JP2013040364A - Rolled steel bar or wire rod for hot forging - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は、棒鋼または線材に関し、さらに詳しくは、熱間鍛造用の圧延棒鋼又は線材に関する。 The present invention relates to a steel bar or wire, and more particularly to a rolled steel bar or wire for hot forging.
歯車や、プーリ、シャフト等の鋼製部品は、自動車及び産業機械に利用される。鋼製部品はたとえば、以下の製造方法により製造される。機械構造用鋼からなる圧延棒鋼又は線材を準備する。機械構造用鋼はたとえば、ＪＩＳ規格のＳＣｒ４２０や、ＳＣＭ４２０、ＳＮＣＭ４２０等である。準備された圧延棒鋼又は線材を熱間鍛造して中間製品を粗成形する。必要に応じて中間製品に対して焼準処理を実施する。さらに、中間製品に対して切削加工を実施する。切削加工された中間製品に対して、浸炭焼入れ又は浸炭窒化焼入れを実施し、２００℃以下の焼戻しを実施する。焼入れ及び焼戻しされた中間製品に対して必要に応じてショットピーニングを実施する。以上の製造工程により、疲労強度及び耐摩耗性を有する鋼製部品が製造される。 Steel parts such as gears, pulleys, and shafts are used in automobiles and industrial machines. Steel parts are manufactured by the following manufacturing methods, for example. A rolled steel bar or wire made of steel for machine structure is prepared. Examples of the machine structural steel include JIS standard SCr420, SCM420, SNCM420, and the like. The prepared rolled steel bar or wire is hot forged to roughly form the intermediate product. If necessary, normalize the intermediate product. Further, cutting is performed on the intermediate product. Carburizing quenching or carbonitriding quenching is performed on the cut intermediate product, and tempering at 200 ° C. or lower is performed. If necessary, shot peening is performed on the quenched and tempered intermediate product. Through the above manufacturing process, a steel part having fatigue strength and wear resistance is manufactured.
近年、たとえば自動車の燃費を向上するため、又は、エンジンの高出力化を実現するため、鋼製部品の軽量化、小型化が進んでいる。軽量化及び小型化により、鋼製部品にかかる負荷は増大している。そのため、鋼製部品は高い接触疲労強度を求められる。 In recent years, for example, in order to improve the fuel efficiency of automobiles or to realize high engine output, steel parts have been reduced in weight and size. With the reduction in weight and size, the load on steel parts is increasing. Therefore, steel parts are required to have high contact fatigue strength.
ここで、「接触疲労」は、「面疲労」、「線疲労」及び「点疲労」を含む。しかしながら、実際には、鋼製部品において、線接触や点接触は発生しにくい。ほとんどの場合、面接触が発生する。したがって、鋼製部品は、接触疲労強度として、「面疲労強度」の向上を求められる。面疲労による破壊形態の代表例はピッチングである。面疲労強度が高いことは、ピッチング強度が高いことを意味する。 Here, “contact fatigue” includes “face fatigue”, “line fatigue”, and “point fatigue”. In practice, however, line contact and point contact are unlikely to occur in steel parts. In most cases, surface contact occurs. Therefore, steel parts are required to improve “surface fatigue strength” as contact fatigue strength. A typical example of the fracture mode due to surface fatigue is pitching. High surface fatigue strength means high pitching strength.
上述のとおり、鋼製部品は高い面疲労強度を求められる。一方で、鋼製部品の製造コストの低減も求められる。鋼製部品の被削性が高ければ、切削加工コストが低減する。 As described above, steel parts are required to have high surface fatigue strength. On the other hand, reduction of the manufacturing cost of steel parts is also required. If the machinability of the steel part is high, the cutting cost is reduced.
さらに、浸炭焼入れ又は浸炭窒化焼入れ後の熱処理歪みが大きければ、熱処理後に鋼製部品を切削又は研磨しなければならず、歩留まりが低下する。したがって、熱処理歪みは小さい方が好ましい。 Furthermore, if the heat treatment distortion after carburizing or carbonitriding is large, the steel parts must be cut or polished after the heat treatment, and the yield decreases. Therefore, it is preferable that the heat treatment strain is small.
以上より、鋼製部品用の圧延棒鋼又は線材では、高い面疲労強度及び被削性が求められ、かつ、浸炭焼入れ又は浸炭窒化焼入れ後の熱処理歪みの低減も求められる。 From the above, in rolled steel bars or wire rods for steel parts, high surface fatigue strength and machinability are required, and reduction of heat treatment strain after carburizing and carbonitriding is also required.
特開２００９−２４９６８５号公報（特許文献１）、特開２００９−２４９６８４号公報（特許文献２）、特開平９−２９６２５０号公報（特許文献３）、特開平１１−１３１１８４号公報（特許文献４）及び特開２００３−３２０４３９号公報（特許文献５）は、鋼の強度の向上及び熱処理歪みの低減に関する技術を提案する。 Japanese Unexamined Patent Application Publication Nos. 2009-249985 (Patent Document 1), Japanese Unexamined Patent Application Publication No. 2009-249684 (Patent Document 2), Japanese Unexamined Patent Application Publication No. 9-296250 (Patent Document 3), Japanese Unexamined Patent Application Publication No. 11-131184 (Patent Document 4). ) And Japanese Patent Application Laid-Open No. 2003-320439 (Patent Document 5) propose a technique related to improvement of steel strength and reduction of heat treatment strain.
特許文献１は、耐ピッチング性に優れた肌焼鋼を提案する。特許文献１には、肌焼鋼のＳｉ含有量を０．０２〜１．０％とし、Ｃｒ含有量を１．８０〜３．０％とすることなどが記載されている。 Patent Document 1 proposes a case-hardened steel excellent in pitting resistance. Patent Document 1 describes that the Si content of case-hardened steel is 0.02 to 1.0% and the Cr content is 1.80 to 3.0%.
特許文献２は、特許文献１と同様に、耐ピッチング性に優れた肌焼鋼を提案する。特許文献２には、肌焼鋼のＳｉ含有量を０．１０％超〜１．０％とし、Ｃｒ含有量を１．２５％超〜３．０％とすることなどが記載されている。 Patent Document 2 proposes a case-hardened steel having excellent pitting resistance, as in Patent Document 1. Patent Document 2 describes that the Si content of case-hardened steel is more than 0.10% to 1.0%, and the Cr content is more than 1.25% to 3.0%.
特許文献３は、耐ピッチング性に優れた歯車用鋼を提案する。特許文献３には、歯車用鋼のＳｉ含有量を０．３５％以下とし、Ｃｒ含有量を１．５〜２．５％とし、さらに、Ｓｉ含有量とＣｒ含有量の和を１．８〜２．８％とすることなどが記載されている。 Patent Document 3 proposes a gear steel excellent in pitting resistance. In Patent Document 3, the Si content of gear steel is set to 0.35% or less, the Cr content is set to 1.5 to 2.5%, and the sum of the Si content and the Cr content is set to 1.8. It is described to be ˜2.8%.
