JP6344423B2 - Case-hardened steel and method for producing case-hardened steel - Google Patents

Case-hardened steel and method for producing case-hardened steel Download PDF

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Description

本発明は、建産機や自動車の分野で用いられる機械構造部品に適用可能な、高疲労強度を有する肌焼鋼および肌焼鋼の製造方法に関する。   The present invention relates to a case-hardened steel having high fatigue strength and a method for producing the case-hardened steel, which can be applied to machine structural parts used in the fields of construction machinery and automobiles.
建産機や自動車等に使用される機械構造部品は、鍛造や切削にて部品形状が整えられたのち、疲労強度を向上させるために、浸炭焼き入れ、焼き戻し処理がなされ高硬度化される。しかしながら、鋼材内部に粗大な介在物が存在する場合は、浸炭処理を施しても十分な疲労強度を達成できないため、部品として使用不可能となる。   Machine structural parts used in construction machinery, automobiles, etc. are hardened by carburizing and tempering to improve fatigue strength after the parts are shaped by forging or cutting. . However, when coarse inclusions are present inside the steel material, sufficient fatigue strength cannot be achieved even if carburizing treatment is performed, so that it cannot be used as a part.
このような事情から、建産機や自動車等に使用される機械構造部品において介在物を適切に制御した肌焼鋼が強く求められている。このため、肌焼鋼の疲労強度を向上させるための適切な介在物分散状態に関する、様々な技術が提案されている。   Under such circumstances, there is a strong demand for case-hardened steel in which inclusions are appropriately controlled in machine structural parts used in construction machines and automobiles. For this reason, various techniques regarding an appropriate inclusion dispersion state for improving the fatigue strength of the case hardening steel have been proposed.
例えば、特許文献1〜6には、介在物の種類や大きさ及び、一定の大きさの介在物が被検面積中に存在する数量または密度を規定した、疲労寿命に優れた鋼が提案されている。   For example, Patent Documents 1 to 6 propose steels with excellent fatigue life that define the type and size of inclusions and the quantity or density of inclusions of a certain size in the test area. ing.
特開2014−189895号公報Japanese Unexamined Patent Publication No. 2014-189895 特開2006−161143号公報JP 2006-161143 A 特開2003−306743号公報JP 2003-306743 A 特開2000−297347号公報JP 2000-297347 A 特開平9−176784号公報JP-A-9-176784 特開平6−299287号公報JP-A-6-299287
特許文献1〜5には、介在物の種類や大きさ及び、一定の大きさの介在物が被検面積中に存在する数量または密度を規定することが記載されている。これらはいずれも一定の被検面積中における介在物制御であり、このような確率統計による介在物制御では、一定の割合で粗大介在物も存在する可能性がある。従って、一定の割合で部品疲労特性が低下してしまうおそれがあった。肌焼鋼は歯車等の重要保安部品に適用されるため、実使用中の破壊は許容されないものであり、仮に早期破壊等を生じた場合、クレーム発生またはリコールを余儀なくされるおそれもある。また、これらの従来技術は、被検面積が疲労試験片または実部品の疲労破壊危険体積に対して、非常に小さく、極値統計法による予測最大径を示すものであり、予測の精度が低く実用上の課題であった。   Patent Documents 1 to 5 describe that the type and size of inclusions and the quantity or density of inclusions having a certain size in the test area. All of these are inclusion control in a fixed test area, and in such inclusion control based on probability statistics, there is a possibility that coarse inclusions are also present at a fixed ratio. Therefore, there is a possibility that the component fatigue characteristics may be deteriorated at a certain rate. Since case-hardened steel is applied to important safety parts such as gears, destruction during actual use is unacceptable, and if early destruction occurs, there is a risk that claims will be generated or recalled. In addition, these conventional technologies have a very small area for the fatigue fracture risk volume of a fatigue test piece or actual part, and show the maximum predicted diameter by the extreme value statistical method. It was a practical issue.
特許文献6には、硫化物系介在物について、一定の大きさの介在物が被検面積中に存在する数量を規定している。しかし、硫化物系介在物は酸化物系介在物や窒化物系介在物と比較して軟質なため、圧延中に長手方向に伸長しやすく、長手方向と垂直な断面における断面積が低下しやすい傾向にある。従って、特に、圧延時の断面減少率が高い場合には、硫化物系介在物が疲労特性に及ぼす影響がほとんどないため、疲労特性の改善が不十分になる場合があった。   Patent Document 6 defines the quantity of inclusions of a certain size in the test area for sulfide inclusions. However, since sulfide inclusions are softer than oxide inclusions and nitride inclusions, they tend to stretch in the longitudinal direction during rolling, and the cross-sectional area in a section perpendicular to the longitudinal direction tends to decrease. There is a tendency. Therefore, particularly when the cross-section reduction rate during rolling is high, the sulfide inclusions have little influence on the fatigue characteristics, and thus the fatigue characteristics may not be improved sufficiently.
本発明は、上記の実状に鑑み開発されたものであり、疲労強度特性に優れた肌焼鋼およびその製造方法について提案することを目的とする。   This invention is developed in view of said actual condition, and it aims at proposing about the case hardening steel excellent in the fatigue strength characteristic, and its manufacturing method.
発明者らは、上記の目的を達成すべく、肌焼鋼の成分組成と介在物の関係および介在物と疲労特性の関係を鋭意調査したところ、疲労強度に優れた肌焼鋼を見出すに到った。特に、圧延時の断面減少率が高い場合には、硫化物系介在物を起点とした破壊は発生せず、酸化物系介在物や窒化物系介在物を起点とした破壊が発生することになることから、介在物の制御は酸化物系介在物や窒化物系介在物を対象とすることが有効である、との知見を得た。
本発明は以上の知見に立脚するものである。
In order to achieve the above-mentioned object, the inventors have conducted intensive investigations on the relationship between the component composition of the case-hardened steel and the inclusions and the relationship between the inclusions and the fatigue characteristics, and have found a case-hardened steel having excellent fatigue strength. It was. In particular, when the cross-section reduction rate during rolling is high, the breakage starting from sulfide inclusions does not occur, and the breakage starting from oxide inclusions or nitride inclusions occurs. Therefore, it has been found that it is effective to control oxide inclusions and nitride inclusions in the control of inclusions.
The present invention is based on the above findings.
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
1.C:0.10〜0.40質量%、
Si:0.01〜1.20質量%、
Mn:0.30〜1.50質量%、
P:0.1質量%以下、
S:0.5質量%以下、
Cr:0.40〜2.00質量%、
Al:0.010〜0.080質量%および
N:0.05質量%以下
を含み、残部はFe及び不可避的不純物の成分組成を有し、回転曲げ疲労試験後の破面を顕微鏡により観察して得られるフィッシュアイ中心部に位置する酸化物系介在物および窒化物系介在物各々の面積A(μm2)が、下記式(1)を満足する肌焼鋼。

√A ≦ 100(μm) ・・・(1)
That is, the gist configuration of the present invention is as follows.
1. C: 0.10-0.40 mass%,
Si: 0.01-1.20 mass%,
Mn: 0.30-1.50 mass%,
P: 0.1% by mass or less,
S: 0.5 mass% or less,
Cr: 0.40 to 2.00% by mass,
Al: 0.010 to 0.080% by mass and N: 0.05% by mass or less, with the balance being a component composition of Fe and inevitable impurities, and a fisheye center obtained by observing the fracture surface after a rotating bending fatigue test with a microscope Case-hardened steel in which the area A (μm 2 ) of each of the oxide inclusions and nitride inclusions located in the part satisfies the following formula (1).
√A ≦ 100 (μm) (1)
2.前記成分組成はさらに、
Mo:1質量%以下、
Cu:1質量%以下、
Ni:1質量%以下および
B:0.01質量%以下
のうちから選ばれる1種または2種以上を含有する前記1に記載の肌焼鋼。
2. The component composition further includes
Mo: 1% by mass or less
Cu: 1% by mass or less
2. The case hardening steel according to 1 above, containing one or more selected from Ni: 1% by mass or less and B: 0.01% by mass or less.
