ローラピッチング試験で使用する大ローラ試験片の正面図である。FIG. 7 is a front view of a large roller test piece used in the roller pitching test. 図8は、ローラピッチング試験で使用する大ローラ試験片に対して実施した球状化焼なまし処理のヒートパターンを示す図である。FIG. 8 is a diagram showing a heat pattern of the spheroidizing annealing process performed on the large roller test piece used in the roller pitching test. 図9は、ローラピッチング試験で使用する大ローラ試験片に対して実施した焼入れ焼戻し処理のヒートパターンを示す図である。FIG. 9 is a diagram showing a heat pattern of quenching and tempering processing performed on a large roller test piece used in the roller pitching test. 図10は、水素分析試験片の作製工程を示す図である。FIG. 10 is a diagram showing a production process of a hydrogen analysis test piece. 図11は、実施例中の鋼Cのミクロ組織写真画像である。FIG. 11 is a microstructural photographic image of steel C in the examples.

以下、図面を参照し、本発明の実施の形態を詳しく説明する。図中同一又は相当部分には同一符号を付してその説明は繰り返さない。以下、元素の含有量の「%」は、質量%を意味する。   Hereinafter, embodiments of the present invention will be described in detail with reference to the drawings. In the drawings, the same or corresponding parts are denoted by the same reference numerals and description thereof will not be repeated. Hereinafter, “%” of the element content means mass%.

本発明者らは、浸炭又は浸炭窒化部品用鋼材に求められる特性について検討し、以下の知見を得た。   The inventors of the present invention have studied the characteristics required for carburized or carbonitrided parts steel and obtained the following knowledge.

(a)鋼中のP及びCuは、鍛造性を低下する。したがって、鍛造性を高めるためには、これらの元素の含有量をなるべく低くすればよい。しかしながら、後述するように、Cuは転動疲労特性を高めるので、Cu含有量を低くするのは好ましくない。   (A) P and Cu in steel reduce forgeability. Therefore, in order to improve forgeability, the content of these elements should be as low as possible. However, as described later, since Cu enhances rolling fatigue characteristics, it is not preferable to reduce the Cu content.

Cu含有量及びNi含有量が下記の式(1)を満たせば、Cuを含有しても鍛造性が高まる。式(1)を満たせば、Niにより、Cuの鋼中への溶解度が向上し、Cuの粒界析出が抑制される。その結果、熱間鍛造時に鋼が割れるのを抑制でき、鍛造性が高まる。
2Ni−Cu≧0・・・(1)
If Cu content and Ni content satisfy | fill following formula (1), even if it contains Cu, forgeability will increase. If Formula (1) is satisfied, the solubility of Cu in steel is improved by Ni, and the grain boundary precipitation of Cu is suppressed. As a result, the steel can be prevented from cracking during hot forging, and forgeability is enhanced.
2Ni-Cu ≧ 0 (1)

(b)浸炭又は浸炭窒化部品の使用中には、潤滑剤及び外部から混入した水分から水素が発生し鋼中へ侵入する。使用中に生じる「転がり接触」、「すべり接触」及び「転がり−すべり接触」により早期に部品が破損する問題を解消するためには、鋼中への水素の侵入を抑え、鋼の転動疲労特性を高めることが好ましい。Cr、Cu及びNi、特にCuは鋼中への水素の侵入を抑制する。Cr、Cu及びNiが多く含有されれば、鋼中に侵入する水素量を低く抑えることができ、部品の早期の破壊を抑制することができる。   (B) During the use of carburized or carbonitrided parts, hydrogen is generated from the lubricant and moisture mixed from the outside and enters the steel. In order to solve the problem that parts are damaged early due to "rolling contact", "sliding contact" and "rolling-sliding contact" that occur during use, hydrogen penetration into steel is suppressed and rolling fatigue of steel It is preferable to improve the characteristics. Cr, Cu, and Ni, especially Cu, suppress the penetration of hydrogen into the steel. If a large amount of Cr, Cu and Ni is contained, the amount of hydrogen entering the steel can be kept low, and early destruction of the parts can be suppressed.

(c)使用中に生じる「転がり接触」、「すべり接触」及び「転がり−すべり接触」により早期に部品が破損する問題を解消するためには、適正な浸炭が実施されることが好ましい。鋼の化学組成と浸炭性とは、密接な関係を有する。具体的には、浸炭時のオーステナイト中のCの活量が低い場合は浸炭が促進され、逆に活量が高い場合は浸炭が抑制される。Cu及びNiは、Cの活量を増加させ、浸炭を抑制する。言い換えれば、Cu及びNiを多く含有することにより、浸炭深さが低下したり浸炭コストが増加したりする場合がある。これを回避するため、各元素の適正な含有量を検討することが必要である。   (C) Appropriate carburization is preferably carried out in order to eliminate the problem that parts are damaged early due to "rolling contact", "sliding contact" and "rolling-sliding contact" that occur during use. The chemical composition of steel and carburization have a close relationship. Specifically, carburization is promoted when the activity of C in the austenite during carburization is low, and conversely, carburization is suppressed when the activity is high. Cu and Ni increase the activity of C and suppress carburization. In other words, by containing a large amount of Cu and Ni, the carburization depth may decrease or the carburization cost may increase. In order to avoid this, it is necessary to study the appropriate content of each element.

そこで、本発明者らは、浸炭が適正に実施されるための化学組成について検討を行った。   Therefore, the present inventors have studied the chemical composition for carburizing appropriately.

表1に示す化学組成の鋼を真空溶解して溶鋼を製造した。溶鋼からインゴットを製造し、インゴットから鋼片を製造した。   Steels having chemical compositions shown in Table 1 were melted in vacuum to produce molten steel. An ingot was produced from molten steel, and a steel slab was produced from the ingot.

表1中の各元素(C、Si、Mn、P、S、Cr、Cu、Ni、N、Al、及びO)には、各鋼の化学組成中の対応する元素の含有量(質量%)が記載されている。「その他」欄には各鋼中に含有される選択元素及びその含有量(質量%)が記載されている。「式(2)の左辺」欄には、後述する式(2)の左辺の値が記載されている。また、「0.3mm位置硬さ」欄には、後述する浸炭材の0.3mm位置硬さが記載されている。なお、表1における鋼X1は、JIS G 4053(2008)に規定されたSCR420に相当する鋼であり、鋼X2及びX3は、鋼X1をベースにして、Cの含有量を0.25%と0.32%とにした。鋼Y1〜Y21及び鋼Z1〜Z3は、鋼X1〜X3をベースにしてそれぞれ、Si、Mn、Cr、Cu、Ni、Mo、V及びNbの含有量を変えたものであり、鋼Y1〜Y21及び鋼Z1〜Z3のCu及びNiの含有量は式(1)を満足した。   For each element (C, Si, Mn, P, S, Cr, Cu, Ni, N, Al, and O) in Table 1, the content (% by mass) of the corresponding element in the chemical composition of each steel Is described. In the “others” column, the selected elements contained in each steel and their contents (mass%) are described. In the “left side of formula (2)” column, the value of the left side of formula (2) described later is described. Further, in the “0.3 mm position hardness” column, the 0.3 mm position hardness of the carburized material described later is described. Steel X1 in Table 1 is steel corresponding to SCR420 defined in JIS G 4053 (2008). Steels X2 and X3 are based on steel X1 and have a C content of 0.25%. It was 0.32%. Steels Y1 to Y21 and Steels Z1 to Z3 are obtained by changing the contents of Si, Mn, Cr, Cu, Ni, Mo, V, and Nb, respectively, based on the steels X1 to X3. And the content of Cu and Ni in steels Z1 to Z3 satisfied the formula (1).

上記の鋼片を1200℃で加熱した。加熱後の各鋼片に対して1000〜1100℃の温度域で熱間圧延を行って直径30mmの丸棒とした後に放冷した。その後更に、直径30mmの丸棒を925℃で1時間加熱し、次いで室温まで放冷した。このようにして得られた直径30mmの丸棒の中心部から、直径26mmの丸棒を削り出した。この丸棒に、図1に示す条件で浸炭焼入れ焼戻しを実施した。具体的には、カーボンポテンシャルを0.80%とし、930℃で180分間浸炭処理した後、油温60℃の油中に浸漬して焼入れした。焼入れ後、170℃で90分間焼戻し処理を実施した。焼戻し後は大気中で常温になるまで放冷した。   The steel slab was heated at 1200 ° C. Each steel slab after heating was hot-rolled in a temperature range of 1000 to 1100 ° C. to form a round bar having a diameter of 30 mm, and then allowed to cool. Thereafter, a round bar having a diameter of 30 mm was heated at 925 ° C. for 1 hour and then allowed to cool to room temperature. A round bar with a diameter of 26 mm was cut out from the center of the round bar with a diameter of 30 mm obtained in this way. This round bar was subjected to carburizing and tempering under the conditions shown in FIG. Specifically, the carbon potential was 0.80%, carburized at 930 ° C. for 180 minutes, and then immersed and hardened in oil at an oil temperature of 60 ° C. After quenching, tempering was performed at 170 ° C. for 90 minutes. After tempering, it was allowed to cool to room temperature in the atmosphere.

