JP6628014B1 - Steel for parts to be carburized - Google Patents

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Abstract

浸炭処理前に溶接して部品を製造した場合でも、優れた疲労強度が得られる浸炭処理が行われる部品用の鋼材を提供する。本開示の鋼材は、質量%で、C:0.09〜0.16%、Si:0.01〜0.50%、Mn:0.40〜0.60%、P:0.030%以下、S:0.025%以下、Cr:0.90〜2.00%、Mo:0.10〜0.40%、Al:0.005〜0.030%、Ti:0.010〜0.050%未満、Nb:0.010〜0.030%、N:0.0080%以下、O:0.0030%以下、B:0.0003〜0.0030%、Ca:0.0005〜0.0050%、及び、残部:Fe及び不純物からなり、明細書に記載の式(1)〜式(3)を満たす化学組成を有する。鋼材の軸方向に平行な断面において、Mn硫化物が70.0個/mm2以下であり、酸化物が25.0個/mm2以下である。Provided is a steel material for a component that is subjected to a carburizing process to obtain excellent fatigue strength even when a component is manufactured by welding before the carburizing process. In the steel material of the present disclosure, in mass%, C: 0.09 to 0.16%, Si: 0.01 to 0.50%, Mn: 0.40 to 0.60%, P: 0.030% or less , S: 0.025% or less, Cr: 0.90-2.00%, Mo: 0.10-0.40%, Al: 0.005-0.030%, Ti: 0.010-0. Less than 050%, Nb: 0.010-0.030%, N: 0.0080% or less, O: 0.0030% or less, B: 0.0003-0.0030%, Ca: 0.0005-0. 0050% and the balance: Fe and impurities, having a chemical composition satisfying the formulas (1) to (3) described in the specification. In a section parallel to the axial direction of the steel material, Mn sulfide is 70.0 / mm2 or less and oxide is 25.0 / mm2 or less.

Description

本発明は、鋼材に関し、さらに詳しくは、浸炭処理が行われる部品に用いられる鋼材に関する。   The present invention relates to a steel material, and more particularly, to a steel material used for a part to be carburized.

機械構造用部品に使用される鋼材は、一般に、Mn、Cr、Mo、及び、Ni等を組み合わせて含有する。機械構造用部品には、浸炭処理が行われる部品がある。浸炭処理が行われる部品に用いられる鋼材は、上述の化学組成を有し、鋳造、鍛造、圧延等によって製造される。以下、本明細書では、浸炭処理が行われる部品を「浸炭部品」と称する。   A steel material used for a machine structural component generally contains a combination of Mn, Cr, Mo, Ni, and the like. Some parts for machine structure are parts to be carburized. A steel material used for a part to be carburized has the above-mentioned chemical composition, and is manufactured by casting, forging, rolling, or the like. Hereinafter, in this specification, a part to be carburized is referred to as a “carburized part”.

浸炭部品はたとえば、次の方法で製造される。鋼材に対して、鍛造、及び、切削等の機械加工により中間品を製造する。中間品に対して、浸炭処理を実施して、表層部の硬化層である浸炭層と、浸炭処理の影響が及んでいない母材である芯部とを備える浸炭部品を製造する。   The carburized part is manufactured, for example, by the following method. For steel products, intermediate products are manufactured by machining such as forging and cutting. Carburizing is performed on the intermediate product to produce a carburized component including a carburized layer that is a hardened layer of a surface layer portion and a core that is a base material that is not affected by the carburizing process.

浸炭部品を製造するコストのうち、切削加工に関わるコストが非常に大きい。切削加工は切削の工具が高価であるだけでなく、切りくずを多量に生成する。そのため、歩留まりの観点からも不利である。このため、切削加工を鍛造に置き換えることが試みられている。鍛造方法は熱間鍛造、温間鍛造、冷間鍛造に大別できる。温間鍛造はスケールの発生が少なく、熱間鍛造よりも寸法精度が改善されるという特徴がある。また、冷間鍛造はスケールの発生がなく、寸法精度が切削に近いという特徴がある。したがって、熱間鍛造で大まかな加工を行った後に冷間鍛造で仕上げ加工を行うこと、温間鍛造を行った後に仕上げとして軽度の切削を行うこと、又は、冷間鍛造のみで成型を行うこと等が検討されてきた。しかしながら、切削加工を温間鍛造又は冷間鍛造に置き換える場合、鋼材の変形抵抗が大きければ、金型にかかる面圧が増加し、金型寿命が低下する。そのため、切削に対するコストメリットが小さくなる。また、鋼材を複雑な形状に成型する場合、大きな加工が加わる部位に割れが生じる等の問題が発生する。このため、鋼材の軟質化や限界加工率の向上を目的として、種々の技術が検討されてきた。   Among the costs of manufacturing carburized parts, the cost related to cutting is very large. The cutting process is not only expensive for cutting tools, but also generates a large amount of chips. Therefore, it is disadvantageous from the viewpoint of yield. For this reason, it has been attempted to replace the cutting with forging. Forging methods can be broadly classified into hot forging, warm forging, and cold forging. Warm forging is characterized in that scale is less generated and dimensional accuracy is improved as compared to hot forging. Further, cold forging is characterized in that scale is not generated and dimensional accuracy is close to cutting. Therefore, rough finishing by hot forging and then finishing by cold forging, finishing by warm forging and light cutting as finishing, or molding by cold forging only Etc. have been studied. However, when the cutting process is replaced by warm forging or cold forging, if the deformation resistance of the steel material is large, the surface pressure applied to the mold increases, and the life of the mold decreases. Therefore, the cost merit for cutting is reduced. In addition, when a steel material is formed into a complicated shape, there arises a problem that a crack is generated at a portion where a large processing is applied. For this reason, various techniques have been studied for the purpose of softening steel materials and improving the critical working ratio.

特許文献1は、従来鋼よりも冷間鍛造時の変形抵抗が小さく、限界加工率が大きく、さらに、浸炭処理後に、従来鋼と同等の硬化層及び芯部硬さを有する、浸炭用鋼を開示する。特許文献1に記載の浸炭用鋼は、化学成分が、質量%で、C:0.07%〜0.13%、Si:0.0001%〜0.50%、Mn:0.0001%〜0.80%、S:0.0001%〜0.100%、Cr:1.30%超〜5.00%、B:0.0005%〜0.0100%、Al:0.0001%〜1.0%、Ti:0.010%〜0.10%を含有し、N:0.0080%以下、P:0.050%以下、O:0.0030%以下に制限し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、化学成分中の各元素の質量%で示した含有量が、硬さ指標として下記の式1、焼入れ性指標として下記の式2、及び、TiC析出量指標として下記の式3、を満たすことを特徴とする。0.10<C+0.194×Si+0.065×Mn+0.012×Cr+0.078×Al<0.235・・・(式1)、7.5<(0.7×Si+1)×(5.1×Mn+1)×(2.16×Cr+1)<44・・・(式2)、0.004<Ti−N×(48/14)<0.030・・・(式3)。特許文献1の浸炭用鋼は、上述の化学組成を有することにより、冷間鍛造時の限界加工率を高め、浸炭処理後に、従来鋼と同等の硬化層及び鋼部硬さが得られる。   Patent Literature 1 discloses a carburizing steel that has a lower deformation resistance during cold forging than a conventional steel, has a higher critical working rate, and has a hardened layer and a core hardness equivalent to those of the conventional steel after carburizing. Disclose. The carburizing steel described in Patent Literature 1 has a chemical composition in mass% of C: 0.07% to 0.13%, Si: 0.0001% to 0.50%, Mn: 0.0001% to 0.80%, S: 0.0001% to 0.100%, Cr: more than 1.30% to 5.00%, B: 0.0005% to 0.0100%, Al: 0.0001% to 1 0.010% to 0.10%, N: 0.0080% or less, P: 0.050% or less, O: 0.0030% or less, the balance being Fe and It consists of unavoidable impurities, and the content represented by mass% of each element in the chemical component is represented by the following formula 1 as a hardness index, the following formula 2 as a hardenability index, and the following formula as a TiC precipitation amount index. It is characterized by satisfying 3. 0.10 <C + 0.194 × Si + 0.065 × Mn + 0.012 × Cr + 0.078 × Al <0.235 (Equation 1), 7.5 <(0.7 × Si + 1) × (5.1 × Mn + 1) × (2.16 × Cr + 1) <44 (Equation 2), 0.004 <Ti−N × (48/14) <0.030 (Equation 3). The carburizing steel of Patent Literature 1 has the above-described chemical composition, thereby increasing the critical working ratio at the time of cold forging, and after carburizing, a hardened layer and a steel part hardness equivalent to those of conventional steel are obtained.

国際公開第2012/108460号公報WO2012 / 108460

ところで、自動車に用いられる機械構造用部品には、浸炭部品が複数利用されている。たとえば、無段階変速機(CVT)の可変径プーリにも浸炭部品が利用されている。可変径プーリに代表される大型の浸炭部品は、上述のとおり、鍛造後に切削加工することにより製造されている。しかしながら、大型の鋼材を冷間鍛造により成型しようとすれば、冷間鍛造機に過剰な負荷がかかる。そのため、大型の浸炭部品を冷間鍛造により成型する場合、複数の部材を冷間鍛造により成型し、その後、これらの部材を摩擦接合やレーザー接合といった溶接により接合し、接合された鋼部材を浸炭処理することにより、大型の浸炭部品を製造する方法が検討されている。   By the way, a plurality of carburized parts are used as mechanical structural parts used for automobiles. For example, carburized parts are also used in the variable diameter pulley of a continuously variable transmission (CVT). As described above, large-sized carburized parts represented by variable-diameter pulleys are manufactured by cutting after forging. However, if a large steel material is to be formed by cold forging, an excessive load is applied to the cold forging machine. Therefore, when large-sized carburized parts are formed by cold forging, a plurality of members are formed by cold forging, and then these members are joined by welding such as friction welding or laser welding, and the joined steel members are carburized. A method of manufacturing a large-sized carburized part by processing is being studied.

このように溶接により浸炭部品を製造する場合、接合材である浸炭部品の疲労強度(接合疲労強度)が求められる。   In the case where a carburized component is manufactured by welding as described above, the fatigue strength (joining fatigue strength) of the carburized component as a joining material is required.

本開示の目的は、鋼材の段階で、従来鋼材よりも冷間鍛造時の限界加工率が大きく、さらに、溶接を行った場合であっても、浸炭処理後において優れた疲労強度が得られる、浸炭処理が行われる部品用の鋼材を提供することである。   The purpose of the present disclosure, at the steel material stage, the critical working rate at the time of cold forging is greater than conventional steel materials, and even when welding is performed, excellent fatigue strength is obtained after carburizing treatment. It is to provide a steel material for a part to be carburized.

以下、特に断らない限り、単に「鍛造」とは「冷間鍛造」を意味する。   Hereinafter, unless otherwise specified, “forging” simply means “cold forging”.

本開示による浸炭処理が行われる部品用の鋼材は、
質量%で、
C:0.09〜0.16%、
Si:0.01〜0.50%、
Mn:0.40〜0.60%、
P:0.030%以下、
S:0.025%以下、
Cr:0.90〜2.00%、
Mo:0.10〜0.40%、
Al:0.005〜0.030%、
Ti:0.010〜0.050%未満、
Nb:0.010〜0.030%、
N:0.0080%以下、
O:0.0030%以下、
B:0.0003〜0.0030%、
Ca:0.0005〜0.0050%、
Cu:0〜0.50%、
Ni:0〜0.30%、及び、
残部:Fe及び不純物、
からなり、式(1)〜式(3)を満たす化学組成を有し、
前記鋼材の軸方向に平行な断面において、
Mnを10.0質量%以上含有し、Sを10.0質量%以上含有し、円相当径が0.5μm以上のMn硫化物が70.0個/mm2以下であり、
酸素を10質量%以上含有し、円相当径が0.5μm以上の酸化物が25.0個/mm2以下である。
0.140<C+0.194×Si+0.065×Mn+0.012×Cr+0.033×Mo+0.067×Ni+0.097×Cu+0.078×Al<0.235 式(1)
13.0<(0.70×Si+1)×(5.1×Mn+1)×(2.2×Cr+1)×(3.0×Mo+1)×(0.36×Ni+1)<45.0 式(2)
0.004<Ti−N×(48/14)<0.030 式(3)
ここで、式(1)〜式(3)の各元素記号には、対応する元素の含有量(質量%)が代入される。
The steel material for the parts to be carburized according to the present disclosure is:
In mass%,
C: 0.09-0.16%,
Si: 0.01 to 0.50%,
Mn: 0.40 to 0.60%,
P: 0.030% or less,
S: 0.025% or less,
Cr: 0.90 to 2.00%,
Mo: 0.10 to 0.40%,
Al: 0.005 to 0.030%,
Ti: less than 0.010 to 0.050%,
Nb: 0.010-0.030%,
N: 0.0080% or less,
O: 0.0030% or less,
B: 0.0003-0.0030%,
Ca: 0.0005 to 0.0050%,
Cu: 0 to 0.50%,
Ni: 0 to 0.30%, and
The balance: Fe and impurities,
Having a chemical composition that satisfies the formulas (1) to (3),
In a cross section parallel to the axial direction of the steel material,
Mn sulfide containing not less than 10.0% by mass of Mn, not less than 10.0% by mass of S, and having an equivalent circle diameter of 0.5 μm or more is 70.0 / mm 2 or less;
25.0 oxides / mm 2 or less containing 10% by mass or more of oxygen and having an equivalent circle diameter of 0.5 μm or more.
0.140 <C + 0.194 × Si + 0.065 × Mn + 0.012 × Cr + 0.033 × Mo + 0.067 × Ni + 0.097 × Cu + 0.078 × Al <0.235 Formula (1)
13.0 <(0.70 × Si + 1) × (5.1 × Mn + 1) × (2.2 × Cr + 1) × (3.0 × Mo + 1) × (0.36 × Ni + 1) <45.0 Equation (2) )
0.004 <Ti-N * (48/14) <0.030 Formula (3)
Here, the content (% by mass) of the corresponding element is substituted for each element symbol in the formulas (1) to (3).

本開示による鋼材は、鋼材の段階で、従来鋼材よりも冷間鍛造時の限界加工率が大きく、溶接を行った場合であっても、浸炭処理後の部品(浸炭部品)の段階で、優れた疲労強度が得られる。   The steel material according to the present disclosure has a higher critical working ratio at the time of cold forging than the conventional steel material at the steel material stage, and is excellent at the stage of the carburized component (carburized component) even when welding is performed. The resulting fatigue strength is obtained.

図1は、本実施形態における、Mn硫化物及び酸化物を測定するときのサンプルの採取位置を説明するための模式図である。FIG. 1 is a schematic diagram for explaining a sampling position when measuring Mn sulfide and oxide in the present embodiment.

以下、本実施形態による浸炭処理が行われる部品用の鋼材について説明する。   Hereinafter, a steel material for a part to be carburized according to the present embodiment will be described.

本発明者らは、浸炭処理が行われる部品用の鋼材に関して、冷間鍛造前の鋼材の変形抵抗の低減(硬さの低減)、及び、限界加工率の改善と、浸炭処理後の浸炭部品の優れた特性(例えば、有効硬化層深さ、芯部硬さ)とを両立するために詳細な検討を行い、以下の(a)〜(g)の知見を得た。   The present inventors have proposed a steel material for a part to be subjected to a carburizing treatment, to reduce the deformation resistance (reduced hardness) of the steel material before cold forging, to improve the critical working ratio, and to make the carburized part after the carburizing treatment. In order to achieve both excellent characteristics (for example, effective hardened layer depth and core hardness), detailed studies were performed, and the following findings (a) to (g) were obtained.

(a)C含有量が低いほど、冷間鍛造前の鋼材の軟質化を図ることができる。しかしながら、C含有量が低すぎれば、浸炭処理後の浸炭部品の特性(例えば、有効硬化層深さ、芯部硬さ)を、C含有量が0.20%程度である従来の鋼材(例えば、JIS−SCR420)と同等レベルにすることが、困難となる。浸炭部品として必要な芯部の硬さを得るためには、C含有量の下限値が存在する。   (A) The lower the C content, the softer the steel material can be before cold forging. However, if the C content is too low, the characteristics of the carburized component after carburizing (for example, the effective hardened layer depth and the core hardness) may be reduced by the conventional steel material having a C content of about 0.20% (for example, , JIS-SCR420). In order to obtain the required hardness of the core part as a carburized part, there is a lower limit of the C content.

(b)なるべく低いC含有量で、できるだけ大きな有効硬化層深さと芯部硬さとを得るためには、浸炭部品の芯部の金属組織において、マルテンサイト分率を高めるのが好ましい。   (B) In order to obtain as large an effective hardened layer depth and core hardness as possible with a C content as low as possible, it is preferable to increase the martensite fraction in the metal structure of the core of the carburized part.

(c)浸炭部品の芯部で、金属組織のマルテンサイト分率を高めるためには、Si、Mn、Cr、Mo、Ni等の鋼の焼入れ性を向上する合金元素(焼入れ性向上元素)の含有量を、後述する焼入れ性指標の式(2)を満たすように含有することが必要である。   (C) In order to increase the martensite fraction of the metal structure at the core of the carburized part, alloy elements (hardenability improving elements) such as Si, Mn, Cr, Mo, Ni, etc., which improve the hardenability of steel. It is necessary that the content is contained so as to satisfy the expression (2) of the hardenability index described later.