特許文献４は、熱処理歪みの小さい肌焼鋼を提案する。特許文献４では、横断面において等軸晶の占める領域の面積率を低下する。これにより、熱処理歪みが低減すると記載されている。 Patent Document 4 proposes a case-hardened steel with small heat treatment distortion. In patent document 4, the area ratio of the area | region which an equiaxed crystal occupies in a cross section falls. Thereby, it is described that heat treatment distortion is reduced.
特許文献５は、熱処理歪みの小さい浸炭用鋼の鋳片を提供する。特許文献５では、連続鋳造工程における鋳型内の平均溶鋼流速を所定範囲に制御する。これにより、鋼中のＣ濃度のばらつきが低減し、熱処理歪みのばらつきが小さくなると記載されている。 Patent Document 5 provides a slab of carburizing steel with low heat treatment distortion. In Patent Document 5, the average molten steel flow velocity in the mold in the continuous casting process is controlled within a predetermined range. This describes that the variation in C concentration in the steel is reduced and the variation in heat treatment strain is reduced.
上述のとおり、特許文献１〜特許文献３では、Ｓｉ含有量及び／又はＣｒ含有量を調整することにより、高い面疲労強度が得られると記載されている。しかしながら、これらの文献には、高い面疲労強度を有するとともに、高い被削性を有する鋼に関する開示及び示唆がない。さらに、これらの文献には熱処理歪みの低減に関する開示及び示唆がない。 As described above, Patent Documents 1 to 3 describe that high surface fatigue strength can be obtained by adjusting the Si content and / or the Cr content. However, these documents do not disclose or suggest steels having high surface fatigue strength and high machinability. Furthermore, these documents do not disclose or suggest the reduction of heat treatment strain.
また、特許文献４及び特許文献５のように、鋼中の等軸晶の割合又はＣ濃度のばらつきを低減する場合であっても、熱処理歪みが大きい場合がある。さらに、特許文献４及び特許文献５には、面疲労強度及び被削性の改善に関する開示及び示唆がない。 Moreover, even if it is a case where the dispersion | variation in the ratio of the equiaxed crystal | crystallization in steel or C density | concentration is reduced like patent document 4 and patent document 5, heat processing distortion may be large. Furthermore, Patent Literature 4 and Patent Literature 5 do not have disclosure or suggestion regarding improvement of surface fatigue strength and machinability.
本発明の目的は、高い面疲労強度及び被削性を有し、浸炭焼入れ又は浸炭窒化焼入れ後の熱処理歪みが小さい、熱間鍛造用圧延棒鋼又は線材を提供することである。 An object of the present invention is to provide a rolled steel bar or wire rod for hot forging that has high surface fatigue strength and machinability and has a small heat treatment strain after carburizing or carbonitriding.
本発明による熱間鍛造用圧延棒鋼又は線材は、質量％で、Ｃ：０．１０〜０．３０％、Ｓｉ：０．３０〜０．６０％、Ｍｎ：０．６０〜１．００％、Ｓ：０．００３〜０．０５０％、Ｃｒ：１．５０〜２．００％、Ｍｏ：０．１０％以下（０％を含む）、Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％、Ｎ：０．０１００〜０．０２５０％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＰ、Ｔｉ及びＯ（酸素）はそれぞれ、Ｐ：０．０２５％以下、Ｔｉ：０．００３％以下、Ｏ：０．００２０％以下である。さらに、式（１）で定義されるｆｎが、１．６０〜２．１０である。
ｆｎ＝Ｃｒ＋２×Ｍｏ （１）
ここで、式（１）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。
さらに、半径Ｒを有する上記棒鋼又は線材の長手方向に対して垂直な断面において、断面の中心位置と、上記中心位置を中心とした半径１／３Ｒの仮想円上であって中心角４５°おきに配置される複数の第１測定位置と、上記中心位置を中心とした半径２／３Ｒの仮想円上であって、中心角４５°おきに配置される複数の第２測定位置とにおける式（２）で定義されるＭｓのうち、最大値と最小値との差分値が１０以下である。
Ｍｓ＝５５０−３６１×Ｃ−３９×Ｍｎ−２０×Ｃｒ−５×Ｍｏ （２）
ここで、式（２）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。
上記熱間鍛造用圧延棒鋼又は線材は、Ｆｅの一部に代えて、Ｎｂ：０．０８％以下を含有してもよい。
本発明による熱間鍛造用圧延棒鋼又は線材は、高い面疲労強度及び被削性を有し、浸炭焼入れ又は浸炭窒化焼入れ後の熱処理歪みを低減できる。
The rolled steel bar or wire rod for hot forging according to the present invention is in mass%, C: 0.10 to 0.30%, Si: 0.30 to 0.60%, Mn: 0.60 to 1.00%, S: 0.003 to 0.050%, Cr: 1.50 to 2.00%, Mo: 0.10% or less (including 0%), Al: 0.010 to 0.050%, N: 0 0.0100 to 0.0250%, the balance being Fe and impurities, and P, Ti and O (oxygen) in the impurities are P: 0.025% or less, Ti: 0.003% or less, O : 0.0020% or less. Furthermore, fn defined by Formula (1) is 1.60 to 2.10.
fn = Cr + 2 × Mo (1)
Here, the content (mass%) of the corresponding element is substituted for the element symbol in the formula (1).
Further, in the cross section perpendicular to the longitudinal direction of the steel bar or wire having the radius R, the center position of the cross section is on a virtual circle having a radius of 1 / 3R with the center position as the center, and the central angle is 45 °. And a plurality of second measurement positions on a virtual circle having a radius of 2 / 3R with the center position as the center and arranged at intervals of the central angle of 45 ° ( Among Ms defined in 2), the difference value between the maximum value and the minimum value is 10 or less.
Ms = 550-361 × C-39 × Mn-20 × Cr-5 × Mo (2)
Here, the content (mass%) of the corresponding element is substituted for the element symbol in the formula (2).
The rolled steel bar or wire rod for hot forging may contain Nb: 0.08% or less instead of part of Fe.
The rolled steel bar or wire rod for hot forging according to the present invention has high surface fatigue strength and machinability, and can reduce heat treatment distortion after carburizing or carbonitriding.
本発明者らは、熱間鍛造用圧延棒鋼又は線材の曲げ疲労強度、面疲労強度、被削性及び熱処理歪みについて調査した。その結果、本発明者らは、以下の知見を得た。 The present inventors investigated the bending fatigue strength, surface fatigue strength, machinability and heat treatment strain of rolled steel bars or wires for hot forging. As a result, the present inventors obtained the following knowledge.
（ａ）面疲労強度を高めるためには、Ｓｉを含有し、さらに、Ｃｒ含有量及び／又はＭｏ含有量を高める必要がある。 (A) In order to increase the surface fatigue strength, it is necessary to contain Si and further increase the Cr content and / or the Mo content.