3.前記成分組成はさらに、
Nb:0.1質量%以下、
Hf:0.1質量%以下、
Ta:0.1質量%以下および
Se:0.3質量%以下
のうちから選ばれる1種または2種以上を含有する前記1または2に記載の肌焼鋼。
3. The component composition further includes
Nb: 0.1% by mass or less,
Hf: 0.1 mass% or less,
Ta: 0.1% by mass or less
Se: The case hardening steel of said 1 or 2 containing 1 type, or 2 or more types chosen from 0.3 mass% or less.
4.前記成分組成はさらに、
Ti:0.1質量%以下および
V:0.1質量%以下
のうちから選ばれる1種または2種を含有する前記1乃至3のいずれかに記載の肌焼鋼。
4). The component composition further includes
The case-hardened steel according to any one of 1 to 3 above, containing one or two selected from Ti: 0.1% by mass or less and V: 0.1% by mass or less.
5.前記成分組成はさらに、
Sb:0.5質量%以下
を含有する前記1乃至4のいずれかに記載の肌焼鋼。
5. The component composition further includes
Sb: The case hardening steel in any one of said 1 thru | or 4 containing 0.5 mass% or less.
6.C:0.10〜0.40質量%、
Si:0.01〜1.20質量%、
Mn:0.30〜1.50質量%、
P:0.1質量%以下、
S:0.5質量%以下、
Cr:0.40〜2.00質量%、
Al:0.010〜0.080質量%および
N:0.05質量%以下
を含み、残部はFe及び不可避的不純物の成分組成を有する鋼の鋳片を、下記式(2)を満足する断面減少率にて熱間加工を施し、棒鋼または線材とする肌焼鋼の製造方法。

(Si―Sf)/Si ≧0.985 ・・・(2)
但し、Si:鋳片断面積(mm2
f:熱間加工後の棒鋼または線材の断面積(mm2
6). C: 0.10-0.40 mass%,
Si: 0.01-1.20 mass%,
Mn: 0.30-1.50 mass%,
P: 0.1% by mass or less,
S: 0.5 mass% or less,
Cr: 0.40 to 2.00% by mass,
Al: 0.010 to 0.080% by mass and N: 0.05% by mass or less, the balance being hot with a steel slab having a component composition of Fe and inevitable impurities at a cross-sectional reduction rate satisfying the following formula (2) A method for producing case-hardened steel that is processed into bar steel or wire.
(S i -S f ) / S i ≧ 0.985 (2)
However, S i : slab cross-sectional area (mm 2 )
S f : Cross section of steel bar or wire after hot working (mm 2 )
7.前記成分組成は、さらに、
Mo:1質量%以下、
Cu:1質量%以下、
Ni:1質量%以下および
B:0.01質量%以下
のうちから選ばれる1種または2種以上を含有する前記6に記載の肌焼鋼の製造方法。
7). The component composition further includes:
Mo: 1% by mass or less
Cu: 1% by mass or less
The manufacturing method of the case hardening steel of said 6 containing 1 type (s) or 2 or more types chosen from Ni: 1 mass% or less and B: 0.01 mass% or less.
8.前記成分組成はさらに、
Nb:0.1質量%以下、
Hf:0.1質量%以下、
Ta:0.1質量%以下および
Se:0.3質量%以下
のうちから選ばれる1種または2種以上を含有する前記6または7に記載の肌焼鋼の製造方法。
8). The component composition further includes
Nb: 0.1% by mass or less,
Hf: 0.1 mass% or less,
Ta: 0.1% by mass or less
Se: The method for producing a case-hardened steel as described in 6 or 7 above, containing one or more selected from 0.3% by mass or less.
9.前記成分組成はさらに、
Ti:0.1質量%以下および
V:0.1質量%以下
のうちから選ばれる1種または2種を含有する前記6乃至8のいずれかに記載の肌焼鋼の製造方法。
9. The component composition further includes
9. The method for producing a case hardening steel according to any one of 6 to 8 above, containing one or two selected from Ti: 0.1% by mass or less and V: 0.1% by mass or less.
10.前記成分組成はさらに、
Sb:0.5質量%以下
を含有する前記6乃至9のいずれかに記載の肌焼鋼の製造方法。
10. The component composition further includes
Sb: The manufacturing method of the case hardening steel in any one of said 6 thru | or 9 containing 0.5 mass% or less.
本発明によれば、疲労強度に優れた肌焼鋼を提供することができる。   ADVANTAGE OF THE INVENTION According to this invention, the case hardening steel excellent in fatigue strength can be provided.
浸炭焼入れ、焼戻し条件を示す説明図である。It is explanatory drawing which shows carburizing quenching and tempering conditions. 介在物予測最大径と回転曲げ疲労試験最短疲労寿命との相関を示すグラフである。It is a graph which shows the correlation with the inclusion maximum predicted diameter and the shortest fatigue life of the rotating bending fatigue test. 減面率(Si−Sf)/Siの値と√A(μm)の値との相関を示すグラフである。Is a graph showing the correlation between the values of reduction of area (S i -S f) / S i values and √A (μm). √Aと回転曲げ疲労試験最短寿命との相関を示すグラフである。It is a graph which shows correlation with (square root) A and the rotational bending fatigue test shortest life.
まず、本発明における、鋼の成分組成について詳しく説明する。
C:0.10〜0.40質量%
肌焼鋼に浸炭熱処理した後の焼入れにより、該肌焼鋼の中心部の硬度を高めるためには、0.10質量%以上のCを必要とする。一方、Cの含有量が0.40質量%を超えると、芯部の靭性が低下するため、C量は0.10〜0.40質量%の範囲に限定した。好ましくは、0.13〜0.27質量%の範囲である。より好ましくは、0.15〜0.25質量%の範囲である。
First, the component composition of steel in the present invention will be described in detail.
C: 0.10-0.40 mass%
In order to increase the hardness of the center portion of the case-hardened steel by quenching after carburizing and heat-treating the case-hardened steel, C of 0.10% by mass or more is required. On the other hand, when the content of C exceeds 0.40 mass%, the toughness of the core portion decreases, so the C content is limited to a range of 0.10 to 0.40 mass%. Preferably, it is the range of 0.13-0.27 mass%. More preferably, it is the range of 0.15-0.25 mass%.
Si:0.01〜1.20質量%
Siは、脱酸剤として必要であり、少なくとも0.01質量%以上の添加が必要である。しかしながら、Siは浸炭表層で優先的に酸化し、粒界酸化を促進する元素である。また、固溶強化により変形抵抗を高めて鍛造性を劣化させるため、上限を1.20質量%とする。好ましくは0.02〜0.35質量%である。さらに好ましくは、0.03〜0.15質量%である。また、冷間鍛造用途の場合に最も好ましい範囲は0.03〜0.09質量%である。
Si: 0.01-1.20% by mass
Si is necessary as a deoxidizing agent, and at least 0.01% by mass or more must be added. However, Si is an element that preferentially oxidizes in the carburized surface layer and promotes grain boundary oxidation. In addition, the upper limit is set to 1.20% by mass in order to increase deformation resistance by solid solution strengthening and degrade forgeability. Preferably it is 0.02-0.35 mass%. More preferably, it is 0.03-0.15 mass%. In the case of cold forging, the most preferable range is 0.03 to 0.09% by mass.
Mn:0.30〜1.50質量%
Mnは、焼入性の向上に有効な元素で有り、少なくとも0.30質量%の添加を必要とする。しかし、Mnの過剰な添加は、固溶強化による変形抵抗の上昇を招くため、上限を1.50質量%とした。好ましくは0.40〜1.0質量%であり、より好ましくは0.40〜0.90質量%である。
Mn: 0.30-1.50 mass%
Mn is an element effective for improving the hardenability, and requires addition of at least 0.30% by mass. However, excessive addition of Mn causes an increase in deformation resistance due to solid solution strengthening, so the upper limit was made 1.50% by mass. Preferably it is 0.40-1.0 mass%, More preferably, it is 0.40-0.90 mass%.