(d)しかしながら、上記の焼入れ性向上元素の含有量が増加すると、焼入れ性向上元素によるフェライトの固溶強化等の効果によって、鋼材の硬さが増加してしまう。そのため、フェライトの硬さ上昇を抑制しつつ鋼材の焼入れ性を高めることができるBを含有するとともに、C及び焼入れ性向上元素の含有量が、後述の硬さ指標の式(1)を満たすようにする。   (D) However, when the content of the hardenability improving element increases, the hardness of the steel material increases due to the effect of solid solution strengthening of ferrite by the hardenability improving element. Therefore, while containing B which can increase the hardenability of the steel material while suppressing the increase in the hardness of ferrite, the content of C and the hardenability improving element should satisfy the hardness index expression (1) described later. To

(e)Bの焼入れ性向上効果を安定して得るためには、浸炭処理時に鋼中に含まれる大部分のNをTiNの形で固定する。これにより、固溶BをBNとして析出させず、そして、鋼中に固溶B量を確保できる。この効果を有効に得るには、TiをN含有量に対して化学量論的に過剰となるように含有するのが好ましい。さらに、浸炭処理時のオーステナイト結晶粒の異常粒成長を防止するために、TiCを金属組織中に微細分散析出させる。このように、固溶B量を確保し、かつTiCを微細分散析出させるためには、Ti及びNの含有量が、発明者が導出した後述のTiC析出量指標の式(3)を満たすようにする。   (E) In order to stably obtain the effect of improving the hardenability of B, most of the N contained in the steel is fixed in the form of TiN during the carburizing treatment. Thereby, solid solution B is not precipitated as BN, and the amount of solid solution B in the steel can be secured. In order to effectively obtain this effect, it is preferable to contain Ti in a stoichiometric excess with respect to the N content. Furthermore, in order to prevent abnormal growth of austenite crystal grains during carburizing, TiC is finely dispersed and precipitated in the metal structure. As described above, in order to secure the amount of solid solution B and to finely disperse and precipitate TiC, the contents of Ti and N satisfy the formula (3) of the TiC precipitation amount index, which will be described later, derived by the inventor. To

(f)前述の通り、Bは、浸炭部品の芯部の焼入れ性を有効に高める。しかしながら、変成炉ガス方式のガス浸炭を行う場合、浸炭部品の表層部である浸炭層では、B含有による焼入れ性向上効果が低い。これは、浸炭処理時において、鋼材の表面から窒素が侵入して、固溶Bと結合してBNとして析出し、固溶B量が低減するためである。したがって、浸炭部品の表層部である浸炭層で焼入れ性を確保するには、上記(c)で述べた焼入れ性指標の式(2)を満たすことが必要である。   (F) As described above, B effectively enhances the hardenability of the core of the carburized part. However, when performing the gas carburizing of the shift furnace gas method, the effect of improving the hardenability due to the B content is low in the carburized layer which is the surface layer of the carburized component. This is because during the carburizing process, nitrogen enters from the surface of the steel material, combines with solid solution B and precipitates as BN, and the amount of solid solution B is reduced. Therefore, in order to secure the hardenability in the carburized layer which is the surface layer of the carburized part, it is necessary to satisfy the equation (2) of the hardenability index described in the above (c).

(g)浸炭処理が行われる部品用の鋼材をさらに軟質化するためには、鋼材を製造する際の熱間圧延、又は、熱間鍛造の後に、後述する条件の徐冷を行うことが好ましい。これにより、鋼材の金属組織を制御して、鋼材をより軟質化することができる。これにより、鋼材の表層部の金属組織が改善されて延性が向上し、限界加工率の高い鋼材を得ることができる。   (G) In order to further soften the steel material for the part to be carburized, it is preferable to perform slow rolling under the conditions described below after hot rolling or hot forging when manufacturing the steel material. . This makes it possible to control the metal structure of the steel material and to soften the steel material. Thereby, the metal structure of the surface layer portion of the steel material is improved, the ductility is improved, and a steel material having a high critical working rate can be obtained.

本発明者はさらに、本実施形態の鋼材において、溶接後、浸炭処理して製造される浸炭部品段階での疲労強度(接合疲労強度)について検討を行った。その結果、鋼材の軸方向(すなわち、鋼材の長手方向)に平行な断面中の介在物について、次の規定を満たせば、溶接後、浸炭処理して製造される浸炭部品段階での疲労強度(接合疲労強度)が高まることを見出した。
(A)Mnを10.0質量%以上含有し、Sを10.0質量%以上含有し、円相当径が0.5μm以上のMn硫化物を70.0個/mm2以下にする。
(B)酸素を10質量%以上含有し、円相当径が0.5μm以上の酸化物を25.0個/mm2以下にする。
The inventor further studied the fatigue strength (joining fatigue strength) at the stage of the carburized component manufactured by carburizing after welding in the steel material of the present embodiment. As a result, regarding the inclusions in the cross section parallel to the axial direction of the steel material (that is, the longitudinal direction of the steel material), if the following rules are satisfied, the fatigue strength at the stage of the carburized part manufactured by welding and carburizing after welding ( (Joint fatigue strength) was found to increase.
(A) Mn sulfide containing 10.0% by mass or more of Mn, 10.0% by mass or more of S, and a circle equivalent diameter of 0.5 μm or more is reduced to 70.0 / mm 2 or less.
(B) Oxygen containing 10% by mass or more of oxygen and having an equivalent circle diameter of 0.5 μm or more is reduced to 25.0 / mm 2 or less.

以下、この点について詳述する。   Hereinafter, this point will be described in detail.

本実施形態の化学組成を有する鋼材では、鋼中にMn硫化物及び酸化物が存在する。ここで、本明細書において、Mn硫化物及び酸化物は次のとおり定義される。
Mn硫化物:Mnを10.0質量%以上含有し、Sを10.0質量%以上含有し、円相当径が0.5μm以上の介在物
酸化物:酸素を10質量%以上含有し、円相当径が0.5μm以上の介在物
なお、本明細書において、介在物のうち、10.0質量%以上のSと、10.0%以上のMnと、10質量%以上の酸素とを含有し、円相当径が0.5μm以上の介在物は、「Mn硫化物」ではなく、「酸化物」に含まれることとする。
In the steel material having the chemical composition of the present embodiment, Mn sulfide and oxide are present in the steel. Here, in this specification, Mn sulfide and oxide are defined as follows.
Mn sulfide: Inclusion of Mn at 10.0 mass% or more, S at 10.0 mass% or more, inclusion having an equivalent circle diameter of 0.5 μm or more Oxide: Oxygen containing at least 10 mass%, circle Inclusions having an equivalent diameter of 0.5 μm or more In this specification, the inclusions contain 10.0% by mass or more of S, 10.0% or more of Mn, and 10% by mass or more of oxygen Inclusions having an equivalent circle diameter of 0.5 μm or more are included not in “Mn sulfide” but in “oxide”.

本実施形態では、鋼材に対して、摩擦接合、レーザー接合等に代表される溶接を実施した後、浸炭処理を実施して浸炭部品を形成する場合、浸炭部品内にはHAZ領域が存在する。HAZ領域は他の領域と比較して強度が低くなる場合がある。そこで、HAZ領域の強度を確保するために、介在物をなるべく低減する。本実施形態では、上記(A)及び(B)に記載のとおり、鋼中の介在物のほとんどを占めるMn硫化物及び酸化物の個数をなるべく低減する。この場合、HAZ領域の強度を確保することができ、その結果、浸炭部品の疲労強度を高めることができる。   In the present embodiment, when a carburizing process is performed to form a carburized component after performing welding represented by friction welding, laser welding, or the like on a steel material, a HAZ region exists in the carburized component. The intensity of the HAZ region may be lower than other regions. Therefore, in order to secure the strength of the HAZ region, inclusions are reduced as much as possible. In this embodiment, as described in (A) and (B) above, the number of Mn sulfides and oxides that occupy most of the inclusions in the steel is reduced as much as possible. In this case, the strength of the HAZ region can be secured, and as a result, the fatigue strength of the carburized component can be increased.

以上の知見に基づいて完成した本実施形態による浸炭処理が行われる部品用の鋼材の要旨は次のとおりである。   The gist of the steel material for the part to be carburized according to the present embodiment, which is completed based on the above findings, is as follows.

[1]の浸炭処理が行われる部品用の鋼材は、
質量%で、
C:0.09〜0.16%、
Si:0.01〜0.50%、
Mn:0.40〜0.60%、
P:0.030%以下、
S:0.025%以下、
Cr:0.90〜2.00%、
Mo:0.10〜0.40%、
Al:0.005〜0.030%、
Ti:0.010〜0.050%未満、
Nb:0.010〜0.030%、
N:0.0080%以下、
O:0.0030%以下、
B:0.0003〜0.0030%、
Ca:0.0005〜0.0050%、
Cu:0〜0.50%、
Ni:0〜0.30%、及び、
残部:Fe及び不純物、
からなり、式(1)〜式(3)を満たす化学組成を有し、
前記鋼材の軸方向に平行な断面において、
Mnを10.0質量%以上含有し、Sを10.0質量%以上含有し、円相当径が0.5μm以上のMn硫化物が70.0個/mm2以下であり、
酸素を10質量%以上含有し、円相当径が0.5μm以上の酸化物が25.0個/mm2以下である。
0.140<C+0.194×Si+0.065×Mn+0.012×Cr+0.033×Mo+0.067×Ni+0.097×Cu+0.078×Al<0.235 式(1)
13.0<(0.70×Si+1)×(5.1×Mn+1)×(2.2×Cr+1)×(3.0×Mo+1)×(0.36×Ni+1)<45.0 式(2)
0.004<Ti−N×(48/14)<0.030 式(3)
ここで、式(1)〜式(3)の各元素記号には、対応する元素の含有量(質量%)が代入される。
[1] The steel material for the part to be carburized is
In mass%,
C: 0.09-0.16%,
Si: 0.01 to 0.50%,
Mn: 0.40 to 0.60%,
P: 0.030% or less,
S: 0.025% or less,
Cr: 0.90 to 2.00%,
Mo: 0.10 to 0.40%,
Al: 0.005 to 0.030%,
Ti: less than 0.010 to 0.050%,
Nb: 0.010-0.030%,
N: 0.0080% or less,
O: 0.0030% or less,
B: 0.0003-0.0030%,
Ca: 0.0005 to 0.0050%,
Cu: 0 to 0.50%,
Ni: 0 to 0.30%, and
The balance: Fe and impurities,
Having a chemical composition that satisfies the formulas (1) to (3),
In a cross section parallel to the axial direction of the steel material,
Mn sulfide containing not less than 10.0% by mass of Mn, not less than 10.0% by mass of S, and having an equivalent circle diameter of 0.5 μm or more is 70.0 / mm 2 or less;
25.0 oxides / mm 2 or less containing 10% by mass or more of oxygen and having an equivalent circle diameter of 0.5 μm or more.
0.140 <C + 0.194 × Si + 0.065 × Mn + 0.012 × Cr + 0.033 × Mo + 0.067 × Ni + 0.097 × Cu + 0.078 × Al <0.235 Formula (1)
13.0 <(0.70 × Si + 1) × (5.1 × Mn + 1) × (2.2 × Cr + 1) × (3.0 × Mo + 1) × (0.36 × Ni + 1) <45.0 Equation (2) )
0.004 <Ti-N * (48/14) <0.030 Formula (3)
Here, the content (% by mass) of the corresponding element is substituted for each element symbol in the formulas (1) to (3).

[2]の鋼材は、[1]に記載の鋼材であって、
前記化学組成は、
Cu:0.005%〜0.50%、及び、
Ni:0.005%〜0.30%、
からなる群から選択される1種以上を含有する。
The steel material of [2] is the steel material according to [1],
The chemical composition is
Cu: 0.005% to 0.50%, and
Ni: 0.005% to 0.30%,
At least one selected from the group consisting of

[3]の鋼材は、[1]又は[2]に記載の鋼材であって、
金属組織が、面積%で、フェライトとパーライトとを、合計で、85〜100%含む。
[3] The steel material according to [1] or [2],
The metal structure contains 85 to 100% in total of ferrite and pearlite in area%.

[4]の鋼材は、[1]又は[2]に記載の鋼材であって、
金属組織が、面積%で、フェライトと球状化セメンタイトとを、合計で、85〜100%含む。
[4] The steel material according to [1] or [2],
The metal structure contains 85 to 100% in total of ferrite and spheroidized cementite in area%.

[5]の鋼材は、[1]〜[4]のいずれか1項に記載の鋼材であって、
前記鋼材は、棒鋼である。
The steel material of [5] is the steel material according to any one of [1] to [4],
The steel material is a steel bar.

以下、本実施形態による浸炭処理が行われる部品用の鋼材について説明する。化学組成に関する「%」は、特に断りがない限り、質量%を意味する。   Hereinafter, a steel material for a part to be carburized according to the present embodiment will be described. “%” For a chemical composition means “% by mass” unless otherwise specified.

[化学組成]
本実施形態による浸炭処理が行われる部品用の鋼材の化学組成は、次の元素を含有する。
[Chemical composition]
The chemical composition of the steel material for the part to be carburized according to the present embodiment contains the following elements.

C:0.09〜0.16%
炭素(C)は、鋼材の焼入れ性を高め、浸炭層と芯部とを備える浸炭部品における芯部の硬さを高める。C含有量が0.09%未満であれば、浸炭部品の芯部の硬さが不足する。一方、C含有量が0.16%を超えれば、鋼材の金属組織のセメンタイト分率とパーライト分率とが増加し、鍛造前の鋼材の硬さが顕著に増加するとともに、限界加工率も低下する。したがって、C含有量は0.09〜0.16%である。なお、浸炭処理が行われる部品用の従来の鋼材のC含有量は0.20%程度である。そのため、本実施形態の浸炭処理が行われる部品用の鋼材において、C含有量は、従来の鋼材よりも低い。C含有量の好ましい下限は0.10%であり、さらに好ましくは0.11%である。C含有量の好ましい上限は0.15%であり、さらに好ましくは0.14%である。
C: 0.09 to 0.16%
Carbon (C) enhances the hardenability of the steel material, and increases the hardness of the core in a carburized component having a carburized layer and a core. If the C content is less than 0.09%, the hardness of the core of the carburized component is insufficient. On the other hand, if the C content exceeds 0.16%, the cementite fraction and the pearlite fraction of the metal structure of the steel material increase, the hardness of the steel material before forging increases remarkably, and the critical working rate decreases. I do. Therefore, the C content is 0.09 to 0.16%. The C content of a conventional steel material for a part to be carburized is about 0.20%. For this reason, in the steel material for a part to be carburized according to the present embodiment, the C content is lower than the conventional steel material. A preferred lower limit of the C content is 0.10%, and more preferably 0.11%. A preferred upper limit of the C content is 0.15%, and more preferably 0.14%.

Si:0.01〜0.50%
シリコン(Si)は、浸炭部品の焼戻し軟化抵抗を高め、浸炭部品の疲労強度を高める。Si含有量が0.01%未満であれば、上記効果が得られない。一方、Si含有量が0.50%を超えれば、鍛造前の鋼材の硬さが上昇し、限界加工率が低下する。したがって、Si含有量は0.01〜0.50%である。浸炭部品の面疲労強度を重視する場合、Si含有量の好ましい下限は0.015%であり、さらに好ましくは0.02%である。浸炭部品の限界加工性の向上を重視する場合、Si含有量の好ましい上限は0.48%であり、さらに好ましくは0.46%である。
Si: 0.01 to 0.50%
Silicon (Si) increases the tempering softening resistance of the carburized part and increases the fatigue strength of the carburized part. If the Si content is less than 0.01%, the above effects cannot be obtained. On the other hand, if the Si content exceeds 0.50%, the hardness of the steel material before forging increases, and the critical working rate decreases. Therefore, the Si content is 0.01 to 0.50%. When importance is attached to the surface fatigue strength of a carburized part, a preferable lower limit of the Si content is 0.015%, and more preferably 0.02%. When importance is attached to the improvement of the limit workability of a carburized part, a preferable upper limit of the Si content is 0.48%, more preferably 0.46%.

Mn:0.40〜0.60%
マンガン(Mn)は、鋼材の焼入れ性を高め、浸炭部品の芯部の強度を高める。Mn含有量が0.40%未満であれば、この効果が得られない。一方、Mn含有量が0.60%を超えれば、鍛造前の鋼材の硬さが上昇して、限界加工率が低下する。したがって、Mn含有量は0.40〜0.60%である。Mn含有量の好ましい下限は0.42%であり、さらに好ましくは0.44%である。Mn含有量の好ましい上限は0.58%であり、さらに好ましくは0.56%である。
Mn: 0.40 to 0.60%
Manganese (Mn) enhances the hardenability of the steel material and increases the strength of the core of the carburized part. If the Mn content is less than 0.40%, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the Mn content exceeds 0.60%, the hardness of the steel material before forging increases, and the critical working ratio decreases. Therefore, the Mn content is 0.40 to 0.60%. A preferred lower limit of the Mn content is 0.42%, more preferably 0.44%. A preferred upper limit of the Mn content is 0.58%, more preferably 0.56%.

P:0.030%以下
燐(P)は、不可避に含有される不純物である。つまり、P含有量は0%超である。Pは、オーステナイト粒界に偏析して旧オーステナイト粒界を脆化させ、粒界割れを引き起こす。したがって、P含有量は0.030%以下である。P含有量の好ましい上限は0.026%であり、さらに好ましくは0.024%である。P含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、P含有量を極限まで低減すれば、生産性が低下し、製造コストが高くなる。したがって、通常の操業において、P含有量の好ましい下限は0.0001%である。
P: 0.030% or less Phosphorus (P) is an unavoidable impurity. That is, the P content is more than 0%. P segregates at austenite grain boundaries, embrittles old austenite grain boundaries, and causes grain boundary cracking. Therefore, the P content is 0.030% or less. The preferable upper limit of the P content is 0.026%, and more preferably 0.024%. The P content is preferably as low as possible. However, if the P content is reduced to the utmost, the productivity decreases and the manufacturing cost increases. Therefore, in a normal operation, a preferable lower limit of the P content is 0.0001%.

S:0.025%以下
硫黄(S)は、不可避に含有される。つまり、S含有量は0%超である。SはMnと結合してMnSを形成し、鋼材の被削性を高める。S含有量が0%超であれば、この効果が得られる。一方、S含有量が0.025%を超えれば、粗大なMnSが生成して、鍛造時に割れが生じやすくなり、限界圧縮率が低下する。したがって、S含有量は0.025%以下である。S含有量の好ましい上限は0.022%であり、さらに好ましくは0.020%である。被削性をより有効に高める場合、S含有量の好ましい下限は0.0001%であり、さらに好ましくは0.003%である。
S: 0.025% or less Sulfur (S) is inevitably contained. That is, the S content is more than 0%. S combines with Mn to form MnS and enhances machinability of the steel material. If the S content exceeds 0%, this effect can be obtained. On the other hand, if the S content exceeds 0.025%, coarse MnS is generated, cracks are likely to occur during forging, and the critical compressibility decreases. Therefore, the S content is 0.025% or less. The preferable upper limit of the S content is 0.022%, and more preferably 0.020%. When the machinability is more effectively enhanced, the lower limit of the S content is preferably 0.0001%, and more preferably 0.003%.

Cr:0.90〜2.00%
クロム(Cr)は、鋼材の焼入性を高め、浸炭部品の芯部の強度を高める。Cr含有量が0.90%未満であれば、この効果が得られない。一方、Cr含有量が2.00%を超えれば、鍛造前の鋼材の硬さが上昇して、限界加工率が低下する。したがって、Cr含有量は0.90〜2.00%である。Cr含有量の好ましい下限は0.95%であり、さらに好ましくは1.00%である。Cr含有量の好ましい上限は1.95%であり、さらに好ましくは1.92%である。
Cr: 0.90 to 2.00%
Chromium (Cr) enhances the hardenability of steel and increases the strength of the core of the carburized part. If the Cr content is less than 0.90%, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the Cr content exceeds 2.00%, the hardness of the steel material before forging increases, and the critical working ratio decreases. Therefore, the Cr content is 0.90 to 2.00%. A preferred lower limit of the Cr content is 0.95%, more preferably 1.00%. The preferable upper limit of the Cr content is 1.95%, more preferably 1.92%.

