JP6109730B2

JP6109730B2 - Steel material excellent in bending fatigue characteristics after carburizing, manufacturing method thereof and carburized parts

Info

Publication number: JP6109730B2
Application number: JP2013272738A
Authority: JP
Inventors: 正樹貝塚; 新堂　陽介; 陽介新堂
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2013-12-27
Filing date: 2013-12-27
Publication date: 2017-04-05
Anticipated expiration: 2033-12-27
Also published as: JP2015127435A

Description

本発明は、浸炭後の曲げ疲労特性に優れた浸炭部品を得るための鋼材、およびその製造方法並びにその浸炭部品に関する。本発明の鋼材は、自動車や建築機械、その他の各種産業機械に使用される歯車やシャフト類等の素材として有用なものであるが、以下では自動車用歯車に適用する場合を中心にして説明を進める。 The present invention relates to a steel material for obtaining a carburized part excellent in bending fatigue characteristics after carburizing, a manufacturing method thereof, and a carburized part thereof. The steel material of the present invention is useful as a material for gears and shafts used in automobiles, construction machines, and other various industrial machines. Proceed.

自動車、建設機械、その他の各種産業機械を取り巻く環境は、省エネルギー化や一層の性能向上が社会的に要請されており、近年、自動車車体の軽量化やエンジン出力の増大への取り組みが益々進められている。このため、自動車や建設機械等に使用される歯車、特に駆動系伝達部に使用されている歯車の使用環境は、一層過酷になっており、優れた疲労強度を備えた歯車が要求されている。 The environment surrounding automobiles, construction machinery, and other various industrial machines is demanded by society to save energy and further improve performance. In recent years, efforts to reduce the weight of automobile bodies and increase engine output have been increasingly promoted. ing. For this reason, the use environment of gears used in automobiles, construction machines, etc., particularly gears used in drive train transmission parts, has become more severe, and gears with excellent fatigue strength are required. .

従来の歯車は、これを作製する歯車用鋼として、クロム鋼であるＪｌＳ−ＳＣｒ４２０鋼（ＳＣｒ４２０Ｈ鋼も含む）、或はクロムモリブデン鋼であるＪＩＳ−ＳＣＭ４２０鋼（ＳＣＭ４２０Ｈ鋼も含む）等の肌焼鋼が採用されている。これらの肌焼鋼を、歯車形状に成形した後、浸炭した後、焼入れ・焼戻しを施し（以下、これらの処理を総括して「浸炭処理」ということがある）、いわゆる浸炭歯車としているのが通常である。 Conventional gears are made of chrome steel, such as JlS-SCr420 steel (including SCr420H steel) or chrome-molybdenum steel, JIS-SCM420 steel (including SCM420H steel). Steel is adopted. These case-hardened steels are formed into gear shapes, carburized, and then subjected to quenching and tempering (hereinafter, these treatments may be collectively referred to as “carburizing treatment”) to form so-called carburized gears. It is normal.

しかしながら、上記従来の歯車においては、次のような問題があることが指摘されている。即ち、近年、自動車や建設機械等に要求されている自動車車体の軽量化やエンジンの高出力要求が益々強くなっていることから、従来鋼を従来の基準で浸炭処理しただけの浸炭歯車では、特に曲げ疲労特性を満足できない状況になりつつある。 However, it has been pointed out that the conventional gear has the following problems. In other words, in recent years, car body gears that are required for automobiles and construction machinery and the like, and the demand for high output of engines and the high output of engines are becoming stronger. In particular, the bending fatigue characteristics are not being satisfied.

例えば特許文献１には、トルースタイトの面積率を低減し、内部硬さを適正化することによって、浸炭歯車の低サイクル疲労強度を向上させる技術が提案されている。しかしながら、トルースタイトを抑制するために、上記のＪＩＳ−ＳＣＭ４２０鋼に対してＡｌ含有量を高めている（０．１１〜０．３％）ため、粗大なＡｌ系窒化物が生成し、近年要求されている曲げ疲労特性を発揮させることは困難である。 For example, Patent Document 1 proposes a technique for improving the low cycle fatigue strength of a carburized gear by reducing the area ratio of troostite and optimizing the internal hardness. However, in order to suppress troostite, the Al content is increased with respect to the above JIS-SCM420 steel (0.11 to 0.3%), so that coarse Al-based nitrides are generated and have recently been requested. It is difficult to exert the bending fatigue characteristics.

国際公開第２００２／０４４４３５号International Publication No. 2002/044435

本発明は、こうした状況の下でなされたものであって、その目的は、Ａｌ含有量を比較的高めた成分系であっても粗大なＡｌ系窒化物を生成させることなく、浸炭処理後の曲げ疲労特性に優れた浸炭部品を得ることのできる鋼材、およびそのような鋼材を製造するための有用な方法、並びに上記のような特性を発揮する浸炭部品を提供することにある。 The present invention has been made under such circumstances, and the purpose thereof is that after carburizing treatment without generating coarse Al-based nitrides even in a component system having a relatively high Al content. An object of the present invention is to provide a steel material capable of obtaining a carburized part excellent in bending fatigue characteristics, a useful method for producing such a steel material, and a carburized part exhibiting the above characteristics.

上記課題を解決することのできた本発明に係る鋼材は、
Ｃ：０．１５〜０．２５％（「質量％」の意味。化学成分組成について以下同じ）、
Ｓｉ：０．０５〜０．３％、
Ｍｎ：０．５〜１．０％、
Ｃｒ：１．０〜１．５％、
Ａｌ：０．１５〜０．２５％、
Ｎ：０．００３０〜０．０２５％を夫々含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、
前記不可避的不純物において、Ｐ：０．０１５％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０２％以下（０％を含まない）およびＯ：０．００２５％以下（０％を含まない）に夫々抑制したものであり、
且つ鋼中に存在するＡｌ系窒化物の最大円相当径が０．５μｍ以下であることを特徴とする。 The steel material according to the present invention that has solved the above problems is
C: 0.15-0.25% (meaning “mass%”; the same applies to the chemical composition)
Si: 0.05-0.3%
Mn: 0.5 to 1.0%
Cr: 1.0 to 1.5%,
Al: 0.15-0.25%,
N: 0.0030% to 0.025% each, the balance being iron and inevitable impurities,
In the inevitable impurities, P: 0.015% or less (not including 0%), S: 0.02% or less (not including 0%), and O: 0.0025% or less (not including 0%) Respectively,
The maximum equivalent circle diameter of the Al-based nitride existing in the steel is 0.5 μm or less.

尚、上記「Ａｌ系窒化物」とは、基本的にＡｌＮを指しているが、ＡｌＮに３０原子％までの合金元素（Ｍｎ，Ｃｒ，ＳまたはＳｉ）を一部に含む窒化物をも含む意味である。また、「最大円相当径」とは、鋼中に分散されるＡｌ系窒化物を、同一の面積となる円に換算したときの直径の最大値である。 Note that the “Al-based nitride” basically refers to AlN, but also includes a nitride partially containing an alloy element (Mn, Cr, S or Si) of up to 30 atomic% in AlN. Meaning. The “maximum equivalent circle diameter” is the maximum value of the diameter when the Al-based nitride dispersed in the steel is converted into a circle having the same area.

