JP7168003B2 - steel - Google Patents

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Description

本発明は、鋼材に関し、さらに詳しくは、浸炭鋼部品の素材となる鋼材に関する。 TECHNICAL FIELD The present invention relates to a steel material, and more particularly to a steel material that is used as a material for carburized steel parts.

浸炭される機械構造用部品(浸炭鋼部品)の素材となる鋼材は、一般に、Mn、Cr、Mo、及び、Ni等を含有する。浸炭鋼部品の素材となる鋼材は、鋳造、鍛造、圧延等により製造される。そして、浸炭鋼部品はたとえば、次の方法で製造される。上述の鋼材を鍛造する。鍛造後の鋼材に対して切削加工を実施して、中間部材を製造する。中間部材に対して、浸炭処理を実施する。以上の製造工程により、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鋼部品が製造される。 Steel materials that are used as materials for carburized mechanical structural parts (carburized steel parts) generally contain Mn, Cr, Mo, Ni, and the like. Steel materials that are used as materials for carburized steel parts are manufactured by casting, forging, rolling, and the like. Carburized steel parts are manufactured, for example, by the following method. Forging the above steel. An intermediate member is manufactured by cutting the forged steel material. A carburizing process is performed on the intermediate member. Through the above-described manufacturing process, a carburized steel component is manufactured that includes a carburized layer that is a hardened layer of the surface layer and a core that is a base material that is not affected by the carburizing treatment.

浸炭鋼部品を製造するコストのうち、切削加工のコストは非常に大きい。切削加工ではさらに、切りくずを多量に生成するため、歩留が低下する。このため、切削加工を鍛造に置き換える技術が検討されている。鍛造方法は、熱間鍛造、温間鍛造、冷間鍛造に大別できる。温間鍛造は熱間鍛造よりも低い温度域で鍛造を実施する。そのため、温間鍛造では、熱間鍛造と比較して、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。一方、冷間鍛造ではスケールの発生がなく、寸法精度が切削加工と同等である。したがって、熱間鍛造で粗加工を行った後に冷間鍛造で仕上げ加工を行う技術、温間鍛造を行った後に仕上げとして軽度の切削を行う技術、及び、冷間鍛造のみで成型を行う技術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いと、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、切削加工を鍛造に置き換えることによるコストメリットが小さくなる。また、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。したがって、切削加工を鍛造に置き換える場合、鋼材の軟質化、又は、鋼材の限界加工率の向上が求められる。浸炭鋼部品の素材となる鋼材が圧延まま材である場合、球状化熱処理を実施することにより、鋼材の限界加工率を高めることができる。 Machining costs are a significant part of the cost of manufacturing carburized steel parts. Machining also produces a large amount of chips, which reduces yield. For this reason, techniques for replacing cutting with forging are being studied. Forging methods can be broadly classified into hot forging, warm forging, and cold forging. Warm forging is performed in a lower temperature range than hot forging. Therefore, warm forging produces less scale than hot forging and improves dimensional accuracy more than hot forging. On the other hand, cold forging does not generate scale, and the dimensional accuracy is equivalent to cutting. Therefore, there are technologies such as cold forging after rough processing by hot forging, light cutting after warm forging, and molding by cold forging only. has been considered. However, when cutting is replaced with warm forging or cold forging, if the deformation resistance of the steel material is high, the surface pressure applied to the die increases, shortening the life of the die. Therefore, the cost merit by replacing cutting with forging is reduced. In addition, when molding into a complicated shape, problems such as cracks occurring in portions subjected to large processing occur. Therefore, when replacing cutting with forging, it is required to soften the steel material or to improve the limit workability of the steel material. When the steel material that is the raw material for the carburized steel part is as-rolled, the limit workability of the steel material can be increased by performing the spheroidizing heat treatment.

特許文献1は、浸炭処理前の浸炭用鋼の段階で、従来鋼よりも冷間鍛造時の変形抵抗が小さく、かつ、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提案する。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、を同時に満足することを特徴とする。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)。この浸炭用鋼は、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とが得られる、と特許文献1には記載されている。 In Patent Document 1, at the stage of carburizing steel before carburizing treatment, the deformation resistance during cold forging is smaller than that of conventional steel, and the limit workability is larger. A carburizing steel with layer and core hardness is proposed. The carburizing steel described in Patent Document 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%, Ti: 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 Consisting of unavoidable impurities, the content of each element in the chemical composition expressed in mass% is expressed 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. 3, are satisfied at the same time. 0.10<C+0.194×Si+0.065×Mn+0.012×Cr+0.078×Al<0.235 (Formula 1), 7.5<(0.7×Si+1)×(5.1× Mn+1)×(2.16×Cr+1)<44 (Formula 2), 0.004<Ti−N×(48/14)<0.030 (Formula 3). According to Patent Document 1, this carburizing steel has the above-described chemical composition, thereby increasing the limit workability during cold forging and obtaining a hardened layer and steel portion hardness equivalent to those of conventional steel after carburizing. is described in

国際公開第2012/108460号公報International Publication No. 2012/108460

ところで、自動車に用いられる機械構造用部品には、浸炭鋼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鋼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鋼部品は、上述のとおり、熱間鍛造後に切削加工することにより製造されている。そこで、大型の浸炭鋼部品においても、切削加工から鍛造に置き換える技術が検討されている。しかしながら、大型の鋼材を冷間鍛造により成形しようとすれば、冷間鍛造機に過剰な負荷が掛かる。そこで、大型の浸炭鋼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、これらの複数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、さらに、接合された鋼部材を浸炭処理することにより、大型の浸炭鋼部品を製造する技術が検討されている。 By the way, a plurality of carburized steel parts are used for mechanical structural parts used in automobiles. For example, variable diameter pulleys for continuously variable transmissions (CVTs) also utilize carburized steel components. Large carburized steel parts typified by variable diameter pulleys are manufactured by cutting after hot forging, as described above. Therefore, techniques for replacing cutting with forging are being studied even for large-sized carburized steel parts. 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 forming a large carburized steel part 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 then joined. A technique for manufacturing large-sized carburized steel parts by carburizing a steel member is being studied.

このように溶接により浸炭鋼部品を製造する場合、接合材である浸炭鋼部品の疲労強度(接合疲労強度)が求められる。 When manufacturing carburized steel parts by welding in this way, the fatigue strength (joint fatigue strength) of the carburized steel parts, which are joining materials, is required.

本開示の目的は、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鋼材を提供することである。 An object of the present disclosure is to provide a steel material that exhibits excellent fatigue strength after carburizing treatment even if welding is performed.

本開示による鋼材は、
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%、を含有し、
残部がFe及び不純物からなり、式(1)~式(3)を満たし、
前記鋼材の軸方向に平行な断面において、質量%でMn含有量が10.0%以上、S含有量が10.0%以上、O含有量が10.0%未満であるMn硫化物が70.0個/mm以下であり、質量%でO含有量が10.0%以上である酸化物が25.0個/mm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。対応する元素が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。
The steel according to the present disclosure is
in % by mass,
C: 0.09 to 0.16%,
Si: 0.01 to 0.50%,
Mn: 0.40-0.60%,
P: 0.030% or less,
S: 0.025% or less,
Cr: 0.90 to 2.00%,
Mo: 0.10-0.40%,
Al: 0.005-0.030%,
Ti: less than 0.010 to 0.050%,
Nb: 0.010 to 0.030%,
N: 0.0080% or less,
O: 0.0030% or less,
B: 0.0003 to 0.0030%,
Contains Ca: 0.0005 to 0.0050%,
The remainder consists of Fe and impurities, satisfying formulas (1) to (3),
In the cross section parallel to the axial direction of the steel material, 70% by mass of Mn sulfide having a Mn content of 10.0% or more, an S content of 10.0% or more, and an O content of less than 10.0% .0 pieces/mm 2 or less, and the number of oxides having an O content of 10.0% or more in mass% is 25.0 pieces/mm 2 or less.
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 Formula (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 formulas (1) to (3). If the corresponding element is not contained, "0" is substituted for the element symbol.

本開示による鋼材は、溶接を行った場合であっても、浸炭処理後の浸炭鋼部品において、優れた疲労強度が得られる。 The steel according to the present disclosure provides excellent fatigue strength in carburized steel components after carburizing, even when welded.

図1は、本実施形態の鋼材の長手方向に垂直な断面図である。FIG. 1 is a cross-sectional view perpendicular to the longitudinal direction of the steel material of this embodiment. 図2は、本実施形態の鋼材のミクロ組織観察でのサンプル採取位置を説明するための模式図である。FIG. 2 is a schematic diagram for explaining the sampling positions in the microstructure observation of the steel material of this embodiment. 図3は、本実施形態における、Mn硫化物及び酸化物の測定を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. 3 is a schematic diagram for explaining sample collection positions when measuring Mn sulfides and oxides in this embodiment.

以下、浸炭鋼部品の素材となる、本実施形態による鋼材について説明する。 The steel material according to the present embodiment, which is the material for the carburized steel parts, will be described below.

本発明者らは、浸炭鋼部品の素材となる鋼材において、浸炭処理後の浸炭鋼部品の優れた特性(有効硬化層深さ及び芯部硬さの向上)を得るために検討を行った。その結果、本発明者らは、以下の(a)~(f)の知見を得た。 The inventors of the present invention conducted studies to obtain excellent properties (improved effective case depth and core hardness) of carburized steel parts after carburizing treatment in steel materials that are used as raw materials for carburized steel parts. As a result, the inventors obtained the following findings (a) to (f).

(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、浸炭処理後の浸炭鋼部品の疲労強度を、C含有量が0.20%程度である従来の鋼材(たとえば、JIS G 4052(2008)に規定されたSCR420)と同等レベルにすることが困難となる。浸炭鋼部品として必要な芯部の硬さを得るためには、C含有量の適切な下限値が存在する。 (a) The lower the C content, the softer the steel material before cold forging can be. However, if the C content is too low, the fatigue strength of the carburized steel part after carburizing treatment will be reduced to that of conventional steel materials with a C content of about 0.20% (for example, SCR420 specified in JIS G 4052 (2008) ) will be difficult to reach the same level as In order to obtain the hardness of the core required for carburized steel parts, there is an appropriate lower limit for the C content.

(b)浸炭鋼部品において、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、浸炭鋼部品の芯部のミクロ組織において、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 case depth and core hardness as possible with a low C content in a carburized steel part, it is desirable to increase the martensite fraction in the microstructure of the core of the carburized steel part. preferable.

(c)浸炭鋼部品の芯部で、ミクロ組織のマルテンサイト分率を高めるためには、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、上述の焼入れ性指標の式(2)を満たすように含有することが有効である。
13.0<(0.70×Si+1)×(5.1×Mn+1)×(2.2×Cr+1)×(3.0×Mo+1)×(0.36×Ni+1)<45.0 (2)
(c) In order to increase the martensite fraction of the microstructure at the core of the carburized steel part, the inclusion of alloying elements (hardenability improving elements) that improve the hardenability of steel such as Mn, Cr, Mo and Ni It is effective to contain the amount so as to satisfy the above hardenability index formula (2).
13.0<(0.70×Si+1)×(5.1×Mn+1)×(2.2×Cr+1)×(3.0×Mo+1)×(0.36×Ni+1)<45.0 (2)

(d)しかしながら、上述の焼入れ性向上元素の含有量が増加すると、焼入れ性向上元素がフェライトを固溶強化する。この場合、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、上述の硬さ指標の式(1)を満たすようにする。
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 (1)
(d) However, when the content of the hardenability improving element increases, the hardenability improving element solid solution strengthens the ferrite. In this case, the hardness of steel material will increase. Therefore, it contains B that can improve the hardenability of the steel material while suppressing the increase in the hardness of ferrite, and the content of C and the hardenability improving element is such that the content of the above-mentioned hardness index formula (1) is satisfied. to
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 (1)

(e)Bの焼入れ性向上効果を安定して得るためには、浸炭処理時において、鋼材中に十分な固溶Bを確保する必要がある。そこで、鋼材にTiを含有させる。この場合、浸炭処理時において、鋼材中の大部分のNをTiNとして固定する。これにより、BがNと結合してBNとして析出するのを抑制することができ、鋼材中に十分な固溶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をミクロ組織中に微細分散析出させる。固溶B量を十分に確保し、かつ、TiCを微細分散析出させるために、Ti及びNの含有量が、上述のTiC析出量指標の式(3)を満たすようにする。
0.004<Ti-N×(48/14)<0.030 (3)
(e) In order to stably obtain the hardenability-enhancing effect of B, it is necessary to secure a sufficient amount of dissolved B in the steel material during the carburizing treatment. Therefore, the steel is made to contain Ti. In this case, most of the N in the steel is fixed as TiN during the carburizing process. As a result, it is possible to prevent B from bonding with N and precipitating as BN, and to ensure a sufficient amount of dissolved B in the steel material. 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 grain growth of austenite grains during carburizing, TiC is finely dispersed and precipitated in the microstructure. In order to secure a sufficient amount of B in solid solution and precipitate TiC finely and dispersedly, the contents of Ti and N are made to satisfy the above-mentioned formula (3) of the TiC precipitation amount index.
0.004<Ti-N×(48/14)<0.030 (3)

(f)Bは、浸炭鋼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、浸炭鋼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、鋼部品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、浸炭鋼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)を満たすことが有効である。 (f) B effectively enhances the hardenability of the core of the carburized steel part. However, when gas carburizing is performed by the gas carburizing method, the effect of improving the hardenability due to the inclusion of B is low in the carburized layer, which is the surface layer of the carburized steel part. This is because, during the carburizing treatment, nitrogen enters from the surface of the steel part, bonds with solid solution B and precipitates as BN, and the amount of solid solution B decreases. Therefore, in order to ensure the hardenability of the carburized layer, which is the surface layer of the carburized steel part, it is effective to satisfy the hardenability index formula (2) described in (c) above.

本発明者らはさらに、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鋼部品での疲労強度(接合疲労強度)の検討を行った。その結果、鋼材の長手方向(すなわち、鋼材の軸方向)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鋼部品での疲労強度(接合疲労強度)が高まることを見出した。
(I)質量%で、Mn含有量が10.0%以上、S含有量が10.0%以上、O含有量が10.0%未満であるMn硫化物を70.0個/mm以下にする。
(II)質量%で、O含有量が10.0%以上である酸化物を25.0個/mm以下にする。
以下、この点について詳述する。
The present inventors further examined the fatigue strength (joint fatigue strength) of carburized steel parts manufactured by carburizing the steel material of the present embodiment after welding. As a result, the fatigue strength ( It was found that the joint fatigue strength) increased.
(I) 70.0 pieces/mm 2 or less of Mn sulfide having a Mn content of 10.0% or more, an S content of 10.0% or more, and an O content of less than 10.0% in terms of mass% to
(II) The number of oxides having an O content of 10.0% or more is 25.0/mm 2 or less in mass %.
This point will be described in detail below.

本実施形態の化学組成を有する鋼材では、鋼材中に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:介在物の質量%を100%とした場合に、質量%でMn含有量が10.0%以上、S含有量が10.0%以上、O含有量が10.0%未満である介在物
酸化物:介在物の質量%を100%とした場合に、質量%で、酸素含有量が10.0%以上である介在物
なお、本明細書において、介在物のうち、質量%で、10.0%以上のSと、10.0%以上のMnと、10.0%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」に含まれる。
In the steel material having the chemical composition of this embodiment, Mn sulfides and oxides are present in the steel material. Here, in this specification, Mn sulfides and oxides are defined as follows.
Mn sulfide: Mn content of 10.0% or more, S content of 10.0% or more, and O content of less than 10.0% in mass% when the mass% of inclusions is 100% Certain inclusions Oxide: inclusions having an oxygen content of 10.0% or more in mass% when the mass% of the inclusions is 100%. Inclusions containing 10.0% or more S, 10.0% or more Mn, and 10.0% or more O are included in "oxides" rather than "Mn sulfides" .

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鋼部品を製造する場合、浸炭鋼部品内にはHAZ領域が存在する。HAZ領域の強度は他の領域の強度よりも低くなる場合がある。そこで、本実施形態では、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(I)及び(II)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、浸炭鋼部品の疲労強度を高めることができる。 When a carburized steel part is manufactured by carrying out carburizing treatment after performing welding represented by friction welding, laser joining, etc. on steel materials, a HAZ region exists in the carburized steel part. The intensity of the HAZ region may be lower than the intensity of other regions. Therefore, in this embodiment, inclusions are reduced as much as possible in order to ensure the strength of the HAZ region. In this embodiment, as described in (I) and (II) above, the number of Mn sulfides and oxides, which account for most of the inclusions in the steel, is reduced. In this case, the strength of the HAZ region can be ensured, and as a result, the fatigue strength of the carburized steel part can be increased.

以上の知見に基づいて完成した本実施形態の鋼材は、次の構成を有する。 The steel material of this embodiment completed based on the above findings has the following configuration.

[1]
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%、を含有し、
残部がFe及び不純物からなり、式(1)~式(3)を満たし、
前記鋼材の軸方向に平行な断面において、質量%でMn含有量が10.0%以上、S含有量が10.0%以上、O含有量が10.0%未満であるMn硫化物が70.0個/mm以下であり、質量%でO含有量が10.0%以上である酸化物が25.0個/mm以下である、
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 (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 (2)
0.004<Ti-N×(48/14)<0.030 (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。対応する元素が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。
[1]
is steel,
in % by mass,
C: 0.09 to 0.16%,
Si: 0.01 to 0.50%,
Mn: 0.40-0.60%,
P: 0.030% or less,
S: 0.025% or less,
Cr: 0.90 to 2.00%,
Mo: 0.10-0.40%,
Al: 0.005-0.030%,
Ti: less than 0.010 to 0.050%,
Nb: 0.010 to 0.030%,
N: 0.0080% or less,
O: 0.0030% or less,
B: 0.0003 to 0.0030%,
Contains Ca: 0.0005 to 0.0050%,
The remainder consists of Fe and impurities, satisfying formulas (1) to (3),
In the cross section parallel to the axial direction of the steel material, 70% by mass of Mn sulfide having a Mn content of 10.0% or more, an S content of 10.0% or more, and an O content of less than 10.0% .0 pieces/mm 2 or less, and the number of oxides having an O content of 10.0% or more in mass% is 25.0 pieces/mm 2 or less,
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 (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 (2)
0.004<Ti-N×(48/14)<0.030 (3)
Here, the content (% by mass) of the corresponding element is substituted for each element symbol in formulas (1) to (3). If the corresponding element is not contained, "0" is substituted for the element symbol.