Mo:0.10〜0.40%
モリブデン(Mo)は、鋼材の焼入れ性を高め、浸炭部品の芯部の強度を高める。Mo含有量が0.10%未満であれば、この効果が得られない。一方、Mo含有量が0.40%を超えれば、鍛造前の鋼材の硬さが上昇して、限界加工率が低下する。したがって、Mo含有量は0.10〜0.40%である。Mo含有量の好ましい下限は0.11%であり、さらに好ましくは0.12%である。Mo含有量の好ましい上限は0.38%であり、さらに好ましくは0.36%である。
Mo: 0.10 to 0.40%
Molybdenum (Mo) enhances the hardenability of steel and increases the strength of the core of the carburized part. If the Mo content is less than 0.10%, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the Mo content exceeds 0.40%, the hardness of the steel material before forging increases, and the critical working ratio decreases. Therefore, the Mo content is 0.10 to 0.40%. A preferred lower limit of the Mo content is 0.11%, more preferably 0.12%. The preferred upper limit of the Mo content is 0.38%, and more preferably 0.36%.

Al:0.005〜0.030%
アルミニウム(Al)は、鋼中に固溶Nが存在する場合、AlNを形成する元素である。しかし、本実施形態の鋼材、及び、浸炭部品における芯部では、鋼中のNがTiの添加によってTiNとして固定されているので、鋼中に固溶Nがほとんど存在しない。このため、AlはAlNを形成せず、鋼中に固溶Alとして存在している。固溶状態で存在するAlは、鋼の被削性を向上する効果がある。浸炭部品の製造時に仕上げの切削等を施す場合は、Al含有量を0.005%以上とすることが望ましい。しかしながら、Al含有量が0.030%を超えると、鍛造前の鋼材の硬さが上昇し、変形抵抗が上昇し、そして、限界加工率が低下する。したがって、Al含有量は0.005〜0.030%である。Alの好ましい下限は0.010%である。Alの好ましい上限は0.020%である。
Al: 0.005 to 0.030%
Aluminum (Al) is an element that forms AlN when solid solution N exists in steel. However, in the steel material of the present embodiment and the core of the carburized part, since N in the steel is fixed as TiN by the addition of Ti, solute N hardly exists in the steel. For this reason, Al does not form AlN and exists as solid solution Al in the steel. Al present in a solid solution has an effect of improving the machinability of steel. When finishing cutting or the like is performed at the time of manufacturing a carburized part, the Al content is desirably 0.005% or more. However, when the Al content exceeds 0.030%, the hardness of the steel material before forging increases, the deformation resistance increases, and the critical working ratio decreases. Therefore, the Al content is 0.005 to 0.030%. The preferable lower limit of Al is 0.010%. The preferable upper limit of Al is 0.020%.

Ti:0.010〜0.050%未満
チタン(Ti)は、鋼材中のNをTiNとして固定し、BNの形成を抑制する。これにより、Tiは固溶B量を確保して鋼材の焼入れ性を高める。Tiはさらに、Ti炭化物を形成して、浸炭処理時における結晶粒の粗大化を抑制する。Ti含有量が0.010%未満であれば、この効果は得られない。一方、Ti含有量が0.050%以上であれば、Ti炭化物の析出量が過剰に多くなり、鍛造前の鋼材の限界加工率が低下する。したがって、Ti含有量は0.010〜0.050%未満である。Ti含有量の好ましい下限は0.012%であり、さらに好ましくは0.014%である。Ti含有量の好ましい上限は0.048%であり、さらに好ましくは0.046%である。
Ti: less than 0.010 to 0.050% Titanium (Ti) fixes N in steel as TiN and suppresses the formation of BN. Thereby, Ti secures the amount of solid solution B and enhances the hardenability of the steel material. Ti further forms Ti carbide and suppresses coarsening of crystal grains during carburizing treatment. If the Ti content is less than 0.010%, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the Ti content is 0.050% or more, the precipitation amount of Ti carbide becomes excessively large, and the critical working ratio of the steel material before forging decreases. Therefore, the Ti content is less than 0.010 to 0.050%. A preferred lower limit of the Ti content is 0.012%, and more preferably 0.014%. The preferable upper limit of the Ti content is 0.048%, more preferably 0.046%.

Nb:0.010〜0.030%
Nb(ニオブ)は、鋼中でN及びCと結合して、Nb炭窒化物を形成する。Nb炭窒化物は、ピンニング効果により、結晶粒の粗大化を抑制する。Nb含有量が0.010%未満であれば、この効果が得られない。一方、Nb含有量が0.030%を超えれば、その効果が飽和する。したがって、Nb含有量は0.010〜0.030%である。Nb含有量の好ましい下限は0.011%であり、さらに好ましくは0.012%である。Nb含有量の好ましい上限は0.029%であり、さらに好ましくは0.028%であり、さらに好ましくは0.027%である。
Nb: 0.010-0.030%
Nb (niobium) combines with N and C in steel to form Nb carbonitride. Nb carbonitride suppresses coarsening of crystal grains due to a pinning effect. If the Nb content is less than 0.010%, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the Nb content exceeds 0.030%, the effect is saturated. Therefore, the Nb content is 0.010 to 0.030%. A preferred lower limit of the Nb content is 0.011%, and more preferably 0.012%. The preferable upper limit of the Nb content is 0.029%, more preferably 0.028%, and further preferably 0.027%.

N:0.0080%以下
窒素(N)は、不可避に含有される不純物である。つまり、鋼材中のN含有量は0%超である。NはBと結合してBNを形成し、固溶B量を低減する。この場合、鋼材の焼入れ性が低下する。N含有量が0.0080%を超えれば、Tiを含有していても、鋼中のNをTiNとして固定することができなくなり、焼入れ性に寄与する固溶Bを確保することが困難となる。さらに、粗大なTiNが形成される。粗大なTiNは鍛造時に割れの起点になり、鍛造前の鋼材の限界加工率を低下する。したがって、N含有量は0.0080%以下である。N含有量の好ましい上限は0.0078%であり、さらに好ましくは0.0076%である。N含有量は低い方が好ましい。しかしながら、N含有量を極限まで低減すれば、生産性が低下し、製造コストが高くなる。したがって、通常の操業において、N含有量の好ましい下限は0.0020%である。
N: 0.0080% or less Nitrogen (N) is an unavoidable impurity. That is, the N content in the steel material is more than 0%. N combines with B to form BN, and reduces the amount of solid solution B. In this case, the hardenability of the steel material decreases. If the N content exceeds 0.0080%, even if Ti is contained, N in the steel cannot be fixed as TiN, and it is difficult to secure solid solution B that contributes to hardenability. . Further, coarse TiN is formed. Coarse TiN becomes the starting point of cracking during forging, and lowers the critical working ratio of the steel material before forging. Therefore, the N content is 0.0080% or less. The preferable upper limit of the N content is 0.0078%, and more preferably 0.0076%. The lower the N content, the better. However, if the N content is reduced to the utmost, the productivity decreases and the manufacturing cost increases. Therefore, in a normal operation, a preferable lower limit of the N content is 0.0020%.

O:0.0030%以下
酸素(O)は、不可避的に含有される不純物である。つまり、鋼材中のO含有量は0%超である。Oは、酸化物を形成し、浸炭処理前の中間品を溶接により製造するときに、接合性を低下する。この場合、疲労強度が低下する。したがって、O含有量は0.0030%以下である。O含有量の好ましい上限は0.0029%であり、さらに好ましくは0.0028%である。O含有量は低い方が好ましい。しかしながら、O含有量を極限まで低減すれば、生産性が低下し、製造コストが高くなる。したがって、通常の操業において、O含有量の好ましい下限は0.0010%である。
O: 0.0030% or less Oxygen (O) is an unavoidable impurity. That is, the O content in the steel material is more than 0%. O forms an oxide and reduces the bondability when an intermediate product before carburizing is manufactured by welding. In this case, the fatigue strength decreases. Therefore, the O content is 0.0030% or less. The preferable upper limit of the O content is 0.0029%, and more preferably 0.0028%. A lower O content is preferred. However, if the O content is reduced to the utmost, the productivity decreases and the manufacturing cost increases. Therefore, in a normal operation, a preferable lower limit of the O content is 0.0010%.

B:0.0003〜0.0030%
ホウ素(B)は、鋼材の焼入れ性を高め、浸炭部品の強度を高める。B含有量が0.0003%以上であれば、この効果が得られる。一方、B含有量が0.0030%を超えれば、上記効果が飽和する。したがって、B含有量は0.0003〜0.0030%である。B含有量の好ましい下限は0.0004%であり、さらに好ましくは0.0005%である。B含有量の好ましい上限は0.0028%であり、さらに好ましくは0.0026%である。
B: 0.0003-0.0030%
Boron (B) enhances the hardenability of steel and increases the strength of carburized parts. When the B content is 0.0003% or more, this effect can be obtained. On the other hand, if the B content exceeds 0.0030%, the above-described effect is saturated. Therefore, the B content is 0.0003 to 0.0030%. A preferred lower limit of the B content is 0.0004%, and more preferably 0.0005%. The preferable upper limit of the B content is 0.0028%, and more preferably 0.0026%.

Ca:0.0005〜0.0050%
カルシウム(Ca)は、Mn硫化物及び酸化物に含有され、これらの介在物を球状化する。さらに、Mn硫化物及び酸化物に含有されることにより、これらの介在物を微細化する。Ca含有量が0.0005%未満であれば、これらの効果が得られない。一方、Ca含有量が0.0050%を超えれば、粗大なMn硫化物及び粗大な酸化物を形成して、浸炭部品の疲労強度を低下する。したがって、Ca含有量は0.0005〜0.0050%である。Ca含有量の好ましい下限は0.0006%であり、さらに好ましくは0.0007%である。Ca含有量の好ましい上限は0.0048%であり、さらに好ましくは0.0046%である。
Ca: 0.0005 to 0.0050%
Calcium (Ca) is contained in Mn sulfides and oxides and spheroidizes these inclusions. Furthermore, these inclusions are refined by being contained in Mn sulfide and oxide. If the Ca content is less than 0.0005%, these effects cannot be obtained. On the other hand, if the Ca content exceeds 0.0050%, coarse Mn sulfides and coarse oxides are formed, and the fatigue strength of the carburized part is reduced. Therefore, the Ca content is 0.0005 to 0.0050%. A preferred lower limit of the Ca content is 0.0006%, more preferably 0.0007%. A preferred upper limit of the Ca content is 0.0048%, and more preferably 0.0046%.

残部:Fe及び不純物
本実施形態の浸炭処理が行われる部品用の鋼材の化学組成の残部は、Fe及び不純物からなる。ここで、不純物とは、鋼材を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、又は製造環境などから混入されるものであって、意図的に鋼に含有させたものではない成分を意味する。
Remainder: Fe and impurities The remainder of the chemical composition of the steel material for parts subjected to the carburizing treatment of the present embodiment is composed of Fe and impurities. Here, the impurity is a component that is mixed in from the ore, scrap, or the production environment as a raw material when a steel material is industrially manufactured, and is not intentionally included in the steel. means.

不純物としては、上述の不純物以外のあらゆる元素が挙げられる。不純物は1種だけであってもよいし、2種以上であってもよい。上述した不純物以外の他の不純物は、たとえば、Sb、Sn、W、Co、As、Pb、Bi、H等である。これらの元素は、不純物として、たとえば、次の含有量となる場合があり得る。
Sb:0.0005%以下、Sn:0.0005%以下、W:0.0005%以下、Co:0.0005%以下、As:0.0005%以下、Pb:0.0005%以下、Bi:0.0005%以下、H:0.0005%以下。
Examples of the impurities include all elements other than the above-described impurities. The impurities may be only one kind or two or more kinds. Other impurities other than the above-described impurities are, for example, Sb, Sn, W, Co, As, Pb, Bi, H, and the like. These elements may have, for example, the following contents as impurities.
Sb: 0.0005% or less, Sn: 0.0005% or less, W: 0.0005% or less, Co: 0.0005% or less, As: 0.0005% or less, Pb: 0.0005% or less, Bi: 0.0005% or less, H: 0.0005% or less.

[任意元素について]
本実施形態の浸炭処理が行われる部品用の鋼材の化学組成は、Feの一部に代えて、Cu、及び、Niからなる群から選択される1種以上を含有してもよい。
[About optional elements]
The chemical composition of the steel material for the part to be carburized according to the present embodiment may contain one or more selected from the group consisting of Cu and Ni instead of part of Fe.

Cu:0〜0.50%
銅(Cu)は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Cu含有量は0%であってもよい。Cu含有量が0%超の場合、Cuは鋼材の焼入れ性を高め、浸炭部品の強度を高める。また、Cuは、ガス浸炭のガス雰囲気で、酸化物や窒化物を形成しない元素である。そのため、Cuを含有した場合、浸炭層表面の酸化物層や窒化物層、又は、それらに起因する浸炭異常層が形成されにくくなる。しかしながら、Cu含有量が高すぎれば、1000℃以上の高温域における延性が低下し、連続鋳造、圧延時の歩留まり低下の原因になる。さらに、鍛造前の鋼材の硬さが上昇して、限界加工率が低下する。したがって、Cu含有量は0〜0.50%である。Cu含有量の好ましい下限は0.005%であり、さらに好ましくは0.05%である。Cu含有量の好ましい上限は0.45%であり、さらに好ましくは0.40%である。
Cu: 0 to 0.50%
Copper (Cu) is an optional element and need not be contained. That is, the Cu content may be 0%. When the Cu content exceeds 0%, Cu enhances the hardenability of the steel material and increases the strength of the carburized part. Cu is an element that does not form oxides or nitrides in a gas atmosphere of gas carburization. Therefore, when Cu is contained, it is difficult to form an oxide layer or a nitride layer on the surface of the carburized layer, or an abnormal carburized layer resulting therefrom. However, if the Cu content is too high, the ductility in a high-temperature region of 1000 ° C. or more is reduced, which causes a reduction in the yield during continuous casting and rolling. Further, the hardness of the steel material before forging increases, and the critical working ratio decreases. Therefore, the Cu content is 0 to 0.50%. A preferable lower limit of the Cu content is 0.005%, and more preferably 0.05%. A preferred upper limit of the Cu content is 0.45%, and more preferably 0.40%.

Ni:0〜0.30%
ニッケル(Ni)は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ni含有量は0%であってもよい。Ni含有量が0%超の場合、Niは鋼材の焼入れ性を高め、浸炭部品の強度を高める。しかしながら、Ni含有量が高すぎれば、鍛造前の鋼材の硬さが上昇して、限界加工率が低下する。したがって、Ni含有量は0〜0.30%である。Ni含有量の好ましい下限は0.005%であり、さらに好ましくは0.05%である。Ni含有量の好ましい上限は0.28%であり、さらに好ましくは0.25%である。
Ni: 0 to 0.30%
Nickel (Ni) is an optional element and need not be contained. That is, the Ni content may be 0%. If the Ni content exceeds 0%, Ni enhances the hardenability of the steel material and increases the strength of the carburized part. However, if the Ni content is too high, the hardness of the steel material before forging increases, and the critical working ratio decreases. Therefore, the Ni content is 0 to 0.30%. A preferred lower limit of the Ni content is 0.005%, and more preferably 0.05%. The preferred upper limit of the Ni content is 0.28%, and more preferably 0.25%.

[式(1)〜式(3)について]
本実施形態の浸炭処理が行われる部品用の鋼材の化学組成は、さらに、次の式(1)〜式(3)を満たす。
0.140<C+0.194×Si+0.065×Mn+0.012×Cr+0.033×Mo+0.067×Ni+0.097×Cu+0.078×Al<0.235 式(1)
13.0<(0.70×Si+1)×(5.1×Mn+1)×(2.2×Cr+1)×(3.0×Mo+1)×(0.36×Ni+1)<45.0 式(2)
0.004<Ti−N×(48/14)<0.030 式(3)
ここで、式(1)〜式(3)中の元素記号には、対応する元素の含有量(質量%)が代入される。対応する元素が任意元素であり、含有されていない場合、その元素記号には「0」が代入される。
[About Equations (1) to (3)]
The chemical composition of the steel material for the part to be carburized according to the present embodiment further satisfies the following equations (1) to (3).
0.140 <C + 0.194 × Si + 0.065 × Mn + 0.012 × Cr + 0.033 × Mo + 0.067 × Ni + 0.097 × Cu + 0.078 × Al <0.235 Formula (1)
13.0 <(0.70 × Si + 1) × (5.1 × Mn + 1) × (2.2 × Cr + 1) × (3.0 × Mo + 1) × (0.36 × Ni + 1) <45.0 Equation (2) )
0.004 <Ti-N * (48/14) <0.030 Formula (3)
Here, the content (% by mass) of the corresponding element is substituted for the element symbol in the formulas (1) to (3). If the corresponding element is an arbitrary element and is not contained, “0” is substituted for the element symbol.

以下、各式について説明する。   Hereinafter, each formula will be described.

[式(1):硬さ指標]
F1=C+0.194×Si+0.065×Mn+0.012×Cr+0.033×Mo+0.067×Ni+0.097×Cu+0.078×Alと定義する。F1は鋼材の硬さの指標である。
[Formula (1): hardness index]
F1 = C + 0.194 × Si + 0.065 × Mn + 0.012 × Cr + 0.033 × Mo + 0.067 × Ni + 0.097 × Cu + 0.078 × Al F1 is an index of the hardness of the steel material.

C含有量が低い場合、鍛造前の鋼材の組織は、浸炭処理が行われる部品用の従来の鋼材(C含有量が0.20%程度)よりも、フェライト分率が大幅に増加する。この場合、鋼材の硬さは、C含有量(パーライト分率)のみならず、フェライトの硬さにも大きく影響を受ける。そこで発明者らは、フェライトの固溶強化量に及ぼす各合金元素の寄与について検討して、F1を定義した。   When the C content is low, the structure of the steel material before forging greatly increases the ferrite fraction as compared with the conventional steel material (C content is about 0.20%) for a part to be carburized. In this case, the hardness of the steel material is greatly affected by not only the C content (pearlite fraction) but also the hardness of ferrite. Then, the inventors examined the contribution of each alloy element to the solid solution strengthening amount of ferrite and defined F1.

F1が0.235以上であれば、鍛造前の鋼材の硬さが上昇して、限界加工率が低下する。一方、F1が0.140以下であれば、浸炭部品としての硬さが不足する。したがって、F1は、0.140超〜0.235未満である。F1は、後述する焼入れ性指標(F2)を満たす範囲でなるべく低い方が好ましい。F1の好ましい上限は0.230未満であり、さらに好ましくは0.220であり、さらに好ましくは0.210である。なおF1値は、算出された値の小数点第4位を四捨五入して得られた値である。   If F1 is 0.235 or more, the hardness of the steel material before forging increases, and the critical working rate decreases. On the other hand, if F1 is 0.140 or less, the hardness as a carburized component is insufficient. Thus, F1 is greater than 0.140 and less than 0.235. F1 is preferably as low as possible within a range satisfying a hardenability index (F2) described later. The preferred upper limit of F1 is less than 0.230, more preferably 0.220, and even more preferably 0.210. The F1 value is a value obtained by rounding the calculated value to the fourth decimal place.