ピッチング、スポーリング、フレーキングなど、転動中の表層破壊を生じさせないためには、適正な浸炭が実施され、表面から0.3mm位置の硬さがビッカース硬さ(以下、「Hv硬さ」という。)で680以上となることが望ましい。上記ガス浸炭焼入れ焼戻しを実施した直径26mmの丸棒を横断し、表面からの深さ0.3mm位置におけるHv硬さ(以下、「0.3mm位置硬さ」という。)を測定した。測定にはマイクロビッカース硬度計を使用し、試験力を4.9Nとして3点測定して平均値を求めた。   In order not to cause surface layer breakage during rolling, such as pitching, spalling, flaking, etc., appropriate carburization is performed, and the hardness at a position of 0.3 mm from the surface is Vickers hardness (hereinafter referred to as “Hv hardness”). It is desirable that it becomes 680 or more. A round bar having a diameter of 26 mm subjected to the gas carburizing and tempering was traversed, and the Hv hardness at a depth of 0.3 mm from the surface (hereinafter referred to as “0.3 mm position hardness”) was measured. A micro Vickers hardness tester was used for measurement, and the average value was obtained by measuring three points with a test force of 4.9 N.

表1中の鋼X1〜X3の0.3mm位置硬さを比較すると、母材のC含有量が高くなるにつれて、硬くなることが分かる。すなわち、母材のC含有量が高くなるほど、鋼中のC活量が低下するために表面から侵入するC量が増加し、その結果、0.3mm位置硬さが高くなる。   When the 0.3 mm position hardness of steel X1-X3 in Table 1 is compared, it turns out that it becomes hard as C content of a base material becomes high. That is, as the C content of the base material increases, the C activity in the steel decreases, so the amount of C entering from the surface increases, and as a result, the 0.3 mm position hardness increases.

次に、C及び合金成分の影響を検討するために、鋼X1〜X3、鋼Y1〜Y21を用いて、重回帰分析を行った。具体的には、C並びに鋼中のCの活量を低下させる作用を持つMn及びCrと、逆にCの活量を増加させる作用を持つSi、Cu及びNiについて、互いの影響度を整理した。   Next, in order to examine the influence of C and alloy components, multiple regression analysis was performed using steels X1 to X3 and steels Y1 to Y21. Specifically, for Mn and Cr having the effect of reducing the activity of C and C in steel, and for Si, Cu and Ni having the effect of increasing the activity of C on the contrary, the mutual influence degree is arranged. did.

その結果、0.3mm位置硬さは、〔Fn=6C−7.5Si+1.6Mn+4Cr−Cu−1.6Ni〕の値で規定できることが分かった。なお、上記FnにおけるC、Si、Mn、Cr、Cu及びNiには、それぞれ母材に含まれる各元素の含有量(質量%)が代入される。   As a result, it was found that the 0.3 mm position hardness can be defined by a value of [Fn = 6C-7.5Si + 1.6Mn + 4Cr-Cu-1.6Ni]. In addition, the content (mass%) of each element contained in the base material is substituted for C, Si, Mn, Cr, Cu, and Ni in Fn.

次に、鋼X1〜X3、鋼Y1〜21及び鋼Z1〜Z3について、0.3mm位置硬さを縦軸に、上記の〔Fn=6C−7.5Si+1.6Mn+4Cr−Cu−1.6Ni〕の値を横軸にとって図2に整理した。図中の「○」印は0.3mm位置硬さがHv硬さで680以上であったもの、「×」印はHv硬さで680未満であったものを示す。   Next, about steel X1-X3, steel Y1-21, and steel Z1-Z3, 0.3 mm position hardness is set to a vertical axis | shaft, [Fn = 6C-7.5Si + 1.6Mn + 4Cr-Cu-1.6Ni] above. The values are arranged in FIG. 2 along the horizontal axis. In the figure, “◯” indicates that the 0.3 mm position hardness is 680 or more in Hv hardness, and “x” indicates that the Hv hardness is less than 680.

図2を参照して、0.3mm位置硬さと〔Fn=6C−7.5Si+1.6Mn+4Cr−Cu−1.6Ni〕の値とはほぼ比例関係であった。この結果から、0.3mm位置硬さがHv硬さで680以上とするには、〔Fn=6C−7.5Si+1.6Mn+4Cr−Cu−1.6Ni〕の値が4.0以上であること、すなわち、下記の式(2)を満たせばよいことがわかった。
6C−7.5Si+1.6Mn+4Cr−Cu−1.6Ni≧4.0・・・(2)
Referring to FIG. 2, the 0.3 mm position hardness and the value of [Fn = 6C- 7.5Si + 1.6Mn + 4Cr-Cu-1.6Ni] were almost proportional. From this result, in order for the 0.3 mm position hardness to be 680 or more in Hv hardness, the value of [Fn = 6C-7.5Si + 1.6Mn + 4Cr-Cu-1.6Ni] is 4.0 or more. That is, it was found that the following equation (2) should be satisfied.
6C-7.5Si + 1.6Mn + 4Cr-Cu-1.6Ni ≧ 4.0 (2)

なお、鋼Z1はMo及びVを含有した例であり、鋼Z2はVを含有した例であり、鋼Z3はMo及びNbを含有した例である。Mo、V及びNbを含有させたことによる0.3mm位置硬さの低下は確認されなかった。   Steel Z1 is an example containing Mo and V, steel Z2 is an example containing V, and steel Z3 is an example containing Mo and Nb. A decrease in the 0.3 mm position hardness due to the inclusion of Mo, V and Nb was not confirmed.

以上の知見に基づいて、本発明者らは、本実施形態による浸炭又は浸炭窒化部品用鋼材を完成した。以下、本実施形態を詳述する。   Based on the above knowledge, the present inventors completed the steel material for carburizing or carbonitriding parts by this embodiment. Hereinafter, this embodiment will be described in detail.

[化学組成]
本実施の形態による浸炭又は浸炭窒化部品用鋼材は、以下の化学組成を有する。
[Chemical composition]
The steel for carburized or carbonitrided parts according to the present embodiment has the following chemical composition.

C:0.15〜0.40%
炭素(C)は、浸炭深さを増大し、浸炭処理又は浸炭窒化処理後に急冷を行った部品の強度を高める。一方、Cの含有量が高すぎると、鋼材の芯部の靭性及び切削加工性が大きく低下する。したがって、C含有量は0.15〜0.40%である。C含有量の下限は、好ましくは0.15%よりも高い。C含有量の上限は、好ましくは0.40%未満である。
C: 0.15-0.40%
Carbon (C) increases the carburization depth and increases the strength of the parts that have been quenched after the carburizing or carbonitriding process. On the other hand, when the content of C is too high, the toughness and cutting workability of the core of the steel material are greatly reduced. Therefore, the C content is 0.15 to 0.40%. The lower limit of the C content is preferably higher than 0.15%. The upper limit of the C content is preferably less than 0.40%.

Si:0.15〜0.40%
珪素(Si)は、鋼を脱酸する。また、Siは、焼入れ性及び焼戻し軟化抵抗を高める。一方、Siの含有量が高すぎると、上記の効果が飽和するだけでなく、鋼材の切削加工性が大きく低下する。更には、Siの含有量が高すぎると、浸炭焼入れ又は浸炭窒化焼入れによって表面硬化させる場合に粒界酸化層の著しく増加する。更には、Siは浸炭時のオーステナイト中のCの活量を増加させ、浸炭を抑制する。したがって、Si含有量は0.15〜0.40%である。Si含有量の下限は、好ましくは0.15%よりも高い。Si含有量の上限は、好ましくは0.40%未満であり、より好ましくは0.35%以下である。
Si: 0.15-0.40%
Silicon (Si) deoxidizes steel. Si also enhances hardenability and temper softening resistance. On the other hand, when the content of Si is too high, not only the above effects are saturated, but also the machinability of the steel material is greatly reduced. Furthermore, if the content of Si is too high, the grain boundary oxide layer is remarkably increased when the surface is hardened by carburizing or carbonitriding. Furthermore, Si increases the activity of C in the austenite during carburizing and suppresses carburizing. Therefore, the Si content is 0.15 to 0.40%. The lower limit of the Si content is preferably higher than 0.15%. The upper limit of the Si content is preferably less than 0.40%, more preferably 0.35% or less.