本発明の鋼材には、必要に応じて他の元素として、更に、（ａ）Ｍｏ：０．２５％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：０．２５％以下（０％を含まない）およびＮｉ：０．２５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上、（ｂ）Ｎｂ:０．０４％以下（０％を含まない）、Ｔｉ：０．１％以下（０％を含まない）およびＶ：０．１％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上、（ｃ）Ｂ：０．００５０％以下（０％を含まない）、等を含有することも有用であり、含有される元素の種類に応じて鋼材の特性が更に改善される。 In the steel material of the present invention, as other elements as required, (a) Mo: 0.25% or less (not including 0%), Cu: 0.25% or less (not including 0%) And Ni: at least one selected from the group consisting of 0.25% or less (excluding 0%), (b) Nb: 0.04% or less (not including 0%), Ti: 0.1% or less (Not including 0%) and V: one or more selected from the group consisting of 0.1% or less (not including 0%), (c) B: 0.0050% or less (not including 0%), Etc. are also useful, and the properties of the steel material are further improved depending on the type of element contained.

一方、上記課題を解決することのできた鋼材の製造方法とは、上記のような化学成分組成を有する鋼片を、圧延開始から圧延終了までの温度範囲を９００〜１２００℃とし、圧延中の歪み速度を０．３秒^-1以上として熱間圧延を行い、その後平均冷却速度を０．４℃／秒以上で冷却を実施することを特徴とする。 On the other hand, the method for producing a steel material that can solve the above-mentioned problem is a steel slab having the chemical composition as described above, and the temperature range from the start of rolling to the end of rolling is set to 900 to 1200 ° C., and the strain during rolling Hot rolling is performed at a speed of 0.3 second ^-1 or higher, and then cooling is performed at an average cooling speed of 0.4 ° C / second or higher.

また本発明に係る浸炭部品とは、上記のような鋼材から得られる浸炭部品であって、その表面に最大円相当径が０．０７〜０．５μｍのＡｌ系窒化物が０．２個／μｍ²以上分散しており、表面から５０μｍ深さ位置の硬さがビッカース硬度でＨｖ７６０以上であることを特徴とする。 The carburized part according to the present invention is a carburized part obtained from the steel material as described above, and 0.2 Al / nitride having a maximum equivalent circle diameter of 0.07 to 0.5 μm on the surface thereof. More than μm ^{2 is} dispersed, and the hardness at a depth of 50 μm from the surface is Vvkers hardness of Hv760 or more.

本発明によれば、化学成分組成を制御した上で、鋼中のＡｌ系窒化物の大きさを規定することによって、浸炭処理後の曲げ疲労特性に優れた浸炭部品を得ることのできる鋼材が実現できた。 According to the present invention, a steel material capable of obtaining a carburized part excellent in bending fatigue characteristics after carburizing treatment by controlling the chemical composition and defining the size of the Al-based nitride in the steel. Realized.

図１は、４点曲げ疲労試験で用いる試験片形状を示す概略説明図である。FIG. 1 is a schematic explanatory view showing the shape of a test piece used in a four-point bending fatigue test. 図２は、４点曲げ疲労試験の実施状態を示す概略説明図である。FIG. 2 is a schematic explanatory view showing an implementation state of a four-point bending fatigue test. 図３は、４点曲げ疲労試験によって１０万回強度を測定するときの説明図である。FIG. 3 is an explanatory diagram when the strength is measured 100,000 times by a four-point bending fatigue test.

本発明者らは、曲げ疲労特性、製造性を確保するため、様々な角度から検討した。その結果、下記（１）〜（４）のような知見が得られた。
（１）鋼材を浸炭させた後、表面（浸炭部品の表面）に、最大円相当径で０．０７〜０．５μｍとなる微細なＡｌ系窒化物を０．２個／μｍ²以上（好ましくは０．３個／μｍ²以上、より好ましくは０．４個／μｍ²以上）分散させることで、破壊の起点となる最表面の粒界酸化層や欠陥への応力集中を緩和し、初期亀裂発生を抑制することで曲げ疲労強度を向上させることができる。また、最大円相当径で０．５μｍを超えるような粗大なＡｌ系窒化物が存在すると、亀裂発生源となるため、曲げ疲労強度が低下する。更に、最大円相当径で０．０７μｍよりも小さいＡｌ系窒化物は、曲げ疲労強度の向上に寄与しない。
（２）表面から５０μｍ深さ位置の硬さがビッカース硬度でＨｖ７６０未満となると、亀裂が発生しやすくなり、曲げ疲労特性が低下する。
（３）所定の大きさのＡｌ系窒化物を分散させるためには、Ａｌの含有量を０．１５％以上、Ｎの含有量を０．００３０〜０．０２５％とする必要がある。
（４）Ａｌ含有量を上記のように比較的高めた成分系であっても、圧延後のＡｌ系窒化物の最大円相当径を０．５μｍ以下（好ましくは０．４μｍ以下、より好ましくは０．３μｍ以下）とし、浸炭後の表面に０．０７〜０．５μｍの微細なＡｌ系窒化物を０．２個／μｍ²以上分散させるためには、圧延開始から圧延終了までの温度範囲（熱間圧延中の温度）を９００〜１２００℃とし、圧延中の歪み速度を０．３秒^-1以上として熱間圧延を行い、その後平均冷却速度を０．４℃／秒以上として冷却する必要がある。 The present inventors have studied from various angles in order to ensure bending fatigue characteristics and manufacturability. As a result, the following findings (1) to (4) were obtained.
(1) After carburizing the steel material, 0.2 Al / μm ² or more (preferably fine Al-based nitride having a maximum equivalent circle diameter of 0.07 to 0.5 μm on the surface (surface of the carburized component)) Is 0.3 pieces / μm ² or more, and more preferably 0.4 pieces / μm ² or more), thereby reducing the stress concentration on the outermost grain boundary oxide layer and defects that are the starting points of fracture. Bending fatigue strength can be improved by suppressing the occurrence of cracks. Further, if there is a coarse Al-based nitride having a maximum equivalent circle diameter exceeding 0.5 μm, it becomes a crack generation source, so that the bending fatigue strength is lowered. Furthermore, an Al-based nitride having a maximum equivalent circle diameter smaller than 0.07 μm does not contribute to improvement in bending fatigue strength.
(2) If the hardness at a depth of 50 μm from the surface is less than Hv760 in terms of Vickers hardness, cracks are likely to occur, and the bending fatigue characteristics are degraded.
(3) In order to disperse Al nitride having a predetermined size, it is necessary that the Al content is 0.15% or more and the N content is 0.0030 to 0.025%.
(4) Even in a component system in which the Al content is relatively increased as described above, the maximum equivalent circle diameter of the Al-based nitride after rolling is 0.5 μm or less (preferably 0.4 μm or less, more preferably 0.3 μm or less), and in order to disperse 0.2 pieces / μm ² or more of fine Al-based nitride of 0.07 to 0.5 μm on the carburized surface, the temperature range from the start of rolling to the end of rolling (Temperature during hot rolling) is set to 900 to 1200 ° C, hot rolling is performed with a strain rate during rolling of 0.3 sec ^-1 or more, and then cooling is performed with an average cooling rate of 0.4 ° C / sec or more. There is a need.