（ｂ）Ｍｏ含有量が高すぎれば、鋼に対して熱間鍛造を実施した後、又は、熱間鍛造された鋼に対して焼準処理を実施した後、鋼中にベイナイト組織が生成しやすくなる。ベイナイト組織が生成すれば、鋼の硬度が高まる。したがって、鋼の被削性が低下する。Ｍｏが含有されなくても、Ｃｒ含有量が高すぎれば、同様にベイナイト組織が生成しやすくなる。 (B) If the Mo content is too high, a bainite structure is generated in the steel after hot forging is performed on the steel or after normalizing treatment is performed on the hot forged steel. It becomes easy. If a bainite structure is generated, the hardness of the steel increases. Therefore, the machinability of steel is reduced. Even if Mo is not contained, if the Cr content is too high, a bainite structure is easily generated.
（ｃ）したがって、面疲労強度及び被削性を高めるためには、Ｃｒ含有量及びＭｏ含有量を調整しなければならない。具体的には、式（１）で定義されるｆｎが１．６０〜２．１０の範囲になるよう、Ｃｒ含有量及びＭｏ含有量を調整する。
ｆｎ＝Ｃｒ＋２×Ｍｏ （１）
ここで、式（１）中の元素記号は、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
(C) Therefore, in order to improve surface fatigue strength and machinability, the Cr content and the Mo content must be adjusted. Specifically, the Cr content and the Mo content are adjusted so that fn defined by the formula (1) is in the range of 1.60 to 2.10.
fn = Cr + 2 × Mo (1)
Here, the content (mass%) of a corresponding element is substituted for the element symbol in the formula (1).
（ｄ）浸炭焼入れ又は浸炭窒化焼入れを実施したときにマルテンサイト変態が不均一に発生すれば、相変態に伴う不均一な体積変化が起こって熱処理歪みが発生する。熱間鍛造用圧延棒鋼又は線材の横断面内におけるマルテンサイト変態点（Ｍｓ点）のばらつきが小さければ、不均一なマルテンサイト変態の発生を抑制でき、熱処理歪みが小さくなる。 (D) If the martensite transformation occurs non-uniformly when carburizing or carbonitriding is performed, non-uniform volume change due to phase transformation occurs and heat treatment distortion occurs. If the variation in the martensitic transformation point (Ms point) in the cross section of the hot forging rolled steel bar or wire is small, the occurrence of non-uniform martensitic transformation can be suppressed, and the heat treatment distortion is reduced.
以上の知見に基づいて、本発明者らは、本発明を完成した。以下、本発明の実施の形態による熱間鍛造用圧延棒鋼又は線材の詳細を説明する。 Based on the above findings, the present inventors have completed the present invention. Hereinafter, the details of the rolled steel bar or wire rod for hot forging according to the embodiment of the present invention will be described.
［化学組成］
本実施の形態による熱間鍛造用圧延棒鋼及び線材（以下、単に棒鋼又は線材という）は、以下の化学組成を有する。以下、元素に関する「％」は、「質量％」を意味する。
[Chemical composition]
The rolled steel bar and wire rod for hot forging according to the present embodiment (hereinafter simply referred to as bar steel or wire rod) have the following chemical composition. Hereinafter, “%” regarding an element means “mass%”.
Ｃ：０．１０〜０．３０％
炭素（Ｃ）は、鋼の強度を高める。具体的には、Ｃは、浸炭焼入れ又は浸炭窒化焼入れを実施した鋼製部品の芯部の強度を高める。しかしながら、Ｃが過剰に含有されれば、浸炭焼入れ又は浸炭窒化焼入れ後の熱処理歪みが増大する。したがって、Ｃ含有量は、０．１０〜０．３０％である。好ましいＣ含有量の下限は、０．１０％よりも高く、さらに好ましくは、０．１３％以上である。好ましいＣ含有量の上限は、０．３０％未満であり、さらに好ましくは、０．２５％以下である。
C: 0.10 to 0.30%
Carbon (C) increases the strength of the steel. Specifically, C increases the strength of the core of a steel part that has been carburized or carbonitrided. However, if C is contained excessively, the heat treatment distortion after carburizing or carbonitriding increases. Therefore, the C content is 0.10 to 0.30%. The minimum of preferable C content is higher than 0.10%, More preferably, it is 0.13% or more. The upper limit of the preferable C content is less than 0.30%, and more preferably 0.25% or less.
Ｓｉ：０．３０〜０．６０％
珪素（Ｓｉ）は、鋼を脱酸する。Ｓｉは、焼戻し軟化抵抗を高め、鋼の面疲労強度を高める。しかしながら、Ｓｉが過剰に含有されれば、熱間鍛造後の強度が過剰に高くなる。その結果、熱間鍛造後の鋼の被削性が大きく低下する。したがって、Ｓｉ含有量は、０．３０〜０．６０％である。好ましいＳｉ含有量の下限は、０．３０％よりも高く、さらに好ましくは、０．３５％以上である。好ましいＳｉ含有量の上限は、０．６０％未満であり、さらに好ましくは、０．５５％以下である。
Si: 0.30 to 0.60%
Silicon (Si) deoxidizes steel. Si increases the temper softening resistance and increases the surface fatigue strength of the steel. However, if Si is excessively contained, the strength after hot forging becomes excessively high. As a result, the machinability of the steel after hot forging is greatly reduced. Therefore, the Si content is 0.30 to 0.60%. The minimum of preferable Si content is higher than 0.30%, More preferably, it is 0.35% or more. The upper limit of the preferable Si content is less than 0.60%, and more preferably 0.55% or less.
Ｍｎ：０．６０〜１．００％
マンガン（Ｍｎ）は、焼入れ性を高める。そのため、Ｍｎは、浸炭焼入れ又は浸炭窒化焼入れにより、鋼製部品の芯部の強度を高める。しかしながら、Ｍｎが過剰に含有されれば、熱間鍛造後の鋼の被削性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は、０．６０〜１．００％である。好ましいＭｎ含有量の下限は、０．６０％よりも高く、さらに好ましくは、０．６５％である。好ましいＭｎ含有量の上限は、１．００％未満であり、さらに好ましくは、０．９０％以下である。
Mn: 0.60 to 1.00%
Manganese (Mn) enhances hardenability. Therefore, Mn increases the strength of the core part of the steel part by carburizing or carbonitriding. However, if Mn is contained excessively, the machinability of the steel after hot forging is lowered. Therefore, the Mn content is 0.60 to 1.00%. The minimum of preferable Mn content is higher than 0.60%, More preferably, it is 0.65%. The upper limit of the preferable Mn content is less than 1.00%, more preferably 0.90% or less.