Mn:0.5〜1.5%
マンガン(Mn)は、鋼の強度や焼入れ性及び焼戻し軟化抵抗を高める。また、Mnは浸炭時のオーステナイト中のCの活量を低下させ、浸炭を促進する。また、MnはSと結合してMnSを生成し、切削加工性を向上する。一方、Mnの含有量が高すぎると、上記の効果が飽和するだけでなく、鋼材の切削加工性が大きく低下する。また、Mnの含有量が高すぎると、粒界に偏析して粒界割れが発生する。したがって、Mn含有量は0.5〜1.5%である。Mn含有量の下限は、好ましくは0.5%よりも高い。Mn含有量の上限は、好ましくは1.5%未満であり、より好ましくは1.0%以下である。
Mn: 0.5 to 1.5%
Manganese (Mn) increases the strength, hardenability and temper softening resistance of steel. Moreover, Mn reduces the activity of C in the austenite at the time of carburizing and promotes carburizing. Further, Mn combines with S to generate MnS, improving the machinability. On the other hand, when the content of Mn is too high, not only the above effect is saturated, but also the machinability of the steel material is greatly reduced. Moreover, when content of Mn is too high, it segregates at a grain boundary and a grain boundary crack occurs. Therefore, the Mn content is 0.5 to 1.5%. The lower limit of the Mn content is preferably higher than 0.5%. The upper limit of the Mn content is preferably less than 1.5%, more preferably 1.0% or less.

S:0.003〜0.050%
硫黄(S)は、Mnと結合してMnSを形成し、切削加工性を高める。Sの含有量が低すぎると、前記の効果が得難い。一方、Sの含有量が高すぎると、粗大なMnSを生成しやすくなり鋼材の面疲労強度を低下させる。したがって、S含有量は0.003〜0.050%である。S含有量の下限は、好ましくは0.003%よりも高く、より好ましくは0.010%以上である。S含有量の上限は、好ましくは0.050%未満であり、より好ましくは0.030%以下である。
S: 0.003 to 0.050%
Sulfur (S) combines with Mn to form MnS and enhances machinability. If the S content is too low, the above effect is difficult to obtain. On the other hand, when the content of S is too high, coarse MnS is easily generated, and the surface fatigue strength of the steel material is reduced. Therefore, the S content is 0.003 to 0.050%. The lower limit of the S content is preferably higher than 0.003%, more preferably 0.010% or more. The upper limit of the S content is preferably less than 0.050%, more preferably 0.030% or less.

Cr:0.7〜1.5%
クロム(Cr)は、鋼の強度や焼入れ性及び焼戻し軟化抵抗を高める。また、Crは、浸炭時のオーステナイト中のCの活量を低下する元素でもあるため、浸炭を促進する。更に、Crは、水素の鋼への侵入を抑制する。一方、Crの含有量が高すぎると、上記の効果が飽和するだけでなく、鋼材の切削加工性が大きく低下する。また、Crの含有量が高すぎると、浸炭時に粒界にCr炭化物が生成しやすくなり、鋼材の転動又は曲げ疲労強度が低下する。したがって、Cr含有量は0.7〜1.5%である。Cr含有量の下限は、好ましくは0.7%よりも高い。Cr含有量の上限は、好ましくは1.5%未満である。
Cr: 0.7 to 1.5%
Chromium (Cr) increases the strength, hardenability and temper softening resistance of steel. Further, since Cr is an element that lowers the activity of C in the austenite during carburizing, it promotes carburizing. Furthermore, Cr suppresses penetration of hydrogen into the steel. On the other hand, if the content of Cr is too high, not only the above effect is saturated, but also the machinability of the steel material is greatly reduced. Moreover, when content of Cr is too high, it will become easy to produce | generate Cr carbide in a grain boundary at the time of carburizing, and the rolling or bending fatigue strength of steel materials will fall. Therefore, the Cr content is 0.7 to 1.5%. The lower limit of the Cr content is preferably higher than 0.7%. The upper limit of the Cr content is preferably less than 1.5%.

Cu:0.30〜0.80%
銅(Cu)は水素の鋼への侵入を抑制する。そのため、Cuは鋼の転動疲労特性を高める。一方、Cuが過剰に含有されれば、鋼の靱性が低下するだけでなく、熱間脆性を引き起こす。更には、Cuは浸炭時のオーステナイト中のCの活量を増加させ、浸炭を抑制する。したがって、Cu含有量は0.30〜0.80%である。Cu含有量の下限は、好ましくは0.30%よりも高い。Cu含有量の上限は、好ましくは0.80%未満である。
Cu: 0.30 to 0.80%
Copper (Cu) suppresses the penetration of hydrogen into the steel. Therefore, Cu enhances the rolling fatigue characteristics of steel. On the other hand, if Cu is contained excessively, not only the toughness of steel is lowered, but also hot brittleness is caused. Furthermore, Cu increases the activity of C in the austenite during carburizing and suppresses carburizing. Therefore, the Cu content is 0.30 to 0.80%. The lower limit of the Cu content is preferably higher than 0.30%. The upper limit of the Cu content is preferably less than 0.80%.

Ni:0.15〜1.0%
ニッケル(Ni)はCu含有量が高い場合であっても、鋼の靭性を高める。また、NiによってCuの鋼中への溶解度が向上し、Cuの粒界析出が抑制されるため、熱間鍛造時に鋼が割れるのを抑制でき、鍛造性が高まる。Niは更に、Cuと同様に、水素の鋼への侵入を抑制する。そのため、Niは鋼の転動疲労特性を高める。一方、Niが過剰に含有されれば、上記効果が飽和する。更には、浸炭時のオーステナイト中のCの活量を増加させ、浸炭を抑制する。したがって、Ni含有量は0.15〜1.0%である。Ni含有量の下限は、好ましくは0.15%よりも高い。Ni含有量の上限は、好ましくは1.0%未満である。
Ni: 0.15-1.0%
Nickel (Ni) increases the toughness of steel even when the Cu content is high. Moreover, since the solubility of Cu in steel is improved by Ni and the grain boundary precipitation of Cu is suppressed, the steel can be prevented from cracking during hot forging, and forgeability is improved. Ni further suppresses the penetration of hydrogen into the steel, like Cu. Therefore, Ni increases the rolling fatigue characteristics of steel. On the other hand, if Ni is contained excessively, the above effect is saturated. Furthermore, the activity of C in the austenite at the time of carburizing is increased to suppress carburizing. Therefore, the Ni content is 0.15 to 1.0%. The lower limit of the Ni content is preferably higher than 0.15%. The upper limit of the Ni content is preferably less than 1.0%.

N:0.003〜0.020%
窒素(N)は、Al、Nb及びVと結合してAlN、NbN及びVNを形成して結晶粒微細化に有効で、浸炭層の靭性を高める。一方、Nが過剰に含有されれば、上記の効果が飽和するばかりか、鋼中にブローホールが生成されやすくなり、ブローホールは、加工された鋼材に疵を発生する要因となる。したがって、Nの含有量は0.003〜0.020%である。N含有量の下限は、好ましくは0.003%よりも高い。N含有量の上限は、好ましくは0.020%未満である。
N: 0.003-0.020%
Nitrogen (N) combines with Al, Nb, and V to form AlN, NbN, and VN, is effective for refining crystal grains, and increases the toughness of the carburized layer. On the other hand, if N is contained excessively, not only the above effect is saturated, but also blowholes are easily generated in the steel, and the blowholes cause wrinkles in the processed steel material. Therefore, the N content is 0.003 to 0.020%. The lower limit of the N content is preferably higher than 0.003%. The upper limit of the N content is preferably less than 0.020%.

Al:0.005〜0.050%
アルミニウム(Al)は鋼を脱酸する。Alは更に、鋼中のNと結合してAlNを形成する。AlNは上述のとおり、結晶粒を微細化する。一方、Alが過剰に含有されれば、硬質な酸化物系介在物が多くなり鋼材の切削加工性が低下する。また、Alが過剰に含有されれば、粗大なAlNが生成されやすくなり、粗大なAlNは、内部起点のスポーリング破壊の原因となる。したがって、Al含有量は0.005〜0.050%である。Al含有量の下限は、好ましくは0.005%よりも高い。Al含有量の上限は、好ましくは0.050%未満である。なお、本発明におけるAl含有量は、いわゆる酸可溶Alの含有量(sol.Al)である。
Al: 0.005 to 0.050%
Aluminum (Al) deoxidizes steel. Al further combines with N in the steel to form AlN. As described above, AlN refines crystal grains. On the other hand, if Al is contained excessively, hard oxide inclusions increase, and the machinability of the steel material decreases. Further, if Al is contained excessively, coarse AlN is likely to be generated, and coarse AlN causes spalling destruction at the internal origin. Therefore, the Al content is 0.005 to 0.050%. The lower limit of the Al content is preferably higher than 0.005%. The upper limit of the Al content is preferably less than 0.050%. The Al content in the present invention is a so-called acid-soluble Al content (sol. Al).