[式(2):焼入れ性指標]
F2=(0.70×Si+1)×(5.1×Mn+1)×(2.2×Cr+1)×(3.0×Mo+1)×(0.36×Ni+1)と定義する。F2は部材の焼入れ性に関する指標である。
[Equation (2): Index of hardenability]
F2 = (0.70 × Si + 1) × (5.1 × Mn + 1) × (2.2 × Cr + 1) × (3.0 × Mo + 1) × (0.36 × Ni + 1) F2 is an index relating to the hardenability of the member.

上述の通り、Bは、浸炭部品の芯部の焼入れ性を高めるのに有効である。変成炉ガス方式のガス浸炭を行う場合、浸炭部品の表層部である浸炭層では、B含有による焼入れ性向上効果が低い。これは、浸炭処理時に浸炭部品の表層部へ雰囲気から窒素が侵入して、固溶BがBNとして析出し、焼入れ性向上に寄与する固溶B量が不足するためである。したがって、浸炭部品の表層部である浸炭層で焼入れ性を確保するには、B以外の鋼の焼入性を高める元素を活用する必要がある。   As described above, B is effective for enhancing the hardenability of the core of the carburized part. In the case of performing gas carburization of the shift furnace gas system, in the carburized layer which is the surface layer of the carburized part, the effect of improving the hardenability by containing B is low. This is because nitrogen enters the surface layer of the carburized part from the atmosphere during the carburizing treatment, so that solid solution B precipitates as BN, and the amount of solid solution B contributing to the improvement of hardenability is insufficient. Therefore, in order to secure the hardenability in the carburized layer which is the surface layer of the carburized part, it is necessary to use an element other than B that enhances the hardenability of steel.

F2は焼入れ性向上元素で構成される。F2が13.0以下の場合、同一の浸炭処理条件で、上記した従来の鋼材(C含有量が0.20%程度)と比較して、同等以上の浸炭層の硬さ及び有効硬化層深さ(ビッカース硬さがHV550以上となる深さ)を得ることができない。一方、F2が45.0以上であれば、鍛造前の鋼材の硬さが上昇し、限界加工率が低下する。したがって、F2は、13.0超〜45.0未満である。F2は、硬さ指標F1を満たす範囲内でできるだけ大きい方が好ましい。F2の好ましい下限は13.2であり、さらに好ましくは15.0である。なおF2値は、算出された値の小数点第2位を四捨五入して得られた値である。   F2 is composed of a hardenability improving element. When F2 is 13.0 or less, the hardness of the carburized layer and the effective hardened layer depth are equal to or more than those of the above-mentioned conventional steel material (C content is about 0.20%) under the same carburizing condition. (A depth at which the Vickers hardness becomes HV550 or more) cannot be obtained. On the other hand, if F2 is 45.0 or more, the hardness of the steel material before forging increases, and the critical working ratio decreases. Therefore, F2 is more than 13.0 and less than 45.0. F2 is preferably as large as possible within a range satisfying the hardness index F1. A preferred lower limit of F2 is 13.2, and more preferably 15.0. Note that the F2 value is a value obtained by rounding off the calculated value to the second decimal place.

[式(3):TiC析出量指標]
F3=Ti−N×(48/14)と定義する。F3は、TiC析出量に関する指標である。TiがNに対して化学量論的に過剰に含有された場合、Nは全てTiNの形で固定される。つまり、F3は、TiNを形成するために消費された以外の過剰なTi量を意味する。F3中の「14」はNの原子量であり、「48」はTiの原子量を示す。
[Equation (3): TiC precipitation index]
It is defined as F3 = Ti−N × (48/14). F3 is an index relating to the amount of TiC deposited. When Ti is contained in a stoichiometric excess with respect to N, all N is fixed in the form of TiN. That is, F3 means an excessive amount of Ti other than that consumed to form TiN. “14” in F3 is the atomic weight of N, and “48” is the atomic weight of Ti.

F3で定義される過剰なTi量は、浸炭処理時にそのほとんどがCと結合してTiCとなる。このTiCは、浸炭処理時の結晶粒の粗大化を防止するピンニング効果を有する。F3が0.004以下であれば、TiCの析出量が不足する。この場合、浸炭処理時の結晶粒粗大化を抑制できない。一方、F3が0.030以上であれば、TiCの析出量が多くなりすぎ、鍛造前の鋼材の硬さが上昇し、限界加工率が低下する。したがって、F3は0.004超〜0.030未満である。F3の好ましい下限は0.008である。F3の好ましい上限は0.028である。なおF3値は、算出された値の小数点第4位を四捨五入して得られた値である。   Most of the excess Ti amount defined by F3 is combined with C to form TiC during the carburizing process. This TiC has a pinning effect of preventing coarsening of crystal grains during carburizing. If F3 is 0.004 or less, the amount of TiC deposited becomes insufficient. In this case, it is not possible to suppress coarsening of crystal grains during carburizing. On the other hand, if F3 is 0.030 or more, the precipitation amount of TiC becomes too large, the hardness of the steel material before forging increases, and the critical working ratio decreases. Therefore, F3 is more than 0.004 and less than 0.030. A preferred lower limit of F3 is 0.008. A preferred upper limit of F3 is 0.028. The F3 value is a value obtained by rounding the calculated value to the fourth decimal place.

化学組成が、硬さ指標F1と、焼入れ性指標F2と、TiC析出量指標F3とを同時に満たすことにより、鋼材において、従来鋼よりも冷間鍛造時の変形抵抗が小さくて、限界加工率が大きくなる。そして、この鋼材の浸炭処理後に、従来鋼と同等の硬化層及び芯部硬さを有する浸炭部品を得ることができる。   When the chemical composition simultaneously satisfies the hardness index F1, the hardenability index F2, and the TiC precipitation index F3, the deformation resistance of the steel material during cold forging is lower than that of the conventional steel, and the critical working ratio is lower. growing. Then, after the carburizing treatment of the steel material, a carburized part having a hardened layer and a core hardness equivalent to those of conventional steel can be obtained.

[浸炭処理が行われる部品用の鋼材の金属組織]
本実施形態の浸炭処理が行われる部品用の鋼材の金属組織について説明する。
[Metal structure of steel for parts to be carburized]
The metallographic structure of the steel material for a part to be carburized according to the present embodiment will be described.

[第1の金属組織形態]
上記した化学組成からなる鋼材の金属組織は、好ましくは、面積%で、フェライトとパーライトとを、合計で、85〜100%含有する。
[First Metal Structure]
The metal structure of the steel material having the above-mentioned chemical composition preferably contains 85 to 100% in total of ferrite and pearlite in area%.

金属組織中のフェライト及びパーライトの総面積率が85〜100%であれば、さらに、鋼材の硬さが低下し、変形抵抗が低下し、そして、限界加工率が向上する。さらに好ましくは、フェライト及びパーライトの総面積率が95〜100%である。金属組織において、フェライト及びパーライト以外の残部には、フェライト及びパーライトと比べて硬い組織である、ベイナイト、マルテンサイト、及び、セメンタイト等が含まれる。フェライト及びパーライトによる上記効果を得るためには、残部であるベイナイト、マルテンサイト、及び、セメンタイト等の分率を、面積%で、15%以下にすることが好ましい。   If the total area ratio of ferrite and pearlite in the metal structure is 85 to 100%, the hardness of the steel material is further reduced, the deformation resistance is reduced, and the critical working ratio is improved. More preferably, the total area ratio of ferrite and pearlite is 95 to 100%. In the metal structure, the remainder other than ferrite and pearlite includes bainite, martensite, cementite, and the like, which are harder structures than ferrite and pearlite. In order to obtain the above-mentioned effect by ferrite and pearlite, it is preferable that the fraction of the remaining bainite, martensite, cementite, etc. be 15% or less in area%.

このような金属組織にするためには、鋼材の製造時における熱間加工工程後の熱間加工鋼材の表面温度が、800℃〜500℃となる温度範囲を0℃/秒超1℃/秒以下の冷却速度で徐冷する徐冷工程を施すことが好ましい。なお、製造方法については、詳細を後述する。   In order to make such a metal structure, the temperature range in which the surface temperature of the hot-worked steel material after the hot-working step in the production of the steel material is 800 ° C to 500 ° C is more than 0 ° C / sec and 1 ° C / sec. It is preferable to perform a slow cooling step of slowly cooling at the following cooling rate. The details of the manufacturing method will be described later.

[第2の金属組織形態]
上記した金属組織に代わって、上記した化学成分からなる鋼材は、面積%で、フェライト及び球状化セメンタイトを、合計で、85〜100%含んでもよい。ここで、球状化セメンタイトとは、金属組織観察面で、セメンタイトの最大長さを直径とする円に対して、そのセメンタイトの面積が54%以上である場合を球状化セメンタイトとする。
[Second metallographic structure]
Instead of the above-mentioned metal structure, the steel material made of the above-mentioned chemical components may contain 85 to 100% in total of ferrite and spheroidized cementite in area%. Here, spheroidized cementite is defined as a spheroidized cementite when the area of the cementite is 54% or more with respect to a circle whose diameter is the maximum length of the cementite on the metallographic structure observation surface.

フェライト及び球状化セメンタイトの総面積率が85〜100%であれば、さらに、鋼材の硬さが低下し、変形抵抗が低下し、そして、限界加工率が向上する。さらに好ましくは、フェライト及び球状化セメンタイトの総面積率が90〜100%である。フェライト及び球状化セメンタイトの残部には、パーライト、マルテンサイト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、焼戻しベイナイト、及び、セメンタイト等が含まれる。フェライト及び球状化セメンタイトの上記効果を得るためには、残部であるパーライト、マルテンサイト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、焼戻しベイナイト、及び、セメンタイト等の分率を、面積%で、15%以下にすることが好ましい。   When the total area ratio of ferrite and spheroidized cementite is 85 to 100%, the hardness of the steel material is further reduced, the deformation resistance is reduced, and the critical working ratio is improved. More preferably, the total area ratio of ferrite and spheroidized cementite is 90 to 100%. The balance of ferrite and spheroidized cementite includes pearlite, martensite, bainite, tempered martensite, tempered bainite, cementite, and the like. In order to obtain the above effects of ferrite and spheroidized cementite, the fraction of the remaining pearlite, martensite, bainite, tempered martensite, tempered bainite, cementite, etc. should be 15% or less by area%. Is preferred.

このような金属組織にするためには、熱間加工鋼材に対して、球状化熱処理を施すことが好ましい。なお、第2の金属組織形態とする場合、熱間加工鋼材に対して徐冷を行っても行わなくてもよいが、ベイナイト及びマルテンサイトが生成せずにフェライトが生成する冷却速度で冷却する。製造方法については、詳細を後述する。   In order to obtain such a metal structure, it is preferable to perform a spheroidizing heat treatment on a hot-worked steel material. In the case of the second metal structure form, the hot-worked steel material may or may not be gradually cooled, but is cooled at a cooling rate at which ferrite is formed without forming bainite and martensite. . Details of the manufacturing method will be described later.

[浸炭処理が行われる部品用の鋼材中の介在物について]
本実施形態の浸炭処理が行われる部品用の鋼材ではさらに、鋼材の軸方向(すなわち、鋼材の長手方向)に平行な断面において、鋼中のMn硫化物及び酸化物が次の条件を満たす。
(A)Mnを10.0質量%以上含有し、Sを10.0質量%以上含有し、円相当径が0.5μm以上のMn硫化物を70.0個/mm2以下にする。
(B)酸素を10質量%以上含有し、円相当径が0.5μm以上の酸化物を25.0個/mm2以下にする。
[About inclusions in steel for parts to be carburized]
In the steel material for a part to be carburized according to the present embodiment, Mn sulfide and oxide in the steel satisfy the following conditions in a cross section parallel to the axial direction of the steel material (that is, the longitudinal direction of the steel material).
(A) Mn sulfide containing 10.0% by mass or more of Mn, 10.0% by mass or more of S, and a circle equivalent diameter of 0.5 μm or more is reduced to 70.0 / mm 2 or less.
(B) Oxygen containing 10% by mass or more of oxygen and having an equivalent circle diameter of 0.5 μm or more is reduced to 25.0 / mm 2 or less.

ここで、本明細書において、Mn硫化物及び酸化物は次のとおり定義される。
Mn硫化物:Mnを10.0質量%以上含有し、Sを10.0質量%以上含有し、円相当径が0.5μm以上の介在物
酸化物:酸素を10質量%以上含有し、円相当径が0.5μm以上の介在物
なお、本明細書において、介在物のうち、10.0質量%以上のSと、10.0%以上のMnと、10質量%以上の酸素とを含有し、円相当径が0.5μm以上の介在物は、「Mn硫化物」ではなく、「酸化物」に含まれることとする。
Here, in this specification, Mn sulfide and oxide are defined as follows.
Mn sulfide: Inclusion of Mn at 10.0 mass% or more, S at 10.0 mass% or more, inclusion having an equivalent circle diameter of 0.5 μm or more Oxide: Oxygen containing at least 10 mass%, circle Inclusions having an equivalent diameter of 0.5 μm or more In this specification, the inclusions contain 10.0% by mass or more of S, 10.0% or more of Mn, and 10% by mass or more of oxygen Inclusions having an equivalent circle diameter of 0.5 μm or more are included not in “Mn sulfide” but in “oxide”.

上述のとおり、浸炭部品の製造工程において、複数の鋼部材を摩擦接合、レーザー接合等の溶接により接合することにより一体化して、浸炭処理前の中間部材を製造する場合、浸炭部品内にはHAZ領域が存在する。HAZ領域は他の領域と比較して強度が低くなる場合がある。HAZ領域の強度を確保するために、介在物をなるべく低減する。Mn硫化物及び酸化物が上記(A)及び(B)を満たせば、HAZ領域の強度を確保することができ、その結果、接合により一体化された浸炭部品の疲労強度を高めることができる。   As described above, in the manufacturing process of a carburized part, when a plurality of steel members are integrated by joining by welding such as friction welding and laser welding to produce an intermediate member before carburizing, the HAZ is contained in the carburized part. There is an area. The intensity of the HAZ region may be lower than other regions. Inclusions are reduced as much as possible to ensure the strength of the HAZ region. If the Mn sulfide and oxide satisfy the above (A) and (B), the strength of the HAZ region can be secured, and as a result, the fatigue strength of the carburized part integrated by joining can be increased.

[Mn硫化物及び酸化物の測定方法]
鋼中のMn硫化物の個数、及び、酸化物の個数については、次の方法で測定できる。浸炭処理が行われる部品用の鋼材から、サンプルを採取する。鋼材が棒鋼の場合、図1に示すとおり、棒鋼の中心軸線C1から径方向にR/2位置(Rは棒鋼の半径)から、サンプルを採取する。サンプルの観察面のサイズはL1×L2であってL1を10mmとし、L2を5mmとする。さらに、観察面と垂直の方向であるサンプル厚さL3を5mmとする。観察面の法線Nは、中心軸線C1に垂直(つまり、観察面は、鋼材の軸方向と平行)とし、R/2位置は、観察面の中央位置に相当する。
[Method for measuring Mn sulfide and oxide]
The number of Mn sulfides and the number of oxides in steel can be measured by the following method. A sample is taken from the steel for the part to be carburized. In the case where the steel material is a bar, as shown in FIG. 1, a sample is taken from an R / 2 position (R is the radius of the bar) in the radial direction from the center axis C1 of the bar. The size of the observation surface of the sample is L1 × L2, where L1 is 10 mm and L2 is 5 mm. Further, the sample thickness L3 in the direction perpendicular to the observation surface is set to 5 mm. The normal line N of the observation surface is perpendicular to the central axis C1 (that is, the observation surface is parallel to the axial direction of the steel material), and the R / 2 position corresponds to the center position of the observation surface.

採取されたサンプルの観察面を鏡面研磨し、走査型電子顕微鏡(SEM)を用いて1000倍の倍率でランダムに20視野(1視野あたりの評価面積100μm×100μm)を観察する。   The observation surface of the collected sample is mirror-polished, and 20 visual fields (evaluation area per visual field 100 μm × 100 μm) are randomly observed at a magnification of 1000 times using a scanning electron microscope (SEM).

各視野中の介在物を特定する。特定した各介在物に対して、エネルギー分散型X線分光法(EDX)を用いて、Mn硫化物及び酸化物を識別する。具体的には、特定された介在物の元素分析結果において、Mn含有量が10.0質量%以上であり、S含有量が10.0質量%以上である場合、その介在物をMn硫化物と定義する。なお、介在物の元素分析においてMn、S以外の元素としてTi、Caも検出される場合もある。この場合も上記条件を満たせばすべてMn硫化物と定義する。また、識別された介在物の元素分析結果において、O含有量が10質量%以上である場合、その介在物を酸化物と定義する。酸化物と定義された介在物には、Al、Si、Mg、Ca、Tiなどが検出される場合がある。この場合も上記条件を満たせば、酸化物と識別する。なお、介在物のうち、10.0質量%以上のSと、10.0質量%以上のMnと、10質量%以上のOとを含有する介在物は、「Mn硫化物」ではなく、「酸化物」と識別する。   Identify inclusions in each field of view. For each specified inclusion, Mn sulfides and oxides are identified using energy dispersive X-ray spectroscopy (EDX). Specifically, in the elemental analysis result of the specified inclusion, when the Mn content is 10.0% by mass or more and the S content is 10.0% by mass or more, the inclusion is regarded as Mn sulfide. Is defined. In addition, in elemental analysis of inclusions, Ti and Ca may be detected as elements other than Mn and S in some cases. In this case, Mn sulfide is defined as long as the above conditions are satisfied. In the elemental analysis result of the identified inclusion, if the O content is 10% by mass or more, the inclusion is defined as an oxide. Al, Si, Mg, Ca, Ti, and the like may be detected as inclusions defined as oxides. Also in this case, if the above conditions are satisfied, it is identified as an oxide. In addition, among the inclusions, those containing 10.0% by mass or more of S, 10.0% by mass or more of Mn, and 10% by mass or more of O are not “Mn sulfides” but “ Oxide ".

上記識別の対象とする介在物は、円相当径が0.5μm以上の介在物とする。ここで、円相当径とは、各介在物の面積を、同じ面積を有する円に換算した場合の円の直径を意味する。   The inclusion to be identified is an inclusion having a circle equivalent diameter of 0.5 μm or more. Here, the equivalent circle diameter means the diameter of a circle when the area of each inclusion is converted into a circle having the same area.