本発明の鋼材は、上述したように、鋼中のＡｌ系窒化物の大きさや個数を規定したところに特徴があるが、浸炭部品としての基本的な特性を発揮させるためには鋼材の化学成分組成についても適切に調整する必要がある。まず本発明の鋼材における化学成分組成について説明する。 As described above, the steel material of the present invention is characterized in that the size and the number of Al-based nitrides in the steel are defined, but in order to exert basic characteristics as a carburized component, the chemical composition of the steel material It is necessary to adjust the composition appropriately. First, the chemical component composition in the steel material of the present invention will be described.

（Ｃ：０．１５〜０．２５％）
Ｃは、強度付与元素であり、０．１５％未満では必要な強度が得られない。一方、０．２５％を超えると被削性および靭性が低下するので、これを上限とする。尚、Ｃ含有量の好ましい下限は０．１７％以上（より好ましくは０．１９％以上）であり、好ましい上限は０．２３％以下（より好ましくは０．２１％以下）である。 (C: 0.15-0.25%)
C is a strength imparting element, and if it is less than 0.15%, the required strength cannot be obtained. On the other hand, if it exceeds 0.25%, the machinability and toughness deteriorate, so this is the upper limit. The preferable lower limit of the C content is 0.17% or more (more preferably 0.19% or more), and the preferable upper limit is 0.23% or less (more preferably 0.21% or less).

（Ｓｉ：０．０５〜０．３％）
Ｓｉは、焼戻し軟化抵抗向上元素として作用し、歯車などにおいて駆動中に接触部位の温度が上昇した際に、軟化抑制によって硬さを維持し、ピッチングなどの疲労強度向上、耐摩耗性向上に寄与する。こうした効果を発揮させるためには、Ｓｉは０．０５％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｓｉ含有量が過剰になると強度上昇が著しくなって、冷間加工性および被削性が低下する。また、粒界酸化層が増大し、曲げ疲労強度を低下させるので、その上限を０．３％以下とする。尚、Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．１％以上（より好ましくは０．１５％以上）であり、好ましい上限は０．２５％以下（より好ましくは０．２０％以下）である。 (Si: 0.05-0.3%)
Si acts as an element to improve temper softening resistance. When the temperature of the contact part rises during driving in gears, etc., it maintains the hardness by suppressing softening, contributing to improved fatigue strength such as pitting and improved wear resistance. To do. In order to exert such effects, it is necessary to contain Si by 0.05% or more. However, when the Si content is excessive, the strength rises remarkably, and cold workability and machinability deteriorate. Moreover, since the grain boundary oxide layer increases and the bending fatigue strength decreases, the upper limit is made 0.3% or less. In addition, the preferable minimum of Si content is 0.1% or more (more preferably 0.15% or more), and a preferable upper limit is 0.25% or less (more preferably 0.20% or less).

（Ｍｎ：０．５〜１．０％）
Ｍｎは、脱酸剤や脱硫剤、および焼入れ性向上元素として添加される。その効果を発揮させるためには、０．５％以上含有させる必要がある。しかしながら、その含有量が過剰になると、冷間鍛造性や靭性の低下を招くと共に、被削性も劣化する。また、粒界酸化層が増大し、曲げ疲労強度を低下させる。こうした観点から、Ｍｎ含有量の上限は１．０％以下とする必要がある。尚、Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．６％以上（より好ましくは０．７％以上）であり、好ましい上限は０．９％以下（より好ましくは０．８％以下）である。 (Mn: 0.5 to 1.0%)
Mn is added as a deoxidizer, desulfurizer, and hardenability improving element. In order to exhibit the effect, it is necessary to contain 0.5% or more. However, when the content is excessive, cold forgeability and toughness are lowered and machinability is also deteriorated. In addition, the grain boundary oxide layer increases and the bending fatigue strength is lowered. From such a viewpoint, the upper limit of the Mn content needs to be 1.0% or less. In addition, the minimum with preferable Mn content is 0.6% or more (more preferably 0.7% or more), and a preferable upper limit is 0.9% or less (more preferably 0.8% or less).

（Ｃｒ：１．０〜１．５％）
Ｃｒは、Ｍｎと同様に焼入性向上元素として添加され、また焼戻し軟化抵抗元素として作用する。こうした効果を発揮させるためには、Ｃｒは１．０％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｃｒの含有量が過剰になると、冷間鍛造性や靭性の低下を招くと共に、被削性も劣化し、更に粒界酸化層が増大し、曲げ疲労強度を低下させる。こうした観点から、Ｃｒ含有量の上限を１．５％とする必要がある。尚、Ｃｒ含有量の好ましい下限は１．１％以上（より好ましくは１．２％以上）であり、好ましい上限は１．４％以下（より好ましくは１．３％以下）である。 (Cr: 1.0-1.5%)
Cr, like Mn, is added as a hardenability improving element and acts as a temper softening resistance element. In order to exert such effects, it is necessary to contain Cr by 1.0% or more. However, when the Cr content is excessive, cold forgeability and toughness are reduced, and machinability is also deteriorated, and the grain boundary oxide layer is increased, resulting in a decrease in bending fatigue strength. From such a viewpoint, the upper limit of the Cr content needs to be 1.5%. In addition, the preferable minimum of Cr content is 1.1% or more (more preferably 1.2% or more), and a preferable upper limit is 1.4% or less (more preferably 1.3% or less).

（Ａｌ：０．１５〜０．２５％）
Ａｌは、脱酸剤であると同時に、微細なＡｌ系窒化物を形成することにより、曲げ疲労時の粒界酸化層や非金属介在物等の欠陥への応力集中を緩和させる効果を発揮する。また結晶粒を微細化し、靭性を向上させる効果も有している。こうした効果を有効に発揮させるためには、少なくとも０．１５％含有させる必要がある。しかしながら、Ａｌ含有量が過剰になると圧延時に窒化物の粗大化によって、靭性に悪影響を及ぼし、加工性を低下させる。更に、粗大な窒化物は破壊の起点となるため、曲げ疲労特性を低下させることとなる。こうした観点から、Ａｌ含有量の上限を０．２５％以下とする必要がある。尚、Ａｌ含有量の好ましい下限は０．１７％以上（より好ましくは０．１９％以上）であり、好ましい上限は０．２３％以下（より好ましくは０．２１％以下）である。 (Al: 0.15-0.25%)
Al is a deoxidizer, and at the same time, by forming fine Al-based nitrides, it exerts the effect of reducing stress concentration on defects such as grain boundary oxide layers and non-metallic inclusions during bending fatigue. . Moreover, it has the effect of refine | miniaturizing a crystal grain and improving toughness. In order to exhibit such an effect effectively, it is necessary to contain at least 0.15%. However, when the Al content is excessive, the toughness is adversely affected by the coarsening of the nitride during rolling, and the workability is reduced. Furthermore, since a coarse nitride becomes a starting point of fracture, bending fatigue characteristics are deteriorated. From such a viewpoint, the upper limit of the Al content needs to be 0.25% or less. In addition, the minimum with preferable Al content is 0.17% or more (more preferably 0.19% or more), and a preferable upper limit is 0.23% or less (more preferably 0.21% or less).