本実施の形態による浸炭又は浸炭窒化部品用鋼材の残部は鉄(Fe)及び不純物からなる。ここでいう不純物は、鋼の原料として利用される鉱石やスクラップ、あるいは製造過程の環境などから混入される元素をいう。本発明においては特に、不純物中のP及びO含有量は下記の通り制限される。   The balance of the steel for carburized or carbonitrided parts according to the present embodiment is composed of iron (Fe) and impurities. The impurity here refers to an element mixed from ore and scrap used as a raw material of steel or the environment of the manufacturing process. Particularly in the present invention, the contents of P and O in the impurities are limited as follows.

P:0.025%以下
燐(P)は不純物である。Pは粒界割れを引き起こしやすく、面疲労強度を低下する。したがって、P含有量はなるべく低い方が好ましい。P含有量は0.025%以下である。好ましいP含有量は0.025%未満であり、より好ましくは0.015%以下である。
P: 0.025% or less Phosphorus (P) is an impurity. P tends to cause intergranular cracking and lowers the surface fatigue strength. Therefore, the P content is preferably as low as possible. The P content is 0.025% or less. The preferable P content is less than 0.025%, more preferably 0.015% or less.

O:0.0020%以下
酸素(O)は不純物である。OはAlと結合して硬質な酸化物系介在物を形成する。この酸化物系介在物は鋼の面疲労強度を低下する。したがって、O含有量はなるべく低い方が好ましい。O含有量は0.0020%以下である。好ましいO含有量は0.0020%未満であり、より好ましくは0.0010%以下である。
O: 0.0020% or less Oxygen (O) is an impurity. O combines with Al to form hard oxide inclusions. This oxide inclusion decreases the surface fatigue strength of the steel. Therefore, it is preferable that the O content is as low as possible. The O content is 0.0020% or less. The preferable O content is less than 0.0020%, more preferably 0.0010% or less.

本実施の形態による浸炭又は浸炭窒化部品用鋼材の化学組成は更に、次の式(1)及び式(2)を満たす。
2Ni−Cu≧0・・・(1)
6C−7.5Si+1.6Mn+4Cr−Cu−1.6Ni≧4.0・・・(2)
ここで、式(1)及び式(2)中の各元素記号には、対応する元素の含有量(質量%)が代入される。
The chemical composition of the steel for carburized or carbonitrided parts according to the present embodiment further satisfies the following expressions (1) and (2).
2Ni-Cu ≧ 0 (1)
6C-7.5Si + 1.6Mn + 4Cr-Cu-1.6Ni ≧ 4.0 (2)
Here, the content (mass%) of a corresponding element is substituted for each element symbol in the formulas (1) and (2).

[式(1)について]
上述のとおり、Cuは転動疲労特性を高める。しかしながら、Cuが粒界に析出すれば、粒界強度が低下する。そのため、熱間鍛造時に割れが起こりやすくなる。つまり、鍛造性が低下する。式(1)を満たせば、Niにより、Cuの鋼中への溶解度が向上し、Cuの粒界析出が抑制される。その結果、熱間鍛造時に鋼が割れるのを抑制でき、鍛造性が高まる。
[Regarding Formula (1)]
As described above, Cu enhances rolling fatigue characteristics. However, if Cu precipitates at the grain boundaries, the grain boundary strength decreases. For this reason, cracking is likely to occur during hot forging. That is, forgeability is reduced. If Formula (1) is satisfied, the solubility of Cu in steel is improved by Ni, and the grain boundary precipitation of Cu is suppressed. As a result, the steel can be prevented from cracking during hot forging, and forgeability is enhanced.

[式(2)について]
上述のとおり、Mn及びCrは、浸炭時のオーステナイト中のCの活量を低下させ、浸炭を促進する。一方、Si、Cu及びNiは、浸炭時のオーステナイト中のCの活量を増加させ、浸炭を抑制する。式(2)を満たせば、鋼の浸炭性が高まり、転動中の表層破壊を防止することができる。
[Regarding Formula (2)]
As described above, Mn and Cr reduce the activity of C in the austenite during carburization and promote carburization. On the other hand, Si, Cu and Ni increase the activity of C in the austenite during carburizing and suppress carburizing. If Formula (2) is satisfy | filled, the carburizing property of steel will increase and the surface layer fracture | rupture during rolling can be prevented.

本実施の形態による浸炭又は浸炭窒化部品用鋼材は、Feの一部に代えて、Moを含有してもよい。   The steel for carburized or carbonitrided parts according to the present embodiment may contain Mo instead of part of Fe.

Mo:0.4%以下
モリブデン(Mo)は選択元素である。Moは、鋼の強度、焼入れ性及び焼戻し軟化抵抗を高める。Moが少しでも含有されれば、上述の効果が得られる。一方、Moが過剰に含有されれば、鋼材の切削加工性が低下する。したがって、Mo含有量は0.4%以下である。Mo含有量の上限は、好ましくは0.4%未満であり、より好ましくは0.3%以下である。Moを含有させて鋼の強度、焼入れ性及び焼戻し軟化抵抗を高める場合、Mo含有量は0.05%以上とするのが好ましい。
Mo: 0.4% or less Molybdenum (Mo) is a selective element. Mo increases the strength, hardenability and temper softening resistance of steel. If Mo is contained even a little, the above-described effects can be obtained. On the other hand, if Mo is contained excessively, the machinability of the steel material is lowered. Therefore, the Mo content is 0.4% or less. The upper limit of the Mo content is preferably less than 0.4%, more preferably 0.3% or less. When Mo is contained to increase the strength, hardenability and temper softening resistance of the steel, the Mo content is preferably 0.05% or more.

本実施の形態による浸炭又は浸炭窒化部品用鋼材は、Feの一部に代えて、V及びNbの1種以上を含有してもよい。V及びNbはいずれも、AlNによる結晶粒微細化を補い、鋼の面疲労強度を高める元素である。   The steel for carburized or carbonitrided parts according to the present embodiment may contain one or more of V and Nb instead of part of Fe. V and Nb are both elements that supplement the grain refinement by AlN and increase the surface fatigue strength of steel.

V:0.2%以下
バナジウム(V)は選択元素である。Vは、C及びNと結合してVC及びVNを形成しやすい元素である。上記のうち、VNは、結晶粒を微細化し、面疲労強度を高める。また、浸炭窒化時にVNが析出すると、前記の効果がより高まる。しかし、Vの含有量が高すぎると、鋼材の切削加工性が大きく低下する。したがって、V含有量は0.2%以下である。V含有量の上限は、好ましくは0.2%未満である。Vを含有させて鋼の面疲労強度を高める場合、V含有量は0.02%以上とするのが好ましい。
V: 0.2% or less Vanadium (V) is a selective element. V is an element that is easily bonded to C and N to form VC and VN. Among the above, VN refines crystal grains and increases surface fatigue strength. Further, when VN is precipitated during carbonitriding, the above effect is further enhanced. However, if the V content is too high, the machinability of the steel material is greatly reduced. Therefore, the V content is 0.2% or less. The upper limit of V content is preferably less than 0.2%. When V is contained to increase the surface fatigue strength of the steel, the V content is preferably 0.02% or more.

Nb:0.1%以下
ニオブ(Nb)は選択元素である。Nbは、C又は/及びNと結合してNbC、NbN及びNb(C、N)を形成しやすい元素である。そして、NbC、NbN及びNb(C、N)は、結晶粒を微細化し、面疲労強度を高める。しかし、Nbの含有量が高すぎると、粗大な析出物を生成して、異常粒成長が生じやすくなる。したがって、Nb含有量は0.1%以下である。Nb含有量の上限は、好ましくは0.1%未満である。Nbを含有させて鋼の面疲労強度を高める場合、Nb含有量は0.005%以上とするのが好ましい。
Nb: 0.1% or less Niobium (Nb) is a selective element. Nb is an element that easily forms NbC, NbN, and Nb (C, N) by combining with C or / and N. NbC, NbN, and Nb (C, N) refine crystal grains and increase surface fatigue strength. However, if the Nb content is too high, coarse precipitates are generated and abnormal grain growth is likely to occur. Therefore, the Nb content is 0.1% or less. The upper limit of the Nb content is preferably less than 0.1%. When Nb is contained to increase the surface fatigue strength of steel, the Nb content is preferably 0.005% or more.

[製造方法]
本実施の形態による浸炭又は浸炭窒化部品用鋼材、及び浸炭又は浸炭窒化部品の製造方法について一例を説明する。
[Production method]
An example of a carburized or carbonitrided part steel material and a method for manufacturing a carburized or carbonitrided part according to the present embodiment will be described.