円相当径がEDXのビーム径の2倍以上の介在物であれば、元素分析の精度が高まる。本実施形態において、介在物の特定に使用するEDXのビーム径は0.2μmとする。この場合、円相当径が0.5μm未満の介在物は、EDXでの元素分析の精度を高めることができない。円相当径0.5μm未満の介在物はさらに、強度への影響が極めて小さい。したがって、本実施形態において、円相当径が0.5μm以上のMn硫化物及び酸化物を、測定対象とする。なお、介在物の円相当径の上限は特に限定されないが、たとえば、100μmである。   The inclusion of an inclusion having a circle equivalent diameter equal to or more than twice the beam diameter of EDX increases the accuracy of elemental analysis. In the present embodiment, the beam diameter of EDX used for specifying the inclusion is 0.2 μm. In this case, inclusions having an equivalent circle diameter of less than 0.5 μm cannot improve the accuracy of elemental analysis by EDX. Inclusions having an equivalent circle diameter of less than 0.5 μm have a very small effect on strength. Therefore, in the present embodiment, Mn sulfides and oxides having an equivalent circle diameter of 0.5 μm or more are measured. The upper limit of the equivalent circle diameter of the inclusion is not particularly limited, but is, for example, 100 μm.

各視野で特定されたMn硫化物の総個数と、20視野の総面積とに基づいて、Mn硫化物の単位面積当たりの個数(個/mm2)を求める。また、各視野で特定された酸化物の総個数と、20視野の総面積とに基づいて、酸化物の単位面積当たりの個数(個/mm2)を求める。The number (number / mm 2 ) of Mn sulfides per unit area is determined based on the total number of Mn sulfides specified in each visual field and the total area of the 20 visual fields. Further, the number of oxides per unit area (pieces / mm 2 ) is determined based on the total number of oxides specified in each visual field and the total area of 20 visual fields.

[浸炭部品の金属組織]
次に、本実施形態による浸炭部品の金属組織について説明する。
[Metal structure of carburized parts]
Next, the metallographic structure of the carburized part according to the present embodiment will be described.

本実施形態による浸炭部品は、浸炭層と、浸炭層よりも内部の芯部とを備える。浸炭層は、厚さ0.4mm超2.0mm未満の有効硬化層深さを有する。ここで、浸炭層とは、ビッカース硬さがHV550以上となる表面からの深さを意味する。この浸炭層において、表面から深さ50μmの位置での金属組織は、面積%で、マルテンサイトを90〜100%含み、そして、ビッカース硬さがHV650〜HV1000であることが好ましい。加えて、この浸炭層において、表面から深さ0.4mmの位置での金属組織が、面積%で、マルテンサイトを90〜100%含み、そして、ビッカース硬さがHV550〜HV900であることが好ましい。   The carburized component according to the present embodiment includes a carburized layer and a core portion inside the carburized layer. The carburized layer has an effective hardened layer depth greater than 0.4 mm and less than 2.0 mm. Here, the carburized layer means a depth from the surface where the Vickers hardness is HV550 or more. In this carburized layer, the metal structure at a position 50 μm deep from the surface preferably contains 90 to 100% martensite by area%, and has a Vickers hardness of HV650 to HV1000. In addition, in this carburized layer, it is preferable that the metal structure at a position of 0.4 mm in depth from the surface contains 90 to 100% of martensite by area% and the Vickers hardness is HV550 to HV900. .

表面から深さ50μmの位置の浸炭層での金属組織がマルテンサイトを90〜100%含み、そして、ビッカース硬さがHV650〜HV1000である場合に、耐摩耗性、及び、疲労強度がさらに高まる。より好ましくは、表面から深さ50μmの位置の浸炭層での金属組織がマルテンサイトを95〜100%含み、そして、ビッカース硬さがHV700〜HV1000である。   When the metal structure in the carburized layer at a depth of 50 μm from the surface contains 90 to 100% martensite and the Vickers hardness is HV650 to HV1000, the wear resistance and the fatigue strength are further increased. More preferably, the metal structure in the carburized layer at a depth of 50 μm from the surface contains 95 to 100% of martensite, and the Vickers hardness is HV700 to HV1000.

表面から深さ0.4mmの位置の浸炭層での金属組織がマルテンサイトを90〜100%含み、そして、ビッカース硬さがHV550〜HV900である場合に、面疲労強度、及び、疲労強度がさらに高まる。より好ましくは、表面から深さ0.4mmの位置の浸炭層での金属組織がマルテンサイトを92〜100%含み、そして、ビッカース硬さがHV560〜HV900である。   When the metal structure in the carburized layer at a depth of 0.4 mm from the surface contains 90 to 100% of martensite and the Vickers hardness is HV550 to HV900, the surface fatigue strength and the fatigue strength are further increased. Increase. More preferably, the metal structure in the carburized layer at a depth of 0.4 mm from the surface contains 92 to 100% of martensite, and the Vickers hardness is HV560 to HV900.

また、上記芯部において、表面から深さ2.0mmの位置でのビッカース硬さがHV250〜HV500であることが好ましい。加えて、上記芯部において、この位置での化学成分が、上記した化学成分からなる必要がある。より好ましくは、ビッカース硬さがHV270〜HV450である。表面から深さ2.0mmの位置の芯部での金属組織が、マルテンサイト及びベイナイトのうちの少なくとも1つを含んでいると上記効果がさらに得られるので好ましい。   Further, in the above-mentioned core portion, it is preferable that Vickers hardness at a position at a depth of 2.0 mm from the surface is HV250 to HV500. In addition, in the core, the chemical component at this position needs to be composed of the chemical component described above. More preferably, the Vickers hardness is HV270 to HV450. It is preferable that the metal structure at the core at a depth of 2.0 mm from the surface contains at least one of martensite and bainite, since the above-mentioned effect can be further obtained.

上記した金属組織の観察は、ナイタール腐食、又は、ピクラール腐食を施して、光学顕微鏡で観察することができる。この際、球状化熱処理を施した試料には、ピクラール腐食を施すことが好ましい。   The above-mentioned observation of the metal structure can be performed with nital corrosion or picral corrosion and observed with an optical microscope. At this time, it is preferable that the specimen subjected to the spheroidizing heat treatment is subjected to picral corrosion.

フェライト、パーライト、ベイナイト、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、焼戻しベイナイト、及び、セメンタイトなどの分率は、画像解析により求めることができる。また、球状化セメンタイト、セメンタイトの個数、及び、セメンタイトの最大長さは観察面を鏡面研磨した後、腐食処理は行わずEBSDマッピングを行い、セメンタイトを同定し、画像解析により求めることができる。観察面は、特に限定されることはないが、長手方向と直交する切断面を観察面とすればよい。   The fraction of ferrite, pearlite, bainite, martensite, tempered martensite, tempered bainite, cementite, and the like can be determined by image analysis. In addition, the spheroidized cementite, the number of cementite, and the maximum length of cementite can be determined by mirror-polishing the observation surface, performing EBSD mapping without performing corrosion treatment, identifying cementite, and performing image analysis. The observation surface is not particularly limited, but a cut surface orthogonal to the longitudinal direction may be used as the observation surface.

なお、金属組織の面積分率の算出には、フェライト、パーライト、マルテンサイト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、焼戻しベイナイト、球状化セメンタイト、及び、セメンタイトを考慮する。上記の面積分率の算出には、BN、TiC、TiN、AlNなどの窒化物や炭化物、その他の微細析出物、介在物、残留オーステナイト等を含めない。   In calculating the area fraction of the metal structure, ferrite, pearlite, martensite, bainite, tempered martensite, tempered bainite, spheroidized cementite, and cementite are considered. The calculation of the area fraction does not include nitrides and carbides such as BN, TiC, TiN, and AlN, other fine precipitates, inclusions, and retained austenite.

上記したビッカース硬さの測定は、荷重0.49Nのマイクロビッカース測定機を用いて、一つの試料について、合計10回の測定を行い、相加平均値を算出することが好ましい。測定面は、特に限定されることはないが、軸方向(長手方向)と直交する切断面を測定面とすればよい。   In the measurement of the Vickers hardness described above, it is preferable to perform a total of ten measurements on one sample using a micro Vickers measuring machine with a load of 0.49 N to calculate an arithmetic average value. The measurement surface is not particularly limited, but may be a cut surface orthogonal to the axial direction (longitudinal direction).

[浸炭処理が行われる部品用の鋼材及び浸炭部品の製造方法]
本実施形態の浸炭処理が行われる部品用の鋼材、及び、浸炭部品の製造方法について説明する。
[Method of manufacturing steel material for carburized parts and carburized parts]
A steel material for a part to be carburized according to the present embodiment and a method for manufacturing a carburized part will be described.

[浸炭処理が行われる部品用の鋼材の製造方法]
初めに、本実施形態による鋼材の製造方法の一例について説明する。浸炭処理が行われる部品用の鋼材の製造方法の一例は、製鋼工程と、熱間加工工程と、徐冷工程とを含む。以下、各工程について説明する。
[Method of manufacturing steel for parts to be carburized]
First, an example of the method for manufacturing a steel material according to the present embodiment will be described. An example of a method for producing a steel material for a part to be carburized includes a steelmaking step, a hot working step, and a slow cooling step. Hereinafter, each step will be described.

[製鋼工程]
製鋼工程は、精錬工程と、加熱保持工程と、最終成分調整工程と、鋳造工程とを含む。
[Steel making process]
The steel making process includes a refining process, a heating and holding process, a final component adjusting process, and a casting process.

[精錬工程]
精錬工程では初めに、周知の方法で製造された溶銑に対して転炉での精錬(一次精錬)を実施する。転炉から出鋼した溶鋼に対して、二次精錬を実施する。二次精錬において、溶鋼に合金元素を添加して、上記化学組成を満たす溶鋼を製造する。
[Refining process]
In the refining process, first, refining in a converter (primary refining) is performed on hot metal manufactured by a known method. Secondary refining is performed on the molten steel discharged from the converter. In the secondary refining, an alloying element is added to molten steel to produce molten steel satisfying the above chemical composition.

具体的には、転炉から出鋼した溶鋼に対してAlを添加して脱酸処理を実施する。脱酸処理後、除滓処理を実施する。除滓処理後、二次精錬を実施する。二次精錬はたとえば、複合精錬を実施する。たとえば、初めに、LF(Ladle Furnace)又はVAD(Vacuum Arc Degassing)を用いた精錬処理を実施する。さらに、RH(Ruhrstahl−Hausen)真空脱ガス処理を実施する。その後、Si及びCaを除く他の合金成分の最終調整を行う。   Specifically, Al is added to molten steel discharged from the converter to perform deoxidation. After the deoxidizing treatment, a residue removing treatment is performed. After the slag removal process, secondary refining is performed. In the secondary refining, for example, compound refining is performed. For example, first, a refining process using LF (Ladle Furnace) or VAD (Vacuum Arc Degassing) is performed. Further, RH (Ruhrstahl-Hausen) vacuum degassing is performed. Then, final adjustment of other alloy components except Si and Ca is performed.

二次精錬を実施して、Si及びCa以外の溶鋼の成分調整を実施した後、溶鋼に対して次の処理(加熱保持工程及び最終成分調整工程)を実施する。   After performing the secondary refining and adjusting the components of the molten steel other than Si and Ca, the molten steel is subjected to the following processing (heating and holding step and final component adjusting step).

[加熱保持工程]
二次精錬(最終成分調整)後の取鍋内の溶鋼に対して、1500〜1600℃の温度で下記式によって算定される均一混合時間τ(s)の2倍以上の保持時間tsで加熱する。
τ=800×ε-0.4
ε=((6.18×Vg×Tl)/Ml)ln(1+(h0/(1.46×10-5×P0)))
ここで、Vg:ガス流量(Nm3/min)、Ml:取鍋内溶鋼質量(ton)、Tl:溶鋼温度(K)、h0:ガス吹き込み深さ(m)、P0:溶鋼表面圧力(Pa)、ε:攪拌動力値(W/ton)、τ:均一混合時間(s)である。
[Heating and holding step]
The molten steel in the ladle after the secondary refining (final component adjustment) is heated at a temperature of 1500 to 1600 ° C. for a holding time ts which is at least twice the uniform mixing time τ (s) calculated by the following equation. .
τ = 800 × ε -0.4
ε = ((6.18 × V g × T l ) / M l ) ln (1+ (h 0 /(1.46×10 −5 × P 0 )))
Here, V g : gas flow rate (Nm 3 / min), M l : mass of molten steel in the ladle (ton), T l : molten steel temperature (K), h 0 : gas blowing depth (m), P 0 : Surface pressure of molten steel (Pa), ε: stirring power value (W / ton), τ: uniform mixing time (s).

保持時間tsが均一混合時間τの2.0倍未満であれば、取鍋内の溶鋼中に存在する酸化物が十分に凝集及び合体することができない。そのため、酸化物の浮上除去ができず、酸化物の個数が増加することになる。また保持時間tsが均一混合時間τの2.0倍未満の場合、スラグ中から混入するMgなどが溶鋼中においてSと結合してMgS等を形成し、MgSが溶鋼中に分散した状態となる。この分散したMgSは、MnSの析出サイトとなる。その結果、Mn硫化物の個数が増加してしまう。   If the holding time ts is less than 2.0 times the uniform mixing time τ, the oxides present in the molten steel in the ladle cannot sufficiently coagulate and coalesce. Therefore, the oxide cannot be removed by floating, and the number of oxides increases. When the holding time ts is less than 2.0 times the uniform mixing time τ, Mg and the like mixed from the slag combine with S in the molten steel to form MgS and the like, and the MgS is dispersed in the molten steel. . This dispersed MgS becomes a precipitation site of MnS. As a result, the number of Mn sulfides increases.

保持時間tsが均一混合時間τの2.0倍以上であれば、鋼中の酸化物個数を抑えることができる。さらに、いったん形成されたMgSが再酸化によってMgOになるため、MnSの析出サイトは減少し、その結果、鋼中のMn硫化物個数も抑えることができる。その結果、次工程の最終成分調整工程後において、Mn硫化物が70.0個/mm2以下になり、かつ、酸化物が25.0個/mm2以下になる。If the holding time ts is at least 2.0 times the uniform mixing time τ, the number of oxides in the steel can be reduced. Further, once formed MgS becomes MgO by reoxidation, the number of MnS precipitation sites is reduced, and as a result, the number of Mn sulfides in the steel can be suppressed. As a result, after the final component adjustment step in the next step, the amount of Mn sulfide becomes 70.0 / mm 2 or less and the amount of oxide becomes 25.0 / mm 2 or less.

[最終成分調整工程]
加熱保持工程後の溶鋼にSi及びCaを添加して、上述の化学組成及び式(1)〜式(3)を満たす溶鋼を製造する。Si及びCaはそれぞれ単独の原料として溶鋼に添加してもよい。Si−Ca合金を原料として、溶鋼に添加してもよい。
[Final component adjustment step]
Si and Ca are added to the molten steel after the heating and holding step to produce molten steel that satisfies the above chemical composition and equations (1) to (3). Si and Ca may be added to the molten steel as independent raw materials, respectively. The Si-Ca alloy may be added to the molten steel as a raw material.

加熱保持工程で十分に均一に加熱された溶鋼にSi及びCaを添加すれば、酸化物がAl23からSiO2やCaOを含む複合介在物に改質され、さらに、Mn硫化物もCaを含有した硫化物に改質される。そのため、保持時間tsが均一混合時間τの2倍以上であることを前提条件として、Mn硫化物が70.0個/mm2以下になり、かつ、酸化物が25.0個/mm2以下になる。If Si and Ca are added to the molten steel heated sufficiently uniformly in the heating and holding step, the oxide is changed from Al 2 O 3 to a composite inclusion containing SiO 2 and CaO, and the Mn sulfide is also reduced to Ca. To a sulfide containing Therefore, assuming that the holding time ts is at least twice the uniform mixing time τ, the Mn sulfide is 70.0 / mm 2 or less and the oxide is 25.0 / mm 2 or less. become.

仮に、溶鋼にAlを添加する前に、Siを添加すれば、脱酸が十分行われず、その結果、酸化物が25.0個/mm2を超えてしまう。Al添加後の溶鋼にSi及びCaを添加することにより、Mn硫化物が70.0個/mm2以下になり、かつ、酸化物が25.0個/mm2以下になる。したがって、本実施形態では、溶鋼にAlを添加し、その後、Si及びCaを添加する。Si及びCaの添加順は特に限定されない。Si及びCaを同時に添加してもよい。Si及びCaのいずれかを先に添加してもよい。If Si is added before adding Al to molten steel, deoxidation is not sufficiently performed, and as a result, the amount of oxide exceeds 25.0 particles / mm 2 . By adding Si and Ca to the molten steel after the addition of Al, the Mn sulfide becomes 70.0 / mm 2 or less and the oxide becomes 25.0 / mm 2 or less. Therefore, in this embodiment, Al is added to molten steel, and then Si and Ca are added. The order of addition of Si and Ca is not particularly limited. Si and Ca may be added simultaneously. Any of Si and Ca may be added first.

[鋳造工程]
上記精錬工程により製造された溶鋼を用いて、素材(鋳片又はインゴット)を製造する。具体的には、溶鋼を用いて連続鋳造法により鋳片を製造する。又は、溶鋼を用いて造塊法によりインゴットとしてもよい。また、必要に応じて、鋳造工程後の鋳片又はインゴットに対して、分塊圧延等を実施してもよい。この鋳片又はインゴットを用いて、下記の製造方法を選択することで、上記した金属組織を有する本実施形態の鋼材を製造することができる。
[Casting process]
A raw material (slab or ingot) is manufactured using the molten steel manufactured in the refining process. Specifically, a slab is manufactured by continuous casting using molten steel. Alternatively, an ingot may be formed by ingot making method using molten steel. If necessary, slab rolling or the like may be performed on the cast slab or ingot after the casting step. By using the slab or ingot and selecting the following manufacturing method, the steel material of the present embodiment having the above-described metal structure can be manufactured.

上記した、面積%で、フェライトとパーライトとを、合計で、85〜100%含む金属組織を有する鋼材とするには、以下の製造方法を行うことが好ましい。   In order to obtain a steel material having a metal structure containing 85 to 100% in total of ferrite and pearlite in area%, it is preferable to perform the following manufacturing method.

[熱間加工工程]
熱間加工工程として、鋳造工程後の鋳片を、熱間圧延、熱間鍛造などを施して、熱間加工鋼材を得る。熱間圧延はたとえば、分塊圧延や、一列に配列された複数の圧延スタンドを有する連続圧延機を用いた仕上げ圧延等である。分塊圧延は必要に応じて実施すればよい。この熱間加工工程での、加工温度、加工率、ひずみ速度などの塑性加工条件は、特に、限定されるものではなく、適宜、好適な条件を選択すればよい。熱間加工工程での加熱温度は周知の加熱温度であり、たとえば、1100〜1300℃である。
[Hot working process]
As a hot working step, the slab after the casting step is subjected to hot rolling, hot forging, or the like to obtain a hot worked steel material. Hot rolling is, for example, bulk rolling, finish rolling using a continuous rolling mill having a plurality of rolling stands arranged in a row, and the like. Bulk rolling may be performed as needed. The plastic working conditions such as the working temperature, working rate, and strain rate in this hot working step are not particularly limited, and suitable conditions may be appropriately selected. The heating temperature in the hot working step is a known heating temperature, for example, 1100 to 1300 ° C.