（Ｎ：０．００３０〜０．０２５％）
Ｎは、Ａｌ等と窒化物を形成し、結晶粒を微細化し、靭性を向上させる効果を発揮する。こうした効果を発揮させるためには、Ｎは少なくとも０．００３０％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｎ含有量が過剰になると、粗大な窒化物（特にＡｌ系窒化物）が生成して、曲げ疲労特性が低下するので、その含有量は０．０２５％以下とする必要がある。尚、Ｎ含有量の好ましい下限は０．００６０％以上（より好ましくは０．０１０％以上）であり、好ましい上限は０．０２０％以下（より好ましくは０．０１７％以下）である。 (N: 0.0030-0.025%)
N forms nitrides with Al and the like, refines crystal grains, and exhibits the effect of improving toughness. In order to exert such an effect, it is necessary to contain N at least 0.0030% or more. However, if the N content is excessive, coarse nitrides (especially Al-based nitrides) are generated and the bending fatigue characteristics are deteriorated, so the content needs to be 0.025% or less. In addition, the minimum with preferable N content is 0.0060% or more (more preferably 0.010% or more), and a preferable upper limit is 0.020% or less (more preferably 0.017% or less).

（Ｐ：０．０１５％以下（０％を含まない））
Ｐは、不可避的に不純物として含有する元素であるが、粒界に偏析し、加工性や疲労特性を低下させるため極力低減することが望ましい。しかしながら、極端に低減することは製鋼コストの増大を招くことになる。こうした観点から、Ｐ含有量は、０．０１５％以下とした。好ましくは０．０１０％以下（より好ましくは０．００８％以下）に低減するのが良い。 (P: 0.015% or less (excluding 0%))
P is an element inevitably contained as an impurity, but it is desirable to reduce it as much as possible because it segregates at the grain boundary and deteriorates workability and fatigue characteristics. However, extremely reducing causes an increase in steelmaking cost. From such a viewpoint, the P content is set to 0.015% or less. Preferably, it is good to reduce to 0.010% or less (more preferably 0.008% or less).

（Ｓ：０．０２％以下（０％を含まない））
Ｓは、不可避的に不純物として含有する元素であるが、ＭｎＳとして析出し、疲労特性や衝撃特性を低下させるため極力低減することが望ましい。しかしながら、極端に低減することは製鋼コストの増大を招くことになる。こうした観点から、Ｓ含有量は、０．０２％以下とした。好ましくは０．０１５％以下（より好ましくは０．０１０％以下）に低減するのが良い。 (S: 0.02% or less (excluding 0%))
S is an element inevitably contained as an impurity, but it is desirable to reduce it as much as possible because it precipitates as MnS and deteriorates fatigue characteristics and impact characteristics. However, extremely reducing causes an increase in steelmaking cost. From such a viewpoint, the S content is set to 0.02% or less. Preferably it is good to reduce to 0.015% or less (more preferably 0.010% or less).

（Ｏ：０．００２５％以下（０％を含まない））
Ｏは、不可避的に不純物として含有する元素であるが、酸化物として存在し、疲労特性や衝撃特性を低下させるため極力低減することが望ましい。しかしながら、極端に低減することは製鋼コストの増大を招くことになる。こうした観点から、Ｏ含有量は、０．００２５％以下とした。好ましくは０．００２０％以下（より好ましくは０．００１５％以下）に低減するのが良い。 (O: 0.0025% or less (excluding 0%))
O is an element inevitably contained as an impurity, but it exists as an oxide and is desirably reduced as much as possible in order to reduce fatigue characteristics and impact characteristics. However, extremely reducing causes an increase in steelmaking cost. From such a viewpoint, the O content is set to 0.0025% or less. Preferably it is good to reduce to 0.0020% or less (more preferably 0.0015% or less).

本発明に係る高強度鋼板における基本成分は上記の通りであり、残部は鉄および不可避的不純物（Ｐ，ＳおよびＯ以外の不可避的不純物）である。該不可避的不純物として、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる元素の混入が許容され得る。 The basic components in the high-strength steel sheet according to the present invention are as described above, and the balance is iron and inevitable impurities (inevitable impurities other than P, S, and O). As the inevitable impurities, mixing of elements brought in depending on the situation of raw materials, materials, manufacturing equipment, etc. can be allowed.

また、本発明の鋼板には、上記合金元素に加えて、必要に応じて、更に他の元素として、（ａ）Ｍｏ：０．２５％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：０．２５％以下（０％を含まない）およびＮｉ：０．２５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上、（ｂ）Ｎｂ:０．０４％以下（０％を含まない）、Ｔｉ：０．１％以下（０％を含まない）およびＶ：０．１％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上、（ｃ）Ｂ：０．００５０％以下（０％を含まない）、等を含有することも有用であり、含有される元素の種類に応じて鋼材の特性が更に改善される。 Further, in the steel plate of the present invention, in addition to the above alloy elements, if necessary, as other elements, (a) Mo: 0.25% or less (excluding 0%), Cu: 0.25 % Or less (excluding 0%) and Ni: at least one selected from the group consisting of 0.25% or less (not including 0%), (b) Nb: 0.04% or less (not including 0%) ), Ti: 0.1% or less (not including 0%) and V: 0.1% or less (not including 0%), (c) B: 0.0050% It is also useful to contain the following (not including 0%), and the like, and the characteristics of the steel material are further improved according to the type of element contained.

（Ｍｏ：０．２５％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：０．２５％以下（０％を含まない）およびＮｉ：０．２５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上）
Ｍｏ，ＣｕおよびＮｉは、いずれも焼入れ性を高めると共に、表面の浸炭異常層の生成を抑制し、曲げ疲労特性を改善させる効果がある。これらは、必要によっていずれか１種または２種以上を含有させることによって上記の効果が発揮される。こうした効果を発揮させるためには、少なくとも０．０３％以上含有させることが好ましい（より好ましくは０．０５％以上）。しかしながら、これらの元素の含有量が過剰になると、熱間加工性や冷間加工性、および被削性を低下させるため、上限を０．２５％以下（より好ましくは０．２３％以下）とすることが好ましい。 (Mo: 0.25% or less (not including 0%), Cu: 0.25% or less (not including 0%) and Ni: 0.25% or less (not including 0%) One or more)
Mo, Cu, and Ni all have the effects of improving hardenability, suppressing the formation of a carburized abnormal layer on the surface, and improving the bending fatigue characteristics. These can exhibit the above-mentioned effects by containing one or more of them as necessary. In order to exhibit such an effect, it is preferable to contain at least 0.03% or more (more preferably 0.05% or more). However, if the content of these elements is excessive, the hot workability, cold workability, and machinability are lowered, so the upper limit is 0.25% or less (more preferably 0.23% or less). It is preferable to do.

（Ｎｂ:０．０４％以下（０％を含まない）、Ｔｉ：０．１％以下（０％を含まない）およびＶ：０．１％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上）
Ｎｂ，ＴｉおよびＶは、浸炭後の結晶粒を微細化し、鋼材の靭性を向上させると共に、曲げ疲労強度を向上させるのに有用である。これらは、必要によっていずれか１種または２種以上を含有させることによって上記の効果が発揮される。こうした効果を発揮させるためには、Ｎｂ，Ｔｉで少なくとも０．００５％以上、Ｖで少なくとも０．０１％以上含有させることが好ましい（より好ましくはＮｂ，Ｔｉで０．０１０％以上、Ｖで０．０２％以上）。しかしながら、これらの元素の含有量が過剰させても、その効果が飽和するだけでなく、粗大な析出物を形成し、強度を低下させるため、上限をＮｂで０．０４％以下（より好ましくは０．０３％以下）、Ｔｉ，Ｖで０．１％以下（より好ましくは０．０８％以下）とすることが好ましい。 (Nb: 0.04% or less (not including 0%), Ti: 0.1% or less (not including 0%) and V: 0.1% or less (not including 0%) One or more)
Nb, Ti and V are useful for refining crystal grains after carburization, improving the toughness of the steel material, and improving the bending fatigue strength. These can exhibit the above-mentioned effects by containing one or more of them as necessary. In order to exert such an effect, it is preferable to contain at least 0.005% or more for Nb and Ti, and at least 0.01% or more for V (more preferably 0.010% or more for Nb and Ti, and 0 for V). 0.02% or more). However, even if the content of these elements is excessive, not only the effect is saturated but also coarse precipitates are formed and the strength is reduced. Therefore, the upper limit is Nb of 0.04% or less (more preferably 0.03% or less), and Ti and V are preferably 0.1% or less (more preferably 0.08% or less).