上述の化学組成を満たし、かつ、式(1)及び式(2)を満たす溶鋼を連続鋳造法により鋳片にする。溶鋼を造塊法によりインゴット(鋼塊)にしてもよい。鋳片又はインゴットを熱間加工して、ビレット(鋼片)を製造する。ビレットを熱間加工して、棒鋼又は線材を製造する。熱間加工は、熱間圧延でもよいし、熱間鍛造でもよい。   Molten steel that satisfies the above-described chemical composition and satisfies the formulas (1) and (2) is made into a slab by a continuous casting method. You may make molten steel into an ingot (steel ingot) by the ingot-making method. A billet (steel piece) is manufactured by hot working a slab or an ingot. The billet is hot worked to produce a steel bar or wire. The hot working may be hot rolling or hot forging.

製造された棒鋼又は線材を焼ならし処理した後に機械加工して所定の形状の機械加工品を製造する。機械加工は例えば、切削や穿孔である。   The manufactured steel bar or wire is subjected to normalization and then machined to produce a machined product having a predetermined shape. Machining is, for example, cutting or drilling.

上記機械加工品に対して、浸炭焼入れ又は浸炭窒化焼入れを実施し、その後、200℃以下で焼戻しを実施する。また必要に応じて、仕上げ加工を実施する。仕上げ加工は、例えば研削や研磨である。以上の工程により浸炭又は浸炭窒化部品が製造される。   Carburizing and quenching or carbonitriding and quenching are performed on the machined product, and then tempering is performed at 200 ° C. or lower. In addition, finishing is performed as necessary. The finishing process is, for example, grinding or polishing. Carburized or carbonitrided parts are manufactured by the above process.

種々の化学組成を有する複数の鋼材を製造した。製造された鋼材に対して転動疲労特性を評価した。   A plurality of steel materials having various chemical compositions were produced. The rolling fatigue characteristics of the manufactured steel materials were evaluated.

表2に示す化学組成を有する鋼A1〜A12、鋼B1〜B8及び鋼Cの溶鋼を製造した。溶鋼から鋳片(ブルーム)を製造し、鋳片から鋼片(ビレット)を製造した。   Steels A1 to A12, steels B1 to B8 and steel C having chemical compositions shown in Table 2 were produced. A slab (bloom) was manufactured from the molten steel, and a steel slab (billet) was manufactured from the slab.

表2中の各元素記号欄(C、Si、Mn、P、S、Cr、Cu、Ni、N、Al、及びO)には、各鋼中の対応する元素の含有量(質量%)が記載されている。「その他」欄には各鋼中に含有される選択元素及びその含有量(質量%)が記載されている。「式(1)の左辺」欄及び「式(2)の左辺」欄には、対応する式の値が記載されている。「式(1)の成否」欄及び「式(2)の成否」欄には、対応する式を満たす場合は「○」が、対応する式を満たさない場合は「×」が記載されている。「0.3mm位置深さ」欄には、後述するローラピッチング試験で用いる小ローラ試験片における、試験部1(図3)での0.3mm位置硬さを示す。   In each element symbol column (C, Si, Mn, P, S, Cr, Cu, Ni, N, Al, and O) in Table 2, the content (mass%) of the corresponding element in each steel is shown. Have been described. In the “others” column, the selected elements contained in each steel and their contents (mass%) are described. In the “left side of formula (1)” column and the “left side of formula (2)” column, values of corresponding formulas are described. In the “success / failure of expression (1)” and “success / failure of expression (2)”, “○” is described when the corresponding expression is satisfied, and “×” is satisfied when the corresponding expression is not satisfied. . The “0.3 mm position depth” column shows the 0.3 mm position hardness in the test section 1 (FIG. 3) in a small roller test piece used in a roller pitching test described later.

鋼A1〜A12、鋼B1〜B8及び鋼Cの鋼片を1200℃で加熱した。加熱後の各鋼片に対して1000℃〜1100℃の温度域で熱間鍛造を実施して、直径30mmの丸棒とした後に放冷した。その後更に、直径30mmの丸棒を925℃で1時間加熱し、次いで室温まで放冷した。鋼B1及びB2の鋼塊では、熱間鍛造時に割れが発生した。鋼B1及びB2は、本発明のNi含有量を満足していたものの、式(1)を満たさなかったためである。したがって、鋼B1及びB2においては、以降の製造工程及び試験を実施しなかった。   Steel slabs of Steel A1-A12, Steel B1-B8 and Steel C were heated at 1200 ° C. Each steel slab after heating was subjected to hot forging in a temperature range of 1000 ° C. to 1100 ° C. to form a round bar having a diameter of 30 mm, and then allowed to cool. Thereafter, a round bar having a diameter of 30 mm was heated at 925 ° C. for 1 hour and then allowed to cool to room temperature. In the steel ingots of Steels B1 and B2, cracks occurred during hot forging. This is because Steels B1 and B2 satisfied the Ni content of the present invention but did not satisfy Formula (1). Therefore, in steel B1 and B2, the subsequent manufacturing process and test were not implemented.

各丸棒の中心部から、図3に示す小ローラ試験片10を採取した。小ローラ試験片10の長手方向は、丸棒の長手方向に一致した。図3に示すとおり、小ローラ試験片10は、円柱状の試験部1と、試験部1と同軸に配置される円柱状の一対のつかみ部2とを備えた。試験部1の直径は26mmであり、長さは28mmであった。小ローラ試験片10の全長は130mmであった。   A small roller test piece 10 shown in FIG. 3 was collected from the center of each round bar. The longitudinal direction of the small roller test piece 10 coincided with the longitudinal direction of the round bar. As shown in FIG. 3, the small roller test piece 10 includes a columnar test unit 1 and a pair of columnar grips 2 arranged coaxially with the test unit 1. The diameter of the test part 1 was 26 mm, and the length was 28 mm. The total length of the small roller test piece 10 was 130 mm.

小ローラ試験片10に対して、浸炭焼入れ焼戻し又は浸炭窒化焼入れ焼戻しを実施した。   Carburizing quenching tempering or carbonitriding quenching tempering was performed on the small roller test piece 10.

鋼A1〜A3、鋼A7〜A12、鋼B3〜B8、及び鋼Cから採取した小ローラ試験片10に対しては、図4に示す条件で浸炭焼入れ焼戻しを実施した。具体的には、まず、カーボンポテンシャル1.00%の雰囲気中で、930℃で30分間浸炭処理した。次いで、カーボンポテンシャル0.80%の雰囲気中で、930℃で30分間浸炭処理した。次いで、カーボンポテンシャル0.80%の雰囲気中で、850℃で30分間浸炭処理した。その後、油温80℃の油中に浸漬して焼入れした。焼入れ後、170℃で90分間焼戻し処理を実施した。焼戻し後は大気中で常温になるまで放冷した。   The small roller test pieces 10 collected from the steels A1 to A3, the steels A7 to A12, the steels B3 to B8, and the steel C were subjected to carburizing quenching and tempering under the conditions shown in FIG. Specifically, first, carburizing treatment was performed at 930 ° C. for 30 minutes in an atmosphere having a carbon potential of 1.00%. Next, carburizing treatment was performed at 930 ° C. for 30 minutes in an atmosphere having a carbon potential of 0.80%. Next, carburization was performed at 850 ° C. for 30 minutes in an atmosphere having a carbon potential of 0.80%. Then, it was immersed and hardened in oil with an oil temperature of 80 ° C. After quenching, tempering was performed at 170 ° C. for 90 minutes. After tempering, it was allowed to cool to room temperature in the atmosphere.

一方、鋼A4〜A6から採取した小ローラ試験片10に対しては、図5に示す条件で浸炭窒化焼入れ焼戻しを実施した。具体的には、まず、カーボンポテンシャル0.90%の雰囲気中で、930℃で60分間浸炭処理した。その後、200℃までガス冷却した。次いで、カーボンポテンシャル0.80%の雰囲気中で、850℃で30分間浸炭処理した。次いで、カーボンポテンシャル0.80%、窒素ポテンシャル0.10%の雰囲気中で、840℃で60分間浸炭窒化処理した。その後、油温80℃の油中に浸漬して焼入れした。焼入れ後、170℃で90分間焼戻し処理を実施した。焼戻し後は大気中で常温になるまで放冷した。   On the other hand, carbonitriding and quenching tempering was performed on the small roller test piece 10 collected from the steels A4 to A6 under the conditions shown in FIG. Specifically, first, carburizing treatment was performed at 930 ° C. for 60 minutes in an atmosphere having a carbon potential of 0.90%. Thereafter, the gas was cooled to 200 ° C. Next, carburization was performed at 850 ° C. for 30 minutes in an atmosphere having a carbon potential of 0.80%. Next, carbonitriding was performed at 840 ° C. for 60 minutes in an atmosphere having a carbon potential of 0.80% and a nitrogen potential of 0.10%. Then, it was immersed and hardened in oil with an oil temperature of 80 ° C. After quenching, tempering was performed at 170 ° C. for 90 minutes. After tempering, it was allowed to cool to room temperature in the atmosphere.