[2]
[1]に記載の鋼材であって、
前記鋼材の軸方向に垂直な断面での半径をR(mm)と定義したとき、前記鋼材の軸方向に垂直な断面におけるミクロ組織において、少なくとも表面から0.1R深さまでの表層領域でのベイナイトの面積率が95.0%以上である、
鋼材。
[2]
The steel material according to [1],
When the radius of the cross section perpendicular to the axial direction of the steel material is defined as R (mm), in the microstructure of the cross section perpendicular to the axial direction of the steel material, bainite in the surface layer region at least from the surface to a depth of 0.1R The area ratio of is 95.0% or more,
steel.

[3]
[1]に記載の鋼材であって、
前記鋼材の軸方向に垂直な断面での半径をR(mm)と定義したとき、前記鋼材の軸方向に垂直な断面におけるミクロ組織において、少なくとも表面から0.1R深さまでの表層領域は、フェライトと、セメンタイトとからなり、前記表層領域での前記セメンタイトの球状化率が90.0%以上である、
鋼材。
[3]
The steel material according to [1],
When the radius of the cross section perpendicular to the axial direction of the steel material is defined as R (mm), in the microstructure of the cross section perpendicular to the axial direction of the steel material, at least the surface layer region from the surface to a depth of 0.1R is ferrite and cementite, and the spheroidization rate of the cementite in the surface layer region is 90.0% or more.
steel.

[4]
[1]~[3]のいずれか1項に記載の鋼材であって、
前記Feの一部に代えて、質量%で、
Cu:0.50%以下、
Ni:0.30%以下、及び、
V:0.10%以下、
からなる群から選択される1元素以上を含有する、
鋼材。
[4]
The steel material according to any one of [1] to [3],
Instead of part of the Fe, in mass %,
Cu: 0.50% or less,
Ni: 0.30% or less, and
V: 0.10% or less,
containing one or more elements selected from the group consisting of
steel.

以下、本実施形態による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。 The steel material according to this embodiment will be described below. "%" in relation to chemical composition means % by weight unless otherwise specified.

[化学組成]
本実施形態の鋼材は、浸炭鋼部品の素材である。本実施形態の鋼材は冷間鍛造された後、浸炭処理されて、浸炭鋼部品となる。本実施形態の鋼材の化学組成は、次の元素を含有する。
[Chemical composition]
The steel material of this embodiment is a material for carburized steel parts. The steel material of this embodiment is cold forged and then carburized to form a carburized steel part. The chemical composition of the steel material of this 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鋼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、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、浸炭鋼部品の芯部の硬さが低下する。一方、C含有量が0.16%を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、冷間鍛造前の鋼材の硬さが顕著に増加し、限界加工率が低下する。したがって、C含有量は0.09~0.16%である。なお、従来の浸炭鋼部品の素材となる鋼材のC含有量は0.20%程度である。そのため、本実施形態の鋼材の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: 0.09-0.16%
Carbon (C) enhances the hardenability of the steel material and enhances the hardness of the core in a carburized steel part having a carburized layer and a core. If the C content is less than 0.09%, the hardness of the core of the carburized steel part is lowered even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. On the other hand, if the C content exceeds 0.16%, even if the contents of other elements are within the range of the present embodiment, the hardness of the steel material before cold forging significantly increases, and the limit working rate is reduced. descend. Therefore, the C content is 0.09-0.16%. Incidentally, the C content of the steel material used as the raw material for conventional carburized steel parts is about 0.20%. Therefore, the C content of the steel material of this embodiment is lower than that of the conventional steel material. A preferable lower limit of the C content is 0.10%, more preferably 0.11%. A preferable upper limit of the C content is 0.15%, more preferably 0.14%.

Si:0.01~0.50%
シリコン(Si)は、浸炭鋼部品の焼戻し軟化抵抗を高め、浸炭鋼部品の面疲労強度を高める。Si含有量が0.01%未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が得られない。一方、Si含有量が0.50%を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、冷間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。浸炭鋼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0.02%である。浸炭鋼部品の限界加工率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: 0.01-0.50%
Silicon (Si) increases the temper softening resistance of carburized steel parts and increases the surface fatigue strength of carburized steel parts. If the Si content is less than 0.01%, the above effect cannot be obtained even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. On the other hand, if the Si content exceeds 0.50%, the hardness of the steel material before cold forging increases and the critical workability decreases even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. . Therefore, the Si content is 0.01-0.50%. When emphasizing the surface fatigue strength of carburized steel parts, the preferred lower limit of the Si content is 0.02%. When emphasizing the improvement of the critical workability of carburized steel parts, the preferred 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、浸炭鋼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、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、この効果が十分に得られない。一方、Mn含有量が0.60%を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、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: 0.40-0.60%
Manganese (Mn) increases the hardenability of steel materials and increases the strength of the core of carburized steel parts. If the Mn content is less than 0.40%, this effect cannot be sufficiently obtained even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. On the other hand, if the Mn content exceeds 0.60%, the hardness of the steel material before forging increases and the critical workability decreases even if the contents of other elements are within the range of the present embodiment. Therefore, the Mn content is 0.40-0.60%. A preferred lower limit for the Mn content is 0.42%, more preferably 0.44%. A preferable 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し、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0.001%である。
P: 0.030% or less Phosphorus (P) is an unavoidable impurity. That is, the P content is over 0%. P segregates at the austenite grain boundaries, embrittles the prior austenite grain boundaries, and causes intergranular cracking. Therefore, the P content is 0.030% or less. A preferable upper limit of the P content is 0.026%, more preferably 0.024%. The lower the P content is, the better. However, if the P content is reduced to the limit, the productivity will decrease and the manufacturing cost will increase. Therefore, in normal operation, the preferable lower limit of P content is 0.001%.

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、この効果がある程度得られる。一方、S含有量が0.025%を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、粗大なMnSが生成して、鍛造時に割れが生じやすくなり、鋼材の限界加工率が低下する。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0.001%であり、さらに好ましくは0.002%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 over 0%. S combines with Mn to form MnS and enhances the machinability of the steel material. If the S content exceeds 0%, this effect can be obtained to some extent. On the other hand, if the S content exceeds 0.025%, even if the content of other elements is within the range of the present embodiment, coarse MnS is formed, cracks are likely to occur during forging, and the limit of steel materials Machining rate decreases. Therefore, the S content is 0.025% or less. A preferable upper limit of the S content is 0.022%, more preferably 0.020%. In order to more effectively improve the machinability, the lower limit of the S content is preferably 0.001%, more preferably 0.002%, still more preferably 0.003%.

Cr:0.90~2.00%
クロム(Cr)は、鋼材の焼入れ性を高め、浸炭鋼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、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、この効果が十分に得られない。一方、Cr含有量が2.00%を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、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%であり、さらに好ましくは1.10%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: 0.90-2.00%
Chromium (Cr) enhances the hardenability of steel materials and enhances the strength of the core of carburized steel parts. If the Cr content is less than 0.90%, this effect cannot be sufficiently obtained even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. On the other hand, if the Cr content exceeds 2.00%, the hardness of the steel material before forging increases and the critical workability decreases even if the contents of other elements are within the range of the present embodiment. Therefore, the Cr content is 0.90-2.00%. A preferable lower limit of the Cr content is 0.95%, more preferably 1.00%, and still more preferably 1.10%. A 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、浸炭鋼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、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、この効果が十分に得られない。一方、Mo含有量が0.40%を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、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%であり、さらに好ましくは0.13%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%であり、さらに好ましくは0.34%である。
Mo: 0.10-0.40%
Molybdenum (Mo) increases the hardenability of steel materials and increases the strength of the core of carburized steel parts. If the Mo content is less than 0.10%, this effect cannot be sufficiently obtained even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. On the other hand, if the Mo content exceeds 0.40%, the hardness of the steel material before forging increases and the critical workability decreases even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. Therefore, the Mo content is 0.10-0.40%. A preferable lower limit of the Mo content is 0.11%, more preferably 0.12%, and still more preferably 0.13%. A preferable upper limit of the Mo content is 0.38%, more preferably 0.36%, and still more preferably 0.34%.

Al:0.005~0.030%
アルミニウム(Al)は製鋼工程において鋼を脱酸する。Alはさらに、鋼中に固溶Nが存在する場合、AlNを形成する。しかしながら、本実施形態に係る鋼材では、鋼中のNがTiの添加によってTiNとして固定される。そのため、鋼材中に固溶Nがほとんど存在しない。その結果、AlはAlNを形成せず、鋼材中に固溶Alとして存在している。固溶状態で存在するAlは、鋼材の被削性を高める。Al含有量が0.005%未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Al含有量が0.030%を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、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、Al含有量は0.005~0.030%である。Alの好ましい下限は0.010%であり、さらに好ましくは0.011%であり、さらに好ましくは0.012%である。Alの好ましい上限は0.025%であり、さらに好ましくは0.022%であり、さらに好ましくは0.020%である。
Al: 0.005-0.030%
Aluminum (Al) deoxidizes steel in the steelmaking process. Al also forms AlN when solute N is present in the steel. However, in the steel material according to this embodiment, N in the steel is fixed as TiN by addition of Ti. Therefore, almost no dissolved N exists in the steel material. As a result, Al does not form AlN, but exists as solid solution Al in the steel material. Al existing in a solid solution state enhances the machinability of the steel material. If the Al content is less than 0.005%, the above effect cannot be sufficiently obtained even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. On the other hand, if the Al content exceeds 0.030%, the hardness of the steel material before forging increases and the critical workability decreases even if the contents of other elements are within the range of the present embodiment. Therefore, the Al content is 0.005-0.030%. A preferable lower limit of Al is 0.010%, more preferably 0.011%, and still more preferably 0.012%. A preferable upper limit of Al is 0.025%, more preferably 0.022%, and still more preferably 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、TiC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、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ti含有量が0.050%以上であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、TiCの析出量が過剰に多くなる。この場合、冷間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%であり、さらに好ましくは0.016%であり、さらに好ましくは0.018%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%であり、さらに好ましくは0.044%であり、さらに好ましくは0.042%であり、さらに好ましくは0.040%である。
Ti: 0.010 to less than 0.050% Titanium (Ti) fixes N in the steel material as TiN and suppresses the formation of BN. As a result, Ti secures the amount of solid solution B and enhances the hardenability of the steel material. Ti further forms TiC to suppress coarsening of crystal grains during carburizing. If the Ti content is less than 0.010%, the above effect cannot be sufficiently obtained even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. On the other hand, if the Ti content is 0.050% or more, the precipitation amount of TiC is excessively increased even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. In this case, the critical workability of the steel material before cold forging is lowered. Therefore, the Ti content is between 0.010 and less than 0.050%. The lower limit of the Ti content is preferably 0.012%, more preferably 0.014%, still more preferably 0.016%, still more preferably 0.018%. The upper limit of the Ti content is preferably 0.048%, more preferably 0.046%, still more preferably 0.044%, still more preferably 0.042%, still more preferably 0.040 %.

Nb:0.010~0.030%
Nb(ニオブ)は、鋼材中で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、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。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%であり、さらに好ましくは0.013%であり、さらに好ましくは0.014%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%であり、さらに好ましくは0.026%であり、さらに好ましくは0.025%である。
Nb: 0.010-0.030%
Nb (niobium) combines with N and C in steel to form Nb carbonitrides. Nb carbonitride suppresses coarsening of crystal grains due to the pinning effect. If the Nb content is less than 0.010%, the above effect cannot be sufficiently obtained even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. On the other hand, if the Nb content exceeds 0.030%, the effect is saturated. Therefore, the Nb content is 0.010-0.030%. The lower limit of the Nb content is preferably 0.011%, more preferably 0.012%, still more preferably 0.013%, still more preferably 0.014%. The preferred upper limit of the Nb content is 0.029%, more preferably 0.028%, still more preferably 0.027%, still more preferably 0.026%, still more preferably 0.025 %.

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、0.010~0.050%未満の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%であり、さらに好ましくは0.0074%であり、さらに好ましくは0.0072%である。N含有量はなるべく低い方が好ましい。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0.0001%であり、さらに好ましくは0.0010%であり、さらに好ましくは0.0020%である。
N: 0.0080% or less Nitrogen (N) is an unavoidable impurity. That is, the N content in the steel is over 0%. N combines with B to form BN and reduces the amount of dissolved B. In this case, the hardenability of the steel deteriorates. If the N content exceeds 0.0080%, even if Ti is contained in an amount of less than 0.010 to 0.050%, the N in the steel cannot be fixed as TiN, and a solid that contributes to hardenability. It becomes difficult to secure molten B. Furthermore, coarse TiN is formed. Coarse TiN becomes a starting point of cracks during forging, and lowers the critical workability of the steel material before forging. Therefore, the N content is 0.0080% or less. A preferable upper limit of the N content is 0.0078%, more preferably 0.0076%, still more preferably 0.0074%, still more preferably 0.0072%. N content is preferably as low as possible. However, if the N content is reduced to the limit, the productivity will decrease and the manufacturing cost will increase. Therefore, in normal operation, the preferred lower limit of the N content is 0.0001%, more preferably 0.0010%, still more preferably 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、浸炭処理前の鋼材を溶接する場合に、接合性を低下する。この場合、浸炭鋼部品の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%であり、さらに好ましくは0.0026%であり、さらに好ましくは0.0024%であり、さらに好ましくは0.0022%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0.0001%であり、さらに好ましくは0.0005%であり、さらに好ましくは0.0010%である。
O: 0.0030% or less Oxygen (O) is an unavoidable impurity. That is, the O content in the steel is over 0%. O forms an oxide, which reduces the bondability when welding steel materials before carburizing treatment. In this case, the fatigue strength of the carburized steel part is reduced. Therefore, the O content is 0.0030% or less. The upper limit of the O content is preferably 0.0029%, more preferably 0.0028%, still more preferably 0.0026%, still more preferably 0.0024%, still more preferably 0.0022 %. A lower O content is preferable. However, if the O content is reduced to the limit, the productivity will decrease and the manufacturing cost will increase. Therefore, in normal operations, the preferred lower limit of the O content is 0.0001%, more preferably 0.0005%, and even more preferably 0.0010%.

B:0.0003~0.0030%
ホウ素(B)は鋼材の焼入れ性を高め、浸炭鋼部品の強度を高める。B含有量が0.0003%未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得れない。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%であり、さらに好ましくは0.0006%であり、さらに好ましくは0.0007%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%であり、さらに好ましくは0.0024%である。
B: 0.0003 to 0.0030%
Boron (B) increases the hardenability of steel and increases the strength of carburized steel parts. If the B content is less than 0.0003%, the above effect cannot be sufficiently obtained even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. On the other hand, if the B content exceeds 0.0030%, the above effects are saturated. Therefore, the B content is 0.0003-0.0030%. The lower limit of the B content is preferably 0.0004%, more preferably 0.0005%, still more preferably 0.0006%, still more preferably 0.0007%. A preferable upper limit of the B content is 0.0028%, more preferably 0.0026%, and still more preferably 0.0024%.

Ca:0.0005~0.0050%
カルシウム(Ca)は、酸化物に含有されて酸化物を球状化する。球状化した酸化物はクラスターを形成しにくい。Caはさらに、Mn硫化物の延伸を抑制する。Ca含有量が0.0005%未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ca含有量が0.0050%を超えれば、粗大な硫化物及び粗大な酸化物を形成して、浸炭鋼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%であり、さらに好ましくは0.0008%であり、さらに好ましくは0.0009%であり、さらに好ましくは0.0010%であり、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%であり、さらに好ましくは0.0040%であり、さらに好ましくは0.0035%である。
Ca: 0.0005-0.0050%
Calcium (Ca) is contained in the oxide and spheroidizes the oxide. Spherical oxides are less likely to form clusters. Ca further suppresses the stretching of Mn sulfide. If the Ca content is less than 0.0005%, the above effect cannot be sufficiently obtained even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. On the other hand, if the Ca content exceeds 0.0050%, it forms coarse sulfides and coarse oxides, which reduces the fatigue strength of carburized steel parts. Therefore, the Ca content is 0.0005-0.0050%. The lower limit of the Ca content is preferably 0.0006%, more preferably 0.0007%, still more preferably 0.0008%, still more preferably 0.0009%, still more preferably 0.0010 % and is. The upper limit of the Ca content is preferably 0.0048%, more preferably 0.0046%, still more preferably 0.0040%, still more preferably 0.0035%.

残部:Fe及び不純物
本実施の形態による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、意図的に鋼材に含有させたものではない成分を意味する。
Balance: Fe and Impurities The balance of the chemical composition of the steel according to the present embodiment consists of Fe and impurities. Here, the term "impurities" refers to components that are mixed in from raw materials such as ores, scraps, or the manufacturing environment when steel materials are manufactured industrially, and that are not intentionally included in steel materials. means.

[任意元素について]
本実施形態の鋼材の化学組成は、Feの一部に代えて、Cu、Ni、及び、Vからなる群から選択される1種又は2種以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも、浸炭鋼部品の強度を高める。
[Regarding arbitrary elements]
The chemical composition of the steel material of the present embodiment may contain one or more selected from the group consisting of Cu, Ni, and V in place of part of Fe. Both of these elements increase the strength of carburized steel parts.