（Ｂ：０．００５０％以下（０％を含まない））
Ｂは、浸炭処理における焼入れ性を高めるのに作用し、また粒界を強化し疲労強度を向上させる元素である。Ｂは、微量添加により焼入れ性の向上が可能であるために、加工性等への影響が低い。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｂは０．０００５％以上含有することが好ましく、より好ましくは０．０００８％以上である。しかしながら、Ｂを過剰に含有させると、Ｎとの結合によりＢＮを生成して浸炭部品の強度が低下する。従って、Ｂ含有量は０．００５０％以下であることが好ましく、より好ましくは０．００４５％以下、更に好ましくは０．００４０％以下である。 (B: 0.0050% or less (excluding 0%))
B is an element that acts to enhance the hardenability in the carburizing treatment and also strengthens the grain boundary and improves the fatigue strength. Since B can improve the hardenability by adding a small amount, B has little influence on workability. In order to exhibit such an action effectively, B is preferably contained in an amount of 0.0005% or more, more preferably 0.0008% or more. However, when B is contained excessively, BN is produced by bonding with N, and the strength of the carburized component is lowered. Therefore, the B content is preferably 0.0050% or less, more preferably 0.0045% or less, and still more preferably 0.0040% or less.

本発明で規定する要件（Ａｌ系窒化物の大きさ、個数密度）を満足させつつ本発明の鋼材を製造するにあたっては、上記のように化学成分組成を調整した鋼材を溶製し、分塊圧延を実施した後、圧延開始から圧延終了までの温度範囲を９００〜１２００℃として、圧延中の歪み速度を０．３秒^-1以上として圧延を行い、その後平均冷却速度を０．４℃／秒以上として冷却する必要がある。これらの要件を規定した理由は、下記の通りである。 In producing the steel material of the present invention while satisfying the requirements defined in the present invention (size of Al-based nitride, number density), the steel material having the chemical composition adjusted as described above is melted and divided into pieces. After rolling, the temperature range from the start of rolling to the end of rolling is set to 900 to 1200 ° C., and the strain rate during rolling is set to 0.3 sec ⁻¹ or more, and then the average cooling rate is set to 0.4 ° C. / It needs to be cooled for more than a second. The reasons for specifying these requirements are as follows.

（圧延開始から圧延終了までの温度範囲：９００〜１２００℃）
熱間圧延時の温度（圧延温度）が９００℃未満になると、Ａｌ系窒化物を十分固溶させることができず、圧延および浸炭後の表面に最大円相当径で０．５μｍ以下のＡｌ系窒化物を０．２個／μｍ²以上分散させることができない。また圧延温度が１２００℃を超えると、脱炭しやすくなり、強度が低下することとなる。圧延温度の好ましい下限は９５０℃以上（より好ましくは１０００℃以上）であり、好ましい上限は１１５０℃以下（より好ましくは１１００℃以下）である。 (Temperature range from rolling start to rolling end: 900-1200 ° C.)
When the temperature at the time of hot rolling (rolling temperature) is less than 900 ° C., the Al-based nitride cannot be sufficiently dissolved, and the Al-based with a maximum equivalent circle diameter of 0.5 μm or less on the surface after rolling and carburizing. Nitride cannot be dispersed more than 0.2 pieces / μm ² . Moreover, when rolling temperature exceeds 1200 degreeC, it will become easy to decarburize and intensity | strength will fall. A preferable lower limit of the rolling temperature is 950 ° C. or higher (more preferably 1000 ° C. or higher), and a preferable upper limit is 1150 ° C. or lower (more preferably 1100 ° C. or lower).

（熱間圧延中の歪み速度：０．３秒^-1以上）
熱間圧延中の歪み速度は、微細なＡｌ系窒化物を形成させる上で重要な要件である。この歪み速度が０．３秒^-1未満では、最大円相当径で０．５μｍを超えるような粗大なＡｌ系窒化物が生成しやすくなる。粗大なＡｌ系窒化物は、曲げ疲労時の破壊の起点となるため、曲げ疲労特性を低下させる。歪み速度の好ましい下限は０．５秒^-1以上（より好ましくは０．７秒^-1以上）である。歪み速度の上限は、特に規定しないが、歪み速度が速くなりすぎると、その効果が飽和し、また設備投資も必要となるため、３秒^-1以下（より好ましくは２．５秒^-1以下）とすることが好ましい。尚、歪み速度は、熱間圧延時の最初のパスの入り側断面積（鋼材の断面積）をＳ₀（ｍ²）、最終パスの出側断面積をＳ（ｍ²）、圧延時間をｔ（秒）としたとき、下記（１）式によって求められる。
歪み速度（秒^-1）＝(１−Ｓ／Ｓ₀）／ｔ …（１） (Strain rate during hot rolling: 0.3 sec- ¹ or more)
The strain rate during hot rolling is an important requirement for forming fine Al-based nitrides. When the strain rate is less than 0.3 sec ⁻¹ , coarse Al-based nitrides having a maximum equivalent circle diameter exceeding 0.5 μm are easily generated. Coarse Al-based nitrides serve as a starting point for fracture during bending fatigue, and thus lower the bending fatigue characteristics. A preferable lower limit of the strain rate is 0.5 second ^-1 or more (more preferably 0.7 second ^-1 or more). The upper limit of the strain rate is not particularly specified, but if the strain rate becomes too fast, the effect is saturated and capital investment is required, so 3 seconds ^-1 or less (more preferably 2.5 seconds ^-1 or less) ) Is preferable. Incidentally, strain rate, inlet side cross-sectional area of the first pass of hot rolling (the cross-sectional area of steel material) S ₀ (m ^2), the delivery side cross-sectional area of the final path S (m ^2), the rolling time When t (seconds) is obtained, the following equation (1) is obtained.
Strain rate (sec ^{-1) = (1-S /} S 0) / t ... (1)

（熱間圧延後の冷却時の平均冷却速度：０．４℃／秒以上）
熱間圧延後の冷却時の平均冷却速度が０．４℃／秒よりも遅くなると、Ａｌ系窒化物が粗大化し、浸炭後の表面に最大円相当径で０．５μｍ以下のＡｌ系窒化物を０．２個／μｍ²以上分散させることができない。平均冷却速度の好ましい下限は、０．７℃／秒以上（より好ましくは１．０℃／秒以上）である。但し、この平均冷却速度が速くなりすぎると、ベイナイトが生成しやすくなり、鋼材の切削性や鍛造性に悪影響を与えるため、好ましくは１０℃／秒以下（より好ましくは８℃／秒以下）にするのがよい。 (Average cooling rate during cooling after hot rolling: 0.4 ° C / second or more)
When the average cooling rate during cooling after hot rolling becomes slower than 0.4 ° C./second, the Al-based nitride becomes coarse, and the Al-based nitride having a maximum equivalent circle diameter of 0.5 μm or less on the surface after carburizing. Cannot be dispersed at 0.2 pieces / μm ² or more. A preferable lower limit of the average cooling rate is 0.7 ° C./second or more (more preferably 1.0 ° C./second or more). However, if the average cooling rate becomes too fast, bainite is likely to be generated, and adversely affects the machinability and forgeability of the steel material. Therefore, the average cooling rate is preferably 10 ° C./second or less (more preferably 8 ° C./second or less). It is good to do.