P:0.1質量%以下
Pは、結晶粒界に偏析し、靭性を低下させるため、その混入は低いほど望ましいが、0.1質量%までは許容される。好ましくは、0.02質量%以下である。また、下限については特に限定せずとも問題はないが、無駄な低P化は精錬時間の増長や精錬コストを上昇させてしまうため、0.003質量%以上とするとよい。
P: 0.1% by mass or less P is segregated at the grain boundary and lowers the toughness. Therefore, the lower the mixing thereof, the better, but 0.1 mass% is acceptable. Preferably, it is 0.02 mass% or less. Further, there is no problem even if the lower limit is not particularly limited, but wasteful reduction in P increases the refining time and increases the refining cost.
S:0.5質量%以下
Sは、硫化物系介在物として存在し、被削性の向上に有効な元素であるが、過剰な添加は冷間鍛造性の低下を招くため、上限を0.5質量%とした。また、下限については特に限定しないが、過度の低S化は精錬コストを上昇させてしまうため、0.003質量%以上とするとよい。好ましくは0.004〜0.3質量%であり、さらに好ましくは0.005〜0.09質量%である。
S: 0.5% by mass or less S is an element that exists as a sulfide inclusion and is effective for improving machinability. However, excessive addition causes a decrease in cold forgeability, so the upper limit is 0.5% by mass. It was. Moreover, although it does not specifically limit about a minimum, since excessively low S will raise refining cost, it is good to set it as 0.003 mass% or more. Preferably it is 0.004-0.3 mass%, More preferably, it is 0.005-0.09 mass%.
Cr:0.40〜2.00質量%
Crは、焼入性と焼戻し軟化抵抗の向上に寄与し、さらには炭化物の球状化促進にも有用な元素であるが、含有量が0.40質量%に満たないと、その添加効果に乏しく、一方、2.00質量%を超えると、過剰浸炭や残留オーステナイトの生成を促進し、疲労強度に悪影響を与える。よって、Cr量は0.40〜2.00質量%の範囲に限定した。好ましくは0.7〜1.9質量%の範囲である。より好ましくは0.8〜1.8質量%である。
Cr: 0.40 to 2.00% by mass
Cr contributes to improving hardenability and temper softening resistance, and is also an element useful for promoting the spheroidization of carbides. However, if the content is less than 0.40% by mass, its addition effect is poor. If it exceeds 2.00 mass%, excessive carburization and the formation of retained austenite are promoted, and the fatigue strength is adversely affected. Therefore, the Cr content is limited to the range of 0.40 to 2.00% by mass. Preferably it is the range of 0.7-1.9 mass%. More preferably, it is 0.8-1.8 mass%.
Al:0.010〜0.080質量%
Alは脱酸に有効な元素であるとともに、窒化物を形成して結晶粒の粗大化防止に有効であるが、含有量が0.010質量%に満たないと、その添加効果に乏しい。また、過剰な添加は介在物の増加を招き、疲労破壊の起点を増やし、低疲労強度の原因となることから、上限を0.080質量%とした。好ましくは、0.015〜0.080質量%であり、さらに好ましくは0.015〜0.060質量%である。Bと組み合わせて固溶Bによる焼入れ性向上も疲労強度向上に効果的であり、その場合は0.035〜0.070質量%の範囲が好適である。
Al: 0.010 to 0.080 mass%
Al is an element effective for deoxidation, and is effective in preventing the coarsening of crystal grains by forming a nitride, but if the content is less than 0.010% by mass, the addition effect is poor. In addition, excessive addition causes an increase in inclusions, increases the starting point of fatigue fracture, and causes low fatigue strength, so the upper limit was made 0.080% by mass. Preferably, it is 0.015-0.080 mass%, More preferably, it is 0.015-0.060 mass%. The hardenability improvement by solid solution B in combination with B is also effective for improving the fatigue strength. In that case, the range of 0.035 to 0.070 mass% is preferable.
N:0.05質量%以下
Nは、鋼の精錬時に大気中より混入する。0.05質量%を超えた場合、凝固時の割れ発生が顕著になり、圧延または鍛造後でも疵として残り、製品として使用できなくなる。疵が残ったまま鍛造をした場合、その疵が開き、割れが著しく発生しやすくなってしまう。そこで、Nの上限を0.05質量%とした。また、下限については特に限定しないが、過度の低N化は精錬コストを上昇させてしまうため、0.001%以上とするとよい。好ましくは0.0015〜0.03質量%であり、さらに好ましくは0.002〜0.025質量%である。また、鋳造時の割れを完全に抑止し、歩留まり向上を所期する場合は、上限値を0.015質量%としてもよい。さらに、鋼中固溶N量を低減し、冷間鍛造時の動的ひずみ時効による冷間鍛造荷重の上昇を抑え、鍛造荷重低減を所期する場合は、0.002〜0.0060質量%の範囲が好適である。
N: 0.05% by mass or less N is mixed from the atmosphere during refining of steel. If it exceeds 0.05% by mass, cracking during solidification becomes prominent and remains as wrinkles even after rolling or forging, making it unusable as a product. If forging is carried out with the wrinkles remaining, the wrinkles will open and cracks will easily occur. Therefore, the upper limit of N is set to 0.05% by mass. Moreover, although it does not specifically limit about a minimum, since excessively low N raises refining cost, it is good to set it as 0.001% or more. Preferably it is 0.0015-0.03 mass%, More preferably, it is 0.002-0.025 mass%. Moreover, when the crack at the time of casting is completely suppressed and a yield improvement is anticipated, it is good also considering an upper limit as 0.015 mass%. Furthermore, when reducing the amount of solute N in steel, suppressing the increase of cold forging load due to dynamic strain aging during cold forging, and reducing the forging load, the range of 0.002 to 0.0060 mass% is suitable. It is.
以上、本発明の基本成分について説明したが、本発明では、必要に応じて、更に、以下に示す各成分を適宜添加することが可能である。
Mo:1質量%以下、Cu:1質量%以下、Ni:1質量%以下およびB:0.01質量%以下のうちから選ばれる1種または2種以上
As mentioned above, although the basic component of this invention was demonstrated, in this invention, it is possible to add suitably each component shown below further as needed.
Mo: 1% by mass or less, Cu: 1% by mass or less, Ni: 1% by mass or less, and B: 0.01% by mass or less
Mo:1質量%以下
Moは、焼入性と焼戻し軟化抵抗の向上に寄与し、さらには浸炭異常層を低減する効果も示す、有用な元素であるため添加してもよい。しかし、含有量が1質量%を超えると、焼入性が過剰となり、圧延後の取り扱い時に疵または割れが発生する懸念がある。そのため、Mo含有量は1質量%以下の範囲に限定した。なお、Moによる上記の焼入性および焼戻し軟化抵抗の向上、浸炭異常層の低減の効果を発現させるためには、Moは0.01質量%以上で含有されることが好ましい。さらに、好ましくは0.03〜0.5質量%の範囲である。より好ましくは0.05〜0.3質量%である。
Mo: 1% by mass or less
Mo is a useful element that contributes to the improvement of hardenability and temper softening resistance, and further exhibits the effect of reducing the carburizing abnormal layer. However, if the content exceeds 1% by mass, the hardenability becomes excessive, and there is a concern that wrinkles or cracks may occur during handling after rolling. Therefore, the Mo content is limited to a range of 1% by mass or less. In order to exhibit the effects of improving the hardenability and temper softening resistance and reducing the carburizing abnormal layer by Mo, Mo is preferably contained in an amount of 0.01% by mass or more. Furthermore, it is preferably in the range of 0.03-0.5% by mass. More preferably, it is 0.05-0.3 mass%.
Cu:1質量%以下
Cuは、焼入性の向上に寄与する元素であり、また、Seととともに添加することにより、鋼中でSeと結合し、結晶粒の粗大化防止効果を示す有用な元素である。これらの効果を得るためには、Cuは0.01質量%以上で含有されることが好ましい。一方、Cu含有量が1質量%を超えると、圧延材表面肌が荒れてしまい、疵として残存する懸念がある。そこで、Cu量は1質量%以下の範囲に限定した。好ましくは0.015〜0.5質量%の範囲である。より好ましくは0.03〜0.3質量%である。
Cu: 1% by mass or less
Cu is an element that contributes to improving hardenability, and is a useful element that, when added together with Se, binds to Se in steel and exhibits an effect of preventing crystal grain coarsening. In order to obtain these effects, Cu is preferably contained at 0.01% by mass or more. On the other hand, if the Cu content exceeds 1% by mass, the surface of the rolled material becomes rough and there is a concern that it remains as soot. Therefore, the amount of Cu is limited to a range of 1% by mass or less. Preferably it is the range of 0.015-0.5 mass%. More preferably, it is 0.03-0.3 mass%.