Ｓ：０．００３〜０．０５０％
硫黄（Ｓ）は、Ｍｎと結合してＭｎＳを形成し、鋼の被削性を高める。しかしながら、Ｓが過剰に含有されれば、粗大なＭｎＳが生成しやすくなり、鋼の疲労強度（面疲労強度）が低下する。したがって、Ｓ含有量は、０．００３〜０．０５０％である。好ましいＳ含有量の下限は、０．００３％よりも高く、さらに好ましくは、０．０１０％以上である。好ましいＳ含有量の上限は、０．０５０％未満であり、さらに好ましくは、０．０４０％である。
S: 0.003 to 0.050%
Sulfur (S) combines with Mn to form MnS and enhances the machinability of the steel. However, if S is contained excessively, coarse MnS is easily generated, and the fatigue strength (surface fatigue strength) of the steel is lowered. Therefore, the S content is 0.003 to 0.050%. The minimum of preferable S content is higher than 0.003%, More preferably, it is 0.010% or more. The upper limit of the preferable S content is less than 0.050%, more preferably 0.040%.
Ｃｒ：１．５０〜２．００％
クロム（Ｃｒ）は、鋼の焼入れ性及び焼戻し軟化抵抗を高め、鋼の面疲労強度を高める。しかしながら、Ｃｒが過剰に含有されれば、熱間鍛造後又は焼準処理後において、鋼中にベイナイト組織が生成しやくなる。ベイナイト組織が生成すれば、鋼の被削性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は、１．５０〜２．００％である。好ましいＣｒ含有量の下限は、１．５０％よりも高く、さらに好ましくは、１．６０％以上である。好ましいＣｒ含有量の上限は、２．００％未満であり、さらに好ましくは、１．９５％以下である。
Cr: 1.50 to 2.00%
Chromium (Cr) increases the hardenability and temper softening resistance of the steel and increases the surface fatigue strength of the steel. However, if Cr is excessively contained, a bainite structure is likely to be formed in the steel after hot forging or after normalizing treatment. If a bainite structure is generated, the machinability of the steel is lowered. Therefore, the Cr content is 1.50 to 2.00%. The lower limit of the preferable Cr content is higher than 1.50%, and more preferably 1.60% or more. The upper limit of the preferable Cr content is less than 2.00%, and more preferably 1.95% or less.
Ｍｏ：０．１０％以下（０％を含む）
モリブデン（Ｍｏ）は、選択元素である。つまり、Ｍｏは含有されなくてもよい。Ｍｏは、鋼の焼入れ性及び焼戻し軟化抵抗を高め、鋼の曲げ疲労強度及び面疲労強度を高める。Ｍｏ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、Ｍｏが過剰に含有されれば、熱間鍛造後又は焼準処理後において、鋼中にベイナイト組織が生成しやくなり、鋼の被削性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は、０．１０％以下である。好ましいＭｏ含有量の下限は、０．０２％以上である。好ましいＭｏ含有量の上限は、０．１０未満であり、さらに好ましくは、０．０８％以下である。
Mo: 0.10% or less (including 0%)
Molybdenum (Mo) is a selective element. That is, Mo may not be contained. Mo increases the hardenability and temper softening resistance of the steel, and increases the bending fatigue strength and surface fatigue strength of the steel. If Mo is contained even a little, the above effect can be obtained to some extent. However, if Mo is excessively contained, a bainite structure is likely to be generated in the steel after hot forging or after normalizing treatment, and the machinability of the steel is lowered. Therefore, the Mo content is 0.10% or less. The minimum of preferable Mo content is 0.02% or more. The upper limit of the preferable Mo content is less than 0.10, and more preferably 0.08% or less.
Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％
アルミニウム（Ａｌ）は、鋼を脱酸する。Ａｌはさらに、Ｎと結合してＡｌＮを形成し、浸炭加熱時のオーステナイト粒の粗大化を抑制する。オーステナイト粒の粗大化が抑制されれば、鋼の曲げ疲労強度が高まる。しかしながら、Ａｌが過剰に含有されれば、Ａｌは粗大な酸化物を形成する。粗大な酸化物により、鋼の曲げ疲労強度が低下する。したがって、Ａｌ含有量は、０．０１０〜０．０５０％である。好ましいＡｌ含有量の下限は、０．０１０％よりも高く、さらに好ましくは、０．０２０％以上であり、さらに好ましくは、０．０２５％以上である。好ましいＡｌ含有量の上限は、０．０５０％未満であり、さらに好ましくは、０．０４０％以下である。
Al: 0.010 to 0.050%
Aluminum (Al) deoxidizes steel. Further, Al combines with N to form AlN, and suppresses austenite grain coarsening during carburizing heating. If the austenite grain coarsening is suppressed, the bending fatigue strength of the steel increases. However, if Al is contained excessively, Al forms a coarse oxide. Coarse oxides reduce the bending fatigue strength of steel. Therefore, the Al content is 0.010 to 0.050%. The minimum of preferable Al content is higher than 0.010%, More preferably, it is 0.020% or more, More preferably, it is 0.025% or more. The upper limit of the preferable Al content is less than 0.050%, and more preferably 0.040% or less.
Ｎ：０．０１００〜０．０２５０％
窒素（Ｎ）は、Ａｌ又はＮｂと結合して、ＡｌＮ又はＮｂＮを形成する。ＡｌＮ及びＮｂＮは、浸炭加熱時のオーステナイト粒の粗大化を抑制する。しかしながら、Ｎが過剰に含有されれば、製鋼工程において鋼を安定して製造するのが困難になる。したがって、Ｎ含有量は、０．０１００〜０．０２５０％である。好ましいＮ含有量の下限は、０．０１００％よりも高く、さらに好ましくは、０．０１３０％以上である。好ましいＮ含有量の上限は、０．０２５０％未満であり、さらに好ましくは、０．０２００％である。
N: 0.0100 to 0.0250%
Nitrogen (N) combines with Al or Nb to form AlN or NbN. AlN and NbN suppress the coarsening of austenite grains during carburizing heating. However, if N is excessively contained, it becomes difficult to stably produce steel in the steel making process. Therefore, the N content is 0.0100 to 0.0250%. The minimum of preferable N content is higher than 0.0100%, More preferably, it is 0.0130% or more. The upper limit of the preferable N content is less than 0.0250%, and more preferably 0.0200%.
本実施の形態による棒鋼又は線材の残部はＦｅ及び不純物である。不純物は、鋼の原料として利用される鉱石やスクラップ、又は、製造工程の環境等から混入されるものを意味する。 The balance of the steel bar or wire according to the present embodiment is Fe and impurities. Impurities mean ores and scraps used as a raw material for steel, or impurities mixed in from the environment of the manufacturing process.
上述の不純物中のＰ、Ｔｉ及びＯ（酸素）の含有量は、以下のとおり制限される。 The contents of P, Ti, and O (oxygen) in the above-described impurities are limited as follows.