上記のようにして得られた鋼材を、浸炭処理することによって、曲げ疲労特性に優れた浸炭部品が得られる。こうした浸炭部品では、表面から５０μｍ深さ位置の硬さが、ビッカース硬度でＨｖ７６０以上であることが必要となる。このような高硬度を達成するには、カーボンポテンシャル（以下、「ＣＰ」と略記することがある）が０．７５〜０．９０％となる浸炭雰囲気で浸炭処理をすることが好ましい。この雰囲気は、通常の浸炭処理の際に行われている雰囲気と同等のものである。ＣＰが０．７５％未満になると上記のような硬さが得られず、０．９０％を超えると、粗大なセメンタイトが生成しやすくなり、曲げ疲労強度が低下する。ＣＰのより好ましい下限は０．７８％以上であり、より好ましい上限は０．８８％以下である。 By carburizing the steel material obtained as described above, a carburized component having excellent bending fatigue characteristics can be obtained. In such a carburized part, it is necessary that the hardness at a depth of 50 μm from the surface is Hv 760 or more in terms of Vickers hardness. In order to achieve such a high hardness, it is preferable to perform the carburizing treatment in a carburizing atmosphere in which the carbon potential (hereinafter may be abbreviated as “CP”) is 0.75 to 0.90%. This atmosphere is equivalent to the atmosphere that is used during normal carburizing treatment. When CP is less than 0.75%, the above hardness cannot be obtained, and when it exceeds 0.90%, coarse cementite is likely to be generated, and bending fatigue strength is lowered. A more preferable lower limit of CP is 0.78% or more, and a more preferable upper limit is 0.88% or less.

以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。 EXAMPLES Hereinafter, the present invention will be described more specifically with reference to examples. However, the present invention is not limited by the following examples, but may be appropriately modified within a range that can meet the purpose described above and below. Of course, it is possible to implement them, and they are all included in the technical scope of the present invention.

下記表１に示す各種化学成分組成（残部は鉄および不可避的不純物）の鋼片（鋼種Ａ〜Ｗ）を溶製し、分塊圧延を実施した後、圧延温度（圧延開始から圧延終了までの温度範囲）を７５０〜１３５０℃とし、歪み速度を０．１〜１．２秒^-1として熱間圧延を行った（下記表２）。その後、平均冷却速度を０．３〜４℃／秒として冷却して、φ２６ｍｍの大きさの熱間圧延材（棒鋼）を作製した（下記表２）。尚、表１に示した鋼種Ａは、従来鋼のＳＣＭ４２０Ｈ相当鋼である。 After melting steel pieces (steel types A to W) having various chemical composition compositions (the balance is iron and unavoidable impurities) shown in Table 1 below and carrying out ingot rolling, rolling temperature (from rolling start to rolling end) The hot rolling was performed at a temperature range of 750 to 1350 ° C. and a strain rate of 0.1 to 1.2 seconds ⁻¹ (Table 2 below). Then, it cooled with the average cooling rate of 0.3-4 degreeC / sec, and produced the hot-rolled material (bar steel) of the magnitude | size of (phi) 26mm (Table 2 below). In addition, the steel type A shown in Table 1 is SCM420H equivalent steel of conventional steel.

上記で作製した各熱間圧延材について、Ａｌ系窒化物の大きさを下記の方法で測定した。また、上記各熱間圧延材について、ＣＰを０．７０〜０．９８％の浸炭ガス雰囲気中（上記表２参照）で浸炭処理を施した試験片を作製し、下記の方法で各試験片の曲げ疲労特性を評価すると共に、Ａｌ系窒化物の個数密度、表層（表面から５０μｍ深さ位置）の硬さを測定した。 About each hot rolling material produced above, the magnitude | size of Al type nitride was measured with the following method. Moreover, about each said hot-rolled material, the test piece which performed the carburizing process in the carburizing gas atmosphere (refer said Table 2) of 0.70 to 0.98% of CP is produced, and each test piece is performed by the following method. In addition to evaluating the bending fatigue properties, the number density of Al-based nitrides and the hardness of the surface layer (50 μm depth position from the surface) were measured.

（圧延材中のＡｌ系窒化物の大きさの測定）
圧延材について、Ｄ／４の位置（Ｄは２６ｍｍの直径）を縦断面に切り出し、電解放射型走査電子顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ；Field Emission-Scanning Electron Microscape）にて、観察倍率１０００倍（加速電圧１０ｋＶ）で、任意の３箇所を測定し、最も大きいＡｌ系窒化物の円相当直径（最大円相当径）を求めた。尚、測定位置を、Ｄ／４の位置（Ｄは２６ｍｍの直径）としたのは、鋼材の基本的な特性を評価できる箇所として選んだものである。 (Measurement of size of Al-based nitride in rolled material)
With respect to the rolled material, a D / 4 position (D is a diameter of 26 mm) is cut into a longitudinal section, and observed with a field emission-scanning electron microscope (FE-SEM) 1000 times magnification (acceleration voltage). 10 kV), three arbitrary positions were measured, and the largest equivalent circle diameter (maximum equivalent circle diameter) of the Al-based nitride was determined. Note that the measurement position is set to the position of D / 4 (D is a diameter of 26 mm), which is selected as a place where the basic characteristics of the steel material can be evaluated.

（試験片の曲げ疲労特性）
上記で得られた圧延材（棒鋼）を切削して中央部分から試験片を切り出し、所定のＣＰ（表２）の浸炭ガス雰囲気中で浸炭処理（温度：９３０℃×３時間）した後油冷し、更に１７０℃で２時間の焼戻し処理を行い、曲げ疲労試験用の試験片とした。試験片の形状を図１（概略説明図）に示す。この試験片を用い、４点支持となる治具（図２）によって、周波数２０Ｈｚ、最大応力（繰り返し負荷応力）：１３７１、１５２３、１６７５、１８２８（ＭＰａ）の条件で、Ｓ−Ｎ線図（応力Ｓ−繰り返し数Ｎ線図）を作成し、このＳ−Ｎ線図に基づいて１０万回強度を求め（図３）、その値を曲げ疲労強度とした。この１０万回強度（曲げ疲労強度）が、ベース鋼のＳＣＭ４２０Ｈ鋼（鋼種Ａ：試験Ｎｏ．１）の１０万回強度（１２２９ＭＰａ）の１．１以上の寿命比に相当する１３５２ＭＰａ以上となるときを、曲げ疲労特性に優れると評価した。 (Bending fatigue characteristics of specimens)
The rolled material (bar steel) obtained above was cut, a test piece was cut out from the central portion, carburized in a carburizing gas atmosphere of a predetermined CP (Table 2) (temperature: 930 ° C. × 3 hours), and then oil-cooled Further, a tempering treatment was performed at 170 ° C. for 2 hours to obtain a test piece for a bending fatigue test. The shape of the test piece is shown in FIG. Using this test piece, an S—N diagram (with a frequency of 20 Hz and maximum stress (repeated load stress): 1371, 1523, 1675, and 1828 (MPa) using a four-point support jig (FIG. 2) ( A stress S-repetition number N diagram) was created, and the strength was determined 100,000 times based on this SN diagram (FIG. 3), and the value was defined as the bending fatigue strength. When this 100,000 times strength (bending fatigue strength) becomes 1352 MPa or more corresponding to a life ratio of 1.1 or more of 100,000 times strength (1229 MPa) of SCM420H steel (steel type A: test No. 1) as a base steel. Was evaluated as having excellent bending fatigue properties.