浸炭焼入れ焼戻し又は浸炭窒化焼入れ焼戻しを実施した小ローラ試験片10における、試験部1での0.3mm位置硬さを測定した。測定にはマイクロビッカース硬度計を使用し、試験力を4.9Nとして3点測定して平均値を求めた。   The 0.3 mm position hardness in the test part 1 in the small roller test piece 10 which performed carburizing quenching tempering or carbonitriding quenching tempering was measured. A micro Vickers hardness tester was used for measurement, and the average value was obtained by measuring three points with a test force of 4.9 N.

表2を参照して、鋼A1〜A12の化学組成はいずれも本発明の範囲内であり、かつ、式(2)を満たした。そのため、鋼A1〜A12から採取した小ローラ試験片10の0.3mm位置硬さは680以上であった。また、鋼B5〜B8も、式(2)を満たした。そのため、鋼B5〜B8から採取した小ローラ試験片10の0.3mm位置硬さは680以上であった。一方、鋼B3及びB4は、式(2)を満たさなかった。そのため、鋼B3及びB4から採取した小ローラ試験片10の0.3mm位置硬さは680未満であった。   Referring to Table 2, the chemical compositions of the steels A1 to A12 are all within the scope of the present invention and satisfy the formula (2). Therefore, the 0.3 mm position hardness of the small roller test piece 10 collected from the steels A1 to A12 was 680 or more. Moreover, steel B5-B8 also satisfy | filled Formula (2). Therefore, the 0.3 mm position hardness of the small roller test piece 10 collected from steel B5 to B8 was 680 or more. On the other hand, steel B3 and B4 did not satisfy Formula (2). Therefore, the 0.3 mm position hardness of the small roller test piece 10 collected from the steels B3 and B4 was less than 680.

[ローラピッチング試験]
浸炭焼入れ焼戻し又は浸炭窒化焼入れ焼戻しを実施した小ローラ試験片10を用いて、図6に示すローラピッチング試験を実施した。図6(a)は、ローラピッチング試験方法を示す正面図であり、図6(b)はその側面図である。図6に示すとおり、ローラピッチング試験において、小ローラ試験片10と大ローラ試験片20とを準備した。大ローラ試験片20は、図6及び図7に示すとおり円板状であり、直径が130mm、円周面の幅が18mm、円周面のクラウニング曲率半径が150mmであった。
[Roller pitching test]
The roller pitching test shown in FIG. 6 was carried out using the small roller test piece 10 subjected to carburizing quenching tempering or carbonitriding quenching tempering. FIG. 6A is a front view showing a roller pitching test method, and FIG. 6B is a side view thereof. As shown in FIG. 6, a small roller test piece 10 and a large roller test piece 20 were prepared in a roller pitching test. The large roller test piece 20 was disk-shaped as shown in FIGS. 6 and 7, and had a diameter of 130 mm, a circumferential surface width of 18 mm, and a circumferential surface radius of curvature of 150 mm.

大ローラ試験片20は、次の工程で製造された。JIS G4805(2008)で規定された高炭素クロム軸受鋼材SUJ2の素材を、直径150mmを有する円板に熱間鍛造した。ミクロ偏析を抑制するために、熱間鍛造された円板の鋼材を1250℃で60分間保持し、その後、室温(25℃)まで大気中で放冷した。放冷された鋼材に対して、図8に示す処理条件で球状化焼なまし、及び図9に示す処理条件で焼入れ焼戻しを実施した。具体的には、790℃で300分間保持した後、670℃まで徐冷し、その後、大気中で放冷した。次いで、830℃で60分間保持した後、油に浸漬した。次いで、170℃で90分間保持した後、大気中で放冷した。焼戻し後の鋼材を機械加工して、図7に示す形状の大ローラ試験片20を製造した。   The large roller test piece 20 was manufactured by the following process. A high carbon chromium bearing steel material SUJ2 specified in JIS G4805 (2008) was hot forged into a disk having a diameter of 150 mm. In order to suppress microsegregation, the hot forged disc steel material was held at 1250 ° C. for 60 minutes and then allowed to cool in the atmosphere to room temperature (25 ° C.). The steel material allowed to cool was subjected to spheroidizing annealing under the processing conditions shown in FIG. 8 and quenching and tempering under the processing conditions shown in FIG. Specifically, after being kept at 790 ° C. for 300 minutes, it was gradually cooled to 670 ° C. and then allowed to cool in the atmosphere. Subsequently, after hold | maintaining for 60 minutes at 830 degreeC, it was immersed in oil. Next, after maintaining at 170 ° C. for 90 minutes, the mixture was allowed to cool in the atmosphere. The steel material after tempering was machined to produce a large roller test piece 20 having the shape shown in FIG.

大ローラ試験片20の円周面を小ローラ試験片10の試験部1の表面に接触させ、ローラピッチング試験を実施した。試験条件を表3に示す。   The circumferential surface of the large roller test piece 20 was brought into contact with the surface of the test portion 1 of the small roller test piece 10 to perform a roller pitching test. Table 3 shows the test conditions.

表3に示すとおり、小ローラ試験片10の回転数を1500rpmとし、すべり率を−40%、試験中の大ローラ試験片20と小ローラ試験片10との接触面圧を2500MPa、繰り返し数を2.0×10cycleとした。大ローラ試験片20の回転速度をV1(m/sec)、小ローラ試験片10の回転速度をV2(m/sec)としたとき(図6(b)参照)、すべり率(%)は、以下の式により求めた。
すべり率=(V2−V1)/V2×100
As shown in Table 3, the rotation speed of the small roller test piece 10 is 1500 rpm, the slip rate is -40%, the contact surface pressure between the large roller test piece 20 and the small roller test piece 10 under test is 2500 MPa, and the number of repetitions is It was set to 2.0 × 10 7 cycles. When the rotation speed of the large roller test piece 20 is V1 (m / sec) and the rotation speed of the small roller test piece 10 is V2 (m / sec) (see FIG. 6B), the slip ratio (%) is The following formula was used.
Slip rate = (V2-V1) / V2 × 100

試験中、潤滑剤(市販のオートマチックトランスミッション油)を油温90℃、塗布量1.0リットル/minの条件で、大ローラ試験片20と小ローラ試験片10との接触部分に回転方向と反対の方向から吹き付けた。以上の条件でローラピッチング試験を実施し、転動疲労特性(転動疲労寿命)を評価した。   During the test, the lubricant (commercial automatic transmission oil) was rotated at the contact portion between the large roller test piece 20 and the small roller test piece 10 at an oil temperature of 90 ° C. and a coating amount of 1.0 liter / min. Sprayed from the direction. A roller pitching test was performed under the above conditions to evaluate rolling fatigue characteristics (rolling fatigue life).

[昇温離脱式水素分析試験]
ローラピッチング試験中、大ローラ試験片20と小ローラ試験片10との接触により潤滑剤が分解されて水素が発生する。そして、発生した水素が小ローラ試験片10の試験部1の表層から内部に侵入する。そこで、ローラピッチング試験後の小ローラ試験片10の試験部1の吸蔵水素量を分析して、鋼の水素侵入抑制効果を評価した。
[Temperature desorption type hydrogen analysis test]
During the roller pitching test, the lubricant is decomposed by the contact between the large roller test piece 20 and the small roller test piece 10 to generate hydrogen. The generated hydrogen enters the inside from the surface layer of the test section 1 of the small roller test piece 10. Therefore, the amount of hydrogen stored in the test section 1 of the small roller test piece 10 after the roller pitching test was analyzed to evaluate the effect of suppressing hydrogen penetration of steel.

図10は、水素分析試験片の作製方法を説明するための模式図である。まず、ローラピッチング試験後の小ローラ試験片10の試験部1の中央部11を切り出した。中央部11は円板であり、幅は7mmであった。更に、中央部11に対してくり貫き加工を実施し、1mmの肉厚を有する円環部材12を製造した。円環部材12を製造したのは、次の理由による。中央部11は、ローラピッチング試験において試験部1が大ローラ試験片20と接触する範囲に相当し、応力が負荷される範囲に相当する。上述のとおり、潤滑剤が分解されて発生する水素は、ローラピッチング試験中に試験部1の中央部11の表面内に侵入する。水素は表面から侵入するため、表層1mmの厚さ部分の水素濃度は、試験部1中心部の水素濃度よりも高い。したがって、円環部材12内の水素濃度を測定すれば、各鋼における水素吸蔵量を比較しやすい。   FIG. 10 is a schematic diagram for explaining a method for producing a hydrogen analysis test piece. First, the center part 11 of the test part 1 of the small roller test piece 10 after the roller pitching test was cut out. The central part 11 was a disk and the width was 7 mm. Further, the center portion 11 was punched to produce an annular member 12 having a thickness of 1 mm. The annular member 12 was manufactured for the following reason. The center portion 11 corresponds to a range where the test portion 1 contacts the large roller test piece 20 in the roller pitching test, and corresponds to a range where stress is applied. As described above, hydrogen generated by the decomposition of the lubricant enters the surface of the central portion 11 of the test portion 1 during the roller pitching test. Since hydrogen penetrates from the surface, the hydrogen concentration in the thickness portion of the surface layer of 1 mm is higher than the hydrogen concentration in the center of the test portion 1. Therefore, if the hydrogen concentration in the annular member 12 is measured, it is easy to compare the hydrogen storage amount in each steel.