[徐冷工程]
この熱間加工工程の直後で、まだ、冷却されていない上記熱間加工鋼材に、徐冷工程として、この熱間加工鋼材の表面温度が800℃〜500℃となる温度範囲を、0超〜1.00℃/秒の冷却速度で徐冷を施して、本実施形態の鋼材を得る。
[Slow cooling step]
Immediately after this hot working step, the temperature range in which the surface temperature of the hot-worked steel material is 800 ° C. to 500 ° C. is increased to 0 ° C. Slow cooling is performed at a cooling rate of 1.00 ° C./sec to obtain the steel material of the present embodiment.

オーステナイトからフェライト及びパーライトへ変態する温度である800℃〜500℃での冷却速度が、1.00℃/秒を超えると、ベイナイト及びマルテンサイトの組織分率が大きくなる。その結果、鋼材の硬さが上昇し、変形抵抗が上昇し、そして、限界加工率が低下する。したがって、上記温度範囲での冷却速度を、0超〜1.00℃/秒に制限することが好ましい。さらに好ましくは、0超〜0.70℃/秒とする。なお、徐冷工程として、熱間加工工程後の熱間加工鋼材の冷却速度を小さくするには、圧延ラインや熱間鍛造ライン後に、保温カバー、熱源付き保温カバー、又は、保定炉などを設置すればよい。   If the cooling rate at 800 ° C. to 500 ° C., which is the temperature at which austenite transforms into ferrite and pearlite, exceeds 1.00 ° C./sec, the structural fraction of bainite and martensite increases. As a result, the hardness of the steel material increases, the deformation resistance increases, and the critical working rate decreases. Therefore, it is preferable to limit the cooling rate in the above temperature range to more than 0 to 1.00 ° C./sec. More preferably, it is more than 0 to 0.70 ° C./sec. In order to reduce the cooling rate of the hot-worked steel material after the hot-working step as a slow cooling step, a heat-retaining cover, a heat-retaining cover with a heat source, or a holding furnace is installed after the rolling line or hot forging line. do it.

上記した、面積%で、フェライトと球状化セメンタイトとを、合計で、85〜100%含む金属組織を有する鋼材とするには、以下の製造方法を行うことが好ましい。   In order to obtain a steel material having a metal structure containing 85 to 100% in total of ferrite and spheroidized cementite in area%, the following production method is preferably performed.

[球状化処理工程]
上記徐冷を施した熱間加工鋼材に、さらに、球状化熱処理工程を実施してもよい。この場合、球状化熱処理を施して、本実施形態の鋼材が製造できる。
[Sphering process]
A spheroidizing heat treatment step may be further performed on the hot-worked steel material subjected to the above-described slow cooling. In this case, the steel material of the present embodiment can be manufactured by performing spheroidizing heat treatment.

この球状化熱処理としては、例えば、以下の熱処理を行えばよい。上記徐冷を施した熱間加工鋼材を、Ac1点(加熱時、オーステナイトが生成し始める温度)直下、又は、直上の温度に加熱した後ゆっくり冷やす。上記徐冷を施した熱間加工鋼材を、Ac1点直上の温度まで加熱し、Ar1点(冷却時、オーステナイトがフェライト又はフェライト、セメンタイトへの変態を完了する温度)直下の温度まで冷却する処理を数回繰返し行う。あるいは、上記徐冷を施した熱間加工鋼材に、一度、焼入れを行い、その後、600〜700℃の温度範囲で、3〜100時間の焼戻しを行う。なお、球状化熱処理の方法は、上記のような、従来公知の焼鈍又は球状化熱処理方法を適用すればよく、特に限定されるものではない。As the spheroidizing heat treatment, for example, the following heat treatment may be performed. The hot-worked steel material subjected to the slow cooling is heated to a temperature immediately below the Ac 1 point (a temperature at which austenite starts to be generated at the time of heating) or immediately above the Ac, and then slowly cooled. The annealed hot-worked steel material is heated to a temperature just above the Ac 1 point and cooled to a temperature just below the Ar 1 point (the temperature at which austenite completes transformation to ferrite or ferrite or cementite during cooling). Repeat the process several times. Alternatively, the quenched hot-worked steel material is once quenched, and then tempered in a temperature range of 600 to 700 ° C. for 3 to 100 hours. The method of the spheroidizing heat treatment may be any of the above-described conventionally known annealing or spheroidizing heat treatment methods, and is not particularly limited.

上記球状化熱処理工程を施した鋼材は、硬さが高くても限界加工率を高めることができる。   Even if the steel material subjected to the spheroidizing heat treatment step has high hardness, the critical working ratio can be increased.

以上の製造工程により、本実施形態の鋼材が製造できる。本実施形態の鋼材はたとえば、棒鋼である。   Through the above manufacturing steps, the steel material of the present embodiment can be manufactured. The steel material of the present embodiment is, for example, a steel bar.

[浸炭部品の製造方法]
次に、本実施形態による浸炭部品の製造方法の一例について説明する。本製造方法は、上述の本実施形態の鋼材に対して冷間加工を実施して、複数の中間部材を製造する冷間加工工程と、製造された複数の中間部材を溶接して一体品とする溶接工程と、溶接後の中間部材に対して浸炭処理又は浸炭窒化処理を実施する浸炭工程と、浸炭工程後の中間部材に対して焼入れ処理、又は焼入れ・焼戻し処理を実施する仕上げ熱処理工程とを含む。
[Method of manufacturing carburized parts]
Next, an example of the method for manufacturing the carburized component according to the present embodiment will be described. The present manufacturing method performs a cold working on the steel material of the present embodiment described above, a cold working step of manufacturing a plurality of intermediate members, and welding the manufactured plurality of intermediate members to form an integrated product. A welding process, a carburizing process of performing a carburizing process or a carbonitriding process on the intermediate member after welding, and a finishing heat treatment process of performing a quenching process, or a quenching / tempering process on the intermediate member after the carburizing process. including.

[冷間加工工程]
上述の製造方法で製造された鋼材に、冷間加工工程として、冷間塑性加工を施して形状を付与し、複数の中間部材を製造する。この冷間加工工程での、加工率、ひずみ速度などの塑性加工条件は、特に、限定されるものではなく、適宜、好適な条件を選択すればよい。冷間加工はたとえば、冷間鍛造である。複数の中間部材は次工程の溶接工程で溶接され、一体化される。
[Cold working process]
As a cold working step, the steel material manufactured by the above-described manufacturing method is subjected to cold plastic working to give a shape to manufacture a plurality of intermediate members. Plastic working conditions such as a working ratio and a strain rate in the cold working step are not particularly limited, and suitable conditions may be appropriately selected. The cold working is, for example, cold forging. The plurality of intermediate members are welded and integrated in a subsequent welding process.

[溶接工程]
溶接工程では、摩擦接合、又はレーザー接合により、上述の複数の中間部材を溶接して、一体品とする。溶接方法は特に限定されない。中間部材の接合面を機械加工により平坦に形成してもよい。上述の鋼材では、Mn硫化物が70.0個/mm2以下であり、かつ、酸化物が25.0個/mm2以下である。そのため、接合性に優れ、浸炭部品の接合疲労強度に優れる。
[Welding process]
In the welding process, the plurality of intermediate members are welded by friction joining or laser joining to form an integrated product. The welding method is not particularly limited. The joining surface of the intermediate member may be formed flat by machining. In the above-mentioned steel material, Mn sulfide is not more than 70.0 pieces / mm 2 and oxide is not more than 25.0 pieces / mm 2 . Therefore, it has excellent jointability and excellent joint fatigue strength of carburized parts.

[浸炭工程]
溶接工程により一体に接合された中間部材に対して、浸炭工程として、浸炭処理、又は浸炭窒化処理を施す。上記した金属組織と硬さとを有する浸炭部品を得るために、浸炭処理又は浸炭窒化処理の条件を、温度が830〜1100℃、カーボンポテンシャルが0.5〜1.2%、浸炭時間が1時間以上とすることが好ましい。
[Carburizing process]
Carburizing or carbonitriding is performed as a carburizing step on the intermediate members integrally joined by the welding step. In order to obtain a carburized part having the above-described metal structure and hardness, the conditions of the carburizing treatment or the carbonitriding treatment were performed at a temperature of 830 to 1100 ° C., a carbon potential of 0.5 to 1.2%, and a carburizing time of one hour. It is preferable to make the above.

[仕上げ熱処理工程]
浸炭工程後、仕上げ熱処理工程として、焼入れ処理、又は焼入れ・焼戻し処理を施して浸炭部品を得る。上記した金属組織と硬さとを有する浸炭部品を得るために、焼入れ処理、又は焼入れ・焼戻し処理の条件として、焼入れ媒体の温度を室温〜250℃とすることが好ましい。また、必要に応じて焼入れ後にサブゼロ処理を行っても良い。
[Finish heat treatment process]
After the carburizing step, a quenching treatment or a quenching / tempering treatment is performed as a finishing heat treatment step to obtain a carburized part. In order to obtain a carburized part having the above-described metal structure and hardness, it is preferable that the temperature of the quenching medium be room temperature to 250 ° C. as a condition of the quenching treatment or the quenching / tempering treatment. If necessary, a sub-zero treatment may be performed after quenching.

[その他の工程]
必要に応じて、上記冷間加工工程前の鋼材にさらに、焼鈍工程を実施してもよい。焼鈍工程にて焼鈍処理を行うことで、鋼材の硬さが低下し、変形抵抗が低下し、そして、限界加工率が向上する。焼鈍条件は、特に、限定されるものではなく、適宜、周知の焼鈍条件を選択すればよい。
[Other steps]
If necessary, an annealing step may be further performed on the steel material before the cold working step. By performing the annealing treatment in the annealing step, the hardness of the steel material is reduced, the deformation resistance is reduced, and the critical working ratio is improved. Annealing conditions are not particularly limited, and well-known annealing conditions may be appropriately selected.

必要に応じて、上記冷間加工工程後で、上記浸炭工程前の鋼材にさらに、切削工程を実施してもよい。この場合、切削工程において切削加工を施して鋼材に形状を付与する。切削加工を行うことで、冷間塑性加工だけでは困難な、精密形状を鋼材に付与することができる。   If necessary, a cutting step may be further performed on the steel material before the carburizing step after the cold working step. In this case, a cutting process is performed in the cutting process to give a shape to the steel material. By performing the cutting process, it is possible to impart a precise shape to the steel material, which is difficult only by cold plastic working.

必要に応じて、上記仕上げ熱処理工程後の浸炭部品にさらに、ショットピーニング工程を実施してもよい。ショットピーニング工程にてショットピーニング処理を行うことで、浸炭部品表層部に圧縮残留応力が導入される。圧縮残留応力は疲労亀裂の発生、進展を抑制するため、浸炭部品の歯元、及び歯面疲労強度をさらに向上させることができる。ショットピーニング処理は、直径が0.7mm以下のショット粒を用い、アークハイトが0.4mm以上の条件で行うことが望ましい。   If necessary, a shot peening step may be further performed on the carburized component after the above finishing heat treatment step. By performing the shot peening process in the shot peening step, compressive residual stress is introduced into the surface layer of the carburized component. Since the compressive residual stress suppresses the generation and propagation of fatigue cracks, the tooth root and tooth surface fatigue strength of the carburized component can be further improved. The shot peening treatment is desirably performed using shot grains having a diameter of 0.7 mm or less and an arc height of 0.4 mm or more.

実施例により本発明の一態様の効果をさらに具体的に説明する。実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例である。本発明は、この一条件例に限定されない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限り、種々の条件を採用し得る。   The effects of one embodiment of the present invention will be described more specifically with reference to examples. The conditions in the examples are one example of conditions adopted to confirm the feasibility and effects of the present invention. The present invention is not limited to this one condition example. The present invention can employ various conditions without departing from the gist of the present invention and as long as the object of the present invention is achieved.

表1に示す化学組成の溶鋼を準備した。このとき、表2に示す条件で、精錬を実施した。精錬後の溶鋼を、連続鋳造により鋳造して鋳片を得た。   A molten steel having a chemical composition shown in Table 1 was prepared. At this time, refining was performed under the conditions shown in Table 2. The smelted molten steel was cast by continuous casting to obtain a slab.

表2中の「製鋼条件(1)」は、二次精錬後の1500〜1600℃での保持時間tsの均一混合時間τに対する比(=ts/τ)を示す。表2中の「製鋼条件(2)」は、Al、Si、Caの添加順を示す。「製鋼条件(2)」欄において「1」は、Alを添加して脱酸した後、Si及びCaを添加したことを意味する。「2」は、Siを添加した後、Al及びCaを添加したことを意味する。   "Steel making conditions (1)" in Table 2 indicates a ratio (= ts / τ) of the holding time ts at 1500 to 1600 ° C. after the secondary refining to the uniform mixing time τ. “Steel making conditions (2)” in Table 2 indicates the order of addition of Al, Si, and Ca. "1" in the column "Steel making conditions (2)" means that Si and Ca were added after Al was added and deoxidized. "2" means that Al and Ca were added after Si was added.

製造された鋳片を加熱した後、分塊圧延を施して、長手方向に対して垂直な断面が162mm×162mmである鋼材とした。この鋼材を用いて、連続圧延機による熱間圧延を施し、長手方向と直交する切断面が円形で、その切断面の直径が35mmとなる丸棒状の熱間加工鋼材を得た。この熱間加工鋼材に、徐冷工程として、圧延ライン後に設置した保温カバー又は熱源付き保温カバーを必要に応じて用いて徐冷を行った。徐冷時における800℃〜500℃での平均冷却速度(℃/秒)は、表2に示すとおりであった。各試験番号ごとに、徐冷後の熱間加工鋼材を複数本準備した。   After the produced slab was heated, it was subjected to slab rolling to obtain a steel material having a cross section perpendicular to the longitudinal direction of 162 mm × 162 mm. Using this steel material, hot rolling was performed by a continuous rolling mill to obtain a round bar-shaped hot-worked steel material having a circular cut surface orthogonal to the longitudinal direction and a diameter of the cut surface of 35 mm. As a cooling step, the hot-worked steel material was gradually cooled using a heat insulating cover or a heat insulating cover with a heat source installed after the rolling line as necessary. The average cooling rate (° C./sec) at 800 ° C. to 500 ° C. during the slow cooling was as shown in Table 2. For each test number, a plurality of hot-worked steel materials after slow cooling were prepared.

各試験番号において、準備された複数の熱間加工鋼材のうち、いくつかの熱間加工鋼材に対して、球状化熱処理工程(SA工程:Spheroidizing Annealing)として、球状化熱処理を行った。球状化処理では、上記の熱間加工鋼材を740℃に加熱した。その後、鋼材温度が650℃になるまで冷却速度8℃/hrで徐冷した。鋼材温度が650℃〜常温までは、空冷した。   In each test number, spheroidizing heat treatment was performed as a spheroidizing annealing process (SA process: Spheroidizing Annealing) on some of the prepared hot-worked steel materials. In the spheroidizing treatment, the above hot-worked steel material was heated to 740 ° C. Thereafter, the steel material was gradually cooled at a cooling rate of 8 ° C./hr until the temperature of the steel material reached 650 ° C. Air cooling was performed until the steel material temperature reached 650 ° C. to room temperature.

以上の製造方法により、鋼材を製造した。   A steel material was manufactured by the above manufacturing method.

[評価試験]
製造された鋼材について、次の特性を評価した。
[Evaluation test]
The following properties were evaluated for the manufactured steel materials.

[金属組織観察試験片、及び、限界圧縮率測定試験片の作製]
棒状である鋼材の、周面から上記切断面の直径1/4深さの位置から、金属組織観察試験片を採取した。また、鋼材の長手方向が圧縮方向となるように、限界圧縮率測定試験片(6mmφ×9mm、切り欠き形状:30度、深さ0.8mm、先端部の曲率半径0.15mm)を採取した。金属組織観察用試験片を、徐冷工程後であってSA工程を実施していない鋼材から採取し、さらに、SA工程後の鋼材から採取した。同様に、限界圧縮率測定試験片を、徐冷工程後であってSA工程を実施していない鋼材(徐冷まま材)から採取し、さらに、SA工程後の鋼材(SA材)から採取した。以下、各試験片において、徐冷工程後であってSA工程を実施していない鋼材(徐冷まま材)から採取したものを「徐冷まま試験片」、SA工程後の鋼材(SA材)から採取したものを「SA後試験片」という。
[Production of Metallographic Observation Test Specimen and Test Specimen for Limiting Compressibility]
A metal structure observation test piece was sampled from a bar-shaped steel material at a position at a depth of 1/4 of the diameter of the cut surface from the peripheral surface. Further, a test piece (6 mmφ × 9 mm, notch shape: 30 degrees, depth 0.8 mm, radius of curvature of the tip part 0.15 mm) was sampled so that the longitudinal direction of the steel material was the compression direction. . The test piece for observing the metallographic structure was collected from a steel material after the slow cooling step but not subjected to the SA step, and further from a steel material after the SA step. Similarly, a test piece for measuring the critical compression ratio was sampled from a steel material after the slow cooling process and not subjected to the SA process (as-slowly cooled material), and further sampled from the steel material after the SA process (SA material). . Hereinafter, in each of the test pieces, a sample taken from a steel material after the slow cooling step and not subjected to the SA process (as slowly cooled material) is referred to as a “slowly cooled test piece”, and a steel material after the SA process (SA material). The sample collected from the sample is referred to as “post-SA test piece”.

[金属組織観察試験]
上述の金属組織観察試験片(徐冷まま試験片、SA後試験片)を用いて、金属組織観察試験を実施した。具体的には、徐冷まま試験片、SA後試験片を鏡面研磨した。鏡面研磨された徐冷まま試験片の表面(観察面)を、ナイタール腐食液(2%硝酸アルコール)にて5〜10秒間エッチングした。また、鏡面研磨されたSA後試験片の表面(観察面)を、ピクラール腐食液(5%ピクリン酸アルコール)で10〜20秒エッチングした。なお、ピクリン酸とは、2,4,6−トリニトロフェノールである。
[Metal structure observation test]
A metallographic observation test was performed using the above-described metallographic observation specimens (test specimens with slow cooling, specimens after SA). Specifically, the test piece and the test piece after SA were mirror-polished while being gradually cooled. The surface (observation surface) of the mirror-polished test piece was etched for 5 to 10 seconds with a nital etching solution (2% nitric acid alcohol) while cooling slowly. Further, the surface (observation surface) of the mirror-polished post-SA test specimen was etched for 10 to 20 seconds with a picral etchant (5% picric acid alcohol). In addition, picric acid is 2,4,6-trinitrophenol.