（試験片中のＡｌ系窒化物の個数密度の測定）
浸炭後の試験片について、ノッチ底表面を埋め込み研磨後、ＦＥ−ＳＥＭにて、観察倍率１０００倍（加速電圧１０ｋＶ）で、任意の３箇所を測定し、最大円相当径で０．０７〜０．５μｍとなるＡｌ系窒化物の個数密度を求めた。尚、最大円相当径で０．５μｍを超えるＡｌ系窒化物が存在する場合は、その様な粗大なＡｌ系窒化物を無視し、最大円相当径で０．０７〜０．５μｍとなるＡｌ系窒化物を、個数密度の測定対象とした。また最大円相当径で０．５μｍよりも小さくなるＡｌ系窒化物が存在する場合には、最大円相当径が０．０７μｍ以上で、測定された最大円相当径までのＡｌ系窒化物を、個数密度の測定対象とした。 (Measurement of the number density of Al-based nitride in the specimen)
About the test piece after carburizing, after embedding and polishing the notch bottom surface, the FE-SEM measures three arbitrary positions at an observation magnification of 1000 times (acceleration voltage 10 kV), and the maximum equivalent circle diameter is 0.07-0. The number density of Al-based nitride to be 5 μm was determined. When Al-based nitrides with a maximum equivalent circle diameter exceeding 0.5 μm exist, such coarse Al-based nitrides are ignored, and the maximum equivalent circle diameter is 0.07 to 0.5 μm. The system nitride was used as the number density measurement object. When Al-based nitrides having a maximum equivalent circle diameter of less than 0.5 μm are present, the maximum equivalent circle diameter is 0.07 μm or more, and the measured Al equivalent nitride up to the maximum equivalent circle diameter is The number density was measured.

（表層硬さ）
浸炭後の試験片について、ノッチ底の表面から５０μｍ深さ位置について、３００ｇＨｖで５箇所測定し、その平均値を算出した。尚、測定位置を「表面から５０μｍ深さ位置」としたのは、表面に若干形成される浸炭異常層の影響を排除したものである。 (Surface hardness)
About the test piece after carburizing, about 50 micrometers depth position from the surface of a notch bottom, 5 places were measured at 300 gHv, and the average value was computed. Note that the measurement position “50 μm deep position from the surface” excludes the influence of the carburizing abnormal layer slightly formed on the surface.

それらの結果を、一括して下記表３に示す。 The results are collectively shown in Table 3 below.

この結果から、次の様に考察できる。即ち、本発明で規定する化学成分組成を満足すると共に、Ａｌ系窒化物の形態も適切に制御された鋼材では（試験Ｎｏ．２〜４、１４〜１９、２６〜３１、３３）、優れた曲げ疲労特性を発揮していることがわかる。 From this result, it can be considered as follows. In other words, the steel materials satisfying the chemical composition defined in the present invention and having the Al-based nitride appropriately controlled (test Nos. 2 to 4, 14 to 19, 26 to 31, 33) were excellent. It can be seen that it exhibits bending fatigue properties.

これに対し、本発明で規定する化学成分組成を外れる鋼材（試験Ｎｏ．１、５〜１３、３２）や、製造条件が不適切でＡｌ系窒化物の形態が適切に制御されていない鋼材では（試験Ｎｏ．２０〜２５、３４）、曲げ疲労特性が劣化していることがわかる。即ち、試験Ｎｏ．１は、従来鋼のＳＣＭ４２０Ｈ相当鋼（鋼種Ａ）と用いた例であるが、Ａｌ含有量が不足するため、浸炭後の試験片のＡｌ系窒化物の個数密度が低下している。試験Ｎｏ．５は、Ｓｉ含有量が過剰な鋼材（鋼種Ｅ）を用いた例であり、粒界酸化層深さが増大して曲げ疲労特性が劣化している。 On the other hand, in steel materials (test Nos. 1, 5-13, and 32) that deviate from the chemical composition defined in the present invention, or in steel materials that are not properly controlled in the form of Al-based nitride due to inappropriate manufacturing conditions. (Test Nos. 20 to 25, 34), it can be seen that the bending fatigue characteristics are deteriorated. That is, test no. No. 1 is an example of using conventional steel SCM420H equivalent steel (steel type A). However, since the Al content is insufficient, the number density of Al-based nitrides in the test piece after carburization is lowered. Test No. No. 5 is an example using a steel material (steel type E) having an excessive Si content, in which the grain boundary oxide layer depth increases and the bending fatigue characteristics deteriorate.

試験Ｎｏ．６は、Ｃr含有量が不足する鋼材（鋼種Ｆ）を用いた例であり、焼入れ性が低下して、浸炭後の試験片の表層硬さが低くなり、曲げ疲労特性が劣化している。試験Ｎｏ．７は、Ｃｒ含有量が過剰な鋼材（鋼種Ｇ）を用いた例であり、粒界酸化層深さが増大して、曲げ疲労特性が劣化している。試験Ｎｏ．８は、Ｍｎ含有量が過剰な鋼材（鋼種Ｈ）を用いた例であり、粒界酸化層深さが増大して、曲げ疲労特性が劣化している。試験Ｎｏ．９は、Ｍｎ含有量が不足する鋼材（鋼種Ｉ）を用いた例であり、焼入れ性が低下して浸炭後の試験片の表層硬さが低くなり、曲げ疲労特性が劣化している。 Test No. No. 6 is an example using a steel material (steel type F) with insufficient Cr content, the hardenability is lowered, the surface hardness of the test piece after carburization is lowered, and the bending fatigue characteristics are deteriorated. Test No. 7 is an example using a steel material (steel type G) having an excessive Cr content, in which the grain boundary oxide layer depth is increased and the bending fatigue characteristics are deteriorated. Test No. No. 8 is an example using a steel material (steel type H) having an excessive Mn content, in which the grain boundary oxide layer depth is increased and the bending fatigue characteristics are deteriorated. Test No. No. 9 is an example using a steel material (steel type I) with insufficient Mn content, the hardenability is lowered, the surface layer hardness of the test piece after carburization is lowered, and the bending fatigue characteristics are deteriorated.