Cu:0.50%以下
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が含有される場合、つまり、Cu含有量が0%超の場合、Cuは鋼材の焼入れ性を高め、浸炭鋼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。Cuが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Cu含有量が0.50%を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、1000℃以上の高温域における鋼材の延性が低下する。この場合、連続鋳造、圧延時の歩留まりが低下する。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0.50%以下である。つまり、Cu含有量は0~0.50%である。Cu含有量の好ましい下限は0%超であり、さらに好ましくは0.01%であり、さらに好ましくは0.02%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%であり、さらに好ましくは0.35%である。
Cu: 0.50% or less Copper (Cu) is an optional element and may not be contained. That is, the Cu content may be 0%. When Cu is contained, that is, when the Cu content exceeds 0%, Cu enhances the hardenability of the steel material and enhances the strength of the carburized steel part. Cu is an element that does not form oxides or nitrides in the gas atmosphere of gas carburizing. Therefore, when Cu is contained, it becomes difficult to form an oxide layer or a nitride layer on the surface of the carburized layer, or an abnormal carburized layer resulting therefrom. If even a small amount of Cu is contained, the above effects can be obtained to some extent. However, if the Cu content exceeds 0.50%, the ductility of the steel material in a high temperature range of 1000° C. or higher decreases even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. In this case, the yield during continuous casting and rolling decreases. Furthermore, the hardness of the steel material before forging increases, and the limit workability decreases. Therefore, the Cu content is 0.50% or less. That is, the Cu content is 0-0.50%. The lower limit of the Cu content is preferably over 0%, more preferably 0.01%, still more preferably 0.02%, still more preferably 0.05%. A preferable upper limit of the Cu content is 0.45%, more preferably 0.40%, more preferably 0.35%.

Ni:0.30%以下
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が含有される場合、つまり、Ni含有量が0%超の場合、Niは鋼材の焼入れ性を高め、浸炭鋼部品の強度を高める。Niが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ni含有量が0.30%を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、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0.30%以下である。つまり、Ni含有量は0~0.30%である。Ni含有量の好ましい下限は0.01%であり、さらに好ましくは0.02%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0.29%であり、さらに好ましくは0.28%であり、さらに好ましくは0.25%である。
Ni: 0.30% or less Nickel (Ni) is an optional element and may not be contained. That is, the Ni content may be 0%. When Ni is contained, that is, when the Ni content exceeds 0%, Ni enhances the hardenability of the steel material and enhances the strength of the carburized steel part. If Ni is contained even in a small amount, the above effect can be obtained to some extent. However, if the Ni content exceeds 0.30%, the hardness of the steel material before forging increases and the limit workability decreases even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. Therefore, the Ni content is 0.30% or less. That is, the Ni content is 0-0.30%. A preferable lower limit of the Ni content is 0.01%, more preferably 0.02%, and still more preferably 0.05%. A preferable upper limit of the Ni content is 0.29%, more preferably 0.28%, and still more preferably 0.25%.

V:0.10%以下
バナジウム(V)は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、V含有量は0%であってもよい。Vが含有される場合、つまり、V含有量が0%超である場合、Vは炭化物を形成して、浸炭鋼部品の芯部の強度を高める。Vが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、V含有量が0.10%を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の冷間鍛造性が低下し、限界加工率が低下する。したがって、V含有量は0.10%以下である。つまり、V含有量は0~0.10%である。V含有量の好ましい下限は0.01%であり、さらに好ましくは0.02%であり、さらに好ましくは0.03%である。V含有量の好ましい上限は0.09%であり、さらに好ましくは0.08%である。
V: 0.10% or less Vanadium (V) is an optional element and may not be contained. That is, the V content may be 0%. When V is included, ie when the V content is greater than 0%, V forms carbides to increase the strength of the core of the carburized steel component. If even a small amount of V is contained, the above effect can be obtained to some extent. However, if the V content exceeds 0.10%, the cold forgeability of the steel deteriorates and the critical workability decreases even if the contents of other elements are within the range of the present embodiment. Therefore, the V content is 0.10% or less. That is, the V content is 0-0.10%. A preferable lower limit of the V content is 0.01%, more preferably 0.02%, and still more preferably 0.03%. A preferable upper limit of the V content is 0.09%, more preferably 0.08%.

[式(1)~式(3)について]
本実施形態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。以下、各式について説明する。
[Regarding formulas (1) to (3)]
The chemical composition of the steel material of this embodiment further satisfies the following formulas (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 Formula (2 )
0.004<Ti-N×(48/14)<0.030 Formula (3)
Here, the contents (% by mass) of the corresponding elements are substituted for the element symbols in formulas (1) to (3). If the corresponding element is an optional element and is not contained, "0" is substituted for the element symbol. Each formula will be described below.

[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、鋼材を素材として製造される浸炭鋼部品の硬さの指標である。
[Formula (1): hardness index]
Define 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 hardness of a carburized steel part manufactured using steel as a raw material.

本実施形態の鋼材では、C含有量が0.16%以下と低い。そのため、鍛造前の鋼材の組織は、C含有量が0.20%程度の従前の鋼材よりも、フェライト分率が大幅に増加している。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。F1は、フェライトの固溶強化に及ぼす各合金元素の寄与を示す。 The steel material of the present embodiment has a low C content of 0.16% or less. Therefore, the structure of the steel material before forging has a significantly increased ferrite fraction than the conventional steel material having a C content of about 0.20%. In this case, the hardness of the steel material is greatly affected not only by the C content (pearlite fraction) but also by the hardness of ferrite. F1 indicates the contribution of each alloying element to solid-solution strengthening of ferrite.

F1が0.235以上であれば、冷間鍛造前の鋼材の硬さが高すぎる。この場合、鋼材の限界加工率が低下する。一方、F1が0.140以下であれば、浸炭鋼部品としての芯部硬さが不足する。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0.225であり、さらに好ましくは0.220であり、さらに好ましくは0.215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 cold forging is too high. In this case, the critical workability of the steel material is lowered. On the other hand, if F1 is 0.140 or less, the hardness of the core portion as a carburized steel part is insufficient. Therefore, F1 is greater than 0.140 and less than 0.235. F1 is preferably as low as possible within a range that satisfies the hardenability index (F2) described later. The upper limit of F1 is preferably less than 0.230, more preferably 0.225, still more preferably 0.220, still more preferably 0.215, still more preferably 0.210. Note that the F1 value is a value obtained by rounding off 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は鋼材の焼入れ性に関する指標である。
[Formula (2): hardenability index]
Define 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 steel materials.

上述の通り、Bは、鋼材の焼入れ性を高め、浸炭鋼部品の芯部の硬さを高めるのに有効である。一方で、浸炭処理としてガス浸炭(変成炉ガス方式)を実施する場合、浸炭鋼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、浸炭処理時に炉内雰囲気ガス中のNが浸炭鋼部品の表層部に侵入して、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、ガス浸炭処理を実施する場合、Bは浸炭鋼部品の芯部の硬さを高めることはできるものの、浸炭鋼部品の浸炭層の硬さの向上には寄与しにくい。したがって、浸炭鋼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以外の焼入性向上元素を活用する必要がある。 As described above, B is effective in increasing the hardenability of steel materials and increasing the hardness of the core of carburized steel parts. On the other hand, when gas carburizing (transformation furnace gas method) is performed as the carburizing treatment, the hardenability improvement effect due to the addition of B is low in the carburized layer, which is the surface layer of the carburized steel part. This is because N in the atmosphere gas in the furnace penetrates into the surface layer of the carburized steel part during the carburizing process, and solid solution B precipitates as BN, and the amount of solid solution B that contributes to the improvement of hardenability is insufficient. . Therefore, when gas carburizing treatment is performed, B can increase the hardness of the core of the carburized steel part, but does not contribute to the improvement of the hardness of the carburized layer of the carburized steel part. Therefore, in order to secure the hardenability of the carburized layer, which is the surface layer of the carburized steel part, it is necessary to use a hardenability improving element other than B.

F2はB以外の焼入れ向上に寄与する元素で構成されている。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、同等以上の浸炭層深さ(ビッカース硬さがHV550以上となる深さ)を十分に得ることができない。一方、F2が45.0以上であれば、冷間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13.5であり、さらに好ましくは14.0であり、さらに好ましくは14.5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第2位を四捨五入して得られた値である。 F2 is composed of elements other than B that contribute to the improvement of hardening. When F2 is 13.0 or less, the carburized layer depth (Vickers hardness is HV 550 depth) cannot be sufficiently obtained. On the other hand, if F2 is 45.0 or more, the hardness of the steel material before cold forging increases, and the limit workability decreases. Therefore, F2 is greater than 13.0 and less than 45.0. F2 is preferably as large as possible within a range that satisfies the hardness index F1. The preferred lower limit of F2 is 13.2, more preferably 13.5, still more preferably 14.0, still more preferably 14.5, still 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として固定される。つまり、F3は、TiNを形成するために消費されたTi量以外の過剰な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。
[Formula (3): TiC precipitation amount index]
Define F3=Ti−N×(48/14). F3 is an index relating to the TiC precipitation amount. When Ti is stoichiometrically excessive with respect to N, all N is fixed as TiN. That is, F3 means an excess amount of Ti other than the amount of Ti 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。鋼材の化学組成中の各元素の含有量が上述の本実施形態の数値範囲を満たし、かつ、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。その結果、浸炭鋼部品の靱性が低下したり、浸炭処理後の鋼材の変形量が大きくなったりする。一方、鋼材の化学組成中の各元素の含有量が上述の本実施形態の数値範囲を満たし、かつ、F3が0.030以上であれば、TiCの析出量が多くなりすぎ、冷間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0.006であり、さらに好ましくは0.008である。F3の好ましい上限は0.028であり、さらに好ましくは0.025である。なおF3値は、算出された値の小数点4位を四捨五入して得られた値である。 Most of the excess Ti defined by F3 is combined with C to form TiC during carburizing. This TiC has a pinning effect that prevents coarsening of crystal grains during carburizing. If the content of each element in the chemical composition of the steel satisfies the numerical range of the above-described embodiment and F3 is 0.004 or less, the amount of TiC precipitated is insufficient. In this case, coarsening of crystal grains during carburizing cannot be suppressed. As a result, the toughness of the carburized steel part is lowered, and the amount of deformation of the steel material after carburizing treatment is increased. On the other hand, if the content of each element in the chemical composition of the steel satisfies the numerical range of the above-described embodiment and F3 is 0.030 or more, the amount of TiC precipitated is too large, and The hardness of the steel material increases, and the critical workability decreases. Therefore, F3 is greater than 0.004 and less than 0.030. A preferred lower limit for F3 is 0.006, more preferably 0.008. A preferred upper limit for F3 is 0.028, more preferably 0.025. Note that the F3 value is a value obtained by rounding off 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とを同時に満たす鋼材は、球状化熱処理を実施することにより、従来鋼よりも冷間鍛造時の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鋼部品を得ることができる。 A steel material whose chemical composition simultaneously satisfies the hardness index F1, the hardenability index F2, and the TiC precipitation amount index F3 is subjected to spheroidizing heat treatment, so that the limit workability during cold forging is higher than that of conventional steel. growing. After the carburizing treatment of this steel material, a carburized steel part having a hardened layer and core hardness equivalent to those of conventional steel can be obtained.

[鋼材中の介在物について]
本実施形態の鋼材ではさらに、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。
(I)質量%でMn含有量が10.0%以上、S含有量が10.0%以上、O含有量が10.0%未満であるMn硫化物が70.0個/mm以下である。
(II)質量%で酸素含有量が10.0%以上である酸化物が25.0個/mm以下である。
[Regarding inclusions in steel]
Further, in the steel material of the present embodiment, Mn sulfides and oxides 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).
(I) Mn sulfide having a Mn content of 10.0% or more, an S content of 10.0% or more, and an O content of less than 10.0% by mass% is 70.0 pieces/mm 2 or less be.
(II) The number of oxides having an oxygen content of 10.0% or more in mass % is 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:介在物の質量%を100%とした場合に、質量%でMn含有量が10.0%以上、S含有量が10.0%以上、O含有量が10.0%未満である介在物
酸化物:介在物の質量%を100%とした場合に、質量%で、O含有量が10.0%以上である介在物
Here, in this specification, Mn sulfides and oxides are defined as follows.
Mn sulfide: Mn content of 10.0% or more, S content of 10.0% or more, and O content of less than 10.0% in mass% when the mass% of inclusions is 100% Certain inclusions Oxide: inclusions with an O content of 10.0% or more in mass% when the mass% of inclusions is taken as 100%

上述のとおり、浸炭鋼部品の製造工程において、浸炭処理前の中間部材を、複数の鋼部材を摩擦接合又は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製造する場合、中間部材を浸炭処理して得られる浸炭鋼部品内には、HAZ領域が存在する。HAZ領域は他の領域と比較して接合疲労強度が低くなる場合がある。HAZ領域の接合疲労強度を確保するために、鋼材中の介在物をなるべく低減する。Mn硫化物及び酸化物が上記(I)及び(II)を満たせば、HAZ領域の接合疲労強度を確保することができる。その結果、接合により一体化された浸炭鋼部品の接合疲労強度を高めることができる。 As described above, in the manufacturing process of carburized steel parts, when an intermediate member before carburization treatment is manufactured by joining a plurality of steel members by welding such as friction welding or laser welding, the intermediate member is carburized. A HAZ region exists in the resulting carburized steel part. The HAZ region may have lower joint fatigue strength than other regions. Inclusions in the steel material are reduced as much as possible in order to secure the joint fatigue strength in the HAZ region. If the Mn sulfides and oxides satisfy (I) and (II) above, the joint fatigue strength in the HAZ region can be ensured. As a result, the joint fatigue strength of the carburized steel parts 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。鋼材から、サンプルを採取する。具体的には、図3に示すとおり、鋼材1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、観察面の略中央位置とする。
[Method for measuring Mn sulfides and oxides]
The number of Mn sulfides and the number of oxides in steel can be measured by the following methods. A sample is taken from the steel material. Specifically, as shown in FIG. 3, a sample is taken from a position R/2 (where R is the radius of the steel bar) in the radial direction from the center axis C1 of the steel material 1 . The size of the observation surface of the sample is L1×L2, where L1 is 10 mm and L2 is 5 mm. Furthermore, the sample thickness L3 in the direction perpendicular to the viewing plane is set to 5 mm. The normal N of the viewing plane is perpendicular to the central axis C1 (that is, the viewing plane is parallel to the axial direction of the steel material), and the R/2 position is approximately the central position of the viewing plane.

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 observed surface of the collected sample is mirror-polished, and 20 fields of view (evaluation area per field of view of 100 μm×100 μm) are randomly observed at a magnification of 1000 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、EDXを用いて、各介在物で少なくとも2点の測定点で元素分析を実施する。そして、各介在物において、各測定点で得られた元素含有量の算術平均値を、その介在物における各元素の含有量(質量%)と定義する。たとえば、1つの介在物において2つの測定点で元素分析した場合、2つの測定点で得られたMn含有量の算術平均値、S含有量の算術平均値、及び、O含有量の算術平均値を、その介在物でのMn含有量(質量%)、S含有量(質量%)、及び、O含有量(質量%)と定義する。 Identify inclusions in each field of view. For each identified inclusion, energy dispersive X-ray spectroscopy (EDX) is used to identify Mn sulfides and oxides. Specifically, using EDX, each inclusion is subjected to elemental analysis at at least two measuring points. Then, in each inclusion, the arithmetic mean value of the element content obtained at each measurement point is defined as the content (mass %) of each element in the inclusion. For example, when elemental analysis is performed at two measurement points in one inclusion, the arithmetic average value of the Mn content, the arithmetic average value of the S content, and the arithmetic average value of the O content obtained at the two measurement points is defined as the Mn content (mass%), S content (mass%), and O content (mass%) in the inclusion.

特定された介在物の元素分析結果において、質量%でMn含有量が10.0%以上、S含有量が10.0%以上、O含有量が10.0%未満である介在物を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10.0%以上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、質量%で、10.0%以上のSと、10.0%以上のMnと、10.0%以上のOとを含有する介在物は、酸化物と識別する。 In the elemental analysis results of the specified inclusions, Mn sulfurization of inclusions having a Mn content of 10.0% or more, an S content of 10.0% or more, and an O content of less than 10.0% by mass% defined as things. Note that Ti and Ca may also be detected as elements other than Mn and S in the elemental analysis of inclusions. Also in this case, if the above conditions are satisfied, all are defined as Mn sulfides. Also, inclusions having an O content of 10.0% or more in the results of elemental analysis of the identified inclusions are defined as oxides. Al, Si, Mg, Ca, Ti and the like may be detected in inclusions defined as oxides. In this case as well, if the above conditions are met, it is identified as an oxide. Among the inclusions, inclusions containing 10.0% or more of S, 10.0% or more of Mn, and 10.0% or more of O are identified as oxides.

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 inclusions to be identified are those having an equivalent circle 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、疲労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、Mn硫化物及び酸化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。 If the inclusion has an equivalent circle diameter of at least twice the diameter of the EDX beam, the accuracy of the elemental analysis is enhanced. In this embodiment, the EDX beam diameter used to identify inclusions is 0.2 μm. In this case, inclusions with an equivalent circle diameter of less than 0.5 μm cannot improve the accuracy of elemental analysis by EDX. Inclusions with an equivalent circle diameter of less than 0.5 μm further have a very small effect on fatigue strength. Therefore, in the present embodiment, Mn sulfides and oxides having an equivalent circle diameter of 0.5 μm or more are to be measured. Although the upper limit of the equivalent circle diameter of Mn sulfide and oxide is not particularly limited, it 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/mm)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/mm)を求める。Based on the total number of Mn sulfides identified in each field of view and the total area of the 20 fields of view, the number of Mn sulfides per unit area (number/mm 2 ) is determined. Also, based on the total number of oxides specified in each field of view and the total area of the 20 fields of view, the number of oxides per unit area (pieces/mm 2 ) is obtained.