Ｐ：０．０２５％以下
燐（Ｐ）は不純物である。Ｐは、粒界偏析して粒界を脆化する。したがって、Ｐ含有量は少ない方が好ましい。Ｐ含有量は０．０２５％以下である。好ましいＰ含有量は、０．０２５％未満であり、さらに好ましくは、０．０２０％以下である。
P: 0.025% or less Phosphorus (P) is an impurity. P segregates at the grain boundaries and embrittles the grain boundaries. Therefore, it is preferable that the P content is small. The P content is 0.025% or less. The preferable P content is less than 0.025%, and more preferably 0.020% or less.
Ｔｉ：０．００３％以下
チタン（Ｔｉ）は、不純物である。Ｔｉは、Ｎと結合して、硬質で粗大なＴｉＮを形成する。ＴｉＮは、鋼の疲労強度を低下する。したがって、Ｔｉ含有量は少ない方が好ましい。Ｔｉ含有量は、０．００３％以下である。好ましいＴｉ含有量は、０．００３％未満であり、さらに好ましくは、０．００２％以下である。
Ti: 0.003% or less Titanium (Ti) is an impurity. Ti combines with N to form hard and coarse TiN. TiN reduces the fatigue strength of steel. Therefore, it is preferable that the Ti content is small. Ti content is 0.003% or less. The preferable Ti content is less than 0.003%, and more preferably 0.002% or less.
Ｏ：０．００２０％以下
酸素（Ｏ）は、不純物である。Ｏは、Ａｌと結合して、硬質な酸化物系介在物を形成し、鋼の曲げ疲労強度を低下する。したがって、Ｏ含有量は少ない方が好ましい。Ｏ含有量は、０．００２０％以下である。好ましいＯ含有量は、０．００２０％未満であり、さらに好ましくは、０．００１０％以下である。
O: 0.0020% or less Oxygen (O) is an impurity. O combines with Al to form hard oxide inclusions and lowers the bending fatigue strength of steel. Therefore, it is preferable that the O content is small. The O content is 0.0020% or less. Preferable O content is less than 0.0020%, More preferably, it is 0.0010% or less.
本実施の形態による棒鋼又は線材の化学組成においてさらに、式（１）で定義されるｆｎは、１．６０〜２．１０である。
ｆｎ＝Ｃｒ＋２×Ｍｏ （１）
ここで、式（１）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
In the chemical composition of the steel bar or wire according to the present embodiment, fn defined by the formula (1) is 1.60 to 2.10.
fn = Cr + 2 × Mo (1)
Here, the content (mass%) of the corresponding element is substituted for each element symbol in the formula (1).
上述のとおり、Ｃｒ及びＭｏは焼入れ性及び焼戻し軟化抵抗を高め、面疲労強度を高める。Ｍｏは、Ｃｒ含有量の半分の含有量で、Ｃｒと同等の効果を発揮する。したがって、ｆｎを式（１）のとおり定義する。ｆｎが１．６０未満の場合、優れた面疲労強度が得られない。一方、ｆｎが２．１０を超えれば、熱間鍛造後や焼準処理後にベイナイト組織が生成しやすくなり、鋼の被削性が低下する。ｆｎが１．６０〜２．１０である場合、棒鋼又は線材は、高い曲げ疲労強度及び面疲労強度を有し、かつ、高い被削性を有する。好ましいｆｎの下限は、１．６０よりも高く、さらに好ましくは、１．８５以上である。好ｆｎの好ましい上限は、２．１０未満であり、さらに好ましくは２．０５以下である。 As described above, Cr and Mo increase hardenability and temper softening resistance and increase surface fatigue strength. Mo is half the content of Cr and exhibits the same effect as Cr. Therefore, fn is defined as in equation (1). When fn is less than 1.60, excellent surface fatigue strength cannot be obtained. On the other hand, if fn exceeds 2.10, a bainite structure is likely to be generated after hot forging or after normalizing treatment, and the machinability of steel is reduced. When fn is 1.60 to 2.10, the steel bar or the wire has high bending fatigue strength and surface fatigue strength, and has high machinability. The lower limit of preferable fn is higher than 1.60, and more preferably 1.85 or more. A preferable upper limit of fn is less than 2.10, and more preferably 2.05 or less.
本実施の形態による棒鋼又は線材はさらに、横断面において、式（２）で定義されるＭｓのばらつきが小さい。
Ｍｓ＝５５０−３６１×Ｃ−３９×Ｍｎ−２０×Ｃｒ−５×Ｍｏ （２）
ここで、式（２）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
The steel bar or wire according to the present embodiment further has a small variation in Ms defined by the expression (2) in the cross section.
Ms = 550-361 × C-39 × Mn-20 × Cr-5 × Mo (2)
Here, the content (mass%) of the corresponding element is substituted for each element symbol in the formula (2).
具体的には、図１を参照して、棒鋼又は線材の軸方向と垂直な断面（横断面）ＣＳ中の測定位置Ｃ１〜Ｃ１７におけるＭｓの最大値と最小値との差分値が１０以下である。測定位置Ｃ１は、横断面ＣＳの中心位置である。測定位置Ｃ２〜位置Ｃ９は、横断面ＣＳの半径がＲである場合、中心位置Ｃ１を中心とした半径１／３Ｒの仮想円上で中心角４５°おきに配置される。測定位置Ｃ１０〜位置Ｃ１７は、中心位置Ｃ１を中心とした半径２／３Ｒの仮想円上で中心角４５°おきに配置される。 Specifically, referring to FIG. 1, the difference value between the maximum value and the minimum value of Ms at measurement positions C1 to C17 in the cross section (transverse cross section) CS perpendicular to the axial direction of the steel bar or wire is 10 or less. is there. The measurement position C1 is the center position of the cross section CS. When the radius of the cross section CS is R, the measurement positions C2 to C9 are arranged on central imaginary circles having a radius of 1 / 3R with the center position C1 as the center at every central angle of 45 °. The measurement positions C10 to C17 are arranged on central imaginary circles having a radius of 2 / 3R with the center position C1 as the center at every central angle of 45 °.
式（２）で定義されるＭｓは、マルテンサイト変態点を指標する。本実施の形態による棒鋼又は線材では、各測定位置Ｃ１〜Ｃ１７におけるＭｓの最大値と最小値との差分値が１０以下と十分に小さい。この場合、各測定位置でのマルテンサイト変態点のばらつきが十分に小さく、マクロ偏析が十分に抑制される。そのため、浸炭焼入れ又は浸炭窒化焼入れ時の各測定位置Ｃ１〜Ｃ１７での鋼の相変態に伴う体積変化のタイミングのばらつきは小さい。したがって、浸炭又は浸炭窒化焼入れ後の熱処理歪みが低減する。 Ms defined by the formula (2) indicates a martensitic transformation point. In the steel bar or wire according to the present embodiment, the difference value between the maximum value and the minimum value of Ms at each measurement position C1 to C17 is sufficiently small as 10 or less. In this case, the variation of the martensite transformation point at each measurement position is sufficiently small, and macrosegregation is sufficiently suppressed. Therefore, the variation in the timing of the volume change accompanying the phase transformation of the steel at each measurement position C1 to C17 at the time of carburizing or carbonitriding is small. Therefore, heat treatment distortion after carburizing or carbonitriding is reduced.