更に、円環部材12を周方向で4分割し、そのうちの1つ(1/4周部材)を水素分析試験片13とした。水素分析試験片13の質量はいずれも1gであった。   Further, the annular member 12 was divided into four in the circumferential direction, and one of them (a quarter member) was used as the hydrogen analysis test piece 13. The mass of each hydrogen analysis test piece 13 was 1 g.

次に、水素分析装置を準備した。水素分析装置は、石英チャンバと、赤外線加熱炉と、四重極質量分析計とを備えた。水素分析試験片13を石英チャンバに収納した。その後、石英チャンバ内を10−3Paまで減圧した。赤外線加熱炉を用いて、減圧された石英チャンバを、昇温速度が一定になるように加熱した。加熱により、石英チャンバ内の水素分析試験片13からガスが放出された。放出されたガスは四重極質量分析計に送られた。 Next, a hydrogen analyzer was prepared. The hydrogen analyzer was equipped with a quartz chamber, an infrared heating furnace, and a quadrupole mass spectrometer. The hydrogen analysis test piece 13 was stored in a quartz chamber. Then, the pressure in the quartz chamber was reduced to 10 −3 Pa. Using an infrared heating furnace, the decompressed quartz chamber was heated so that the heating rate was constant. Gas was released from the hydrogen analysis test piece 13 in the quartz chamber by heating. The released gas was sent to a quadrupole mass spectrometer.

四重極質量分析計は、イオン源部と、四重極部と、イオン検出部とを備えた。四重極質量分析計に送られたガスは、イオン源部でイオン化される。イオン化されたガスは四重極部を通過してイオン検出部に送られる。イオン検出部はイオン化されたガスをイオン化電流として検出し、ガスの定量分析を行う。四重極部では、印加により水素ガスイオンのみが通過できるように制御される。したがって、イオン化電流は水素分析試験片13から放出された水素の放出速度と相関を持つ。検出されたイオン化電流を、予め水素放出速度が検出された標準リークにより得られたイオン化電流と比較することにより、水素分析試験片13の水素放出速度が検量される。そして、縦軸を水素放出速度とし、横軸を温度とする水素放出曲線が得られる。   The quadrupole mass spectrometer was provided with an ion source part, a quadrupole part, and an ion detection part. The gas sent to the quadrupole mass spectrometer is ionized at the ion source. The ionized gas passes through the quadrupole part and is sent to the ion detection part. The ion detector detects the ionized gas as an ionization current and performs quantitative analysis of the gas. In the quadrupole part, it is controlled so that only hydrogen gas ions can pass by application. Therefore, the ionization current has a correlation with the release rate of hydrogen released from the hydrogen analysis test piece 13. By comparing the detected ionization current with the ionization current obtained by the standard leak in which the hydrogen release rate is detected in advance, the hydrogen release rate of the hydrogen analysis test piece 13 is calibrated. A hydrogen release curve is obtained with the vertical axis representing the hydrogen release rate and the horizontal axis representing the temperature.

各温度における水素放出速度(ppm/sec)は式(I)で示され、水素分析試験片13中の水素濃度(ppm)は式(II)で示される。   The hydrogen release rate (ppm / sec) at each temperature is represented by the formula (I), and the hydrogen concentration (ppm) in the hydrogen analysis test piece 13 is represented by the formula (II).

水素放出速度=C×I/W・・・(I)
水素濃度=T×Σ(C×I/W)・・・(II)
ここで、Cは換算係数である。Iはイオン化電流である。Wは水素分析試験片の質量である。Tはイオン化電流の測定間隔(sec)である。
Hydrogen release rate = C × I / W (I)
Hydrogen concentration = T × Σ (C × I / W) (II)
Here, C is a conversion coefficient. I is an ionization current. W is the mass of the hydrogen analysis test piece. T is the measurement interval (sec) of the ionization current.

本実施例では、赤外線加熱炉による昇温速度を10℃/minとして、石英チャンバ内の水素分析試験片13を室温から600℃まで加熱した。そして、上記式(I)及び式(II)に基づいて、水素濃度を検量した。   In the present embodiment, the hydrogen analysis test piece 13 in the quartz chamber was heated from room temperature to 600 ° C. with a temperature rising rate by an infrared heating furnace being 10 ° C./min. And hydrogen concentration was calibrated based on the said Formula (I) and Formula (II).

石英チャンバ内に残留した水素を試験前に除去するため、各鋼の試験前には、水素分析試験片13をセットせずに上記昇温速度で石英チャンバを室温から600℃まで加熱した。更に、分析ノイズを減らすため、石英チャンバに水素分析試験片13をセットせずにイオン化電流IBを検量した。そして、その後水素分析試験片13を石英チャンバに収納して、上記条件によりイオン化電流IAを検量した。そして、式(I)及び(II)におけるイオン化電流Iを式(III)に示すとおり定義して、水素濃度を求めた。   In order to remove the hydrogen remaining in the quartz chamber before the test, the quartz chamber was heated from room temperature to 600 ° C. at the above temperature rising rate without setting the hydrogen analysis test piece 13 before the test of each steel. Further, in order to reduce analysis noise, the ionization current IB was calibrated without setting the hydrogen analysis test piece 13 in the quartz chamber. Thereafter, the hydrogen analysis test piece 13 was placed in a quartz chamber, and the ionization current IA was calibrated under the above conditions. Then, the ionization current I in the formulas (I) and (II) was defined as shown in the formula (III), and the hydrogen concentration was determined.

イオン化電流I=IA−IB・・・(III)
なお、ローラピッチング試験を実施する前の水素濃度は、いずれの試験番号においても0.15ppm以下であった。
Ionization current I = IA-IB (III)
Note that the hydrogen concentration before the roller pitching test was 0.15 ppm or less in any of the test numbers.

[試験結果]
表4に試験結果を示す。
[Test results]
Table 4 shows the test results.

表4中の「処理」欄には、図4に示す浸炭焼入れ焼戻しを実施した鋼には「浸炭」が、図5に示す浸炭窒化焼入れ焼戻しを実施した鋼には「浸炭窒化」が記載されている。表4中の「転動疲労寿命[回]」欄には、ローラピッチング試験において小ローラ試験片10が破損したサイクル数が記載されている。同欄に記載された「−」は、その鋼がローラピッチング試験に耐久したことを示す。「ローラピッチング試験後の小ローラの水素濃度[ppm]」欄には、上述の昇温離脱式水素分析試験によって得られた水素濃度が記載されている。   In the “treatment” column of Table 4, “Carburization” is described for the steel subjected to the carburizing and quenching tempering shown in FIG. 4, and “Carburizing and nitriding” is described for the steel subjected to the carbonitriding and quenching tempering shown in FIG. ing. In the “Rolling fatigue life [times]” column in Table 4, the number of cycles in which the small roller specimen 10 is damaged in the roller pitching test is described. "-" Described in the same column indicates that the steel was durable in the roller pitting test. In the column “Hydrogen concentration [ppm] of small roller after roller pitching test”, the hydrogen concentration obtained by the temperature desorption type hydrogen analysis test described above is described.

表4を参照して、鋼A1〜A12から採取した小ローラ試験片10はいずれも、ローラピッチング試験に耐久し、2.0×10cycle後も破損しなかった。つまり、鋼A1〜A12の丸棒は優れた転動疲労特性を有した。そして、ローラピッチング試験後の鋼A1〜A12の水素濃度は、鋼C(Cu及びNiのほとんど含有せず、他の化学組成は本発明の範囲内)の水素濃度よりも低い値を呈した。したがって、鋼A1〜A12では、水素の侵入が抑制された。 Referring to Table 4, all of the small roller test pieces 10 collected from the steels A1 to A12 endured the roller pitching test and were not damaged even after 2.0 × 10 7 cycles. That is, the round bars of steels A1 to A12 had excellent rolling fatigue characteristics. And the hydrogen concentration of steel A1-A12 after a roller pitching test exhibited a value lower than the hydrogen concentration of steel C (which contains almost no Cu and Ni, and other chemical compositions are within the scope of the present invention). Therefore, the penetration of hydrogen was suppressed in the steels A1 to A12.