Ni:1質量%以下
Niは、焼入性の向上に寄与するとともに、靱性の向上に有用な元素である。これらの効果を得るためには、Niは0.01質量%以上で含有されることが好ましい。一方、1質量%を超えて含有されても、上記の効果が飽和する。よって、Ni含量は1質量%以下の範囲に限定した。好ましくは0.015〜0.5質量%の範囲である。より好ましくは0.03〜0.3質量%である。
Ni: 1% by mass or less
Ni contributes to improving hardenability and is an element useful for improving toughness. In order to obtain these effects, Ni is preferably contained at 0.01% by mass or more. On the other hand, even if it contains exceeding 1 mass%, said effect will be saturated. Therefore, the Ni content is limited to a range of 1% by mass or less. Preferably it is the range of 0.015-0.5 mass%. More preferably, it is 0.03-0.3 mass%.
B:0.01質量%以下
Bは、粒界に偏析し、拡散型変態を抑制することで、焼入れ性を向上するのに有効であり、加えて粒界を強化し、疲労亀裂の発生および進展を抑制し疲労強度を向上させる効果もある。Bによるこの効果を得るためには、0.0003質量%以上でBを含有させることが好ましい。一方、0.01%を超えると、靱性が低下するため、B量は0.01質量%以下の範囲に限定した。好ましくは、0.0005〜0.005質量%の範囲である。より好ましくは0.0007〜0.002質量%である。
B: 0.01% by mass or less B is effective in improving hardenability by segregating at grain boundaries and suppressing diffusion type transformation. In addition, it strengthens grain boundaries and causes the occurrence and progress of fatigue cracks. It also has the effect of suppressing fatigue strength. In order to acquire this effect by B, it is preferable to contain B at 0.0003 mass% or more. On the other hand, if it exceeds 0.01%, the toughness decreases, so the B content is limited to a range of 0.01% by mass or less. Preferably, it is the range of 0.0005-0.005 mass%. More preferably, it is 0.0007-0.002 mass%.
Nb:0.1質量%以下、Hf:0.1質量%以下、Ta:0.1質量%以下およびSe:0.3質量%以下のうちから選ばれる1種または2種以上
Nb:0.1質量%以下
Nbは、鋼中でNbCを形成し、浸炭熱処理時のオーステナイト粒径の粗粒化をピン止め効果により抑制する。Nbによるこの効果を得るためには、少なくとも0.003質量%以上でNbを添加することが好ましい。一方、0.1質量%を超えて添加すると、粗大なNbCの析出による粗粒化抑制能の低下や疲労強度の劣化を招くおそれがあるため、Nb含有量は0.1質量%以下とする。好ましくは、0.005〜0.08質量%である。さらに好ましくは、0.01〜0.06質量%である。
Nb: 0.1% by mass or less, Hf: 0.1% by mass or less, Ta: 0.1% by mass or less and Se: 0.3% by mass or less
Nb: 0.1% by mass or less
Nb forms NbC in the steel and suppresses the coarsening of the austenite grain size during the carburizing heat treatment by the pinning effect. In order to obtain this effect due to Nb, it is preferable to add Nb at least 0.003% by mass or more. On the other hand, if added in excess of 0.1% by mass, there is a risk of reducing the coarsening suppression ability and deterioration of fatigue strength due to coarse precipitation of NbC, so the Nb content is made 0.1% by mass or less. Preferably, it is 0.005-0.08 mass%. More preferably, it is 0.01-0.06 mass%.
Hf:0.1質量%以下
Hfは、鋼中で炭化物を形成し、浸炭熱処理時のオーステナイト粒径の粗粒化をピン止め効果により抑制する。Hfによるこの効果を得るためには、少なくとも0.003質量%以上でHfを添加することが好ましい。一方、0.1質量%を超えて添加すると、鋳造凝固時に粗大な析出物を生成し、粗粒化抑制能の低下や疲労強度の劣化を招くおそれがあるため、Hfの含有量は0.1質量%以下とする。好ましくは、0.005〜0.06質量%である。さらに好ましくは、0.01〜0.05質量%である。
Hf: 0.1% by mass or less
Hf forms carbides in the steel and suppresses the coarsening of the austenite grain size during the carburizing heat treatment by the pinning effect. In order to obtain this effect by Hf, it is preferable to add Hf at least 0.003 mass% or more. On the other hand, if added over 0.1% by mass, coarse precipitates are formed during casting solidification, which may lead to a decrease in coarsening suppression ability and fatigue strength, so the Hf content is 0.1% by mass or less. And Preferably, it is 0.005-0.06 mass%. More preferably, it is 0.01-0.05 mass%.
Ta:0.1質量%以下
Taは、鋼中で炭化物を形成し、浸炭熱処理時のオーステナイト粒の粗粒化をピン止め効果により抑制する。Taによるこの効果を得るためには、少なくとも0.003質量%以上でTaを添加することが好ましい。一方、0.1質量%を超えて添加すると、鋳造凝固時に割れを生じやすくなり、圧延および鍛造後でも疵が残存してしまう懸念があるため、Taの含有量は0.1質量%以下とする。好ましくは、0.005〜0.06質量%である。さらに好ましくは、0.01〜0.05質量%である。
Ta: 0.1% by mass or less
Ta forms carbides in the steel and suppresses the coarsening of austenite grains during the carburizing heat treatment due to the pinning effect. In order to obtain this effect by Ta, it is preferable to add Ta at least 0.003% by mass or more. On the other hand, if added over 0.1% by mass, cracks are likely to occur during casting solidification, and soot may remain even after rolling and forging, so the Ta content is 0.1% by mass or less. Preferably, it is 0.005-0.06 mass%. More preferably, it is 0.01-0.05 mass%.
Se:0.3質量%以下
Seは、MnやCuと結合し、鋼中に析出物として分散する。Se析出物は浸炭熱処理温度域で析出物成長がほとんど起こらず安定に存在しており、オーステナイト粒径のピン止め効果が高い。このため、Se添加は結晶粒の粗大化防止に有効であるが、この効果を得るためには、少なくとも0.001質量%以上でSeを添加することが好ましい。一方、0.3質量%を超えて添加しても、結晶粒の粗大化防止効果は飽和する。このため、Se含有量は0.3質量%とする。好ましくは、0.005〜0.1質量%である。さらに好ましくは、0.008〜0.09質量%である。
Se: 0.3% by mass or less
Se combines with Mn and Cu and disperses as precipitates in the steel. Se precipitates exist stably in the carburizing heat treatment temperature range with little precipitate growth, and have a high pinning effect on the austenite grain size. For this reason, the addition of Se is effective for preventing coarsening of crystal grains, but in order to obtain this effect, it is preferable to add Se at least 0.001% by mass or more. On the other hand, even if added over 0.3% by mass, the effect of preventing coarsening of crystal grains is saturated. For this reason, Se content shall be 0.3 mass%. Preferably, it is 0.005-0.1 mass%. More preferably, it is 0.008-0.09 mass%.
Ti:0.1質量%以下およびV:0.1質量%以下のうちから選ばれる1種または2種
Ti:0.1質量%以下
Tiは、鋼中で炭化物や窒化物を形成し、浸炭熱処理時のオーステナイト粒径の粗粒化をピン止め効果により抑制する。Tiによるこの効果を得るためには、少なくとも0.003質量%以上でTiを含有させることが好ましい。一方、0.1質量%を超えて添加すると、粗大な析出物による粗粒化抑制能の低下を招くおそれがあるため、Ti含有量は0.1質量%以下とする。
また、TiはNとの結合力が極めて強く、少量であっても窒化物を形成する。このTi窒化物は凝固段階から粗大に生成し、圧延後も残存するため、接触疲労強度を著しく低下する場合がある。特に、ピッチングや表面剥離等の接触疲労破壊が優先的に生じる部材または使用環境における負荷応力が非常に高い歯車部品では、Tiをむしろ添加せず不純物としてもなるべく混入を避けることが望ましく、0.003質量%以下としてもよい。
One or two selected from Ti: 0.1% by mass or less and V: 0.1% by mass or less
Ti: 0.1% by mass or less
Ti forms carbides and nitrides in the steel and suppresses the coarsening of the austenite grain size during the carburizing heat treatment due to the pinning effect. In order to acquire this effect by Ti, it is preferable to contain Ti at least 0.003 mass% or more. On the other hand, if added in excess of 0.1% by mass, there is a risk of reducing the coarsening suppression ability due to coarse precipitates, so the Ti content is 0.1% by mass or less.