本実施形態の鋼材は、化学組成中の各元素含有量が上述の範囲内であって、かつ、硬さ指標F1が式(1)を満たし、焼入れ性指標F2が式(2)を満たし、TiC析出量指標F3が式(3)を満たす。さらに、鋼材の軸方向に平行な断面において、質量%でMn含有量が10.0%以上、S含有量が10.0%以上、O含有量が10.0%未満であるMn硫化物が70.0個/mm以下であり、質量%でO含有量が10.0%以上である酸化物が25.0個/mm以下である。そのため、浸炭処理前に溶接を実施した場合であっても、浸炭処理後の浸炭鋼部品は優れた疲労強度を有する。In the steel material of the present embodiment, the content of each element in the chemical composition is within the above range, the hardness index F1 satisfies the formula (1), the hardenability index F2 satisfies the formula (2), TiC precipitation amount index F3 satisfies equation (3). Furthermore, in a cross section parallel to the axial direction of the steel material, Mn sulfide having a Mn content of 10.0% or more, an S content of 10.0% or more, and an O content of less than 10.0% by mass% 70.0 pieces/mm 2 or less, and oxides having an O content of 10.0% or more in mass% are 25.0 pieces/mm 2 or less. Therefore, even if welding is performed before carburizing, the carburized steel part after carburizing has excellent fatigue strength.

[鋼材のミクロ組織]
本実施形態の鋼材のミクロ組織は特に限定されない。本実施形態の鋼材は、圧延まま材(つまり、As-rolled材)であってもよいし、球状化処理されていてもよい。
[Microstructure of steel]
The microstructure of the steel material of this embodiment is not particularly limited. The steel material of this embodiment may be an as-rolled material (that is, an As-rolled material) or may be spheroidized.

本実施形態の鋼材の軸方向(長手方向)に垂直な断面での半径をR(mm)と定義する。鋼材の軸方向に垂直な断面におけるミクロ組織は、次の(A)及び(B)のいずれかである。
(A)ミクロ組織において、少なくとも表面から0.1R深さまでの表層領域でのベイナイトの面積率が95.0%以上である。
(B)ミクロ組織において、少なくとも表面から0.1R深さまでの表層領域は、フェライトと、セメンタイトとからなり、表層領域でのセメンタイトの球状化率が90.0%以上である。
上記(A)のミクロ組織は、本実施形態の鋼材が圧延まま材である場合のミクロ組織である。上記(B)のミクロ組織は、本実施形態の鋼材が球状化処理されている場合のミクロ組織である。
The radius of the cross section perpendicular to the axial direction (longitudinal direction) of the steel material of this embodiment is defined as R (mm). The microstructure in the cross section perpendicular to the axial direction of the steel material is either (A) or (B) below.
(A) In the microstructure, the area ratio of bainite is 95.0% or more in at least the surface region from the surface to the depth of 0.1R.
(B) In the microstructure, the surface layer region at least from the surface to the depth of 0.1R is composed of ferrite and cementite, and the cementite spheroidization rate in the surface layer region is 90.0% or more.
The microstructure of (A) above is a microstructure when the steel material of the present embodiment is an as-rolled material. The microstructure of (B) above is the microstructure when the steel material of the present embodiment is spheroidized.

図1は、本実施形態の鋼材の長手方向(軸方向)に垂直な断面図である。図1において、鋼材1の半径をR(mm)と定義する。このとき、鋼材1の表面から0.1R深さDまでの領域を「表層領域」と定義する。つまり、深さD(mm)は半径Rの10%を意味する。 FIG. 1 is a cross-sectional view perpendicular to the longitudinal direction (axial direction) of the steel material of this embodiment. In FIG. 1, the radius of the steel material 1 is defined as R (mm). At this time, the area from the surface of the steel material 1 to the 0.1R depth D is defined as a "surface layer area". That is, the depth D (mm) means 10% of the radius R.

本実施形態の鋼材が圧延まま材である場合、(A)に記載のとおり、鋼材の軸方向に垂直な断面において、少なくとも表層領域はベイナイト組織である。ここで、本明細書において「ベイナイト組織である」とは、ベイナイト面積率が95.0%以上であることを意味する。つまり、本実施形態の鋼材1の軸方向に垂直な断面において、少なくとも表層領域Dのベイナイト面積率は95.0%以上である。また、「少なくとも表層領域がベイナイト組織である」とは、ベイナイト領域が表層領域だけでなく、表層領域よりも深い領域まで形成されていてもよいことを意味する。具体的には、図1において、表面からのベイナイト組織の深さが少なくとも0.1Rであり、ベイナイト組織の深さは0.1Rよりも深くてもよい。たとえば、ベイナイト組織の深さは0.2Rでもよいし、0.3Rでもよいし、1.0Rでもよい。つまり、鋼材1の軸方向に垂直な断面の全てがベイナイト組織であってもよい。表層領域がベイナイト組織である鋼材を球状化処理した場合、セメンタイトが球状化しやすい。そのため、表層領域でのセメンタイトの球状化率が90.0%以上となる。 When the steel material of the present embodiment is an as-rolled material, as described in (A), at least the surface layer region has a bainite structure in a cross section perpendicular to the axial direction of the steel material. Here, in the present specification, "having a bainite structure" means having a bainite area ratio of 95.0% or more. That is, in the cross section perpendicular to the axial direction of the steel material 1 of this embodiment, at least the surface layer region D has a bainite area ratio of 95.0% or more. Moreover, "at least the surface layer region has a bainite structure" means that the bainite region may be formed not only in the surface layer region but also in a region deeper than the surface layer region. Specifically, in FIG. 1, the depth of the bainite structure from the surface is at least 0.1R, and the depth of the bainite structure may be deeper than 0.1R. For example, the depth of the bainite structure may be 0.2R, 0.3R, or 1.0R. That is, the entire cross section perpendicular to the axial direction of the steel material 1 may be a bainite structure. When a steel material having a bainite structure in the surface layer region is spheroidized, cementite tends to be spheroidized. Therefore, the cementite spheroidization rate in the surface layer region is 90.0% or more.

本実施形態の鋼材のミクロ組織は、(A)に代えて、(B)であってもよい。本実施形態の鋼材が球状化処理されている場合(B)に記載のとおり、本実施形態の鋼材の軸方向に垂直な断面において、少なくとも表層領域は球状化セメンタイト組織である。ここで、「球状化セメンタイト組織」とは、ミクロ組織が、フェライトと、セメンタイトとからなり、ミクロ組織におけるセメンタイトの球状化率が90.0%以上であることを意味する。また、「少なくとも表層領域が球状化セメンタイト組織である」とは、球状化セメンタイト組織が表層領域だけでなく、表層領域よりも深い領域まで形成されていてもよいことを意味する。具体的には、図1において、表面からの球状化セメンタイト組織の深さが少なくとも0.1Rであり、球状化セメンタイト組織の深さは0.1Rよりも深くてもよい。たとえば、球状化セメンタイト組織の深さは0.2Rでもよいし、0.3Rでもよいし、1.0Rでもよい。つまり、鋼材1の軸方向に垂直な断面の全てが球状化セメンタイトであってもよい。 The microstructure of the steel material of this embodiment may be (B) instead of (A). When the steel material of the present embodiment is spheroidized, as described in (B), at least the surface region of the steel material of the present embodiment in a cross section perpendicular to the axial direction has a spheroidized cementite structure. Here, the "spheroidized cementite structure" means that the microstructure is composed of ferrite and cementite, and the cementite spheroidization rate in the microstructure is 90.0% or more. Further, "at least the surface layer region has a spheroidized cementite structure" means that the spheroidized cementite structure may be formed not only in the surface layer region but also in a deeper region than the surface layer region. Specifically, in FIG. 1, the depth of the spheroidized cementite structure from the surface is at least 0.1R, and the depth of the spheroidized cementite structure may be greater than 0.1R. For example, the depth of the spheroidized cementite structure may be 0.2R, 0.3R, or 1.0R. That is, the entire cross section perpendicular to the axial direction of the steel material 1 may be spheroidized cementite.

本実施形態の鋼材のミクロ組織が(A)である場合、つまり、鋼材が圧延まま材である場合、鋼材は、冷間鍛造前に、球状化熱処理が施される。これにより、鋼材のミクロ組織は(B)になる。 When the steel material of the present embodiment has a microstructure of (A), that is, when the steel material is an as-rolled material, the steel material is subjected to a spheroidizing heat treatment before cold forging. As a result, the microstructure of the steel becomes (B).

本実施形態の鋼材のミクロ組織が(B)である場合、ミクロ組織がフェライト及びパーライトからなる組織と比較して、冷間鍛造性(限界加工率)を高めることができる。 When the microstructure of the steel material of the present embodiment is (B), the cold forgeability (limit workability) can be improved as compared with a structure in which the microstructure consists of ferrite and pearlite.

鋼材の長手方向に垂直な断面でのミクロ組織観察は次の方法で行う。図2を参照して、鋼材1の長手方向に垂直な断面のうち、表面からの径方向の深さをd(mm)としたとき、d=0.05R位置の4箇所(図2では90°ピッチ)からサンプルを採取する。さらに、d=0.1R位置の4箇所(図2では90°ピッチ)からサンプルを採取する。採取した各サンプルの表面を観察面とする。各サンプルの観察面を鏡面に研磨した後、ナイタール腐食液に10秒程度浸漬して、エッチングによる組織現出を行う。エッチングした観察面を、走査型電子顕微鏡(SEM:Scanning Electron Microscope)を用いて、二次電子像にて3視野観察する。各視野の面積は400μm(倍率5000倍)とする。各視野において、ベイナイト、フェライト、パーライト、セメンタイト等の各相は、以下のとおり区別可能である。ナイタール腐食液で観察面を腐食した場合、SEM観察において、ラメラ構造を有する相をパーライトと特定できる。粒内に下部組織が無い相をフェライトと特定できる。旧γ粒界からラス状組織が発達している相をベイナイトと特定できる。粒状で輝度が高い相をセメンタイトと特定できる。なお、パーライト中の層状セメンタイトの輝度は、上述の粒状のセメンタイトの輝度と同程度である。Observation of the microstructure in the section perpendicular to the longitudinal direction of the steel material is performed by the following method. Referring to FIG. 2, in the cross section perpendicular to the longitudinal direction of the steel material 1, when the depth in the radial direction from the surface is d (mm), d=0.05R at four locations (90 in FIG. 2). ° Pitch). Furthermore, samples are taken from four locations (90° pitch in FIG. 2) at the d=0.1R position. The surface of each sample taken is used as the observation surface. After polishing the observation surface of each sample to a mirror surface, the sample is immersed in a nital corrosive solution for about 10 seconds to expose the structure by etching. The etched observation surface is observed with a secondary electron image from three views using a scanning electron microscope (SEM). The area of each field of view is assumed to be 400 μm 2 (magnification of 5000 times). In each field, each phase such as bainite, ferrite, pearlite, and cementite can be distinguished as follows. When the observed surface is corroded with a nital etchant, the phase having a lamellar structure can be identified as pearlite in SEM observation. A phase with no substructure in grains can be identified as ferrite. Bainite can be identified as a phase in which a lath-like structure develops from prior γ grain boundaries. The granular, bright phase can be identified as cementite. The brightness of layered cementite in pearlite is approximately the same as the brightness of granular cementite described above.

各箇所(8箇所)での3視野の写真画像を生成する。写真画像数は8箇所×3視野=24となる。各写真画像内の各相を上述の方法で特定する。コントラストによる相の特定は周知の画像処理方法により実現可能である。 Photographic images of 3 fields of view are generated at each location (8 locations). The number of photographic images is 8 points×3 fields of view=24. Each phase within each photographic image is identified in the manner described above. Identification of phases by contrast can be realized by well-known image processing methods.

各視野の写真画像において、ミクロ組織がベイナイト主体の組織である場合、鋼材のミクロ組織が(A)である可能性があると判断し、ベイナイト面積率(%)を次の方法で求める。
ベイナイト面積率(%)=24視野でのベイナイトの総面積/24視野の総面積×100
If the microstructure in the photographic image of each field of view is mainly composed of bainite, it is determined that the microstructure of the steel material may be (A), and the bainite area ratio (%) is obtained by the following method.
Bainite area ratio (%) = total area of bainite in 24 fields of view/total area of 24 fields of view x 100

求めたベイナイト面積率が95.0%以上であれば、少なくとも0.1Rの表層領域がベイナイト組織である(つまり、ミクロ組織が(A)である)と認定する。なお、上記の面積率の算出には、BN、TiC、TiN、AlN等のセメンタイト以外の析出物、介在物、残留オーステナイトを含めない。 If the obtained bainite area ratio is 95.0% or more, at least the surface layer region of 0.1R is recognized as having a bainite structure (that is, the microstructure is (A)). In addition, the calculation of the above area ratio does not include precipitates other than cementite such as BN, TiC, TiN, and AlN, inclusions, and retained austenite.

各視野の写真画像において、ミクロ組織がフェライト及びセメンタイトからなる場合、鋼材のミクロ組織が(B)である可能性があると判断し、球状化セメンタイト率(%)を次の方法で求める。 In the photographic image of each field of view, if the microstructure consists of ferrite and cementite, it is judged that the microstructure of the steel material may be (B), and the spheroidized cementite rate (%) is determined by the following method.

各視野(合計24視野)において各セメンタイトの長径(μm)と短径(μm)とを求める。セメンタイトと母相(フェライト)との界面上の任意の2点を結ぶ直線のうち、最大の直線の長さを、そのセメンタイトの長径(μm)と定義する。セメンタイトと母相との界面上の任意の2点を結ぶ直線のうち、長径と垂直に交差する直線の長さを、そのセメンタイトの短径(μm)と定義する。求めた長径が0.1μm以上のセメンタイトを測定対象(カウント対象)とする。次に、測定対象とした各セメンタイトのアスペクト比(長径/短径)を求める。アスペクト比は周知の画像処理により求めることができる。アスペクト比が3.0以下のセメンタイトを「球状化セメンタイト」と定義する。24視野でのセメンタイトの総個数に対する、24視野での球状化セメンタイトの総個数の割合(%)を、球状化セメンタイト率(%)と定義する。求めた球状化セメンタイト率が90.0%以上であった場合、少なくとも0.1Rの表層領域が球状化セメンタイト組織であると認定する。 The major axis (μm) and the minor axis (μm) of each cementite are determined in each visual field (24 visual fields in total). Among the straight lines connecting any two points on the interface between the cementite and the mother phase (ferrite), the maximum straight line length is defined as the major axis (μm) of the cementite. Of the straight lines connecting any two points on the interface between the cementite and the matrix phase, the length of the straight line perpendicular to the major axis is defined as the minor axis (μm) of the cementite. The obtained cementite having a major axis of 0.1 μm or more is to be measured (counted). Next, the aspect ratio (major axis/minor axis) of each cementite to be measured is obtained. The aspect ratio can be obtained by well-known image processing. Cementite having an aspect ratio of 3.0 or less is defined as "spheroidized cementite". The ratio (%) of the total number of spheroidized cementite in 24 visual fields to the total number of cementite in 24 visual fields is defined as the spheroidized cementite ratio (%). When the calculated spheroidized cementite ratio is 90.0% or more, at least the surface region of 0.1R is identified as a spheroidized cementite structure.

[浸炭鋼部品]
次に、本実施形態の鋼材を素材として製造される、浸炭鋼部品について説明する。
[Carburized steel parts]
Next, a carburized steel part manufactured using the steel material of this embodiment as a raw material will be described.

本実施形態の浸炭鋼部品は、表層に形成されている浸炭層と、浸炭層よりも内部の芯部とを備える。浸炭層は、厚さ0.4~2.0mm未満の有効硬化層深さを有する。ここで、有効硬化層深さとは、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の位置でのビッカース硬さが650~1000HVであることが好ましい。さらに、浸炭層において、表面から深さ0.4mmの位置でのミクロ組織は、面積%で、マルテンサイトを90~100%含有し、さらに、ビッカース硬さが600~900HVであることが好ましい。 The carburized steel part of the present embodiment includes a carburized layer formed on the surface layer and a core portion inside the carburized layer. The carburized layer has an effective case depth of less than 0.4-2.0 mm in thickness. Here, the effective hardened layer depth means the depth from the surface at which the Vickers hardness is HV550 or higher. The carburized layer preferably has a Vickers hardness of 650 to 1000 HV at a depth of 50 μm from the surface. Further, in the carburized layer, the microstructure at a depth of 0.4 mm from the surface preferably contains 90 to 100% martensite in terms of area % and has a Vickers hardness of 600 to 900 HV.

表面から深さ50μmの位置の浸炭層でのビッカース硬さが650~1000HVである場合、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の位置のビッカース硬さは700~1000HVである。 When the carburized layer at a depth of 50 μm from the surface has a Vickers hardness of 650 to 1000 HV, wear resistance and fatigue strength are further enhanced. More preferably, the Vickers hardness at a depth of 50 μm from the surface is 700-1000 HV.

表面から深さ0.4mmの位置の浸炭層でのミクロ組織がマルテンサイトを90~100%含有し、かつ、表面から深さ0.4mmの位置の浸炭層でのビッカース硬さが600~900HV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の位置のビッカース硬さが620~900HVである。 The microstructure in the carburized layer at a depth of 0.4 mm from the surface contains 90 to 100% martensite, and the carburized layer at a depth of 0.4 mm from the surface has a Vickers hardness of 600 to 900 HV. In the case of , the surface fatigue strength and fatigue strength are further increased. More preferably, the Vickers hardness at a depth of 0.4 mm from the surface is 620-900 HV.