各位置Ｃ１〜Ｃ１７でのＭｓは次の方法により求められる。棒鋼又は線材を軸方向と垂直に切断する。切断により形成された横断面ＣＳの各測定位置Ｃ１〜Ｃ１７を中心とした、直径（５／１００）Ｒ〜（１０／１００）Ｒの円領域からサンプルを採取する。サンプルはたとえば、ドリル等を用いて採取された切粉である。採取されたサンプルに対して、化学組成分析を実施して、サンプル内のＣ含有量、Ｍｎ含有量、Ｃｒ含有量及びＭｏ含有量を得る。得られた各元素の含有量を利用して、式（２）に基づいて、各測定位置Ｃ１〜Ｃ１７でのＭｓを求める。 Ms at each position C1 to C17 is obtained by the following method. A steel bar or wire is cut perpendicular to the axial direction. A sample is taken from a circular region having a diameter (5/100) R to (10/100) R centering on each measurement position C1 to C17 of the cross section CS formed by cutting. The sample is, for example, chips collected using a drill or the like. A chemical composition analysis is performed on the collected sample to obtain C content, Mn content, Cr content, and Mo content in the sample. Using the obtained content of each element, Ms at each measurement position C1 to C17 is obtained based on Equation (2).
本実施の形態による棒鋼又は線材はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｎｂを含有してもよい。 The steel bar or wire according to the present embodiment may further contain Nb instead of part of Fe.
Ｎｂ：０．０８０％以下
ニオブ（Ｎｂ）は、選択元素である。Ｎｂは、炭素及び窒素と結合して、Ｎｂ炭化物、Ｎｂ窒化物、Ｎｂ炭窒化物を形成する。Ｎｂ炭化物、Ｎｂ窒化物及びＮｂ炭窒化物は、浸炭加熱時のオーステナイト粒の粗大化を抑制する。しかしながら、Ｎｂ含有量が過剰に含有されれば、Ｎｂ炭化物、Ｎｂ窒化物、Ｎｂ炭窒化物が粗大化し、オーステナイト粒の粗大化を抑制できなくなる。したがって、Ｎｂ含有量は、０．０８０％以下である。Ｎｂが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。好ましいＮｂ含有量の下限は、０．０１０％以上である。好ましいＮｂ含有量の上限は、０．０８０％未満であり、さらに好ましくは、０．０７０％以下である。
Nb: 0.080% or less Niobium (Nb) is a selective element. Nb combines with carbon and nitrogen to form Nb carbide, Nb nitride, and Nb carbonitride. Nb carbide, Nb nitride, and Nb carbonitride suppress the coarsening of austenite grains during carburizing heating. However, if the Nb content is excessively contained, Nb carbide, Nb nitride, and Nb carbonitride are coarsened, and austenite grain coarsening cannot be suppressed. Therefore, the Nb content is 0.080% or less. If Nb is contained even a little, the above effect can be obtained to some extent. The minimum of preferable Nb content is 0.010% or more. The upper limit of the preferable Nb content is less than 0.080%, more preferably 0.070% or less.
［製造方法］
本実施の形態による棒鋼又は線材の製造方法の一例を説明する。ただし、製造方法はこれに限定されない。
[Production method]
An example of a method for manufacturing a steel bar or wire according to this embodiment will be described. However, the manufacturing method is not limited to this.
上述の化学組成を有する溶鋼を周知の方法で製造する。製造された溶鋼を利用して、連続鋳造法により鋳片を製造する。連続鋳造法では、モールド下方に長さ１．５ｍ以上の垂直部を有する連続鋳造機を用い、モールド内で電磁攪拌を実施する。これにより、各測定位置Ｃ１〜Ｃ１７でのＭｓのばらつきを抑えることができる。上記垂直部がなければ、各測定位置Ｃ１〜Ｃ１７でのＭｓがばらつく。さらに、連続鋳造法において、凝固途中の鋳片に圧下を加えるのが好ましい。この場合、鋳片の中心偏析を低減できるため、各測定位置Ｃ１〜Ｃ１７でのＭｓのばらつきが低減する。ただし、圧下がなくても、Ｍｓの最大値と最小値との差分値は１０以内になる。 Molten steel having the above-described chemical composition is produced by a well-known method. A slab is manufactured by the continuous casting method using the manufactured molten steel. In the continuous casting method, electromagnetic stirring is carried out in a mold using a continuous casting machine having a vertical portion having a length of 1.5 m or more below the mold. Thereby, the dispersion | variation in Ms in each measurement position C1-C17 can be suppressed. Without the vertical part, Ms at each of the measurement positions C1 to C17 varies. Further, in the continuous casting method, it is preferable to reduce the slab during solidification. In this case, since center segregation of the slab can be reduced, variation in Ms at each measurement position C1 to C17 is reduced. However, even if there is no reduction, the difference value between the maximum value and the minimum value of Ms is within 10.
製造された鋳片を加熱炉に装入し、１２５０〜１３００℃の加熱温度で１０時間（６００分）以上加熱する。ここでいう加熱温度は炉内の平均温度を意味し、加熱時間は在炉時間を意味する。加熱された鋳片を分塊圧延して鋼片を製造する。製造された鋼片を加熱炉に装入し、１２５０〜１３００℃の加熱温度で２時間（１２０分）以上加熱する。加熱された鋼片を熱間圧延し、棒鋼又は線材を製造する。棒鋼又は線材の熱間圧延の仕上げ温度を９００〜１１００℃にする。ここでいう仕上げ温度は、複数のスタンドを備える圧延機の最終スタンドでの棒鋼又は線材の表面温度の平均値を意味する。
製造された棒鋼又は線材において、式（３）で定義される減面率ＲＤ（％）は、８７．５％以上にする。これにより、Ｍｓのばらつきが低減される。また、鋼の組織が微細になるため、鋼の曲げ疲労強度及び面疲労強度が高まる。
ＲＤ＝（１−（棒鋼又は線材の断面積／鋼片の断面積））×１００ （３）
ここでいう断面積は、軸方向に対して垂直な断面積（横断面積）を意味する。
The manufactured slab is charged into a heating furnace and heated at a heating temperature of 1250 to 1300 ° C. for 10 hours (600 minutes) or more. The heating temperature here means the average temperature in the furnace, and the heating time means the in-furnace time. The heated slab is mass-rolled to produce a steel slab. The manufactured steel slab is charged into a heating furnace and heated at a heating temperature of 1250 to 1300 ° C. for 2 hours (120 minutes) or longer. The heated steel slab is hot-rolled to produce a steel bar or wire. The finishing temperature of hot rolling of the steel bar or wire is set to 900 to 1100 ° C. A finishing temperature here means the average value of the surface temperature of the steel bar or wire at the final stand of a rolling mill having a plurality of stands.