Ti has a very strong bonding force with N and forms a nitride even in a small amount. Since this Ti nitride is coarsely formed from the solidification stage and remains after rolling, the contact fatigue strength may be significantly reduced. In particular, in parts where contact fatigue failure such as pitting and surface peeling preferentially occurs or gear parts with very high load stress in the usage environment, it is desirable to avoid mixing as much as possible without adding Ti rather than 0.003 mass % Or less.
V:0.1質量%以下
Vは、鋼中でVCを形成し、浸炭熱処理時のオーステナイト粒径の粗粒化をピン止め効果により抑制する。Vによるこの効果を得るためには、少なくとも0.003質量%以上でVを含有させることが好ましい。一方、0.1質量%を超えて添加しても合金コストが高価となるばかりであり、結晶粒の粗大化防止効果は飽和する。よって、V含有量は0.1質量%以下とする。好ましくは、0.005〜0.08質量%である。さらに好ましくは、0.01〜0.06質量%である。
V: 0.1% by mass or less V forms VC in the steel and suppresses the coarsening of the austenite grain size during the carburizing heat treatment by the pinning effect. In order to acquire this effect by V, it is preferable to contain V at least 0.003 mass% or more. On the other hand, adding more than 0.1% by mass only increases the cost of the alloy, and the effect of preventing the coarsening of the crystal grains is saturated. Therefore, the V content is 0.1% by mass or less. Preferably, it is 0.005-0.08 mass%. More preferably, it is 0.01-0.06 mass%.
Sb:0.5質量%以下
Sbは、鋼材表面の脱炭を抑制し、表面硬度の低下を防止するために有効な元素である。この効果を発現させるためには、Sbは0.0003質量%以上含有させることが好ましい。一方、過剰な添加は鍛造性を劣化させることから、Sbの含有量は0.5質量%以下とする。好ましくは、0.001〜0.05質量%であり、更に好ましくは、0.0015〜0.035質量%である。
Sb: 0.5% by mass or less
Sb is an effective element for suppressing the decarburization of the steel surface and preventing the decrease in surface hardness. In order to exhibit this effect, it is preferable to contain 0.0003 mass% or more of Sb. On the other hand, excessive addition degrades forgeability, so the Sb content is 0.5 mass% or less. Preferably, it is 0.001-0.05 mass%, More preferably, it is 0.0015-0.035 mass%.
以上説明した元素以外の残部はFeおよび不可避的不純物である。
ここで、上記の不可避的不純物において、とりわけSnは鍛造性を劣化させることから、可能な限り低減することが好ましい。すなわち、Snの含有量は0.004質量%以下に制限するとよい。更に好ましくは、0.003質量%以下であり、最も好ましくは、スクラップ等の原料配合を調整して達成される0.0015質量%以下である。
The balance other than the elements described above is Fe and inevitable impurities.
Here, among the inevitable impurities described above, Sn, in particular, deteriorates forgeability, so it is preferable to reduce it as much as possible. That is, the Sn content is preferably limited to 0.004% by mass or less. More preferably, it is 0.003% by mass or less, and most preferably 0.0015% by mass or less which is achieved by adjusting the blending of raw materials such as scrap.
次に、本発明における介在物に関する規定について説明する。本発明の肌焼鋼では、回転曲げ疲労試験後の破面を顕微鏡により観察して得られるフィッシュアイ中心部に位置する酸化物系介在物および窒化物系介在物各々の面積A(μm2)が、下記式(1)を満足する必要がある。

√A ≦ 100 (μm) ・・・(1)
Next, the prescription | regulation regarding the inclusion in this invention is demonstrated. In the case-hardened steel of the present invention, the area A (μm 2 ) of each of the oxide inclusions and nitride inclusions located in the center of the fish eye obtained by observing the fracture surface after the rotating bending fatigue test with a microscope. However, it is necessary to satisfy the following formula (1).
√A ≦ 100 (μm) (1)
上掲(1)式の左辺は、疲労破壊の起点となる酸化物系介在物および窒化物系介在物の最大サイズを示す指標である。ここに、Aは、熱間加工による延伸方向、すなわち熱間圧延による場合には圧延方向と、そして熱間鍛造による場合には鍛造による延伸方向と、それぞれ平行に採取した回転曲げ疲労試験片について、疲労試験後の破面を走査型電子顕微鏡により観察することで得られる。
すなわち、酸化物系および窒化物系介在物による疲労破壊に特徴的なフィッシュアイ中心部に位置する酸化物系および窒化物系介在物について、その面積を画像解析にて定量化して求める。この回転曲げ疲労試験片は、平行部直径8mm×平行部長さ16mmの試験片とする。そして、この寸法の試験片7本について回転曲げ疲労試験を行い、フィッシュアイ破壊を生じさせ、7本の試験片のうち最低疲労寿命のものについて、破面を顕微鏡で観察し、フィッシュアイ中心部に位置する酸化物系および窒化物系介在物の面積Aを測定する。上述した成分組成範囲内の鋼から作製する、前記試験片に浸炭熱処理を行って、浸炭後に表面を0.1mm厚で研磨し、負荷応力600MPa以上の条件で回転曲げ疲労試験を行うことによって、フィッシュアイ破壊を生じる。かように誘発させたフィッシュアイの中心部に存在する酸化物系および窒化物系介在物の面積Aの平方根は、疲労寿命に影響を及ぼす最大の酸化物系および窒化物系介在物の大きさとして評価できるのである。本発明に従う、上記介在物の大きさの求め方によれば、(7.9mm÷2)2×16mm×7=343mm3の体積中の最大介在物の大きさを評価できる。従来の被検面積中に存在する介在物の大きさ、数量または密度の測定法では、このような大体積中の介在物の状態の測定はできず、疲労寿命に影響を及ぼす介在物の評価は行うことができない。
The left side of the above equation (1) is an index indicating the maximum size of oxide inclusions and nitride inclusions that are the starting points of fatigue fracture. Here, A is the direction of stretching by hot working, that is, the rolling direction in the case of hot rolling, and the direction of stretching by forging in the case of hot forging. It is obtained by observing the fracture surface after the fatigue test with a scanning electron microscope.
That is, the area of the oxide-based and nitride-based inclusions located at the center of the fish eye, which is characteristic of fatigue fracture due to oxide-based and nitride-based inclusions, is quantified by image analysis. This rotating bending fatigue test piece is a test piece having a parallel part diameter of 8 mm and a parallel part length of 16 mm. Then, a rotating bending fatigue test was performed on seven test pieces having this size, causing fish eye breakage, and the fracture surface of the seven test pieces having the lowest fatigue life was observed with a microscope. Measure the area A of oxide-based and nitride-based inclusions located in Prepared from the steel in the component composition range described above, by carburizing heat treatment on the test piece, polishing the surface with a thickness of 0.1 mm after carburizing, and performing a rotating bending fatigue test under conditions of a load stress of 600 MPa or more, Causes eye destruction. The square root of the area A of oxide-based and nitride-based inclusions present in the center of the fish eye thus induced is the size of the largest oxide-based and nitride-based inclusions that affect fatigue life. It can be evaluated as. According to the method for determining the size of the inclusion according to the present invention, the size of the maximum inclusion in a volume of (7.9 mm ÷ 2) 2 × 16 mm × 7 = 343 mm 3 can be evaluated. The conventional method for measuring the size, quantity or density of inclusions present in the test area cannot measure the state of inclusions in such a large volume, and the evaluation of inclusions affecting fatigue life Can not do.