鋼B3、B4、及びB6〜B8から採取した小ローラ試験片10は、ローラピッチング試験中(2.0×10cycle以前)に破損したため、水素濃度を測定しなかった。鋼B3及びB4はCu及びNiを本発明の範囲で含有しているものの、式(2)を満足しなかった。そのため、鋼B3及びB4はC活量が増加し、浸炭が抑制された結果0.3mm位置硬さが低くなり、転動疲労特性が鋼Cよりも劣った。鋼B6はSi含有量が高すぎ、浸炭時に粒界酸化層が増加し、転動疲労特性が鋼Cよりも劣った。鋼B7はMn含有量が高すぎ、粒界偏析による粒界割れが生じ、転動疲労特性が鋼Cよりも劣った。鋼B8はCr含有量が高すぎ、粒界にCr炭化物が多量に析出し、転動疲労特性が鋼Cよりも劣った。 Since the small roller test piece 10 collected from steel B3, B4, and B6 to B8 was damaged during the roller pitching test (before 2.0 × 10 7 cycles), the hydrogen concentration was not measured. Steels B3 and B4 contained Cu and Ni within the scope of the present invention, but did not satisfy the formula (2). Therefore, steels B3 and B4 have increased C activity, and as a result of suppressing carburization, the 0.3 mm position hardness was lowered, and the rolling fatigue characteristics were inferior to steel C. Steel B6 had an excessively high Si content, an increased grain boundary oxide layer during carburization, and rolling fatigue characteristics were inferior to steel C. Steel B7 had an Mn content that was too high, causing grain boundary cracking due to grain boundary segregation, and rolling fatigue characteristics were inferior to steel C. Steel B8 had a too high Cr content, a large amount of Cr carbide precipitated at the grain boundaries, and the rolling fatigue characteristics were inferior to steel C.

鋼B5は式(1)及び(2)のいずれも満足しており、2.0×10cycleのローラピッチング試験に耐久した。しかし、鋼B5の水素濃度は鋼Cと同程度であった。Cu含有量が本発明の範囲より低いことにより、Cuの水素侵入抑制効果が発揮されなかったと考えられる。 Steel B5 satisfied both of the formulas (1) and (2) and was durable to a roller pitching test of 2.0 × 10 7 cycles. However, the hydrogen concentration of steel B5 was similar to that of steel C. It is considered that the Cu hydrogen intrusion suppressing effect was not exhibited because the Cu content was lower than the range of the present invention.

実施例1でローラピッチング試験に耐久した鋼A1〜A12、B5及びCの各丸棒の中心部から、実施例1と同様に、図3に示す小ローラ試験片10を新たに採取した。採取した小ローラ試験片10に、実施例1と同様に、浸炭焼入れ焼戻し又は浸炭窒化焼入れ焼戻しを実施した。この小ローラ試験片10を用いて、ローラピッチング試験を実施した。このとき、繰り返し数を実施例1でのローラピッチング試験よりも多い、6.0×10cycleとした。その他の試験条件は実施例1におけるローラピッチング試験と同じとした。 In the same manner as in Example 1, a small roller test piece 10 shown in FIG. 3 was newly collected from the center of each of the round bars of steels A1 to A12, B5, and C, which were durable in the roller pitching test in Example 1. The collected small roller test piece 10 was subjected to carburizing quenching tempering or carbonitriding quenching tempering in the same manner as in Example 1. Using this small roller test piece 10, a roller pitching test was performed. At this time, the number of repetitions was set to 6.0 × 10 7 cycles, which is larger than the roller pitching test in Example 1. The other test conditions were the same as the roller pitching test in Example 1.

いずれの鋼も、ローラピッチング試験に耐久した。耐久した鋼A1〜A12、B5及びCの小ローラ試験片10のミクロ組織を観察した。小ローラ試験片10の試験部1のうち、大ローラ試験片20と接触した面直下の組織を観察できるように、試験部1から、観察面が試験部1横断面となるようにサンプルを切り出した。そして、切り出されたサンプルを樹脂に埋め込み、鏡面研磨した。その後、ナイタル腐食して試験部1の表面近傍のミクロ組織観察試験を実施した。ミクロ組織観察では、白色組織及び内部き裂の有無を調査した。調査結果を表5に示す。   All the steels were resistant to the roller pitching test. The microstructure of the small steel test pieces 10 of durable steels A1 to A12, B5 and C was observed. A sample is cut out from the test unit 1 so that the observation surface is a cross section of the test unit 1 so that the structure immediately below the surface in contact with the large roller test piece 20 can be observed in the test unit 1 of the small roller test piece 10. It was. And the cut-out sample was embedded in resin and mirror-polished. After that, the microstructural observation test in the vicinity of the surface of the test part 1 was performed due to the night corrosion. In the microstructure observation, the presence or absence of a white structure and an internal crack was investigated. The survey results are shown in Table 5.

表5を参照して、鋼A1〜A12では、白色組織及び内部き裂は観察されなかった。一方、鋼B5及びCでは、白色組織及び内部き裂が観察された。図11は鋼Cのミクロ組織写真画像である。図11に示すとおり、鋼Cのミクロ組織には、白色組織及び内部き裂が観察された。   With reference to Table 5, white structure and an internal crack were not observed in steel A1-A12. On the other hand, in steels B5 and C, a white structure and an internal crack were observed. FIG. 11 is a microstructure photo image of Steel C. As shown in FIG. 11, a white structure and an internal crack were observed in the microstructure of the steel C.

以上の試験結果から、鋼A1〜A12では、2.0×10cycleでのローラピッチング試験後における水素濃度が鋼Cよりも低位であった。更に、6.0×10cycleでのローラピッチング試験後においても、白色組織及び内部き裂の発生が抑制された。したがって、鋼A1〜A12は、優れた転動疲労特性を有した。 From the above test results, in the steels A1 to A12, the hydrogen concentration after the roller pitching test at 2.0 × 10 7 cycles was lower than that in the steel C. Furthermore, even after the roller pitching test at 6.0 × 10 7 cycles, the occurrence of white structure and internal cracks was suppressed. Therefore, the steels A1 to A12 had excellent rolling fatigue characteristics.

本発明による鋼材は、使用中に「転がり接触」、「すべり接触」及び「転がり−すべり接触」が生じる浸炭又は浸炭窒化部品用鋼材として、早期に部品が破損する問題を解消するのに好適である。   The steel material according to the present invention is suitable as a steel material for carburizing or carbonitriding parts in which "rolling contact", "sliding contact" and "rolling-sliding contact" occur during use, and is suitable for solving the problem of early component damage. is there.

1 試験部
2 つかみ部
10 小ローラ試験片
11 中央部
12 円環部材
13 水素分析試験片
20 大ローラ試験片
DESCRIPTION OF SYMBOLS 1 Test part 2 Grasp part 10 Small roller test piece 11 Center part 12 Ring member 13 Hydrogen analysis test piece 20 Large roller test piece

Claims (3)

質量%で、
C:0.15〜0.40%、
Si:0.15〜0.40%、
Mn:0.5〜1.5%、
S:0.003〜0.050%
Cr:0.7〜1.5%、
Cu:0.30〜0.80%、
Ni:0.15〜1.0%、
N:0.003〜0.020%、及び
Al:0.005〜0.050%、
を含有し、残部はFe及び不純物からなり、
不純物中のP及びOがそれぞれ、
P:0.025%以下、
O:0.0020%以下であり、
式(1)及び式(2)を満たす、浸炭又は浸炭窒化部品用鋼材。
2Ni−Cu≧0・・・(1)
6C−7.5Si+1.6Mn+4Cr−Cu−1.6Ni≧4.0・・・(2)
ここで、式(1)及び式(2)中の各元素記号には、対応する元素の含有量(質量%)が代入される。
% By mass
C: 0.15-0.40%,
Si: 0.15-0.40%,
Mn: 0.5 to 1.5%
S: 0.003 to 0.050%
Cr: 0.7 to 1.5%,
Cu: 0.30 to 0.80%,
Ni: 0.15-1.0%,
N: 0.003 to 0.020%, and Al: 0.005 to 0.050%,
And the balance consists of Fe and impurities,
P and O in the impurity are respectively
P: 0.025% or less,
O: 0.0020% or less,
A steel material for carburized or carbonitrided parts that satisfies formula (1) and formula (2).
2Ni-Cu ≧ 0 (1)
6C-7.5Si + 1.6Mn + 4Cr-Cu-1.6Ni ≧ 4.0 (2)
Here, the content (mass%) of a corresponding element is substituted for each element symbol in the formulas (1) and (2).
Feの一部に代えて、
V:0.2%以下、及び、
Nb:0.1%以下
の1種類以上を含有する、請求項1に記載の浸炭又は浸炭窒化部品用鋼材。
Instead of part of Fe,
V: 0.2% or less, and
The steel material for carburized or carbonitrided parts according to claim 1, containing one or more of Nb: 0.1% or less.
Feの一部に代えて、
Mo:0.4%以下、
を含有する、請求項に記載の浸炭又は浸炭窒化部品用鋼材。
Instead of part of Fe,
Mo: 0.4% or less,
The steel for carburized or carbonitrided parts according to claim 2 , comprising:
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