エッチング後の観察面に対して、光学顕微鏡で観察を行い、写真画像を生成した。写真画像(1視野あたり100μm×100μm、20視野を観察)を用いて、フェライトとパーライトとの合計分率、及び、フェライトと球状化セメンタイトとの合計分率を、画像解析により求めた。徐冷まま試験片により得られたフェライト及びパーライトの総面積率(%)、及び、SA後試験片により得られたフェライト及び球状化セメンタイトの総面積率(%)を表2に示す。なお、金属組織中で、上記以外の組織の残部は、パーライト、マルテンサイト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、焼戻しベイナイト、又は、セメンタイト等であった。   The observation surface after etching was observed with an optical microscope to generate a photographic image. Using a photographic image (100 μm × 100 μm per visual field, observing 20 visual fields), the total fraction of ferrite and pearlite and the total fraction of ferrite and spheroidized cementite were determined by image analysis. Table 2 shows the total area ratio (%) of ferrite and pearlite obtained from the test piece while being cooled slowly, and the total area ratio (%) of ferrite and spheroidized cementite obtained from the test piece after SA. In the metal structure, the rest of the structure other than the above was pearlite, martensite, bainite, tempered martensite, tempered bainite, cementite, or the like.

[限界圧縮率測定試験]
上述の限界圧縮率測定試験片(徐冷まま試験片、SA後試験片)に対して、次の方法により限界圧縮試験を実施した。各試験片に対して、拘束ダイスを使用して10mm/分のスピードで冷間圧縮を行った。切り欠き近傍に0.5mm以上の微小割れが生じたときに圧縮を停止し、その時の圧縮率(%)を算出した。この測定を合計10回行い、累積破損確率が50%となる圧縮率(%)を求めて、その圧縮率を限界圧縮率(%)とした。各試験番号の限界圧縮率(%)を表2に示す。浸炭処理が行われる部品用の従来の鋼材の限界圧縮率が、およそ65%であるので、この値よりも明らかに高い値と見なせる68%以上となる場合を、限界加工率が優れると判断した。なお、限界圧縮率が68%未満の試験番号に対しては、浸炭部品の評価試験を実施しなかった。
[Limit compression test]
A limit compression test was performed on the above-described test piece for measuring the limit compression ratio (a test piece while being cooled slowly, a test piece after SA) by the following method. Each test piece was subjected to cold compression at a speed of 10 mm / min using a restraining die. The compression was stopped when a minute crack of 0.5 mm or more occurred near the notch, and the compression ratio (%) at that time was calculated. This measurement was performed 10 times in total, the compression ratio (%) at which the cumulative probability of failure was 50% was obtained, and the compression ratio was defined as the limit compression ratio (%). Table 2 shows the limit compression ratio (%) of each test number. Since the critical compressibility of the conventional steel material for the part to be carburized is approximately 65%, the case where the critical compressibility is 68% or more, which can be regarded as a value clearly higher than this value, is judged to be excellent in the critical working ratio. . In addition, the evaluation test of the carburized parts was not performed for the test numbers having a critical compression ratio of less than 68%.

[Mn硫化物個数及び酸化物個数測定試験]
上述の各試験番号において、徐冷工程後であってSA工程を実施していない鋼材(徐冷まま材)、及び、SA工程後の鋼材(SA材)の各々からサンプルを採取した。具体的には、図1に示すとおり、徐冷まま材、SA材の中心軸線C1から径方向にR/2位置から、サンプルを採取した。サンプルの観察面のサイズはL1×L2であってL1を10mmとし、L2を5mmとした。さらに、観察面と垂直の方向であるサンプル厚さL3を5mmとした。観察面の法線Nは、中心軸線C1に垂直とし、R/2位置は、観察面の中央位置に相当した。
[Mn sulfide number and oxide number measurement test]
In each of the test numbers described above, samples were taken from each of the steel material after the slow cooling process and without the SA process (as-cooled material) and the steel material after the SA process (SA material). Specifically, as shown in FIG. 1, a sample was taken from the R / 2 position in the radial direction from the central axis C1 of the as-cooled material and the SA material. The size of the observation surface of the sample was L1 × L2, where L1 was 10 mm and L2 was 5 mm. Further, the sample thickness L3 in a direction perpendicular to the observation surface was set to 5 mm. The normal N of the observation surface was perpendicular to the center axis C1, and the R / 2 position corresponded to the center position of the observation surface.

採取されたサンプルの観察面を鏡面研磨し、走査型電子顕微鏡(SEM)を用いて1000倍の倍率でランダムに20視野(1視野あたりの評価面積100μm×100μm)を観察した(徐冷まま材で20視野、SA材で20視野)。   The observation surface of the collected sample was mirror-polished, and 20 visual fields (evaluation area per visual field 100 μm × 100 μm) were randomly observed at a magnification of 1000 times using a scanning electron microscope (SEM). 20 fields of view, 20 fields of SA material).

各視野中の介在物を特定した。特定した各介在物に対して、エネルギー分散型X線分光法(EDX)を用いて、Mn硫化物及び酸化物を識別した。具体的には、特定された介在物の元素分析結果において、Mn含有量が10.0%以上であり、S含有量が10.0%以上である場合、その介在物をMn硫化物と認定した。また、特定された介在物の元素分析結果において、O含有量が10%以上である場合、その介在物を酸化物と認定した。特定対象とする介在物は、円相当径が0.5μm以上の介在物とした。また、介在物の特定に使用するEDXのビーム径は0.2μmとした。   Inclusions in each field were identified. For each of the identified inclusions, Mn sulfides and oxides were identified using energy dispersive X-ray spectroscopy (EDX). Specifically, in the elemental analysis result of the specified inclusion, when the Mn content is 10.0% or more and the S content is 10.0% or more, the inclusion is recognized as Mn sulfide. did. In addition, in the elemental analysis result of the specified inclusion, when the O content was 10% or more, the inclusion was recognized as an oxide. Inclusions to be specified were inclusions having an equivalent circle diameter of 0.5 μm or more. The beam diameter of EDX used for specifying inclusions was 0.2 μm.

徐冷まま材及びSA材のそれぞれにおいて、円相当径が0.5μm以上のMn硫化物及び酸化物を、測定対象とした。各視野で特定されたMn硫化物の総個数と、20視野の総面積とに基づいて、Mn硫化物の単位面積当たりの個数(個/mm2)を求めた。また、各視野で特定された酸化物の総個数と、20視野の総面積とに基づいて、酸化物の単位面積当たりの個数(個/mm2)を求めた。In each of the as-cooled material and the SA material, Mn sulfides and oxides having an equivalent circle diameter of 0.5 μm or more were measured. The number (number / mm 2 ) of Mn sulfides per unit area was determined based on the total number of Mn sulfides specified in each visual field and the total area of the 20 visual fields. In addition, the number of oxides per unit area (pieces / mm 2 ) was determined based on the total number of oxides specified in each visual field and the total area of 20 visual fields.

表2に、徐冷まま材でのMn硫化物個数(個/mm2)、徐冷まま材での酸化物個数(個/mm2)を示す。なお、各試験番号において、SA材のMn硫化物個数は、徐冷まま材のMn硫化物個数と同じであり、SA材の酸化物個数は、徐冷まま材の酸化物個数と同じであった。Table 2 shows the number of Mn sulfides in the as-cooled material (pieces / mm 2 ) and the number of oxides in the as-cooled material (pieces / mm 2 ). In each test number, the number of Mn sulfides in the SA material was the same as the number of Mn sulfides in the as-cooled material, and the number of oxides in the SA material was the same as the number of oxides in the as-cooled material. Was.

[浸炭部品の製造]
各試験番号の徐冷まま材の鋼材の、周面から上記切断面の直径1/4深さの位置から、長手方向が圧縮方向となるように、浸炭用の試験片(20mmφ×30mm)を採取した。この浸炭用の試験片に、冷間加工工程として、冷間で圧縮率50%の据え込み圧縮を行った。据え込み圧縮の条件は、室温、拘束ダイス使用、歪速度1/秒であった。据え込み圧縮後の浸炭用の試験片に、浸炭工程として、変成炉ガス方式によるガス浸炭を行った。このガス浸炭は、カーボンポテンシャルを0.8%として、950℃で5時間の保持を行い、続いて、850℃で0.5時間の保持を行った。浸炭工程後に、仕上げ熱処理工程として、130℃への油焼入れを行い、そして、150℃で90分の焼戻しを行って、浸炭部品(徐冷まま材使用)を得た。
[Manufacture of carburized parts]
A test piece for carburizing (20 mmφ × 30 mm) was taken from the position of a depth of 1/4 of the diameter of the cut surface from the peripheral surface of the as-cooled steel material of each test number so that the longitudinal direction was the compression direction. Collected. The test piece for carburizing was subjected to upsetting at a compression ratio of 50% in a cold working step as a cold working step. The conditions for the upset compression were room temperature, use of a restricted die, and a strain rate of 1 / sec. The test piece for carburizing after the upset compression was subjected to gas carburizing by a shift furnace gas method as a carburizing step. This gas carburization was performed at 950 ° C. for 5 hours, with a carbon potential of 0.8%, and subsequently at 850 ° C. for 0.5 hour. After the carburizing step, as a finishing heat treatment step, oil quenching was performed to 130 ° C., and tempering was performed at 150 ° C. for 90 minutes to obtain a carburized part (using the material while being gradually cooled).

各試験番号のSA材に対しても、上述の徐冷まま材と同じ製造条件で、浸炭部品(SA材使用)を製造した。   For the SA material of each test number, carburized parts (using SA material) were manufactured under the same manufacturing conditions as the above-described slowly cooled material.

[浸炭部品の評価試験]
上記製造した浸炭部品(徐冷まま材を使用した浸炭部品、SA材を使用した浸炭部品)の、浸炭層及び芯部について、特性を評価した。表3に、その評価結果を示す。
[Evaluation test of carburized parts]
The properties of the carburized layer and the core of the carburized parts (the carburized parts using the as-cooled material, the carburized parts using the SA material) manufactured above were evaluated. Table 3 shows the evaluation results.

[浸炭層のビッカース硬さ試験]
各試験番号の浸炭部品(徐冷まま材を使用した浸炭部品、SA材を使用した浸炭部品)の長手方向に垂直な切断面において、表面から50μm深さ位置のビッカース硬さと、表面から0.4μm深さ位置のビッカース硬さを、マイクロビッカース硬度計を用いて、JIS Z 2244(2009)に準拠したビッカース硬さ試験により求めた。試験時の荷重は0.49Nとした。50μm深さ位置10箇所のビッカース硬さHVを測定して、その相加平均値を、50μm深さ位置でのビッカース硬さHVとした。また、0.4μm深さ位置10箇所のビッカース硬さHVを測定して、その相加平均値を、0.4μm深さ位置でのビッカース硬さHVとした。表面から深さ50μmの位置での硬さがHV650〜HV1000の場合、また、表面から深さ0.4mmの位置での硬さがHV550〜HV900の場合を、硬さが十分であり合格と判定した。測定結果を表3に示す。
[Vickers hardness test of carburized layer]
In the cut surface perpendicular to the longitudinal direction of the carburized parts of each test number (the carburized parts using the as-cooled material, the carburized parts using the SA material), the Vickers hardness at a depth of 50 μm from the surface and the Vickers hardness from the surface were measured. The Vickers hardness at a depth of 4 μm was determined by a Vickers hardness test based on JIS Z 2244 (2009) using a micro Vickers hardness meter. The load during the test was 0.49N. Vickers hardness HV was measured at 10 positions at a depth of 50 μm, and the arithmetic mean value was defined as Vickers hardness HV at a position of 50 μm depth. The Vickers hardness HV at 10 places at a depth of 0.4 μm was measured, and the arithmetic average value was defined as the Vickers hardness HV at a 0.4 μm depth. When the hardness at the position 50 μm deep from the surface is HV650 to HV1000, and when the hardness at the position 0.4 mm deep from the surface is HV550 to HV900, the hardness is determined to be sufficient and pass. did. Table 3 shows the measurement results.

[浸炭層の金属組織観察試験]
上記浸炭部品の浸炭層(徐冷まま材を使用した浸炭部品、SA材を使用した浸炭部品)について、表面から深さ0.4mmの位置での金属組織を評価した。金属組織は、ナイタール腐食を施して、光学顕微鏡で観察を行った。光学顕微鏡の倍率は200倍とし、観察視野は500μm×500μmとした。
[Metal structure observation test of carburized layer]
With respect to the carburized layer of the carburized part (the carburized part using the as-cooled material, the carburized part using the SA material), the metallographic structure at a depth of 0.4 mm from the surface was evaluated. The metal structure was subjected to nital corrosion and observed with an optical microscope. The magnification of the optical microscope was 200 times, and the observation field was 500 μm × 500 μm.

観察視野におけるマルテンサイトの分率(面積率(%))は、画像解析により算出した。なお、金属組織中で、上記以外の残部は、フェライト、パーライト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、焼戻しベイナイト、球状化セメンタイト、又は、セメンタイト等であった。   The fraction (area ratio (%)) of martensite in the observation visual field was calculated by image analysis. In the metal structure, the remainder other than the above was ferrite, pearlite, bainite, tempered martensite, tempered bainite, spheroidized cementite, cementite, or the like.

[芯部の化学組成及びビッカース硬さ]
上記浸炭部品(徐冷まま材を使用した浸炭部品、SA材を使用した浸炭部品)の芯部のビッカース硬さ及び化学組成を次の方法で測定した。浸炭部品の長手方向に垂直な切断面において、表面から2mm深さ位置のビッカース硬さを、ビッカース硬度計を用いて、JIS Z 2244(2009)に準拠したビッカース硬さ試験により求めた。試験時の荷重は49Nとした。2mm深さ位置にて10回の測定を行い、その相加平均値を表面から2mm深さ位置でのビッカース硬さ(HV)とした。得られたビッカース硬さを表2に示す。ビッカース硬さが、HV250〜HV500の場合を、硬さが十分であり合格と判定した。測定結果を表3に示す。
[Chemical composition of core and Vickers hardness]
The Vickers hardness and the chemical composition of the core of the carburized parts (the carburized parts using the as-cooled material and the carburized parts using the SA material) were measured by the following methods. The Vickers hardness at a position 2 mm deep from the surface of the cut surface perpendicular to the longitudinal direction of the carburized component was determined by a Vickers hardness test based on JIS Z 2244 (2009) using a Vickers hardness meter. The load during the test was 49N. The measurement was performed ten times at a depth of 2 mm, and the arithmetic mean value was defined as Vickers hardness (HV) at a depth of 2 mm from the surface. Table 2 shows the obtained Vickers hardness. When the Vickers hardness was HV250 to HV500, the hardness was sufficient and judged to be acceptable. Table 3 shows the measurement results.

また、表面から2mm深さ位置での化学組成は、EPMA(電子線マイクロアナライザ、Electron Probe MicroAnalyser)を用いて、原子番号5番以上の元素に関して定量分析を行った。そして、出発材料である鋳片での化学成分と、ほぼ同じ組成である場合を、同等と判断した。判定結果を表3に示す。   The chemical composition at a depth of 2 mm from the surface was quantitatively analyzed using EPMA (Electron Probe MicroAnalyzer) for elements having an atomic number of 5 or more. Then, a case where the composition was almost the same as the chemical component in the slab as the starting material was determined to be equivalent. Table 3 shows the determination results.

[浸炭部品の粗粒の有無]
上記浸炭部品(徐冷まま材を使用した浸炭部品、SA材を使用した浸炭部品)の芯部について、表面から深さ2mmの位置での、旧オーステナイト結晶粒の観察を行った。具体的には、浸炭部品の長手方向に垂直な切断面を観察面とした。観察面を鏡面研磨した後、ピクリン酸飽和水溶液にてエッチングを行った。エッチングされた観察面の、表面から2mm深さ位置を含む視野(300μm×300μm)を光学顕微鏡(400倍)で観察して、旧オーステナイト結晶粒を特定した。特定された旧オーステナイト結晶粒に対して、JIS G 0551(2013)に準拠して、各旧オーステナイト粒の結晶粒度番号を求めた。結晶粒度番号でNo.4以下の結晶粒が一つでも存在している場合に「粗大粒発生あり」と判定した。判定結果を表3に示す。
[Presence of coarse particles in carburized parts]
With respect to the core of the carburized part (the carburized part using the as-cooled material, the carburized part using the SA material), the old austenite crystal grains were observed at a position 2 mm deep from the surface. Specifically, the cut surface perpendicular to the longitudinal direction of the carburized component was used as the observation surface. After mirror-polishing the observation surface, etching was performed with a saturated aqueous solution of picric acid. A field of view (300 μm × 300 μm) including a position at a depth of 2 mm from the surface of the etched observation surface was observed with an optical microscope (× 400) to identify old austenite crystal grains. With respect to the specified prior austenite crystal grains, the crystal grain size number of each prior austenite grain was determined in accordance with JIS G 0551 (2013). No. in the crystal grain size number. When at least one crystal grain was present, it was determined that "coarse grains occurred". Table 3 shows the determination results.

[接合後浸炭部品の疲労強度評価試験]
各試験番号の鋼材(徐冷まま材、SA材)であって、直径35mmの丸棒を機械加工して、直径20mm、長さ150mmの丸棒を作製した。この丸棒を用いて、基本疲労試験片、及び、接合疲労試験片を作製した。
[Fatigue strength evaluation test of carburized parts after joining]
A round bar having a diameter of 35 mm and a length of 150 mm was prepared by machining a round bar having a diameter of 35 mm, which was a steel material (as-annealed material, SA material) of each test number. Using this round bar, a basic fatigue test specimen and a joint fatigue test specimen were produced.

基本疲労試験片は、次の方法で作製した。直径20mm、長さ150mm丸棒の断面中央部から評価部直径8mm、平行部長さ15.0mmの小野式回転曲げ疲労試験片を作成した。この試験片を、基本疲労試験片とした。   The basic fatigue test piece was produced by the following method. An Ono-type rotary bending fatigue test piece having a diameter of 8 mm and a parallel portion length of 15.0 mm was prepared from the center of the cross section of a round bar having a diameter of 20 mm and a length of 150 mm from the center. This test piece was used as a basic fatigue test piece.

接合疲労試験片は、次の方法で作製した。同じ試験片番号同士の直径20mm、長さ150mm丸棒を突き合わせて、次の摩擦圧接条件で接合丸棒を作成した。   The joint fatigue test piece was produced by the following method. Round rods having the same test piece number and having a diameter of 20 mm and a length of 150 mm were butted together to form a jointed round bar under the following friction welding conditions.