なお、本発明の鋼組成に従う介在物には、主として硫化物系、酸化物系および窒化物系があり、上記した回転曲げ疲労試験後の破面において、次のように選別することができる。すなわち、EDX(エネルギー分散型X線分光法装置)を搭載したSEM(走査型電子顕微鏡)を用いることにより、介在物の組成分析が可能である。本発明では、EDXによる分析の結果、酸素を含む介在物を酸化物系介在物として、窒素を含む介在物を窒化物系介在物として扱う。   Inclusions according to the steel composition of the present invention mainly include sulfides, oxides, and nitrides, and can be selected as follows on the fracture surface after the rotary bending fatigue test described above. That is, the composition analysis of inclusions is possible by using an SEM (scanning electron microscope) equipped with EDX (energy dispersive X-ray spectroscopy apparatus). In the present invention, as a result of analysis by EDX, inclusions containing oxygen are treated as oxide inclusions, and inclusions containing nitrogen are treated as nitride inclusions.
本発明における上記の酸化物系および窒化物系介在物の評価手法では、343mm3という大体積中で、実際に鋼の疲労破壊の起点となった酸化物系および窒化物系介在物の大きさを評価できるため、疲労寿命の予測精度がより向上する。 In the above-described evaluation method for oxide-based and nitride-based inclusions in the present invention, the size of oxide-based and nitride-based inclusions that actually became the starting point of fatigue fracture of steel in a large volume of 343 mm 3. Therefore, the fatigue life prediction accuracy is further improved.
そして、予測精度が向上した手法での最大介在物サイズの指標により、上掲式(1)を満足するように、従来鋼にはない範囲にまで酸化物系および窒化物系介在物サイズを小さくすれば、高い疲労寿命を有する肌焼鋼が得られることがわかった。すなわち、上掲式(1)の左辺が100を超えると、早期疲労破壊を示し、疲労強度が低下してしまう。より好ましくは、(1)式の左辺が80以下であり、さらに好ましくは、50以下である。   Then, the oxide and nitride inclusion sizes are reduced to a range that does not exist in the conventional steel so as to satisfy the above formula (1) by using the index of the maximum inclusion size by the method with improved prediction accuracy. It was found that a case-hardened steel having a high fatigue life can be obtained. That is, when the left side of the above formula (1) exceeds 100, early fatigue failure is indicated and the fatigue strength is reduced. More preferably, the left side of the formula (1) is 80 or less, and more preferably 50 or less.
次に、本発明の肌焼鋼の製造方法について説明する。
上掲式(1)を満足させるためには、上記した範囲への成分組成に調整に加えて、鋳片を、下記式(2)を満足する断面減少率にて熱間鍛造および/または熱間圧延による熱間加工を施し、棒鋼または線材とする必要がある。

(Si―Sf)/Si ≧0.985 ・・・(2)
但し、Si:鋳片断面積(mm2
f:熱間加工後の棒鋼または線材の断面積(mm2
Next, the manufacturing method of the case hardening steel of this invention is demonstrated.
In order to satisfy the above formula (1), in addition to the adjustment of the component composition to the above range, the slab is subjected to hot forging and / or heat at a cross-sectional reduction rate satisfying the following formula (2). It is necessary to perform hot working by hot rolling to form a steel bar or wire.
(S i -S f ) / S i ≧ 0.985 (2)
However, S i : slab cross-sectional area (mm 2 )
S f : Cross section of steel bar or wire after hot working (mm 2 )
上掲式(2)の左辺は、鋳片に熱間加工を施す際の断面減少率を示す指標である。ここで、熱間加工は、熱間鍛造であってもよいし熱間圧延であってもよい。さらに、熱間鍛造と熱間圧延との両方を行う場合であってもよい。Si、Sfはそれぞれ、熱間加工時の延伸方向と直交する断面における鋳片断面積(mm2)、熱間加工後の棒鋼または線材の断面積(mm2)である。そして、上掲式(2)の左辺で示される指標が、0.985未満では、疲労試験において粗大な介在物に起因する早期疲労破壊を示し、疲労強度が低下してしまう。より好ましくは、(2)式の左辺が0.990以上であり、さらに好ましくは、0.995以上である。最適は0.9995以上である。 The left side of the above equation (2) is an index indicating the cross-sectional reduction rate when hot working is performed on the slab. Here, the hot working may be hot forging or hot rolling. Furthermore, it may be a case where both hot forging and hot rolling are performed. Each S i, it is S f, the billet cross-sectional area in a cross section perpendicular to the stretching direction at the time of hot working (mm 2), the cross-sectional area of the steel bar or wire rod after hot working (mm 2). If the index shown on the left side of the above equation (2) is less than 0.985, it indicates early fatigue failure due to coarse inclusions in the fatigue test, and the fatigue strength decreases. More preferably, the left side of the formula (2) is 0.990 or more, and more preferably 0.995 or more. The optimum is above 0.9993.
以上のようにして製造された本発明の肌焼鋼は、熱間鍛造、冷間鍛造、切削等の加工が施されて部品形状に仕上げられ、その後、公知の浸炭処理が施されて部品となる。加工にあたり、熱間鍛造や冷間鍛造を施した場合には、酸化物系および窒化物系介在物のサイズは変化するが、疲労寿命を悪化させる側、つまり、上記Aの値が大きくなる側に変化することはないため、これらの加工が施されて部品となる場合であっても、本発明の肌焼鋼を用いることは有効である。   The case-hardened steel of the present invention manufactured as described above is subjected to processing such as hot forging, cold forging, cutting and the like to be finished into a part shape, and then subjected to a known carburizing treatment to obtain a component and Become. In processing, when hot forging or cold forging is performed, the size of oxide-based and nitride-based inclusions changes, but the side that deteriorates fatigue life, that is, the side where the value of A increases Therefore, it is effective to use the case-hardened steel of the present invention even when these parts are processed to form a part.
以下、実施例に従って、本発明の構成および作用効果をより具体的に説明する。しかし、本発明は下記の実施例によって制限を受けるものではなく、本発明の趣旨に適合し得る範囲内にて適宜変更することも可能であり、これらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。   Hereinafter, according to an Example, the structure and effect of this invention are demonstrated more concretely. However, the present invention is not limited by the following examples, and can be appropriately changed within the scope that can meet the gist of the present invention, and these are all included in the technical scope of the present invention. It is.
表1および表2に示す成分組成の鋼を溶製し、種々の断面減少率にて熱間圧延し、種々の直径を有する丸棒に成形した。得られた丸棒について、機械構造用鋼に求められる各種特性の評価を行った。すなわち、圧延ままの鋼についての光学顕微鏡組織観察、硬度測定、介在物分布測定、鍛造性(限界割れ試験)、さらに、鋼を浸炭した後の硬度分布測定、浸炭後回転曲げ疲労試験、浸炭後旧オーステナイト粒観察を、それぞれ実施した。   Steels having the component compositions shown in Tables 1 and 2 were melted and hot-rolled at various cross-section reduction rates to form round bars having various diameters. The obtained round bar was evaluated for various properties required for machine structural steel. That is, optical microstructure observation of as-rolled steel, hardness measurement, inclusion distribution measurement, forgeability (limit crack test), further, hardness distribution measurement after carburizing steel, post-carburizing rotational bending fatigue test, after carburizing Old austenite grain observation was carried out, respectively.
ここで、圧延まま鋼についての光学顕微鏡観察は、丸棒横断面の表面から直径の1/4深さ位置(以下、直径1/4位置とする)を鏡面研磨後、ナイタール3%液でエッチングした後、観察した。倍率:400倍にて10視野撮影後、フェライト面積率を画像解析ソフト(Media Cybernetics社製Image-Pro_PLUS)にて定量化し、評価した。 Here, as-rolled steel is observed with an optical microscope by etching a 1/4 depth position (hereinafter referred to as a 1/4 diameter position) from the surface of the cross section of the round bar with mirror polishing and then etching with 3% Nital solution. And then observed. Magnification: After 400 times in the 10 field of view shooting, to quantify the ferrite area ratio by image analysis software (Media Cybernetics, Inc. Image-Pro _ PLUS), were evaluated.