In the manufactured steel bar or wire rod, the area reduction ratio RD (%) defined by the formula (3) is 87.5% or more. Thereby, the dispersion | variation in Ms is reduced. Moreover, since the structure of steel becomes fine, the bending fatigue strength and surface fatigue strength of steel increase.
RD = (1− (cross-sectional area of steel bar or wire / cross-sectional area of steel slab)) × 100 (3)
The cross-sectional area here means a cross-sectional area (cross-sectional area) perpendicular to the axial direction.
鋳片及び鋼片の加熱温度が低すぎれば、各測定位置Ｃ１〜Ｃ１７でのＭｓがばらつき、Ｍｓの最大値と最小値との差分値が１０を超える。鋳片及び鋼片の加熱時間が短すぎても、Ｍｓの最大値と最小値との差分値が１０を超える。連続鋳造工程において、上述の連続鋳造方法で鋳片を製造し、鋳片及び鋼片の加熱温度及び加熱時間が上述のとおりであれば、製造された棒鋼及び線材の各測定位置Ｃ１〜Ｃ１７でのＭｓの最大値と最小値との差分値が１０以下になる。 If the heating temperature of the slab and the steel slab is too low, Ms at each measurement position C1 to C17 varies, and the difference value between the maximum value and the minimum value of Ms exceeds 10. Even if the heating time of the slab and the steel slab is too short, the difference value between the maximum value and the minimum value of Ms exceeds 10. In the continuous casting process, if the slab is manufactured by the above-described continuous casting method and the heating temperature and heating time of the slab and the steel slab are as described above, at the measurement positions C1 to C17 of the manufactured steel bar and wire rod, The difference value between the maximum value and the minimum value of Ms is 10 or less.
以上の製造工程により製造される棒鋼及び線材は、以下の製造工程により、鋼製部品になる。初めに、準備された圧延棒鋼又は線材を熱間鍛造して中間製品を粗成形する。必要に応じて、中間製品に対して焼準処理を実施する。中間製品に対して切削加工を実施する。切削加工された中間製品に対して、浸炭焼入れ又は浸炭窒化焼入れを実施し、２００℃以下の焼戻しを実施する。以上の製造工程により鋼製部品が製造される。 The steel bar and wire manufactured by the above manufacturing process become steel parts by the following manufacturing process. First, the prepared rolled steel bar or wire is hot forged to roughly form an intermediate product. If necessary, normalize the intermediate product. Cutting the intermediate product. Carburizing quenching or carbonitriding quenching is performed on the cut intermediate product, and tempering at 200 ° C. or lower is performed. A steel part is manufactured by the above manufacturing process.
表１に示す化学成分を有する鋼Ａ〜Ｃ（溶鋼）を７０トン転炉で製造した。
表１中の「ｆｎ」欄には、各鋼Ａ〜Ｃのｆｎが記載される。ｆｎは式（１）を利用して求めた。製造された溶鋼を利用して、連続鋳造法により、４００ｍｍ×３００ｍｍの横断面を有する鋳片を製造した。製造された鋳片を６００℃まで冷却した。全ての鋳片について、連続鋳造工程において、モールド内で電磁攪拌を実施した。さらに、凝固途中で鋳片に圧下を加えた。さらに、表２に示す連続鋳造の条件に基づいて、鋳片を製造した。次に、表２に示す条件で鋳片を加熱し、分塊圧延にて１８０ｍｍ×１８０ｍｍの横断面を有する鋼片を製造した。製造された鋼片を常温（２５℃）まで水冷した。次に、表２に示す条件で鋼片を加熱し、かつ、表２に示す仕上げ温度で熱間圧延を行い、直径７０ｍｍの棒鋼を製造した。
表２中の「連続鋳造機における垂直部」欄において、「有り」は、モールド下方に長さ２．２ｍの垂直部を有する連続鋳造機を使用して鋳片を製造したことを意味する。「無し」は、垂直部を有さない連続鋳造機を使用して鋳片を製造したことを意味する。「鋳片」及び「鋼片」欄の「加熱温度」欄には、炉内平均温度（℃）が記載される。「加熱時間」欄には、在炉時間（分）が記載される。「圧延条件」欄の「仕上げ温度」欄には、最終圧延スタンドでの棒鋼の表面温度（℃）が記載される。「冷却条件」欄には、圧延後の冷却方法が記載される。 In the column “Vertical part in continuous casting machine” in Table 2, “present” means that a slab was produced using a continuous casting machine having a vertical part of 2.2 m in length below the mold. “None” means that the slab was manufactured using a continuous casting machine having no vertical portion. In the “heating temperature” column of the “cast slab” and “steel slab” columns, the average temperature in the furnace (° C.) is described. In the “heating time” column, the in-furnace time (minutes) is described. In the “finishing temperature” column of the “rolling condition” column, the surface temperature (° C.) of the bar steel at the final rolling stand is described. In the “cooling condition” column, a cooling method after rolling is described.
上述のとおり、鋼Ａ〜Ｃ及び製造条件１〜７を用いて、表３に示す試験番号１〜９の棒鋼を製造した。各試験番号の式（３）で求められる減面率はいずれも、８８．１％であった。
表３中の「鋼」欄には、使用した鋼の種類（Ａ〜Ｃ）が記載される。「製造条件」欄には、使用した製造条件の種類（表２中の条件番号１〜７）が記載される。 The “steel” column in Table 3 describes the type of steel used (A to C). In the “manufacturing conditions” column, the types of manufacturing conditions used (condition numbers 1 to 7 in Table 2) are described.
［Ｍｓ点測定試験］
試験番号１〜９の棒鋼の各測定位置Ｃ１〜Ｃ１７のＭｓのばらつきを求めた。具体的には、各試験番号の直径７０ｍｍの棒鋼を軸方向に対して垂直に切断した。横断面ＣＳの測定位置Ｃ１〜Ｃ１７を特定した。各測定位置Ｃ１〜Ｃ１７を中心とした直径５ｍｍの円領域を、直径５ｍｍのドリルで切削し、切粉を採取した。採取された切粉を利用して、各測定位置Ｃ１〜Ｃ１７の化学組成を分析した。そして、式（２）に基づいて各測定位置Ｃ１〜Ｃ１７のＭｓを求めた。測定位置Ｃ１〜Ｃ１７のＭｓのうち、最大値と最小値を選択し、それらの差分値を求めた。各試験番号のＭｓの最大値、最小値及び差分値を表３に示す。
[Ms point measurement test]
The variation in Ms at each of the measurement positions C1 to C17 of the steel bars of test numbers 1 to 9 was obtained. Specifically, a 70 mm diameter steel bar of each test number was cut perpendicular to the axial direction. The measurement positions C1 to C17 of the cross section CS were specified. A circular region with a diameter of 5 mm centered on each measurement position C1 to C17 was cut with a drill with a diameter of 5 mm, and chips were collected. The chemical composition of each measurement position C1-C17 was analyzed using the extract | collected chip. And Ms of each measurement position C1-C17 was calculated | required based on Formula (2). The maximum value and the minimum value were selected from Ms at the measurement positions C1 to C17, and the difference value between them was obtained. Table 3 shows the maximum value, minimum value, and difference value of Ms for each test number.