また、表面から深さ2.0mmの位置での芯部において、ビッカース硬さが250~500HVであることが好ましい。さらに、表面から深さ2.0mmの位置での化学組成が、上述の化学組成となる。より好ましくは、表面から深さ2.0mmの位置でのビッカース硬さが270~450HVである。表面から深さ2.0mmの位置でのミクロ組織が、マルテンサイト及びベイナイトのうちの少なくとも1つを含有していると上記効果がさらに得られるので好ましい。 Further, it is preferable that the Vickers hardness of the core portion at a depth of 2.0 mm from the surface is 250 to 500 HV. Furthermore, the chemical composition at a depth of 2.0 mm from the surface is the chemical composition described above. More preferably, the Vickers hardness at a depth of 2.0 mm from the surface is 270-450 HV. It is preferable that the microstructure at a depth of 2.0 mm from the surface contains at least one of martensite and bainite because the above effect can be further obtained.

浸炭鋼部品の表面から深さ0.4mm位置でのミクロ組織は、次の方法で求める。浸炭鋼部品の表面から深さ0.4mm位置を表面に含むサンプルを採取する。サンプルの表面に対して、ピクラール液によるエッチングを実施する。エッチング後の表面のうち、任意の3視野をSEMを用いて二次電子像にて任意の3視野観察する。各視野の面積は400μm(倍率5000倍)とする。SEM観察において、マルテンサイト及びベイナイト(焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトを含む)、フェライト、パーライト、セメンタイトは次のとおり判別できる。具体的には、ラメラ構造を有する相をパーライトと特定できる。粒内に下部組織が無い相をフェライトと特定できる。ラス状組織を含む相をマルテンサイト及びベイナイトと特定できる。なお、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトは、ラス状組織を含み、さらに、ラス内に炭化物を含む。粒状で輝度が高い相をセメンタイトと特定できる。パーライト中の層状セメンタイトの輝度は、上述の粒状のセメンタイトの輝度と同程度である。なお、マルテンサイト及びベイナイトは上述のとおり、いずれもラス状組織を含み、本明細書では、浸炭鋼部品のミクロ組織において、マルテンサイト及びベイナイトを区別しない。The microstructure at a depth of 0.4 mm from the surface of the carburized steel part is obtained by the following method. A sample is taken from the surface of the carburized steel part to a depth of 0.4 mm. The surface of the sample is etched with a picral liquid. Any 3 fields of view of the surface after etching are observed with a secondary electron image using an SEM. The area of each field of view is assumed to be 400 μm 2 (magnification of 5000 times). In SEM observation, martensite and bainite (including tempered martensite and tempered bainite), ferrite, pearlite, and cementite can be distinguished as follows. Specifically, a phase having a lamellar structure can be identified as pearlite. A phase with no substructure in grains can be identified as ferrite. Phases containing a lath-like structure can be identified as martensite and bainite. Tempered martensite and tempered bainite contain a lath-like structure and further contain carbides in the laths. The granular, bright phase can be identified as cementite. The brightness of layered cementite in perlite is comparable to the brightness of granular cementite described above. As described above, both martensite and bainite contain a lath-like structure, and in this specification, martensite and bainite are not distinguished in terms of the microstructure of carburized steel parts.

0.4mm深さ位置サンプルの3視野におけるマルテンサイトの総面積を求める。求めたマルテンサイトの総面積の、3視野の総面積に対する割合を、深さ0.5μm位置でのマルテンサイトの面積率(%)と定義する。マルテンサイトの面積率の算出では、フェライト、パーライト、マルテンサイト及びベイナイト、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。上記の面積率の算出には、BN、TiC、TiN、AlN等のセメンタイト以外の析出物、介在物、残留オーステナイト等を含めない。 Obtain the total area of martensite in three fields of view of the 0.4 mm depth sample. The ratio of the obtained total area of martensite to the total area of the three fields of view is defined as the area ratio (%) of martensite at a depth of 0.5 μm. In calculating the area fraction of martensite, ferrite, pearlite, martensite and bainite, tempered martensite, tempered bainite, spheroidized cementite, and cementite are considered. Precipitates other than cementite such as BN, TiC, TiN, and AlN, inclusions, retained austenite, and the like are not included in the calculation of the above area ratio.

浸炭鋼部品のビッカース硬さは、次の方法で測定する。浸炭鋼部品の任意の表面に垂直な断面を測定面とする。測定面において、表面から50μm深さ位置のビッカース硬さと、表面から0.4mm深さ位置のビッカース硬さとを、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る。試験力は0.49Nとする。50μm深さ位置10箇所のビッカース硬さHVを測定して、その平均値を、50μm深さ位置でのビッカース硬さHVとする。また、0.4mm深さ位置10箇所のビッカース硬さHVを測定して、その平均値を、0.4mm深さ位置でのビッカース硬さHVとする。0.4mm深さ位置でのビッカース硬さが550HV以上であれば、浸炭層深さが少なくとも0.4mm以上であると判断する。また、測定面において、表面から2.0mm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る。試験時の荷重は0.49Nとする。2.0mm深さ位置10箇所のビッカース硬さHVを測定して、その平均値を、2.0mm深さ位置でのビッカース硬さHVとする。ビッカース硬さの測定面は特に限定されないが、浸炭鋼部品の軸方向(長手方向)と直行する切断面とすればよい。 Vickers hardness of carburized steel parts is measured by the following method. The cross-section perpendicular to any surface of the carburized steel part shall be the measurement plane. On the measurement surface, the Vickers hardness at a depth of 50 μm from the surface and the Vickers hardness at a depth of 0.4 mm from the surface are tested using a micro Vickers hardness tester in accordance with JIS Z 2244 (2009). Calculated by The test force shall be 0.49N. The Vickers hardness HV is measured at 10 positions at a depth of 50 μm, and the average value is defined as the Vickers hardness HV at the position at a depth of 50 μm. Also, the Vickers hardness HV at 10 positions at a depth of 0.4 mm is measured, and the average value is taken as the Vickers hardness HV at the position at a depth of 0.4 mm. If the Vickers hardness at the 0.4 mm depth position is 550 HV or more, it is determined that the carburized layer depth is at least 0.4 mm or more. Also, on the measurement surface, the Vickers hardness at a depth of 2.0 mm from the surface is determined by a Vickers hardness test based on JIS Z 2244 (2009) using a micro Vickers hardness tester. The load during the test shall be 0.49N. The Vickers hardness HV is measured at 10 positions at a depth of 2.0 mm, and the average value thereof is taken as the Vickers hardness HV at the position at a depth of 2.0 mm. Although the Vickers hardness measurement plane is not particularly limited, it may be a cut plane perpendicular to the axial direction (longitudinal direction) of the carburized steel part.

[鋼材及び浸炭鋼部品の製造方法]
本実施形態に係る鋼材、及び、浸炭鋼部品の製造方法について説明する。
[Manufacturing method for steel materials and carburized steel parts]
A method for manufacturing a steel material and a carburized steel part according to the present embodiment will be described.

[鋼材の製造方法]
初めに、本実施形態の鋼材の製造方法の一例について説明する。鋼材の製造方法の一例は、製鋼工程と、鋳造工程と、熱間加工工程と、冷却工程とを含む。以下、各工程について説明する。
[Manufacturing method of steel]
First, an example of the steel manufacturing method of the present embodiment will be described. An example of a steel manufacturing method includes a steelmaking process, a casting process, a hot working process, and a cooling process. Each step will be described below.

[製鋼工程]
製鋼工程は、精錬工程と鋳造工程とを含む。
[Steelmaking process]
The steelmaking process includes a refining 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, molten iron manufactured by a well-known method is subjected to refining (primary refining) in a converter. Secondary refining is performed on the molten steel tapped from the converter. In secondary refining, alloying elements are added to molten steel to produce molten steel that satisfies 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 the molten steel tapped from the converter for deoxidation treatment. After the deacidification treatment, the slag removal treatment is carried out. After the slag removal treatment, secondary refining is carried out. Secondary refining, for example, implements compound refining. For example, first, a refining treatment using LF (Ladle Furnace) or VAD (Vacuum Arc Degassing) is performed. Furthermore, an RH (Ruhrstahl-Hausen) vacuum degassing process is performed. After that, the final adjustment of the alloy components other than 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 carrying out secondary refining and adjusting components of the molten steel other than Si and Ca, the molten steel is subjected to the following treatments (heating and holding step and final component adjustment 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×V×T)/M)ln(1+(h/(1.46×10-5×P)))
ここで、Vg:ガス流量(Nm/min)、M:取鍋内溶鋼質量(ton)、T:溶鋼温度(K)、h:ガス吹き込み深さ(m)、P: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]
Heat the molten steel in the ladle after secondary refining (final composition adjustment) at a temperature of 1500 to 1600 ° C. with a holding time ts that is at least twice the uniform mixing time τ (s) calculated by the following formula. .
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, Vg: gas flow rate (Nm 3 /min), M l : mass of molten steel in ladle (ton), T l : molten steel temperature (K), h 0 : gas injection depth (m), P 0 : molten steel Surface pressure (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出来ず、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倍未満の場合、スラグ中から混入するMg等が溶鋼中において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 twice the uniform mixing time τ, the oxides present in the molten steel in the ladle cannot sufficiently agglomerate and coalesce. Therefore, the floating removal of the oxide cannot be performed, and the number of oxides increases. When the holding time ts is less than twice the uniform mixing time τ, Mg and the like mixed in 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 serves as precipitation sites for 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/mm以下になり、かつ、酸化物が25.0個/mm以下になる。If the holding time ts is at least twice the uniform mixing time τ, the number of oxides in the steel can be suppressed. Furthermore, since MgS once formed becomes MgO by reoxidation, the precipitation sites of MnS are reduced, and as a result, the number of Mn sulfides in the steel can also be suppressed. As a result, the number of Mn sulfides becomes 70.0 pieces/mm 2 or less and the number of oxides becomes 25.0 pieces/mm 2 or less after the final component adjustment step in the next step.

[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 process to produce molten steel that satisfies the above chemical composition and formulas (1) to (3). Si and Ca may be added to the molten steel as individual raw materials. Si—Ca alloy may be used as a raw material and added to molten steel.

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AlからSiO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/mm以下になり、かつ、酸化物が25.0個/mm以下になる。If Si and Ca are added to molten steel that has been sufficiently uniformly heated in the heating and holding process, oxides are modified from Al 2 O 3 to composite inclusions containing SiO 2 and CaO, and Mn sulfides are also Ca is modified to a sulfide containing Therefore, assuming that the holding time ts is at least twice the uniform mixing time τ, the number of Mn sulfides is 70.0/mm 2 or less, and the number of oxides 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/mm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/mm以下になり、かつ、酸化物が25.0個/mm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 to molten steel before Al is added, deoxidation will not be sufficiently performed, and as a result, the number of oxides will exceed 25.0/mm 2 . By adding Si and Ca to molten steel after addition of Al, the number of Mn sulfides becomes 70.0/mm 2 or less and the number of oxides 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 in which Si and Ca are added is not particularly limited. Si and Ca may be added simultaneously. Either Si or 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してもよい。この鋳片又はインゴットを用いて、次工程の熱間加工工程を実施する。以下、鋳片又はインゴットを「素材」という。
[Casting process]
A raw material (a slab or an ingot) is manufactured using the molten steel manufactured by the above refining process. Specifically, a slab is produced by a continuous casting method using molten steel. Alternatively, an ingot may be made by an ingot casting method using molten steel. Using this slab or ingot, the next hot working step is carried out. Hereinafter, the slab or ingot will be referred to as "raw material".

[熱間加工工程]
熱間加工工程では、鋳造工程にて準備された素材(ブルーム又はインゴット)に対して、熱間加工を実施して、鋼材を製造する。鋼材の形状は特に限定されないが、たとえば、棒鋼又は線材である。以下の説明では、一例として、鋼材が棒鋼である場合について説明する。しかしながら、鋼材が棒鋼以外の他の形状であっても同様の熱間加工工程で製造可能である。
[Hot working process]
In the hot working process, the material (bloom or ingot) prepared in the casting process is subjected to hot working to manufacture steel materials. Although the shape of the steel material is not particularly limited, it is, for example, a steel bar or a wire rod. In the following description, as an example, a case where the steel material is a steel bar will be described. However, even if the steel material has a shape other than the steel bar, it can be manufactured by the same hot working process.

熱間加工は、粗圧延工程と、仕上げ圧延工程とを含む。粗圧延工程では、素材を熱間加工してビレットを製造する。粗圧延工程はたとえば、分塊圧延機を用いる。分塊圧延機により素材に対して分塊圧延を実施して、ビレットを製造する。分塊圧延機の下流に連続圧延機が設置されている場合、分塊圧延後のビレットに対してさらに、連続圧延機を用いて熱間圧延を実施して、さらにサイズの小さいビレットを製造してもよい。連続圧延機では、一対の水平ロールを有する水平スタンドと、一対の垂直ロールを有する垂直スタンドとが交互に一列に配列される。以上の工程により、粗圧延工程では、素材をビレットに製造する。粗圧延工程での加熱温度は特に限定されないが、たとえば、1100~1300℃である。 Hot working includes a rough rolling process and a finish rolling process. In the rough rolling process, the raw material is hot worked to produce a billet. The rough rolling process uses, for example, a blooming mill. The material is bloomed by a blooming mill to produce a billet. When a continuous rolling mill is installed downstream of the blooming mill, the billet after blooming is further hot-rolled using the continuous rolling mill to produce a smaller billet. may In a continuous rolling mill, horizontal stands with a pair of horizontal rolls and vertical stands with a pair of vertical rolls are alternately arranged in a row. Through the above steps, the raw material is manufactured into a billet in the rough rolling step. Although the heating temperature in the rough rolling step is not particularly limited, it is, for example, 1100 to 1300.degree.

仕上げ圧延工程では、加熱炉又は均熱炉を用いてビレットを加熱する。加熱後のビレットに対して、連続圧延機を用いて熱間圧延を実施して鋼材(棒鋼)を製造する。仕上げ圧延温度での加熱温度は特に限定されないが、たとえば、1000~1250℃である。 In the finish rolling step, the billet is heated using a heating furnace or a soaking furnace. The billet after heating is subjected to hot rolling using a continuous rolling mill to produce a steel material (steel bar). Although the heating temperature at the finishing rolling temperature is not particularly limited, it is, for example, 1000 to 1250°C.

[冷却工程]
冷却工程では、熱間加工工程完了直後の鋼材を冷却する。具体的には、鋼材の表面温度が800℃~500℃となる温度範囲を、1.0℃/秒超~30.0℃/秒の冷却速度で冷却する。
[Cooling process]
In the cooling process, the steel material is cooled immediately after the completion of the hot working process. Specifically, the temperature range in which the surface temperature of the steel material is 800° C. to 500° C. is cooled at a cooling rate of more than 1.0° C./second to 30.0° C./second.

以上の製造工程により製造された鋼材では、軸方向に垂直な断面でのミクロ組織において、少なくとも表面から0.1R深さまでの表層領域でのベイナイトの面積率が95.0%以上となる。つまり、以上の製造工程により、ミクロ組織が(A)の鋼材(圧延まま材)が製造される。 In the steel material manufactured by the above manufacturing process, the area ratio of bainite is 95.0% or more in the surface layer region at least from the surface to the depth of 0.1R in the microstructure in the cross section perpendicular to the axial direction. That is, a steel material (as-rolled material) having a microstructure of (A) is manufactured by the above manufacturing process.

[球状化熱処理工程]
上記冷却工程後の鋼材に対して、さらに、球状化熱処理工程を実施して、本実施形態の鋼材を、ミクロ組織が(B)の鋼材としてもよい。つまり、この場合、球状化熱処理を実施してミクロ組織が(B)の鋼材を製造する。
[Spheroidizing heat treatment step]
The steel material after the cooling process may be further subjected to a spheroidizing heat treatment process, so that the steel material of the present embodiment has a microstructure of (B). That is, in this case, the steel material having the microstructure (B) is manufactured by carrying out the spheroidizing heat treatment.

球状化熱処理は、周知の方法でよい。球状化熱処理はたとえば、次の方法で実施する。上記冷却工程後の鋼材を、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(たとえば、Ac1点+50℃以内)に加熱して所定時間保持した後、徐冷する。又は、上記冷却工程後の鋼材を、Ac1点直上の温度まで加熱し、Ar1点直下の温度(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)まで冷却する処理を数回繰返し実施してもよい。又は、上記冷却工程後の鋼材に対して、一度、焼入れを実施して、その後、600~700℃の温度範囲で、3~100時間の焼戻しを行ってもよい。なお、球状化熱処理の方法は、上記のような、周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。A well-known method may be used for the spheroidizing heat treatment. The spheroidizing heat treatment is performed, for example, by the following method. The steel material after the cooling step is heated to a temperature just below or above the Ac1 point (the temperature at which austenite starts to form when heated) (for example, within Ac1 point + 50 ° C.) and held for a predetermined time, and then gradually Cool. Alternatively, the steel material after the cooling step is heated to a temperature just above the A c point, and cooled to a temperature just below the A r point (at the time of cooling, austenite completes transformation to ferrite, ferrite, or cementite). It may be repeated several times. Alternatively, the steel material after the cooling process may be quenched once and then tempered at a temperature of 600 to 700° C. for 3 to 100 hours. The method of the spheroidizing heat treatment is not particularly limited, and any known annealing or spheroidizing heat treatment method as described above may be applied.

球状化熱処理を実施して製造された鋼材では、軸方向に垂直な断面でのミクロ組織において、少なくとも表面から0.1R深さまでの表層領域は、フェライトと、セメンタイトとからなり、前記セメンタイトの球状化率が90.0%以上となる。つまり、以上の製造工程により、ミクロ組織が(B)の鋼材が製造される。 In the steel material manufactured by performing the spheroidizing heat treatment, in the microstructure in the cross section perpendicular to the axial direction, the surface layer region at least from the surface to the depth of 0.1R is composed of ferrite and cementite, and the spherical shape of the cementite conversion rate becomes 90.0% or more. That is, the steel material having the microstructure (B) is manufactured by the above manufacturing process.

以上の製造工程により、本実施形態の鋼材を製造できる。 The steel material of this embodiment can be manufactured by the manufacturing process described above.