硬度測定は、丸棒横断面の直径1/4位置について、300gfでビッカース硬度を測定した。10点計測し、平均値を算出し評価した。冷間鍛造用として使用するにはHV180以下が望ましい。一方、熱間鍛造用の場合、圧延まま硬度は任意の値でも問題ない。   For the hardness measurement, the Vickers hardness was measured at 300 gf at the 1/4 position of the diameter of the round bar cross section. Ten points were measured, and the average value was calculated and evaluated. HV180 or less is desirable for use in cold forging. On the other hand, in the case of hot forging, there is no problem even if the hardness is as it is rolled.
介在物予測最大径を求めるための介在物分布測定は、圧延まま材の酸化物系および窒化物系介在物の最大サイズは極値分布(ワイブル分布)に従うと仮定し、極値統計法を用いて算出した。すなわち、丸棒横断面の直径1/4位置を鏡面研磨後、EDXを搭載したSEMを用いて倍率100倍×20視野(1視野当たり15mm2、合計視野面積300mm2)を観察した。各視野の最大酸化物系および窒化物系介在物の面積を画像解析により求め、該面積の平方根を算出する。測定した20視野の最大の酸化物系および窒化物系介在物の面積の平方根を用い、極値確率紙を用いて、面積40,000mm2での予測値を最大サイズとした。なお、該方法は一般的な方法であり、上記以外の測定条件については、常法に従えばよく、参照文献は、例えば「JIS点算法の問題点と極値統計法による介在物評価とその応用 鉄と鋼Vol.79(1993)No.12」である。 Inclusion distribution measurement to determine the maximum predicted inclusion inclusion diameter is based on the extreme value statistical method, assuming that the maximum size of oxide and nitride inclusions in the as-rolled material follows the extreme value distribution (Weibull distribution). Calculated. That is, a 1/4 position of the diameter of the cross section of the round bar was mirror-polished, and a magnification of 100 × 20 fields (15 mm 2 per field, total field area 300 mm 2 ) was observed using an SEM equipped with EDX. The areas of the maximum oxide and nitride inclusions in each field of view are obtained by image analysis, and the square root of the area is calculated. Using the square root of the area of the maximum oxide-based and nitride-based inclusions measured in 20 fields of view, using an extreme probability paper, the predicted value at an area of 40,000 mm 2 was defined as the maximum size. The method is a general method, and the measurement conditions other than those described above may follow a conventional method. References include, for example, “Problems of JIS point calculation method and inclusion evaluation by extreme value statistical method and its Application Iron and Steel Vol. 79 (1993) No. 12 ”.
鍛造性の評価は、冷間据込み性試験(日本塑性加工学会冷間鍛造分科会制定)によって得られる限界据込率で評価した。棒鋼の直径1/2位置(中心)から、直径:14mmおよび高さ:21mmの円柱試験片を採取し、該円柱試験片の周面にV溝を形成してから、300tプレス機を用いて、V溝の溝底から割れが発生するまでの据込率で評価した。なお、V溝は、溝底R:0.15とし、開き角:30°で深さ:0.8mmとした。熱間鍛造、冷間鍛造ともに、限界据込率が30%以上であれば割れが発生しにくい。   The forgeability was evaluated by the limit upsetting rate obtained by the cold upsetting test (established by the Japan Society for Technology of Plasticity Cold Forging). A cylindrical test piece having a diameter of 14 mm and a height of 21 mm was taken from the position (center) of the diameter of the steel bar, and a V-groove was formed on the peripheral surface of the cylindrical test piece. The upsetting rate until cracking occurred from the groove bottom of the V groove was evaluated. The V groove had a groove bottom R of 0.15, an opening angle of 30 °, and a depth of 0.8 mm. In both hot and cold forging, cracks are unlikely to occur if the limit upsetting rate is 30% or more.
浸炭後硬度分布測定は、30mmφの丸棒を図1に示す熱履歴条件で浸炭焼入れ、焼戻し処理を実施し、垂直断面(円形状)について、表層から中心まで300gfでビッカース硬度を測定した。有効硬化層深さ(ECD)として、表層からHV550mmになる位置までの層深さを評価した。疲労強度確保のためECDが0.5mm以上であることが望ましい。   After carburizing, the hardness distribution was measured by carburizing and tempering a 30 mmφ round bar under the heat history conditions shown in FIG. As the effective hardened layer depth (ECD), the layer depth from the surface layer to the position of HV550 mm was evaluated. In order to ensure fatigue strength, it is desirable that ECD is 0.5 mm or more.
浸炭後の回転曲げ疲労試験は、平行部直径8mm×平行部長さ16mmの試験片を丸棒の直径1/2位置より採取し、図1の条件で浸炭焼き入れ、焼き戻し処理を実施した後、両振り小野式回転曲げ疲労試験に供した。負荷応力は1000MPa、回転数は3500rpmで実施し、フィッシュアイ破壊を生じた試験片7本のうちで最低疲労寿命であったものを評価した。すなわち、最低疲労寿命を示した試験片を対象に、その破面についてEDXを搭載したSEMにて観察し、フィッシュアイ中心部の酸化物系および窒化物系介在物面積を画像解析(Media Cybernetics社製Image-Pro_PLUS)にて求め、面積Aとした。本試験において、破断までの繰り返し数が100,000回以上の疲労寿命を有する場合、高疲労強度とみなすことができる。 In the rotating bending fatigue test after carburizing, a test piece with a parallel part diameter of 8 mm x parallel part length of 16 mm was taken from the 1/2 position of the diameter of the round bar and carburized and tempered under the conditions shown in FIG. Then, it was subjected to a double swing Ono type rotary bending fatigue test. The load stress was 1000 MPa, the rotation speed was 3500 rpm, and the test piece with the lowest fatigue life was evaluated among the seven test pieces that caused fisheye fracture. In other words, the specimen with the lowest fatigue life was observed, and the fracture surface was observed with an SEM equipped with EDX, and the area of oxide and nitride inclusions in the center of fish eye was analyzed (Media Cybernetics). determined in manufactured by Image-Pro _ PLUS), it was the area a. In this test, if the fatigue life is 100,000 times or more until the fracture, it can be regarded as high fatigue strength.
浸炭後旧オーステナイト粒観察は、鋼の直径1/2位置(中心)から、直径:14mmおよび高さ:21mmの円柱試験片を採取し、該円柱試験片の周面にV溝を形成してから、300tプレス機を用いて、据込率0%(鍛造無し)と70%の冷間鍛造を実施し、図1に示す熱履歴条件で浸炭焼き入れ、焼き戻し処理を実施した後、断面組織を、JIS_G0551の「鋼−結晶粒度の顕微鏡試験方法」に従い、結晶粒度の評価を実施した。また、加えて、同一試験片の断面組織について、光学顕微鏡で倍率:400倍にて10視野撮影後、62μm以下の結晶粒の面積率および177μm超えの結晶粒の面積率を画像解析ソフト(Media Cybernetics社製Image-Pro_PLUS)にて定量化し、評価した。 After carburizing, the old austenite grains were observed by taking a cylindrical test piece with a diameter of 14 mm and a height of 21 mm from the position (center) of the diameter 1/2 of the steel, and forming a V-groove on the peripheral surface of the cylindrical test piece. Then, using a 300-ton press, cold forging with an upsetting rate of 0% (no forging) and 70%, carburizing and tempering under the heat history conditions shown in FIG. organization, of JIS _ G0551 - in accordance with the "steel microscope test method of grain size", was carried out to evaluate the grain size. In addition, for the cross-sectional structure of the same specimen, after taking 10 fields of view with an optical microscope at a magnification of 400 times, the area ratio of crystal grains of 62 μm or less and the area ratio of crystal grains of over 177 μm were calculated using image analysis software quantified at Cybernetics Inc. Image-Pro _ PLUS), it was evaluated.