摩擦圧接条件:
摩擦圧力:100MPa、摩擦時間:5sec、
アップセット圧力(接合部への丸棒両端部からの加圧力):200MPa、
アップセット時間(接合部への加圧時間):5sec、
回転数:2000rpm、
寄りしろ:5〜12mm
Friction welding conditions:
Friction pressure: 100 MPa, friction time: 5 sec,
Upset pressure (pressing force from both ends of the round bar to the joint): 200 MPa
Upset time (time to pressurize the joint): 5 sec,
Rotation speed: 2000 rpm,
Offset: 5-12mm

接合丸棒の断面中央部から評価部直径8mm、平行部長さ15.0mmの小野式回転曲げ疲労試験片を作成し、圧接疲労試験片とした。圧接疲労試験片では、平行部の長手方向中央部を接合面とした。   An Ono-type rotating bending fatigue test piece having a diameter of 8 mm at the evaluation portion and a length of the parallel portion of 15.0 mm was prepared from the center of the cross section of the joined round bar, and was used as a pressure contact fatigue test piece. In the press-contact fatigue test specimen, the central part in the longitudinal direction of the parallel part was used as the joining surface.

基本疲労試験片及び接合疲労試験片に対して、次の浸炭焼入れ処理を実施して、浸炭部品(徐冷まま材を使用した浸炭部品、SA材を使用した浸炭部品)とした。浸炭焼入れ処理では、変成炉ガス方式によるガス浸炭を実施した。具体的には、カーボンポテンシャルを0.8%とし、950℃で5時間保持した。その後、同じカーボンポテンシャルにおいて850℃で0.5時間保持した。その後、130℃の油に浸漬して、油焼入れを実施した。油焼入れ後、150℃で90分保持する焼戻しを実施した。以上の方法により、浸炭部品を模擬した小野式回転曲げ疲労試験片(基本疲労試験片、接合疲労試験片)を作製した。   The following carburizing and quenching treatment was performed on the basic fatigue test piece and the joint fatigue test piece to obtain a carburized part (a carburized part using a material as slowly cooled and a carburized part using an SA material). In the carburizing and quenching treatment, gas carburizing was performed by a shift furnace gas method. Specifically, the carbon potential was set to 0.8%, and held at 950 ° C. for 5 hours. Then, it was kept at 850 ° C. for 0.5 hour at the same carbon potential. Then, it was immersed in oil at 130 ° C. to perform oil quenching. After oil quenching, tempering was performed at 150 ° C. for 90 minutes. By the above method, Ono-type rotating bending fatigue test pieces (basic fatigue test pieces and joining fatigue test pieces) simulating carburized parts were produced.

作製された基本疲労試験片、接合疲労試験片に対して、小野式回転曲げ疲労試験を実施した。具体的には、上述の各小野式回転曲げ疲労試験片(基本疲労試験片、接合疲労試験片)を用いて、室温、大気雰囲気中にて、JIS Z 2274(1978)に準拠した小野式回転曲げ疲労試験を実施した。回転数を3000rpmとし、応力比Rを−1とし、応力負荷繰返し回数が1×10サイクル後において破断しなかった最大応力を疲労強度(MPa)とした。An Ono-type rotating bending fatigue test was performed on the prepared basic fatigue test piece and joint fatigue test piece. Specifically, the above-mentioned Ono-type rotating bending fatigue test pieces (basic fatigue test pieces and joining fatigue test pieces) were used at room temperature and in an air atmosphere in accordance with JIS Z 2274 (1978). A bending fatigue test was performed. The number of rotations was 3000 rpm, the stress ratio R was -1, and the maximum stress that did not break after 1 × 10 7 cycles of the stress load was defined as the fatigue strength (MPa).

基本疲労試験片の疲労強度(MPa)に対する、接合疲労試験片の疲労強度(MPa)の比(%)を疲労強度比と定義した。つまり、疲労強度比は次の式で定義された。
疲労強度比(%)=接合疲労試験片の疲労強度/基本疲労試験片の疲労強度×100
The ratio (%) of the fatigue strength (MPa) of the joint fatigue test piece to the fatigue strength (MPa) of the basic fatigue test piece was defined as the fatigue strength ratio. That is, the fatigue strength ratio was defined by the following equation.
Fatigue strength ratio (%) = Fatigue strength of joint fatigue test specimen / Fatigue strength of basic fatigue test specimen × 100

得られた疲労強度比を表3に示す。疲労強度比が85%以上であれば、接合後においても、優れた疲労強度が得られたと判断した。   Table 3 shows the obtained fatigue strength ratios. When the fatigue strength ratio was 85% or more, it was determined that excellent fatigue strength was obtained even after joining.

[試験結果]
試験結果を表2及び表3に示す。表2及び表3を参照して、試験番号1〜試験番号11の化学組成は適切であり、式(1)〜式(3)を満たした。さらに、製鋼条件も適切であった。また、徐冷工程での冷却速度も適切であった。さらに、球状化処理も適切であった。そのため、徐冷まま材及びSA材でのMn硫化物個数はいずれも70.0個/mm2以下であり、かつ、酸化物個数はいずれも25.0個/mm2以下であった。さらに、徐冷まま材において、フェライト及びパーライトの総面積率は85〜100%であり、SA材において、フェライト及び球状化セメンタイトの総面積率は85〜100%であった。その結果、徐冷まま材、SA材ともに、限界圧縮率は68%以上であり、優れた限界圧縮率を示した。
[Test results]
The test results are shown in Tables 2 and 3. Referring to Table 2 and Table 3, the chemical compositions of Test No. 1 to Test No. 11 were appropriate, and satisfied Expressions (1) to (3). Furthermore, the steelmaking conditions were also appropriate. Also, the cooling rate in the slow cooling step was appropriate. Furthermore, the spheroidizing treatment was also appropriate. Therefore, the number of Mn sulfides in the as-cooled material and the SA material was 70.0 / mm 2 or less, and the number of oxides was 25.0 / mm 2 or less. Furthermore, in the as-cooled material, the total area ratio of ferrite and pearlite was 85 to 100%, and in the SA material, the total area ratio of ferrite and spheroidized cementite was 85 to 100%. As a result, the critical compression ratio was 68% or more for both the as-cooled material and the SA material, showing excellent critical compressibility.

さらに、徐冷まま材の浸炭部品及びSA材の浸炭部品の浸炭層のビッカース硬さはいずれも適切であり、0.4深さ位置でのマルテンサイト分率も90%以上であった。さらに、芯部硬さ及び化学組成も適切であり、旧オーステナイト粒径も粗大化していなかった。さらに、接合疲労試験片において、疲労強度比はいずれも85%以上と高く、接合された場合であっても、優れた疲労強度を示した。   Furthermore, the Vickers hardness of the carburized layer of the carburized part of the as-cooled material and the carburized part of the SA material was both appropriate, and the fraction of martensite at a depth of 0.4 was 90% or more. Further, the core hardness and the chemical composition were appropriate, and the prior austenite particle size was not coarsened. Furthermore, in the joint fatigue test pieces, the fatigue strength ratio was as high as 85% or more in each case, and excellent fatigue strength was exhibited even in the case of joining.

一方、試験番号12では、C含有量が高すぎた。そのため、徐冷まま材において、フェライト及びパーライトの総面積率が85%未満となった。さらに、徐冷まま材及びSA材ともに、限界圧縮率が68%未満となり、十分な限界圧縮率が得られなかった。   On the other hand, in Test No. 12, the C content was too high. Therefore, in the as-cooled material, the total area ratio of ferrite and pearlite was less than 85%. Further, the critical compressibility of both the as-cooled material and the SA material was less than 68%, and a sufficient critical compressibility was not obtained.

試験番号13では、C含有量が低すぎた。そのため、徐冷まま材の浸炭部品の芯部、及び、SA材の浸炭部品の芯部において、十分な硬さが得られなかった。   In Test No. 13, the C content was too low. For this reason, sufficient hardness was not obtained in the core portion of the carburized component made of the as-cooled material and the core portion of the carburized component made of the SA material.

試験番号14では、酸素含有量が高すぎた。そのため、徐冷まま材、SA材ともに、酸化物個数が多すぎた。その結果、徐冷まま材の浸炭部品及びSA材の浸炭部品を模擬した接合疲労試験片において、疲労強度比が85%未満と低かった。   In test number 14, the oxygen content was too high. Therefore, the number of oxides in both the as-cooled material and the SA material was too large. As a result, the fatigue strength ratio was as low as less than 85% in the joint fatigue test pieces simulating the carburized parts of the as-cooled material and the carburized parts of the SA material.

試験番号15では、N含有量が高すぎた。そのため、固溶Bを確保することができず、芯部硬さが低すぎた。さらに、粗大なTiNが生成したため、鋼材(徐冷まま材及びSA材)の限界加工率が低かった。   In test number 15, the N content was too high. Therefore, solid solution B could not be secured, and the core hardness was too low. Furthermore, since coarse TiN was generated, the critical working rate of the steel material (as-cooled material and SA material) was low.

試験番号16では、F1が式(1)の下限未満であった。そのため、徐冷まま材の浸炭部品の芯部硬さ、及び、SA材の浸炭部品の芯部硬さが低すぎた。   In Test No. 16, F1 was less than the lower limit of Expression (1). For this reason, the core hardness of the carburized part of the as-cooled material and the core hardness of the carburized part of the SA material were too low.

試験番号17では、F1が式(1)の上限を超えた。そのため、徐冷まま材において、フェライト及びパーライトの総面積率が85%未満となった。そのため、徐冷まま材及びSA材の鋼材の限界加工率が低かった。   In Test No. 17, F1 exceeded the upper limit of Expression (1). Therefore, in the as-cooled material, the total area ratio of ferrite and pearlite was less than 85%. Therefore, the critical working rates of the as-cooled steel and the SA steel were low.

試験番号18では、F2が式(2)の下限未満であった。そのため、徐冷まま材の浸炭部品、及び、SA材の浸炭部品において、0.4mm深さ位置での硬さが低すぎた。   In Test No. 18, F2 was less than the lower limit of Expression (2). Therefore, the hardness at the depth of 0.4 mm was too low in the carburized parts of the as-cooled material and the carburized parts of the SA material.

試験番号19では、F2が式(2)の上限を超えた。そのため、鍛造前の鋼材(徐冷まま材及びSA材)の限界加工率が低すぎた。   In Test No. 19, F2 exceeded the upper limit of Expression (2). Therefore, the critical working rate of the steel material (as-cooled material and SA material) before forging was too low.

試験番号20では、F3が式(3)の下限未満であった。そのため、徐冷まま材の浸炭部品の芯部、及び、SA材の浸炭部品の芯部において、旧オーステナイト粒の一部が粗粒となった。   In Test No. 20, F3 was less than the lower limit of Expression (3). Therefore, in the core part of the carburized part made of the as-cooled material and the core part of the carburized part made of the SA material, part of the old austenite grains became coarse.

試験番号21では、F3が式(3)の上限を超えた。そのため、鋼材(徐冷まま材及びSA材)の限界加工率が低かった。   In Test No. 21, F3 exceeded the upper limit of Expression (3). Therefore, the critical working rate of the steel material (as-cooled material and SA material) was low.

試験番号22及び23では、二次精錬後の取鍋内の溶鋼に対して、1500〜1600℃での温度での保持時間tsが均一混合時間τの2.0倍未満であった。そのため、徐冷まま材及びSA材において、MnS個数が70.0個/mm2を超え、酸化物個数が25.0個/mm2を超えた。その結果、徐冷まま材の浸炭部品及びSA材の浸炭部品を模擬した接合疲労試験片において、疲労強度比が85%未満と低かった。In Test Nos. 22 and 23, for the molten steel in the ladle after the secondary refining, the holding time ts at a temperature of 1500 to 1600 ° C. was less than 2.0 times the uniform mixing time τ. Therefore, in the as-cooled material and the SA material, the number of MnS exceeded 70.0 / mm 2 and the number of oxides exceeded 25.0 / mm 2 . As a result, the fatigue strength ratio was as low as less than 85% in the joint fatigue test pieces simulating the carburized parts of the as-cooled material and the carburized parts of the SA material.

試験番号24及び25では、精錬工程において、Al添加前にSiを添加した。そのため、徐冷まま材及びSA材において、酸化物個数が25.0個/mm2を超えた。その結果、徐冷まま材の浸炭部品及びSA材の浸炭部品を模擬した接合疲労試験片において、疲労強度比が85%未満と低かった。In Test Nos. 24 and 25, in the refining process, Si was added before adding Al. Therefore, in the as-cooled material and the SA material, the number of oxides exceeded 25.0 / mm 2 . As a result, the fatigue strength ratio was as low as less than 85% in the joint fatigue test pieces simulating the carburized parts of the as-cooled material and the carburized parts of the SA material.

試験番号26及び27では、熱間圧延後の徐冷工程での800℃〜500℃での平均冷却速度が速すぎた。そのため、徐冷まま材の鋼材の組織において、フェライト及びパーライトの総面積率が85%未満となり、限界圧縮率が68%未満であった。一方、SA材の鋼材の組織では、フェライト及び球状セメンタイトの総面積率が85%以上となり、SA材の限界圧縮率は68%を超えた。そして、SA材の浸炭部品の浸炭層のビッカース硬さは適切であり、0.4mm深さ位置でのマルテンサイト分率も90%以上であった。さらに、芯部硬さ及び化学組成も適切であり、旧オーステナイト粒径も粗大化していなかった。さらに、接合疲労試験片において、疲労強度比は85%以上と高く、接合された場合であっても、優れた疲労強度を示した。   In Test Nos. 26 and 27, the average cooling rate at 800 ° C. to 500 ° C. in the slow cooling step after hot rolling was too high. Therefore, in the structure of the as-cooled steel material, the total area ratio of ferrite and pearlite was less than 85%, and the critical compression ratio was less than 68%. On the other hand, in the structure of the steel material of the SA material, the total area ratio of ferrite and spherical cementite was 85% or more, and the critical compressibility of the SA material exceeded 68%. Then, the Vickers hardness of the carburized layer of the carburized part of the SA material was appropriate, and the fraction of martensite at a depth of 0.4 mm was 90% or more. Further, the core hardness and the chemical composition were appropriate, and the prior austenite particle size was not coarsened. Further, in the joint fatigue test specimen, the fatigue strength ratio was as high as 85% or more, and even when joined, excellent fatigue strength was exhibited.

以上、本発明の実施の形態を説明した。しかしながら、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。したがって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変更して実施することができる。
The embodiments of the present invention have been described above. However, the above-described embodiment is merely an example for implementing the present invention. Therefore, the present invention is not limited to the above-described embodiment, and can be implemented by appropriately modifying the above-described embodiment without departing from the spirit thereof.

Claims (3)

浸炭処理が行われる部品用の鋼材であって、
質量%で、
C:0.09〜0.16%、
Si:0.01〜0.50%、
Mn:0.40〜0.60%、
P:0.030%以下、
S:0.025%以下、
Cr:0.90〜2.00%、
Mo:0.10〜0.40%、
Al:0.005〜0.030%、
Ti:0.010〜0.050%未満、
Nb:0.010〜0.030%、
N:0.0080%以下、
O:0.0030%以下、
B:0.0003〜0.0030%、
Ca:0.0005〜0.0050%、
Cu:0〜0.50%、
Ni:0〜0.30%、及び、
残部:Fe及び不純物、
からなり、式(1)〜式(3)を満たす化学組成を有し、
前記鋼材の軸方向に平行な断面において、
Mnを10.0質量%以上含有し、Sを10.0質量%以上含有し、円相当径が0.5μm以上のMn硫化物が70.0個/mm以下であり、
酸素を10質量%以上含有し、円相当径が0.5μm以上の酸化物が25.0個/mm以下であ
金属組織が、面積%で、フェライトとパーライトとを、合計で、85〜100%含む、又は、
金属組織が、面積%で、フェライトと球状化セメンタイトとを、合計で、85〜100%含む、
鋼材。
0.140<C+0.194×Si+0.065×Mn+0.012×Cr+0.033×Mo+0.067×Ni+0.097×Cu+0.078×Al<0.235 式(1)
13.0<(0.70×Si+1)×(5.1×Mn+1)×(2.2×Cr+1)×(3.0×Mo+1)×(0.36×Ni+1)<45.0 式(2)
0.004<Ti−N×(48/14)<0.030 式(3)
ここで、式(1)〜式(3)の各元素記号には、対応する元素の含有量(質量%)が代入される。
A steel material for a part to be carburized,
In mass%,
C: 0.09-0.16%,
Si: 0.01 to 0.50%,
Mn: 0.40 to 0.60%,
P: 0.030% or less,
S: 0.025% or less,
Cr: 0.90 to 2.00%,
Mo: 0.10 to 0.40%,
Al: 0.005 to 0.030%,
Ti: less than 0.010 to 0.050%,
Nb: 0.010-0.030%,
N: 0.0080% or less,
O: 0.0030% or less,
B: 0.0003-0.0030%,
Ca: 0.0005 to 0.0050%,
Cu: 0 to 0.50%,
Ni: 0 to 0.30%, and
The balance: Fe and impurities,
Having a chemical composition that satisfies the formulas (1) to (3),
In a cross section parallel to the axial direction of the steel material,
Mn sulfide containing not less than 10.0% by mass of Mn, not less than 10.0% by mass of S, and having an equivalent circle diameter of 0.5 μm or more is 70.0 / mm 2 or less;
Oxygen containing more than 10 wt%, oxide of equivalent circle diameter of more than 0.5μm is Ri der 25.0 pieces / mm 2 or less,
The metal structure contains, in area%, ferrite and pearlite in a total of 85 to 100%, or
The metal structure contains ferrite and spheroidized cementite in an area% of 85 to 100% in total.
Steel.
0.140 <C + 0.194 × Si + 0.065 × Mn + 0.012 × Cr + 0.033 × Mo + 0.067 × Ni + 0.097 × Cu + 0.078 × Al <0.235 Formula (1)
13.0 <(0.70 × Si + 1) × (5.1 × Mn + 1) × (2.2 × Cr + 1) × (3.0 × Mo + 1) × (0.36 × Ni + 1) <45.0 Equation (2) )
0.004 <Ti-N * (48/14) <0.030 Formula (3)
Here, the content (% by mass) of the corresponding element is substituted for each element symbol in the formulas (1) to (3).
請求項1に記載の鋼材であって、
前記化学組成は、
Cu:0.005%〜0.50%、及び、
Ni:0.005%〜0.30%、
からなる群から選択される1種以上を含有する、
鋼材。
The steel material according to claim 1,
The chemical composition is
Cu: 0.005% to 0.50%, and
Ni: 0.005% to 0.30%,
Containing one or more selected from the group consisting of
Steel.
請求項1又は請求項2に記載の鋼材であって、
前記鋼材は、棒鋼である、
鋼材。
It is a steel material according to claim 1 or claim 2 ,
The steel material is a steel bar,
Steel.
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