[浸炭鋼部品の製造方法]
次に、本実施形態の鋼材を素材とする浸炭鋼部品の製造方法の一例について説明する。本製造方法は、上述の鋼材に対して冷間鍛造を実施して、複数の中間部材を製造する冷間鍛造工程と、必要に応じて、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、必要に応じて、中間部材に対して切削加工を実施する切削加工工程と、中間部材に対して浸炭処理を実施する浸炭処理工程と、浸炭処理工程後の中間鋼材に対して焼戻しを実施する焼戻し工程とを含む。なお、本明細書において、浸炭処理は、浸炭窒化処理も含む。
[Manufacturing method of carburized steel parts]
Next, an example of a method for manufacturing a carburized steel part using the steel material of the present embodiment as a raw material will be described. This manufacturing method includes a cold forging step of cold forging the steel material described above to manufacture a plurality of intermediate members, and if necessary, welding the manufactured intermediate members to form an integrated product. and, if necessary, a cutting process for cutting the intermediate member, a carburizing process for carburizing the intermediate member, and an intermediate steel material after the carburizing process and a tempering step of performing tempering. In this specification, carburizing treatment also includes carbonitriding treatment.

なお、本実施形態の鋼材のミクロ組織が(A)である場合、つまり、本実施形態の鋼材が圧延まま材である場合、鋼材に対して上述の球状化熱処理工程を実施した後、冷間鍛造工程を実施する。ミクロ組織が(A)の鋼材に対して球状化熱処理工程を実施する前に、必要に応じて伸線加工工程等の冷間抽伸工程を実施する。 In addition, when the microstructure of the steel material of the present embodiment is (A), that is, when the steel material of the present embodiment is an as-rolled material, the steel material is subjected to the above-described spheroidizing heat treatment step, and then cold-rolled. Carry out the forging process. Before performing the spheroidizing heat treatment process on the steel material with the microstructure of (A), a cold drawing process such as a wire drawing process is performed as necessary.

[冷間鍛造工程]
冷間鍛造工程では、上述の製造方法で製造された鋼材に対して冷間鍛造を実施して形状を付与し、複数の中間部材を製造する。この冷間鍛造工程での、加工率、ひずみ速度などの冷間鍛造条件は、特に限定されない。冷間鍛造条件は、適宜、好適な条件を選択すればよい。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 forging process]
In the cold forging step, the steel material manufactured by the manufacturing method described above is subjected to cold forging to give a shape, thereby manufacturing a plurality of intermediate members. Cold forging conditions such as working ratio and strain rate in this cold forging process are not particularly limited. Suitable cold forging conditions may be appropriately selected. The plurality of intermediate members are welded and integrated in the next welding process.

[溶接工程]
溶接工程は任意の工程であり、実施しなくてもよい。実施する場合、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、一体化する。溶接方法は特に限定されない。溶接後、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。本実施形態の鋼材では、Mn硫化物が70.0個/mm以下であり、かつ、酸化物が25.0個/mm以下である。そのため、本実施形態の鋼材は接合性に優れ、中間部材を溶接して浸炭鋼部品とした場合であっても、浸炭鋼部品の接合疲労強度に優れる。
[Welding process]
The welding step is an optional step and need not be performed. When implemented, the welding process welds and integrates the plurality of intermediate members by friction bonding or laser bonding. A welding method is not particularly limited. After welding, the joint surface of the intermediate member may be formed flat by machining. In the steel material of the present embodiment, Mn sulfides are 70.0 pieces/mm 2 or less and oxides are 25.0 pieces/mm 2 or less. Therefore, the steel material of the present embodiment has excellent bondability, and even when the intermediate member is welded to form a carburized steel part, the carburized steel part has excellent joint fatigue strength.

[切削加工工程]
切削加工工程は任意の工程であり、実施しなくてもよい。実施する場合、切削加工工程では、冷間鍛造工程後であって後述の浸炭処理工程前の中間部材に対して、切削加工を実施して形状を付与する。切削加工を実施することにより、冷間鍛造工程だけでは困難な、精密形状を浸炭鋼部品に付与することができる。
[Cutting process]
The cutting process is an optional process and may not be performed. When implemented, in the cutting process, the intermediate member after the cold forging process and before the carburizing treatment process described later is subjected to cutting to give a shape. By performing cutting, it is possible to impart a precise shape to the carburized steel part, which is difficult to do with the cold forging process alone.

[浸炭処理工程]
浸炭処理工程では、中間部材(溶接工程を実施した場合は、一体に接合された中間部材)に対して、浸炭処理を実施する。浸炭処理工程では、周知の浸炭処理を実施する。浸炭処理工程は、浸炭工程と、拡散工程と、焼入れ工程とを含む。
[Carburizing process]
In the carburizing process, the intermediate member (the integrally joined intermediate member when the welding process is performed) is carburized. In the carburizing process, well-known carburizing is performed. The carburizing process includes a carburizing process, a diffusion process, and a hardening process.

浸炭工程及び拡散工程での浸炭処理条件は適宜調整すればよい。浸炭工程及び拡散工程での浸炭温度はたとえば、830~1100℃である。浸炭工程及び拡散工程でのカーボンポテンシャルはたとえば、0.5~1.2%である。浸炭工程での保持時間はたとえば、60分以上であり、拡散工程での保持時間は30分以上である。拡散工程でのカーボンポテンシャルは、浸炭工程でのカーボンポテンシャルよりも低くする方が好ましい。ただし、浸炭工程及び拡散工程での条件は、上述の条件に限定されない。 Carburizing conditions in the carburizing process and the diffusion process may be adjusted as appropriate. The carburizing temperature in the carburizing process and the diffusion process is, for example, 830-1100.degree. The carbon potential in the carburizing and diffusion steps is, for example, 0.5-1.2%. The holding time in the carburizing step is, for example, 60 minutes or longer, and the holding time in the diffusion step is 30 minutes or longer. The carbon potential in the diffusion process is preferably lower than the carbon potential in the carburizing process. However, the conditions in the carburizing step and the diffusion step are not limited to the above conditions.

拡散工程後、周知の焼入れ工程を実施する。焼入れ工程では、拡散工程後の中間部材をAr3変態点以上の焼入れ温度で保持する。焼入れ温度での保持時間は特に限定されないが、たとえば、30~60分である。好ましくは、焼入れ温度は、浸炭温度よりも低い。焼入れ媒体の温度を室温~250℃とすることが好ましい。焼入れ媒体はたとえば、水や油である。また、必要に応じて焼入れ後にサブゼロ処理を実施してもよい。After the diffusion step, a known hardening step is performed. In the quenching step, the intermediate member after the diffusion step is held at a quenching temperature equal to or higher than the Ar3 transformation point. Although the holding time at the quenching temperature is not particularly limited, it is, for example, 30 to 60 minutes. Preferably, the quenching temperature is lower than the carburizing temperature. The temperature of the quenching medium is preferably room temperature to 250°C. The quenching medium is for example water or oil. Moreover, you may implement a sub-zero process after hardening as needed.

[焼戻し工程]
浸炭処理工程後の中間部材に対して、周知の焼戻し工程を実施する。焼戻し温度はたとえば、100~250℃である。焼戻し温度での保持時間はたとえば、60~150分である。
[Tempering process]
A well-known tempering process is performed on the intermediate member after the carburizing process. The tempering temperature is, for example, 100-250°C. The holding time at the tempering temperature is, for example, 60-150 minutes.

[その他の工程]
必要に応じて、焼戻し工程後の浸炭鋼部品に対してさらに、研削加工を実施したり、ショットピーニング処理を実施してもよい。研削加工を実施することにより、精密形状を浸炭鋼部品に付与することができる。また、ショットピーニング処理を実施することにより、浸炭鋼部品の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き裂の発生及び進展を抑制する。そのため、浸炭鋼部品の疲労強度を高める。たとえば、浸炭鋼部品が歯車である場合、浸炭鋼部品の歯元及び歯面の疲労強度を向上できる。ショットピーニング処理は、周知の方法で実施すればよい。ショットピーニング処理はたとえば、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以上の条件で実施するのが好ましい。
[Other processes]
If necessary, the carburized steel part after the tempering process may be further subjected to grinding or shot peening. A precision shape can be imparted to the carburized steel component by performing a grinding operation. In addition, compressive residual stress is introduced into the surface layer of the carburized steel part by performing the shot peening treatment. Compressive residual stress suppresses initiation and propagation of fatigue cracks. Therefore, it increases the fatigue strength of the carburized steel part. For example, if the carburized steel part is a gear, the fatigue strength of the tooth root and tooth surface of the carburized steel part can be improved. Shot peening treatment may be performed by a well-known method. The shot peening treatment is preferably carried out, for example, using shot grains having a diameter of 0.7 mm or less and an arc height of 0.4 mm or more.

上述のとおり、本実施形態の鋼材は、複数の中間部材を溶接して一体化された浸炭鋼部品の素材として適用可能である。本実施形態の鋼材はさらに、溶接することなく浸炭鋼部品の素材として適用することも当然に可能である。 As described above, the steel material of the present embodiment can be applied as a material for carburized steel parts integrated by welding a plurality of intermediate members. Naturally, the steel material of this embodiment can also be applied as a material for carburized steel parts without welding.

実施例により本開示の鋼材の一態様の効果を更に具体的に説明する。実施例での条件は、本開示の鋼材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。本開示の鋼材は、この一条件例に限定されない。本開示の鋼材は、本開示の要旨を逸脱せず、本開示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 aspect of the steel material of the present disclosure will be described more specifically by way of examples. The conditions in the examples are an example of conditions adopted to confirm the feasibility and effect of the steel materials of the present disclosure. The steel material of the present disclosure is not limited to this one condition example. Various conditions can be adopted for the steel material of the present disclosure as long as the object of the present disclosure is achieved without departing from the gist of the present disclosure.

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。表1中の空白部分は、対応する元素の含有量が検出限界未満であったことを意味する。つまり、空白部分は、対応する元素含有量の最小桁において、検出限界未満であったことを意味する。たとえば、表1中のCu含有量の場合、最小桁は小数第2位である。したがって、試験番号1のCu含有量は、小数第2位までの桁数において、検出されなかった(有効数字が小数第2位までの含有量において、0%であった)ことを意味する。 Molten steel having the chemical composition shown in Table 1 was prepared. At this time, refining was performed under the conditions shown in Table 2. The molten steel after refining was cast by continuous casting to obtain a slab. A blank portion in Table 1 means that the content of the corresponding element was below the detection limit. That is, blanks mean that the corresponding elemental content was below the detection limit at the lowest order of magnitude. For example, for the Cu content in Table 1, the least significant digit is two decimal places. Therefore, it means that the Cu content of Test No. 1 was not detected to two decimal places (the content to two decimal places was 0%).

Figure 0007168003000001
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Figure 0007168003000002
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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。なお、試験番号22、24については、鋼番号B1の化学組成を目標として製鋼工程を実施した。試験番号23、25については、鋼番号C1の化学組成を目標として製鋼工程を実施した。 "Steelmaking conditions (1)" in Table 2 shows the ratio (=ts/τ) of the holding time ts at 1500 to 1600°C after secondary refining to the uniform mixing time τ. "Steelmaking conditions (2)" in Table 2 indicates the order of addition of Al, Si and Ca. "1" in the "steelmaking conditions (2)" column means that Si and Ca were added after deoxidizing by adding Al. "2" means that Al and Ca were added after Si was added. For test numbers 22 and 24, the steelmaking process was carried out with the chemical composition of steel number B1 as the target. For test numbers 23 and 25, the steelmaking process was carried out with the chemical composition of steel number C1 as the target.

製造された鋳片を1100~1300℃で加熱した後、粗圧延工程を施して、長手方向に垂直な断面が162mm×162mmとなるビレットとした。このビレットを用いて、仕上げ圧延工程を実施した。仕上げ圧延工程では、1000~1250℃に加熱したビレットを用いて連続圧延機による熱間圧延を実施して、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30mmとなる棒鋼を製造した。仕上げ圧延工程直後の棒鋼に対して冷却工程を実施した。冷却工程における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、冷却工程後の棒鋼(以下、「圧延まま材」という)を複数本準備した。 After heating the produced slab at 1100 to 1300° C., it was subjected to a rough rolling process to obtain a billet having a cross section of 162 mm×162 mm perpendicular to the longitudinal direction. Using this billet, the finish rolling process was carried out. In the finish rolling step, a billet heated to 1000 to 1250° C. is hot-rolled by a continuous rolling mill to produce a steel bar having a circular cross section perpendicular to the longitudinal direction and a diameter of 30 mm. manufactured. A cooling process was performed on the steel bar immediately after the finish rolling process. Table 2 shows the average cooling rate (°C/sec) at 800 to 500°C in the cooling step. A plurality of steel bars after the cooling process (hereinafter referred to as "as-rolled material") were prepared for each test number.

各試験番号において、準備された複数の棒鋼のうち、いくつかの棒鋼に対して、球状化熱処理工程(SA工程:Spherodizing Annealing)を実施した。球状化熱処理では、上記の棒鋼を740℃に加熱した。その後、棒鋼の温度が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、球状化熱処理工程を実施した棒鋼を製造した(以下、「SA材」という)。以上の製造方法により、各試験番号の鋼材(圧延まま材、SA材)を製造した。 In each test number, a spheroidizing heat treatment process (SA process: Spherodizing Annealing) was performed on some of the prepared steel bars. In the spheroidizing heat treatment, the steel bars were heated to 740°C. After that, it was slowly cooled at a cooling rate of 8°C/hr until the temperature of the steel bar reached 650°C. The steel material temperature was air-cooled from 650° C. to room temperature, and a steel bar was manufactured by performing a spheroidizing heat treatment process (hereinafter referred to as “SA material”). Steel materials (as-rolled material, SA material) of each test number were manufactured by the above manufacturing method.

[評価試験]
各試験番号の鋼材について、次の試験を実施した。
[Evaluation test]
The following tests were performed on the steel materials of each test number.

[ミクロ組織観察試験]
ミクロ組織観察試験を次の方法で実施した。具体的には、各試験番号の鋼材の長手方向に垂直な断面のうち、表面からの径方向の深さをd(mm)としたとき、d=0.05R位置の4箇所(図2では90°ピッチ)からサンプルを採取した。さらに、d=0.1R位置の4箇所(図2では90°ピッチ)からサンプルを採取した。採取した各サンプルの表面Sを観察面とした。各サンプルの観察面を鏡面に研磨した後、ナイタール腐食液に10秒程度浸漬して、エッチングによる組織現出を行った。エッチングした観察面を、SEMを用いて、二次電子像にて3視野観察した。視野面積は400μm(倍率5000倍)とした。各視野において、ベイナイトと、その他の相(フェライト、パーライト、セメンタイト等)とは、上述のとおり、区別できた。
[Microstructure Observation Test]
A microstructure observation test was performed by the following method. Specifically, in the cross section perpendicular to the longitudinal direction of the steel material of each test number, when the depth in the radial direction from the surface is d (mm), 4 points at d = 0.05R position (in FIG. 2, 90° pitch). Furthermore, samples were taken from four locations (90° pitch in FIG. 2) at the d=0.1R position. The surface S of each sample taken was used as an observation surface. After polishing the observation surface of each sample to a mirror surface, the sample was immersed in a nital corrosive solution for about 10 seconds to expose the structure by etching. The etched observation surface was observed in 3 fields of view with a secondary electron image using an SEM. The visual field area was 400 μm 2 (magnification: 5000 times). Bainite and other phases (ferrite, pearlite, cementite, etc.) could be distinguished in each field of view, as described above.

圧延まま材については、ベイナイト面積率(%)を次の方法で求めた。
ベイナイト面積率(%)=24視野でのベイナイトの総面積/24視野の総面積×100
For the as-rolled material, the bainite area ratio (%) was obtained by the following method.
Bainite area ratio (%) = total area of bainite in 24 fields of view/total area of 24 fields of view x 100

求めたベイナイト面積率が95.0%以上であれば、少なくとも表面から0.1R深さの表層領域がベイナイト組織であると認定した(表2中の「圧延まま材のミクロ組織」において「Y」)。一方、求めたベイナイト面積率が95.0%未満である場合、表面から0.1R深さの表層領域がベイナイト組織ではないと認定した(表2中の「圧延まま材のミクロ組織」において「N」)。 If the obtained bainite area ratio is 95.0% or more, at least the surface layer region at a depth of 0.1R from the surface was recognized as a bainite structure ("Y ”). On the other hand, when the obtained bainite area ratio is less than 95.0%, the surface layer region at a depth of 0.1R from the surface was recognized as not having a bainite structure ("Microstructure of as-rolled material" in Table 2, " N").