かくして得られた測定、評価結果を表3および表4に示す。また、図2は顕微鏡観察による介在物予測最大径と回転曲げ疲労寿命との関係を、図3は減面率と√Aとの関係を、図4は√Aと回転曲げ疲労試験結果との関係を、それぞれ示す。なお、図2〜図4は、回転疲労寿命に及ぼす鋼組成の影響を極力除外して、単純に回転疲労寿命に及ぼす介在物予測最大径や√Aの影響を見られるようにするために、成分組成が本発明の範囲内のものについてのみのデータとした。これらより、顕微鏡観察による介在物予測最大径は疲労寿命との相関性がほとんどないが、上述した本発明の手法で求められる√Aは疲労寿命との相関性が高い。従って、本発明に従う肌焼鋼は高疲労強度を有することが分かる。   Tables 3 and 4 show the measurement and evaluation results thus obtained. 2 shows the relationship between the maximum predicted inclusion diameter by microscopic observation and the rotational bending fatigue life, FIG. 3 shows the relationship between the area reduction ratio and √A, and FIG. 4 shows the relationship between √A and the rotational bending fatigue test results. Each relationship is shown. 2 to 4 exclude the influence of the steel composition on the rotational fatigue life as much as possible so that the influence of the predicted maximum diameter of inclusions and √A on the rotational fatigue life can be simply seen. The data is only for the component composition within the scope of the present invention. From these, the predicted maximum inclusion diameter by microscopic observation has little correlation with the fatigue life, but √A obtained by the above-described method of the present invention has a high correlation with the fatigue life. Therefore, it turns out that the case hardening steel according to this invention has high fatigue strength.

Claims (10)

  1. C:0.10〜0.40質量%、
    Si:0.01〜1.20質量%、
    Mn:0.30〜1.50質量%、
    P:0.1質量%以下、
    S:0.5質量%以下、
    Cr:0.40〜2.00質量%、
    Al:0.010〜0.080質量%、
    N:0.05質量%以下
    を含み、残部はFe及び不可避的不純物の成分組成を有し、回転曲げ疲労試験後の破面を顕微鏡により観察して得られるフィッシュアイ中心部に位置する酸化物系介在物および窒化物系介在物各々の面積A(μm2)が、下記式(1)を満足する肌焼鋼。

    √A ≦ 100(μm) ・・・(1)
    C: 0.10-0.40 mass%,
    Si: 0.01-1.20 mass%,
    Mn: 0.30-1.50 mass%,
    P: 0.1% by mass or less,
    S: 0.5 mass% or less,
    Cr: 0.40 to 2.00% by mass,
    Al: 0.010 to 0.080 mass%,
    N: 0.05% by mass or less, with the balance being Fe and inevitable impurities, with oxide-based intervention located at the center of the fish eye obtained by observing the fracture surface after a rotating bending fatigue test with a microscope Case-hardened steel in which the area A (μm 2 ) of each of the inclusions and nitride inclusions satisfies the following formula (1).
    √A ≦ 100 (μm) (1)
  2. 前記成分組成はさらに、
    Mo:1質量%以下、
    Cu:1質量%以下、
    Ni:1質量%以下および
    B:0.01質量%以下
    のうちから選ばれる1種または2種以上を含有する請求項1に記載の肌焼鋼。
    The component composition further includes
    Mo: 1% by mass or less
    Cu: 1% by mass or less
    The case hardening steel of Claim 1 containing 1 type (s) or 2 or more types chosen from Ni: 1 mass% or less and B: 0.01 mass% or less.
  3. 前記成分組成はさらに、
    Nb:0.1質量%以下、
    Hf:0.1質量%以下、
    Ta:0.1質量%以下および
    Se:0.3質量%以下
    のうちから選ばれる1種または2種以上を含有する請求項1または2に記載の肌焼鋼。
    The component composition further includes
    Nb: 0.1% by mass or less,
    Hf: 0.1 mass% or less,
    Ta: 0.1% by mass or less
    Se: The case hardening steel of Claim 1 or 2 containing 1 type, or 2 or more types chosen from 0.3 mass% or less.
  4. 前記成分組成はさらに、
    Ti:0.1質量%以下および
    V:0.1質量%以下
    のうちから選ばれる1種または2種を含有する請求項1乃至3のいずれかに記載の肌焼鋼。
    The component composition further includes
    The case hardening steel according to any one of claims 1 to 3, comprising one or two selected from Ti: 0.1 mass% or less and V: 0.1 mass% or less.
  5. 前記成分組成はさらに、
    Sb:0.5質量%以下
    を含有する請求項1乃至4のいずれかに記載の肌焼鋼。
    The component composition further includes
    The case-hardened steel according to any one of claims 1 to 4, comprising Sb: 0.5% by mass or less.
  6. C:0.10〜0.40質量%、
    Si:0.01〜1.20質量%、
    Mn:0.30〜1.50質量%、
    P:0.1質量%以下、
    S:0.5質量%以下、
    Cr:0.40〜2.00質量%、
    Al:0.010〜0.080質量%および
    N:0.05質量%以下
    を含み、残部はFe及び不可避的不純物の成分組成を有する鋼の鋳片を、下記式(2)を満足する断面減少率にて熱間加工を施し、棒鋼または線材とする、回転曲げ疲労試験後の破面を顕微鏡により観察して得られるフィッシュアイ中心部に位置する酸化物系介在物および窒化物系介在物各々の面積A(μm 2 )が、下記式(1)を満足する肌焼鋼の製造方法。

    √A ≦ 100(μm) ・・・(1)
    (Si―Sf)/Si ≧0.985 ・・・(2)
    但し、Si:鋳片断面積(mm2
    Sf:熱間加工後の棒鋼または線材の断面積(mm2
    C: 0.10-0.40 mass%,
    Si: 0.01-1.20 mass%,
    Mn: 0.30-1.50 mass%,
    P: 0.1% by mass or less,
    S: 0.5 mass% or less,
    Cr: 0.40 to 2.00% by mass,
    Al: 0.010 to 0.080% by mass and N: 0.05% by mass or less, the balance being hot with a steel slab having a component composition of Fe and inevitable impurities at a cross-sectional reduction rate satisfying the following formula (2) The area A (μm) of oxide inclusions and nitride inclusions located at the center of the fish eye obtained by observing the fracture surface after the rotating bending fatigue test with a microscope by processing into a steel bar or wire rod 2 ) is a method for producing case-hardened steel that satisfies the following formula (1) .
    Record
    √A ≦ 100 (μm) (1)
    (Si−Sf) /Si≧0.985 (2)
    Si: slab cross-sectional area (mm 2 )
    Sf: Sectional area of steel bar or wire after hot working (mm 2 )
  7. 前記成分組成は、さらに、
    Mo:1質量%以下、
    Cu:1質量%以下、
    Ni:1質量%以下および
    B:0.01質量%以下
    のうちから選ばれる1種または2種以上を含有する請求項6に記載の肌焼鋼の製造方法。
    The component composition further includes:
    Mo: 1% by mass or less
    Cu: 1% by mass or less
    The manufacturing method of the case hardening steel of Claim 6 containing 1 type (s) or 2 or more types chosen from Ni: 1 mass% or less and B: 0.01 mass% or less.
  8. 前記成分組成はさらに、
    Nb:0.1質量%以下、
    Hf:0.1質量%以下、
    Ta:0.1質量%以下および
    Se:0.3質量%以下
    のうちから選ばれる1種または2種以上を含有する請求項6または7に記載の肌焼鋼の製造方法。
    The component composition further includes
    Nb: 0.1% by mass or less,
    Hf: 0.1 mass% or less,
    Ta: 0.1% by mass or less
    Se: The manufacturing method of the case hardening steel of Claim 6 or 7 containing 1 type, or 2 or more types chosen from 0.3 mass% or less.
  9. 前記成分組成はさらに、
    Ti:0.1質量%以下および
    V:0.1質量%以下
    のうちから選ばれる1種または2種を含有する請求項6乃至8のいずれかに記載の肌焼鋼の製造方法。
    The component composition further includes
    The manufacturing method of the case hardening steel in any one of Claim 6 thru | or 8 containing 1 type or 2 types chosen from Ti: 0.1 mass% or less and V: 0.1 mass% or less.
  10. 前記成分組成はさらに、
    Sb:0.5質量%以下
    を含有する請求項6乃至9のいずれかに記載の肌焼鋼の製造方法。
    The component composition further includes
    The manufacturing method of the case hardening steel in any one of Claim 6 thru | or 9 containing 0.5 mass% or less of Sb.
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