試験Ｎｏ．１０は、Ａｌ含有量が不足する鋼材（鋼種Ｊ）を用いた例であり、Ａｌ系窒化物が十分分散せず（個数密度が小さい）、曲げ疲労特性が劣化している。試験Ｎｏ．１１は、Ａｌ含有量が過剰な鋼材（鋼種Ｋ）を用いた例であり、圧延材におけるＡｌ系窒化物が粗大化しており、曲げ疲労特性が劣化している。 Test No. No. 10 is an example using a steel material (steel type J) with insufficient Al content, in which Al-based nitride is not sufficiently dispersed (number density is small), and bending fatigue characteristics are deteriorated. Test No. 11 is an example using a steel material (steel type K) having an excessive Al content. Al-based nitrides in the rolled material are coarsened, and the bending fatigue characteristics are deteriorated.

試験Ｎｏ．１２は、Ｏ含有量が過剰な鋼材（鋼種Ｌ）を用いた例であり、酸化物量が増加して、曲げ疲労特性が劣化している。試験Ｎｏ．１３は、Ｎ含有量が過剰な鋼材（鋼種Ｍ）を用いた例であり、粗大なＡｌ系窒化物が生成して、曲げ疲労特性が劣化している。試験Ｎｏ．３２は、Ｎ含有量が不足する鋼材（鋼種Ｕ）を用いた例であり、Ａｌ系窒化物の個数密度が少なくなって、曲げ疲労特性が劣化している。 Test No. No. 12 is an example using a steel material (steel type L) with an excessive O content. The oxide amount increases and the bending fatigue characteristics deteriorate. Test No. No. 13 is an example using a steel material (steel type M) having an excessive N content, in which coarse Al-based nitrides are generated and the bending fatigue characteristics are deteriorated. Test No. No. 32 is an example using a steel material (steel type U) with insufficient N content, and the number density of Al-based nitride is reduced, and the bending fatigue characteristics are deteriorated.

試験Ｎｏ．２０は、圧延温度が低く制御された例であり、Ａｌ系窒化物が十分に固溶できず、圧延材でのＡｌ系窒化物が粗大化すると共に、浸炭後のＡｌ系窒化物の個数密度が少なくなって、曲げ疲労特性が劣化している。試験Ｎｏ．２１は、圧延温度が高く制御された例であり、脱炭によって、浸炭後の試験片における表層硬さが低くなり、曲げ疲労特性が劣化している。 Test No. 20 is an example in which the rolling temperature is controlled to be low, the Al-based nitride cannot be sufficiently dissolved, the Al-based nitride in the rolled material becomes coarse, and the number density of the Al-based nitride after carburizing As a result, the bending fatigue characteristics are deteriorated. Test No. No. 21 is an example in which the rolling temperature is controlled to be high, and the surface hardness of the test piece after carburization is lowered by decarburization, and the bending fatigue characteristics are deteriorated.

試験Ｎｏ．２２は、圧延時の歪み速度が小さく制御された例であり、Ａｌ系窒化物が十分に微細化できず、圧延材でのＡｌ系窒化物が粗大化し、曲げ疲労特性が劣化している。試験Ｎｏ．２３は、圧延後の冷却速度が遅く制御された例であり、圧延材でのＡｌ系窒化物が粗大化し、曲げ疲労特性が劣化している。 Test No. No. 22 is an example in which the strain rate at the time of rolling is controlled to be small, the Al-based nitride cannot be sufficiently refined, the Al-based nitride in the rolled material is coarsened, and the bending fatigue characteristics are deteriorated. Test No. No. 23 is an example in which the cooling rate after rolling is controlled to be slow, and Al-based nitrides in the rolled material are coarsened and the bending fatigue characteristics are deteriorated.

試験Ｎｏ．２４は、ＣＰが低い浸炭ガス雰囲気で浸炭された例であり、浸炭後の試験片における表層硬さが低くなり、曲げ疲労特性が劣化している。試験Ｎｏ．２５は、ＣＰが高い浸炭ガス雰囲気で浸炭された例であり、粗大なセメンタイトの生成が予測され、曲げ疲労特性が劣化している。試験Ｎｏ．３４は、圧延時の歪み速度が小さく制御された例であり（鋼中のＡｌ含有量も不足している）、浸炭後の試験片におけるＡｌ系窒化物の個数密度が少なくなって、曲げ疲労特性が劣化している。 Test No. No. 24 is an example of carburizing in a carburizing gas atmosphere with low CP, and the surface hardness of the test piece after carburizing is low, and the bending fatigue characteristics are deteriorated. Test No. No. 25 is an example of carburizing in a carburizing gas atmosphere having a high CP, and the formation of coarse cementite is predicted, and the bending fatigue characteristics are deteriorated. Test No. 34 is an example in which the strain rate during rolling is controlled to be small (Al content in the steel is also insufficient), and the number density of Al-based nitrides in the specimen after carburization decreases, bending fatigue. The characteristics are degraded.

Claims

C: 0.15-0.25% (meaning “mass%”; the same applies to the chemical composition)
Si: 0.05-0.3%
Mn: 0.5 to 1.0%
Cr: 1.0 to 1.5%,
Al: 0.15-0.25%,
N: 0.0030% to 0.025% each, the balance being iron and inevitable impurities,
In the inevitable impurities, P: 0.015% or less (not including 0%), S: 0.02% or less (not including 0%), and O: 0.0025% or less (not including 0%) Respectively,
And Ri maximum equivalent circle diameter is 0.5μm der following Al-based nitride present in the steel,
The Al-based nitride is a steel material that is AlN or AlN containing 30 atomic% or less of Mn, Cr, S, or Si,
The steel material is carburized in an atmosphere with a carbon potential of 0.75 to 0.90%, and the 100,000 times strength is 1352 MPa or more,
The 100,000 times strength is a bending fatigue property after carburization, which is a value determined based on an SN diagram prepared under the conditions of a frequency of 20 Hz and a maximum stress of 1371 MPa, 1523 MPa, 1675 MPa, and 1828 MPa in a four-point bending test. Excellent steel material.

Furthermore, Mo: 0.25% or less (not including 0%), Cu: 0.25% or less (not including 0%) and Ni: 0.25% or less (not including 0%) The steel material of Claim 1 containing 1 or more types chosen.

Further, Nb: 0.04% or less (not including 0%), Ti: 0.1% or less (not including 0%), and V: 0.1% or less (not including 0%) The steel material according to claim 1 or 2, containing one or more selected.

Furthermore, B: The steel materials in any one of Claims 1-3 containing 0.0050% or less (0% is not included).

It is a manufacturing method of the steel materials in any one of Claims 1-4,
The steel slab having the chemical composition according to any one of claims 1 to 4, wherein the temperature range from the start of rolling to the end of rolling is set to 900 to 1200 ° C, and the strain rate during rolling is set to 0.3 seconds ^-1 or more. A method for producing a steel material excellent in bending fatigue characteristics after carburizing, characterized by performing hot rolling and then cooling at an average cooling rate of 0.4 ° C./second or more.

It is a carburized part obtained from the steel material according to any one of claims 1 to 4, wherein the Al-based nitride having an equivalent circle diameter of 0.07 to 0.5 µm is 0.2 pieces / µm ² or more on the surface thereof. dispersed and the hardness of 50μm depth position from the surface state, and are Hv760 or more in Vickers hardness, in four-point bending test, frequency 20 Hz, the maximum stress: 1371MPa, 1523MPa, 1675MPa, S created by the conditions of 1828MPa -100,000 times strength calculated | required based on -N diagram is 1352 Mpa or more,
The Al-based nitride, carburized parts to AlN as or 30 atomic% or less of Mn, Cr, an AlN der Rukoto containing S or Si, wherein.