SA材については、球状化セメンタイト率(%)を次の方法で求めた。初めに、各視野(24視野)において各セメンタイトの長径(μm)と短径(μm)とを求めた。セメンタイトと母相(フェライト)との界面上の任意の2点を結ぶ直線のうち、最大の直線の長さを、そのセメンタイトの長径(μm)と定義した。セメンタイトと母相都の界面上の任意の2点を結ぶ直線のうち、長径と垂直に交差する直線の長さを、そのセメンタイトの短径(μm)と定義した。求めた長径が0.1μm以上のセメンタイトを測定対象(カウント対象)とした。次に、測定対象とした各セメンタイトのアスペクト比(長径/短径)を求めた。アスペクト比が3.0以下のセメンタイトを「球状化セメンタイト」と定義した。24視野でのセメンタイトの総個数に対する、24視野での球状化セメンタイトの総個数の割合(%)を、球状化セメンタイト率(%)と定義した。求めた球状化セメンタイト率が90.0%以上であった場合、少なくとも0.1Rの表層領域が球状化セメンタイト組織であると認定した(表2中の「SA材のミクロ組織」において「Y」)。一方、求めた球状化セメンタイトの面積率が90.0%未満である場合、表面から0.1R深さの表層領域が球状化セメンタイト組織ではないと認定した(表2中の「SA材のミクロ組織」において「N」)。なお、各試験番号のSA材の24視野のミクロ組織ではいずれも、フェライトと、セメンタイトからなる組織であった。つまり、各試験番号のSA材では、表層領域のミクロ組織がいずれも、フェライト及びセメンタイトからなる組織であった。 For the SA material, the spheroidized cementite rate (%) was obtained by the following method. First, the major axis (μm) and the minor axis (μm) of each cementite were obtained in each visual field (24 visual fields). Among the straight lines connecting any two points on the interface between the cementite and the mother phase (ferrite), the maximum straight line length was defined as the major axis (μm) of the cementite. Of the straight lines connecting any two points on the interface between the cementite and the parent phase, the length of the straight line perpendicular to the major axis was defined as the minor axis (μm) of the cementite. Cementite having a length of 0.1 μm or more was measured (counted). Next, the aspect ratio (major axis/minor axis) of each cementite to be measured was obtained. Cementite having an aspect ratio of 3.0 or less was defined as "spheroidized cementite". The ratio (%) of the total number of spheroidized cementite in 24 visual fields to the total number of cementite in 24 visual fields was defined as the spheroidized cementite ratio (%). When the obtained spheroidized cementite ratio was 90.0% or more, the surface layer region of at least 0.1R was recognized as a spheroidized cementite structure ("Y" in "SA material microstructure" in Table 2). ). On the other hand, when the obtained area ratio of spheroidized cementite was less than 90.0%, the surface layer region at a depth of 0.1R from the surface was recognized as not having a spheroidized cementite structure (see "SA material microstructure “N” in “Organization”). In addition, all of the microstructures of 24 fields of view of the SA material of each test number consisted of ferrite and cementite. In other words, in the SA material of each test number, the microstructures of the surface layer regions were all composed of ferrite and cementite.

[限界圧縮率測定試験]
直径が30mmの各試験番号の鋼材から、鋼材の長手方向が圧縮方向となるように、圧縮試験片を作製した。圧縮試験片の直径は29.5mmであり、長さは44mmであった。圧縮試験片の中心軸は、鋼材の中心軸とほぼ一致した。圧縮試験片の長手方向における中央位置の周方向に切欠きを形成した。切欠き角度は30℃であり、切欠き深さは0.8mmであり、切欠き先端の曲率半径は0.15mmであった。圧縮試験片は、圧延まま材、SA材からそれぞれ採取した。以下、各試験片において、圧延まま材から採取したものを「圧延まま試験片」といい、SA材から採取したものを「SA試験片」という。
[Limited compressibility measurement test]
A compression test piece was prepared from a steel material having a diameter of 30 mm and having each test number so that the longitudinal direction of the steel material was the compression direction. The compression specimen had a diameter of 29.5 mm and a length of 44 mm. The central axis of the compression test piece almost coincided with the central axis of the steel material. A notch was formed in the circumferential direction at the central position in the longitudinal direction of the compression test piece. The notch angle was 30° C., the notch depth was 0.8 mm, and the radius of curvature of the notch tip was 0.15 mm. Compression test pieces were taken from the as-rolled material and the SA material. Hereinafter, in each test piece, the one taken from the as-rolled material will be referred to as the "as-rolled test piece", and the one taken from the SA material will be referred to as the "SA test piece".

上述の圧縮試験片(圧延まま試験片、SA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。限界圧縮試験には、500ton油圧プレス機を用いた。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(%)と定義した。各試験番号の限界圧縮率(%)を表2に示す。 A limit compression test was performed on the above-described compression test pieces (as-rolled test piece, SA test piece) by the following method. A 500-ton hydraulic press was used for the limit compression test. Cold compression was performed on each specimen using a constraining die at a speed of 10 mm/min. Compression was stopped when microcracks of 0.5 mm or more were generated in the vicinity of the notch, and the compression rate (%) at that time was calculated. This measurement was performed a total of 10 times, and the compression rate (%) at which the cumulative failure probability was 50% was obtained, and the compression rate was defined as the critical compression rate (%). Table 2 shows the limit compression rate (%) for each test number.

圧延まま材については、上述のとおり、球状化熱処理工程前に伸線加工等の冷間抽伸加工が実施される場合がある。この場合、圧延まま材は、冷間抽伸加工において、内部割れ(シェブロンクラック)による破断が生じない加工性を有する必要がある。そのため、圧延まま試験片については、限界圧縮率が50%以上となる場合、限界加工率が優れると判断した。なお、圧延まま試験片の限界圧縮率が50%未満の試験番号に対しては、その後の浸炭鋼部品の評価試験を実施しなかった。 As described above, the as-rolled material may be subjected to cold drawing such as wire drawing before the spheroidizing heat treatment step. In this case, the as-rolled material must have workability that does not cause breakage due to internal cracks (chevron cracks) during cold drawing. Therefore, for the as-rolled test piece, it was judged that the critical working rate was excellent when the critical compression rate was 50% or more. For the test numbers in which the as-rolled test piece had a critical compressibility of less than 50%, the carburized steel parts were not subjected to subsequent evaluation tests.

SA試験片については、浸炭鋼部品の素材となる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75%以上となる場合を、限界加工率に優れると判断した。なお、限界圧縮率が75%未満の試験番号に対しては、浸炭鋼部品の評価試験を実施しなかった。 Regarding the SA test piece, the critical compressibility of the conventional steel used as the raw material for the carburized steel parts is about 65%. judged to be superior to For test numbers with a critical compressibility of less than 75%, the carburized steel parts were not evaluated.

[Mn硫化物個数及び酸化物個数測定試験]
上述の各試験番号の圧延まま材及びSA材の各々からサンプルを採取した。具体的には、図3に示すとおり、圧延まま材、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]
Samples were taken from each of the as-rolled material and the SA material of each test number described above. Specifically, as shown in FIG. 3, samples were taken from the R/2 position in the radial direction from the center axis C1 of the as-rolled material and the SA material. The observation surface of the sample had a size of L1×L2, where L1 was 10 mm and L2 was 5 mm. Furthermore, the sample thickness L3, which is the direction perpendicular to the observation surface, was set to 5 mm. The normal N of the viewing plane was perpendicular to the central axis C1, and the R/2 position corresponded to the central position of the viewing plane.

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(圧延まま材で20視野、SA材で20視野)。 The observation surface of the collected sample was mirror-polished, and 20 fields of view (evaluation area per field of view of 100 μm × 100 µm) were randomly observed at a magnification of 1000 using a scanning electron microscope (SEM) (as-rolled material 20 fields of view, 20 fields of view for 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、EDXを用いて、各介在物で少なくとも2点の測定点で元素分析を実施した。そして、各介在物において、各測定点で得られた元素含有量の算術平均値を、その介在物における各元素の含有量(質量%)と定義した。1つの介在物において2つの測定点で元素分析した場合、2つの測定点で得られたMn含有量の算術平均値、S含有量の算術平均値、及び、O含有量の算術平均値を、その介在物でのMn含有量(質量%)、S含有量(質量%)、及び、O含有量(質量%)と定義した。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%以上であり、O含有量が10.0%未満である場合、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10.0%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 identified inclusion, energy dispersive X-ray spectroscopy (EDX) was used to identify Mn sulfides and oxides. Specifically, using EDX, each inclusion was subjected to elemental analysis at at least two measurement points. Then, in each inclusion, the arithmetic mean value of the element content obtained at each measurement point was defined as the content (mass %) of each element in the inclusion. When elemental analysis is performed on one inclusion at two measurement points, the arithmetic average value of the Mn content, the arithmetic average value of the S content, and the arithmetic average value of the O content obtained at the two measurement points are It was defined as Mn content (mass%), S content (mass%), and O content (mass%) in the inclusion. In the elemental analysis results of the identified inclusions, if the Mn content is 10.0% or more, the S content is 10.0% or more, and the O content is less than 10.0%, the inclusion The material was identified as Mn sulfide. Moreover, when the O content was 10.0% or more in the elemental analysis result of the specified inclusion, the inclusion was identified as an oxide. Inclusions to be specified were inclusions having an equivalent circle diameter of 0.5 μm or more. The EDX beam diameter used to identify inclusions was set to 0.2 μm.

圧延まま材及びSA材のぞれぞれにおいて、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/mm)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/mm)を求めた。In each of the as-rolled material and the SA material, Mn sulfides and oxides having an equivalent circle diameter of 0.5 μm or more were measured. Based on the total number of Mn sulfides identified in each field of view and the total area of the 20 fields of view, the number of Mn sulfides per unit area (number/mm 2 ) was determined. Also, the number of oxides per unit area (pieces/mm 2 ) was obtained based on the total number of oxides identified in each field of view and the total area of the 20 fields of view.

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

[浸炭鋼部品の製造]
各試験番号の圧延まま材に対して、球状化焼鈍を実施した。具体的には、圧延まま材を740℃に加熱した。その後、圧延まま材の温度が650℃になるまで冷却速度8℃/hrで徐冷した。鋼材温度が650℃~常温までは空冷して、球状化焼鈍された圧延まま材を製造した。
[Manufacture of carburized steel parts]
The as-rolled material of each test number was subjected to spheroidizing annealing. Specifically, the as-rolled material was heated to 740°C. Thereafter, the as-rolled material was slowly cooled at a cooling rate of 8°C/hr until the temperature reached 650°C. The steel material temperature was air-cooled from 650° C. to room temperature, and a spheroidized and annealed as-rolled material was manufactured.

球状化焼鈍された圧延まま材から、試験片を採取した。試験片は丸棒であり、直径が29.5mmであり、長さは44mmであった。試験片の長さ方向は、圧延まま材の長手方向と同じとした。 A test piece was taken from an as-rolled material that had been spheroidized and annealed. The specimen was a round bar with a diameter of 29.5 mm and a length of 44 mm. The longitudinal direction of the test piece was the same as the longitudinal direction of the as-rolled material.

この試験片に、冷間鍛造を模擬して、冷間で圧縮率50%の据え込み圧縮を行った。据え込み圧縮は常温で実施し、拘束ダイスを使用した。据え込み圧縮時の歪速度を1/秒とした。据え込み圧縮後の試験片に対して、変成炉ガス方式によるガス浸炭を行った。このガス浸炭では、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。ガス浸炭後に、仕上げ熱処理工程として、130℃への油焼入れを実施した。焼入れ後、150℃で90分の焼戻しを実施した。以上の工程により、圧延まま材から浸炭鋼部品を模擬した試験片を作製した。 This test piece was subjected to cold upset compression at a compression rate of 50% to simulate cold forging. Upsetting compression was performed at ambient temperature and used a constrained die. The strain rate during upset compression was set to 1/sec. After upsetting compression, gas carburizing was performed on the test piece by a metamorphic furnace gas method. In this gas carburizing, the carbon potential was set to 0.8%, and the temperature was maintained at 950° C. for 5 hours, and then at 850° C. for 0.5 hours. After gas carburizing, oil quenching to 130° C. was performed as a finishing heat treatment step. After quenching, tempering was performed at 150° C. for 90 minutes. Through the above steps, a test piece simulating a carburized steel part was produced from the as-rolled material.

各試験番号のSA材に対しても、上述の圧延まま材と同じ方法で、浸炭鋼部品を模擬した試験片を作製した。具体的には、各試験番号のSA材から、試験片を採取した。試験片は丸棒であり、直径が29.5mmであり、長さは44mmであった。試験片の長さ方向は、SA材の長手方向と同じとした。この試験片に、冷間鍛造を模擬して、冷間で圧縮率50%の据え込み圧縮を行った。据え込み圧縮は常温で実施し、拘束ダイスを使用した。据え込み圧縮時の歪速度を1/秒とした。据え込み圧縮後の試験片に対して、変成炉ガス方式によるガス浸炭を行った。このガス浸炭では、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。ガス浸炭後に、仕上げ熱処理工程として、130℃への油焼入れを実施した。焼入れ後、150℃で90分の焼戻しを実施した。以上の工程により、SA材から浸炭鋼部品を模擬した試験片を作製した。 A test piece simulating a carburized steel part was also prepared for the SA material of each test number in the same manner as for the as-rolled material described above. Specifically, a test piece was taken from the SA material of each test number. The specimen was a round bar with a diameter of 29.5 mm and a length of 44 mm. The longitudinal direction of the test piece was the same as the longitudinal direction of the SA material. This test piece was subjected to cold upset compression at a compression rate of 50% to simulate cold forging. Upsetting compression was performed at ambient temperature and used a constrained die. The strain rate during upset compression was set to 1/sec. After upsetting compression, gas carburizing was performed on the test piece by a metamorphic furnace gas method. In this gas carburizing, the carbon potential was set to 0.8%, and the temperature was maintained at 950° C. for 5 hours, and then at 850° C. for 0.5 hours. After gas carburizing, oil quenching to 130° C. was performed as a finishing heat treatment step. After quenching, tempering was performed at 150° C. for 90 minutes. Through the above steps, a test piece simulating a carburized steel part was produced from the SA material.

[浸炭鋼部品の評価試験]
上記製造した浸炭鋼部品模擬試験片(圧延まま材、SA材)の、浸炭層及び芯部に対して、次の試験を実施した。
[Evaluation test of carburized steel parts]
The following tests were carried out on the carburized layer and the core of the carburized steel parts simulative test pieces (as-rolled material, SA material) manufactured as described above.

[浸炭層のビッカース硬さ試験]
各試験番号の浸炭鋼部品を模擬した上記試験片(圧延まま材、SA材)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0.4mm深さ位置のビッカース硬さとを、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。試験力は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、0.4mm深さ位置10箇所のビッカース硬さHVを測定して、その平均値を、0.4mm深さ位置でのビッカース硬さHVとした。
[Vickers hardness test of carburized layer]
The Vickers hardness at a depth of 50 μm from the surface and the Vickers hardness at a depth of 0.4 mm from the surface on the cut surface perpendicular to the longitudinal direction of the test piece (as-rolled material, SA material) simulating the carburized steel parts of each test number. was obtained by a Vickers hardness test based on JIS Z 2244 (2009) using a micro Vickers hardness tester. The test force was 0.49N. The Vickers hardness HV was measured at 10 positions at a depth of 50 μm, and the average value was defined as the Vickers hardness HV at the position at a depth of 50 μm. Also, the Vickers hardness HV at 10 positions at a depth of 0.4 mm was measured, and the average value was taken as the Vickers hardness HV at the position at a depth of 0.4 mm.

表面から深さ0.4mmの位置での硬さが600HV以上であれば、浸炭層が表面から少なくとも0.4mmまで存在すると判断した。また、表面から深さ50μmの位置でのビッカース硬さが650~1000HVの場合、浸炭鋼部品の浸炭層の硬さが十分であると判断した。測定結果を表3に示す。 If the hardness at a depth of 0.4 mm from the surface was 600 HV or more, it was determined that the carburized layer was present at least 0.4 mm from the surface. Also, when the Vickers hardness at a depth of 50 μm from the surface is 650 to 1000 HV, it was determined that the hardness of the carburized layer of the carburized steel part is sufficient. Table 3 shows the measurement results.

Figure 0007168003000003
Figure 0007168003000003

[浸炭層のミクロ組織観察試験]
浸炭鋼部品を模擬した上記試験片(圧延まま材、SA材)の表面から深さ0.4mm位置でのミクロ組織を、次の方法で求めた。試験片の表面から深さ0.4mm位置を表面に含むサンプルを採取した。サンプルの表面に対して、ピクラール液によるエッチングを実施した。エッチング後の表面のうち、任意の3視野をSEMを用いて二次電子像にて観察した。各視野の面積は400μm(倍率5000倍)とした。マルテンサイト及びベイナイト(焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトを含む)、フェライト、パーライト、セメンタイトは、コントラストから判別可能であった。0.4mm深さ位置サンプルの3視野におけるマルテンサイトの総面積を求めた。求めたマルテンサイトの総面積の、3視野の総面積に対する割合を、深さ0.5μm位置でのマルテンサイトの面積率(%)と定義した。
[Microstructure Observation Test of Carburized Layer]
The microstructure at a depth of 0.4 mm from the surface of the test piece (as-rolled material, SA material) simulating a carburized steel part was obtained by the following method. A sample was taken from the surface of the test piece with a depth of 0.4 mm on the surface. The surface of the sample was etched with a picral liquid. Three arbitrary fields of view of the surface after etching were observed as secondary electron images using an SEM. The area of each field of view was 400 μm 2 (magnification of 5000 times). Martensite and bainite (including tempered martensite and tempered bainite), ferrite, pearlite, and cementite were distinguishable from the contrast. The total area of martensite in 3 fields of view of the 0.4 mm depth position sample was determined. The ratio of the obtained total area of martensite to the total area of the three fields of view was defined as the area ratio (%) of martensite at a depth of 0.5 μm.

[芯部のビッカース硬さ試験及び化学組成特定]
浸炭鋼部品を模擬した上記試験片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。浸炭鋼部品の長手方向に垂直な切断面において、表面から2.0mm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。試験力は0.49Nとした。2.0mm深さ位置にて10回の測定を行い、その平均値を表面から2.0mm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3に示す。0.2mm深さ位置でのビッカース硬さが、250~500HVである場合、芯部硬さが十分であり合格と判定した。なお、0.4mm深さ位置でのビッカース硬さが600HV以上であり、かつ、2.0mm位置でのビッカース硬さが600HV未満である場合、浸炭層が0.4~2.0mm未満の有効硬化層を有すると判断した。つまり、この場合、表面から2.0mm深さ位置は芯部と認定した。
[Vickers Hardness Test of Core Part and Specification of Chemical Composition]
The Vickers hardness and chemical composition of the core of the test piece simulating a carburized steel part were measured by the following methods. Vickers hardness at a depth of 2.0 mm from the surface of the carburized steel part perpendicular to the longitudinal direction is measured using a micro Vickers hardness tester in accordance with JIS Z 2244 (2009). rice field. The test force was 0.49N. Ten measurements were performed at a depth of 2.0 mm, and the average value was taken as the Vickers hardness (HV) at a depth of 2.0 mm from the surface. Table 3 shows the Vickers hardness obtained. When the Vickers hardness at the 0.2 mm depth position was 250 to 500 HV, the hardness of the core was sufficient and it was judged as acceptable. In addition, when the Vickers hardness at the 0.4 mm depth position is 600 HV or more and the Vickers hardness at the 2.0 mm position is less than 600 HV, the carburized layer is effective for less than 0.4 to 2.0 mm It was judged to have a hardened layer. That is, in this case, the 2.0 mm depth position from the surface was recognized as the core portion.

[浸炭鋼部品の粗粒の有無]
上記浸炭鋼部品を模擬した上記試験片(圧延まま材及びSA材)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、浸炭鋼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―ステナイト結晶粒の結晶粒径を円相当径(μm)で求めた。旧オーステナイト結晶粒のうち、円相当径が上記JIS規定の結晶粒度番号の4番に相当する円相当径(88.4μm)を超える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 or absence of coarse grains in carburized steel parts]
Prior austenite grains were observed at a depth of 2 mm from the surface of the cores of the test pieces (as-rolled material and SA material) simulating the carburized steel parts. Specifically, a cut surface perpendicular to the longitudinal direction of the carburized steel part was used as the observation surface. After the observation surface was mirror-polished, it was etched with a picric acid saturated aqueous solution. A field of view (300 μm×300 μm) including a position 2 mm deep from the surface of the etched observation surface was observed with an optical microscope (400×) to identify prior austenite grains. For the identified prior austenite crystal grains, the crystal grain size of each prior-stenite crystal grain was determined in terms of equivalent circle diameter (μm) in accordance with JIS G 0551 (2013). Among the prior austenite crystal grains, if there is even one crystal grain with a circle equivalent diameter exceeding the equivalent circle diameter (88.4 μm) corresponding to No. 4 of the JIS specified crystal grain size number, "coarse grain generation Yes.” Table 3 shows the determination results.

[接合後浸炭鋼部品の疲労強度評価試験]
各試験番号の圧延まま材及びSA材を機械加工して、直径20mm、長さ150mmの丸棒を作製した。この丸棒(圧延まま材、SA材)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。なお、下記基本疲労試験片、及び、接合疲労試験片を作製する前において、圧延まま材に対して上述と同じ条件の球状化焼鈍を実施し、その後、機械加工により直径20mm、長さ150mmの丸棒を作製した。
[Fatigue strength evaluation test of carburized steel parts after joining]
The as-rolled material and SA material of each test number were machined to produce a round bar with a diameter of 20 mm and a length of 150 mm. Using this round bar (as-rolled material, SA material), a basic fatigue test piece and a joint fatigue test piece were produced. Before preparing the following basic fatigue test pieces and joint fatigue test pieces, the as-rolled material was subjected to spheroidizing annealing under the same conditions as described above, and then machined to a diameter of 20 mm and a length of 150 mm. A round bar was 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15mm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。基本疲労試験片の長手方向は、丸棒の長手方向と同じであった。 A basic fatigue test piece was prepared 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 mm was prepared from the cross-sectional central portion of a round bar with a diameter of 20 mm and a length of 150 mm. This test piece was used as a basic fatigue test piece. The longitudinal direction of the basic fatigue test piece was the same as the longitudinal direction of the round bar.

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。 A joint fatigue test piece was produced by the following method. A round bar having a diameter of 20 mm and a length of 150 mm having the same test piece number was butted against each other to prepare a joined round bar under the following friction welding conditions.

摩擦圧接条件:
摩擦圧力:100MPa、
摩擦時間:5秒、
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):5秒、
回転数:2000rpm、
寄り代:5~12mm。
Friction welding conditions:
Friction pressure: 100 MPa,
Friction time: 5 seconds,
Upset pressure (applied pressure from both ends of the round bar to the joint): 200 MPa,
Upset time (pressurization time to joint): 5 seconds,
Rotation speed: 2000 rpm,
Approach allowance: 5 to 12 mm.

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。接合疲労試験片の長手方向は、丸棒の長手方向と同じであった。 An Ono-type rotary bending fatigue test piece having an evaluation portion diameter of 8 mm and a parallel portion length of 15.0 mm was prepared from the cross-sectional central portion of the joined round bar, and used as a pressure contact fatigue test piece. In the pressure contact fatigue test piece, the longitudinal central portion of the parallel portion was used as the joint surface. The longitudinal direction of the joint fatigue test piece was the same as the longitudinal direction of the round bar.

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、浸炭鋼部品(球状化熱処理後の圧延まま材を使用した試験片、SA材を使用した試験片)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、浸炭鋼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 is performed on the basic fatigue test piece and the joint fatigue test piece, and the carburized steel part (test piece using as-rolled material after spheroidizing heat treatment, test piece using SA material) and did. In the carburizing and quenching treatment, gas carburizing was carried out using a gas conversion furnace gas system. Specifically, the carbon potential was set to 0.8% and the temperature was maintained at 950° C. for 5 hours. After that, it was held at 850° C. for 0.5 hours at the same carbon potential. After that, 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 rotary bending fatigue test specimens (basic fatigue test specimens, joint fatigue test specimens) simulating carburized steel 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 rotary bending fatigue test was performed on the prepared basic fatigue test piece and joint fatigue test piece. Specifically, using the above-mentioned Ono-type rotating bending fatigue test pieces (basic fatigue test pieces, bonding fatigue test pieces), Ono-type rotation in accordance with JIS Z 2274 (1978) is performed at room temperature in an air atmosphere. A bending fatigue test was performed. Fatigue strength (MPa) was defined as the maximum stress at which no fracture occurred after 1×10 7 cycles of repeated stress loading with a rotation speed of 3000 rpm and a stress ratio R of −1.

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 formula.
Fatigue strength ratio (%) = fatigue strength of joint fatigue test piece/fatigue strength of basic fatigue test piece x 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. If the fatigue strength ratio was 85% or more, it was judged 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1~11及び28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、冷却工程での冷却速度も適切であった。そのため、圧延まま材及びSA材でのMnS個数は70.0個/mm以下であり、かつ、酸化物個数は25.0個/mm以下であった。さらに、圧延まま材において、少なくとも表面から0.1R深さまでの表層領域でのベイナイト面積率は95.0%以上(表2中の「圧延まま材のミクロ組織」欄で「Y」)であり、SA材において、少なくとも表面から0.1R深さまでの表層領域のミクロ組織がフェライト及びセメンタイトとからなり、表層領域でのセメンタイトの球状化率が90.0%以上(表2中の「SA材のミクロ組織」欄で「Y」)であった。その結果、圧延まま材での限界圧縮率は50%以上であり、SA材での限界圧縮率は75%以上であり、優れた限界圧縮率を示した。
[Test results]
Test results are shown in Tables 2 and 3. With reference to Tables 2 and 3, the chemical compositions of Test Nos. 1-11 and 28 were appropriate and satisfied Formulas (1)-(3). Furthermore, the steelmaking conditions were also appropriate. Moreover, the cooling rate in the cooling process was also appropriate. Therefore, the number of MnS in the as-rolled 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-rolled material, the bainite area ratio in the surface layer region at least from the surface to the depth of 0.1R is 95.0% or more ("Y" in the "microstructure of as-rolled material" column in Table 2). , In the SA material, the microstructure of the surface layer region at least from the surface to the depth of 0.1R consists of ferrite and cementite, and the cementite spheroidization rate in the surface layer region is 90.0% or more ("SA material in Table 2 "Y" in the "microstructure" column. As a result, the limit compressibility of the as-rolled material was 50% or more, and the limit compressibility of the SA material was 75% or more, showing excellent limit compressibility.

さらに、表3を参照して、圧延まま材を用いて作製した浸炭鋼部品を模擬した試験片において、50μm深さ位置でのビッカース硬さは650~1000HVであり、0.4mm深さ位置でのマルテンサイト面積率は90.0%以上であり、0.4mm深さ位置でのビッカース硬さは600~900HV以上であった。さらに、表面から2.0mm深さ位置でのビッカース硬さは250~500HVであり、浸炭層の有効硬化層深さが0.4~2.0mm未満であった。さらに、芯部において、旧オーステナイト粒界が粗大化していなかった。さらに、接合疲労試験片及び基本疲労試験片に基づく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、溶接後であっても優れた疲労強度を示した。 Furthermore, referring to Table 3, in test pieces simulating carburized steel parts produced using as-rolled materials, the Vickers hardness at a depth of 50 μm was 650 to 1000 HV, and at a depth of 0.4 mm The martensite area ratio was 90.0% or more, and the Vickers hardness at a depth of 0.4 mm was 600 to 900 HV or more. Furthermore, the Vickers hardness at a depth of 2.0 mm from the surface was 250 to 500 HV, and the effective hardened layer depth of the carburized layer was 0.4 to less than 2.0 mm. Furthermore, the prior austenite grain boundaries were not coarsened in the core. Furthermore, the fatigue strength ratios based on the joint fatigue test piece and the basic fatigue test piece were both as high as 85% or more, and excellent fatigue strength was exhibited both when joined and after welding.

一方、試験番号12では、C含有量が高すぎた。そのため、圧延まま材の限界圧縮率が50%未満となった。さらに、SA材の限界圧縮率が75%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 number 12, the C content was too high. Therefore, the critical compressibility of the as-rolled material was less than 50%. Furthermore, the critical compressibility of the SA material was less than 75%, 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、浸炭鋼部品を模擬した試験片の芯部において、十分な硬さが得られなかった。 In test number 13, the C content was too low. Therefore, sufficient hardness was not obtained in the core portion of the test piece simulating the carburized steel part.

試験番号14では、酸素含有量が高すぎた。そのため、酸化物個数が多すぎた。その結果、圧延まま材及びSA材の接合疲労試験片及び基本疲労試験片に基づく疲労強度比が85%未満と低く、溶接後の疲労強度が低かった。 In test number 14 the oxygen content was too high. Therefore, the number of oxides was too large. As a result, the fatigue strength ratio based on the joint fatigue test piece and the basic fatigue test piece of the as-rolled material and the SA material was as low as less than 85%, and the fatigue strength after welding was low.

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。 In test number 15, the N content was too high. Therefore, solid solution B could not be ensured, and the hardness of the core was too low.

試験番号16及び29では、F1が式(1)の上限を超えた。そのため、圧延まま材及びSA材の限界加工率が低かった。 In test numbers 16 and 29, F1 exceeded the upper limit of formula (1). As a result, the as-rolled material and the SA material had low marginal working rates.

試験番号17では、F1が式(1)の下限未満であった。そのため、圧延まま材の浸炭部品の芯部硬さ、及び、SA材の浸炭鋼部品の芯部硬さが低すぎた。 In test number 17, F1 was less than the lower limit of formula (1). Therefore, the core hardness of the carburized parts of the as-rolled material and the core hardness of the carburized steel parts of the SA material were too low.

試験番号18及び30では、F2が式(2)の上限を超えた。そのため、圧延まま材及びSA材の限界加工率が低かった。 In test numbers 18 and 30, F2 exceeded the upper limit of formula (2). As a result, the as-rolled material and the SA material had low marginal working rates.

試験番号19では、F2が式(2)の下限未満であった。そのため、圧延まま材の浸炭部品、及び、SA材の浸炭鋼部品において、0.4mm深さ位置での硬さが低すぎた。 In test number 19, F2 was less than the lower limit of formula (2). Therefore, the hardness at a depth of 0.4 mm was too low in the carburized parts of the as-rolled material and the carburized steel parts of the SA material.

試験番号20では、F3が式(3)の上限を超えた。そのため、鋼材(圧延まま材及びSA材)の限界加工率が低かった。 In test number 20, F3 exceeded the upper limit of formula (3). Therefore, the critical working rate of steel materials (as-rolled materials and SA materials) was low.

試験番号21では、F3が式(3)の下限未満であった。そのため、圧延まま材の浸炭部品の芯部、及び、SA材の浸炭鋼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 number 21, F3 was less than the lower limit of formula (3). As a result, part of the prior austenite grains became coarse grains in the core of the carburized part of the as-rolled material and the core of the carburized steel part of the SA material.

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、圧延まま材及びSA材において、MnS個数が70.0個/mmを超え、酸化物個数が25.0個/mmを超えた。その結果、圧延まま材の浸炭部品及びSA材の浸炭鋼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 numbers 22 and 23, the holding time ts at a temperature of 1500 to 1600° C. for the molten steel in the ladle after secondary refining was less than 2.0 times the uniform mixing time τ. Therefore, in the as-rolled 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 part of the as-rolled material and the carburized steel part 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、圧延まま材及びSA材において、酸化物個数が25.0個/mmを超えた。その結果、圧延まま材の浸炭部品及びSA材の浸炭鋼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 numbers 24 and 25, Si was added before adding Al in the refining process. Therefore, in the as-rolled 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 part of the as-rolled material and the carburized steel part 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、圧延まま材の鋼材のミクロ組織がマルテンサイト主体のミクロ組織となった。その結果、圧延まま材の限界圧縮率が50%未満であった。しかしながら、SA材のミクロ組織では、少なくとも表面から0.1R深さまでの表層領域のミクロ組織がフェライト及びセメンタイトからなり、表層領域でのセメンタイトの球状化率が90.0%以上であった。そのため、SA材の限界圧縮率は75%以上であった。そして、SA材の浸炭鋼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90.0%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 numbers 26 and 27, the average cooling rate between 800 and 500 in the slow cooling process after hot rolling was too fast. Therefore, the microstructure of the as-rolled steel material became a microstructure mainly composed of martensite. As a result, the critical compressibility of the as-rolled material was less than 50%. However, in the microstructure of the SA material, the microstructure of the surface layer region at least from the surface to the depth of 0.1R consisted of ferrite and cementite, and the cementite spheroidization rate in the surface layer region was 90.0% or more. Therefore, the limit compressibility of the SA material was 75% or more. The Vickers hardness of the carburized layer of the SA material carburized steel part was appropriate, and the martensite fraction at a depth of 0.4 mm was 90.0% or more. Furthermore, the core hardness and chemical composition were also appropriate, and the prior austenite grain size was not coarsened. Furthermore, in the joint fatigue test piece, the fatigue strength ratio was as high as 85% or more, indicating excellent fatigue strength even when joined.

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 embodiments are merely examples 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 of the present invention.

Claims (4)

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%、を含有し、
残部がFe及び不純物からなり、式(1)~式(3)を満たし、
前記鋼材の軸方向に平行な断面において、質量%でMn含有量が10.0%以上、S含有量が10.0%以上、O含有量が10.0%未満であり、円相当径0.5μm以上であるMn硫化物が70.0個/mm以下であり、質量%でO含有量が10.0%以上であり、円相当径0.5μm以上である酸化物が25.0個/mm以下である、
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 (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 (2)
0.004<Ti-N×(48/14)<0.030 (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。対応する元素が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。
is steel,
in % by mass,
C: 0.09 to 0.16%,
Si: 0.01 to 0.50%,
Mn: 0.40-0.60%,
P: 0.030% or less,
S: 0.025% or less,
Cr: 0.90 to 2.00%,
Mo: 0.10-0.40%,
Al: 0.005-0.030%,
Ti: less than 0.010 to 0.050%,
Nb: 0.010 to 0.030%,
N: 0.0080% or less,
O: 0.0030% or less,
B: 0.0003 to 0.0030%,
Contains Ca: 0.0005 to 0.0050%,
The remainder consists of Fe and impurities, satisfying formulas (1) to (3),
In a cross section parallel to the axial direction of the steel material, the Mn content is 10.0% or more, the S content is 10.0% or more, and the O content is less than 10.0% in mass%, and the equivalent circle diameter The number of Mn sulfides of 0.5 μm or more is 70.0/mm 2 or less, the O content is 10.0% or more in mass%, and the oxide having an equivalent circle diameter of 0.5 μm or more is 25. .0 pieces / mm 2 or less,
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 (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 (2)
0.004<Ti-N×(48/14)<0.030 (3)
Here, the content (% by mass) of the corresponding element is substituted for each element symbol in formulas (1) to (3). If the corresponding element is not contained, "0" is substituted for the element symbol.
請求項1に記載の鋼材であって、
前記鋼材の軸方向に垂直な断面が円形であり、前記断面の半径をR(mm)と定義したとき、前記鋼材の軸方向に垂直な断面におけるミクロ組織において、少なくとも表面から0.1R深さまでの表層領域でのベイナイトの面積率が95.0%以上である、
鋼材。
The steel material according to claim 1,
When the cross section perpendicular to the axial direction of the steel material is circular and the radius of the cross section is defined as R (mm), in the microstructure in the cross section perpendicular to the axial direction of the steel material, at least from the surface to the depth of 0.1R The area ratio of bainite in the surface layer region is 95.0% or more,
steel.
請求項1に記載の鋼材であって、
前記鋼材の軸方向に垂直な断面が円形であり、前記断面の半径をR(mm)と定義したとき、前記鋼材の軸方向に垂直な断面におけるミクロ組織において、少なくとも表面から0.1R深さまでの表層領域は、フェライトと、セメンタイトとからなり、前記表層領域での前記セメンタイトの球状化率が90.0%以上である、
鋼材。
The steel material according to claim 1,
When the cross section perpendicular to the axial direction of the steel material is circular and the radius of the cross section is defined as R (mm), in the microstructure in the cross section perpendicular to the axial direction of the steel material, at least from the surface to the depth of 0.1R The surface layer region of is composed of ferrite and cementite, and the cementite spheroidization rate in the surface layer region is 90.0% or more.
steel.
請求項1~請求項3のいずれか1項に記載の鋼材であって、
前記Feの一部に代えて、質量%で、
Cu:0.50%以下、
Ni:0.30%以下、及び、
V:0.10%以下、
からなる群から選択される1元素以上を含有する、
鋼材。
The steel material according to any one of claims 1 to 3,
Instead of part of the Fe, in mass %,
Cu: 0.50% or less,
Ni: 0.30% or less, and
V: 0.10% or less,
containing one or more elements selected from the group consisting of
steel.
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