［面疲労強度試験片］
各試験番号の棒鋼を、１２００℃で３０分加熱した。次に、仕上げ温度を９５０℃以上として熱間鍛造し、直径３５ｍｍの丸棒を製造した。直径３５ｍｍの丸棒を機械加工して、図２に示すローラピッチング小ローラ試験片（図中の寸法の単位はｍｍ）を作製した。
[Surface fatigue strength test piece]
The steel bars of each test number were heated at 1200 ° C. for 30 minutes. Next, hot forging was performed at a finishing temperature of 950 ° C. or higher to produce a round bar having a diameter of 35 mm. A round bar having a diameter of 35 mm was machined to produce a roller pitching small roller test piece (the unit of dimensions in the drawing is mm) shown in FIG.
作成された各試験片を、ガス浸炭炉を用いて、図３に示す条件で浸炭焼入れを実施した。焼入れ後、１７０℃で１．５時間の焼戻しを実施した。ローラピッチング試験用小ローラ試験片に対して、熱処理ひずみを除く目的で、つかみ部の仕上げ加工を実施した。 Each prepared test piece was carburized and quenched under the conditions shown in FIG. 3 using a gas carburizing furnace. After quenching, tempering was performed at 170 ° C. for 1.5 hours. The gripping part was finished for the purpose of eliminating heat treatment strain on the small roller test piece for roller pitching test.
［面疲労強度試験］
ローラピッチング試験により、面疲労強度を求めた。ローラピッチング試験は、上記の小ローラ試験片と図４に示す形状の大ローラ（図中の寸法の単位はｍｍ）とを組合せ、表４に示す条件で行った。
The surface fatigue strength was determined by a roller pitching test. The roller pitching test was performed under the conditions shown in Table 4 by combining the above-mentioned small roller test piece and the large roller having the shape shown in FIG.
図４に示す大ローラは、ＪＩＳ規格ＳＣＭ４２０Ｈの規格を満たす鋼からなり、一般的な製造工程、つまり、焼準処理、試験片加工、ガス浸炭炉による共析浸炭、低温焼戻し及び研磨、の工程によって作製された。 The large roller shown in FIG. 4 is made of steel that satisfies the standard of JIS standard SCM420H, and is a general manufacturing process, that is, normalization process, test piece processing, eutectoid carburization by gas carburizing furnace, low temperature tempering and polishing process. Made by.
各試験番号について、ローラピッチング試験における試験数は６とした。試験後、縦軸に面圧、横軸にピッチング発生までの繰り返し数をとったＳ−Ｎ線図を作成した。繰り返し数２．０×１０７回までピッチングが発生しなかったもののうち、最も高い面圧を面疲労強度とした。なお、小ローラ試験片の表面が損傷している箇所のうち、最大のものの面積が１ｍｍ２以上になった場合をピッチング発生と定義した。 For each test number, the number of tests in the roller pitching test was six. After the test, an SN diagram was prepared with the surface pressure on the vertical axis and the number of repetitions until the occurrence of pitching on the horizontal axis. Of those in which no pitching occurred until the number of repetitions was 2.0 × 10 7 times, the highest surface pressure was defined as the surface fatigue strength. In addition, when the area of the largest thing became 1 mm < 2 > or more among the places where the surface of a small roller test piece was damaged, it defined as generating pitting.
表３に、試験により得られた面疲労強度を示す。表３中の面疲労強度では、試験番号１の面疲労強度を基準値（１００％）とした。そして、各試験番号の面疲労強度を、基準値に対する比（％）で示した。面疲労強度が１２５％以上であれば、優れた面疲労強度が得られたと判断した。 Table 3 shows the surface fatigue strength obtained by the test. With respect to the surface fatigue strength in Table 3, the surface fatigue strength of Test No. 1 was set as a reference value (100%). And the surface fatigue strength of each test number was shown by ratio (%) with respect to a reference value. If the surface fatigue strength was 125% or more, it was judged that excellent surface fatigue strength was obtained.
［切削試験］
切削試験を実施し、被削性を評価した。以下の方法により切削試験片を得た。各試験番号の直径７０ｍｍの棒鋼を１２００℃の加熱温度で３０分加熱した。加熱された棒鋼を９５０°以上の仕上げ温度で熱間鍛造し、直径５０ｍｍの丸棒を得た。この丸棒に対して焼準処理を実施した。具体的には、丸棒を９５０℃の加熱温度で１時間加熱し、その後放冷した。焼準処理された丸棒から機械加工によって、直径４６ｍｍ、長さ４００ｍｍの切削試験片を得た。切削試験片を用いて、下記の条件で切削試験を行った。
[Cutting test]
A cutting test was conducted to evaluate machinability. A cutting specimen was obtained by the following method. A steel bar having a diameter of 70 mm for each test number was heated at a heating temperature of 1200 ° C. for 30 minutes. The heated steel bar was hot forged at a finishing temperature of 950 ° or more to obtain a round bar having a diameter of 50 mm. The normalizing process was implemented with respect to this round bar. Specifically, the round bar was heated at a heating temperature of 950 ° C. for 1 hour and then allowed to cool. A cutting specimen having a diameter of 46 mm and a length of 400 mm was obtained from the round bar subjected to the normalizing treatment by machining. A cutting test was performed using the cutting test piece under the following conditions.
切削試験（旋削）
チップ：母材材質 超硬Ｐ２０種グレード、コーティング なし
条件：周速２００ｍ／分、送り０．３０ｍｍ／ｒｅｖ、切り込み１．５ｍｍ、水溶性切削油を使用
測定項目：切削時間１０分後の逃げ面の主切刃摩耗量
Cutting test (turning)
Insert: Base material Carbide grade P20 grade, coating None Conditions: peripheral speed 200m / min, feed 0.30mm / rev, cutting 1.5mm, water-soluble cutting oil used Measurement item: flank after 10 minutes of cutting time Main cutting edge wear amount
表３に、得られた主切刃摩耗量を示す。表３では、試験番号２（鋼Ｂ使用）を浸炭した試験片の逃げ面の主切刃摩耗量を基準値（１００％）とした。そして、各試験番号の主切刃摩耗量を、基準値に対する比（％）で示した。主切刃摩耗量が８５％以下であれば、優れた被削性が得られたと判断した。 Table 3 shows the obtained main cutting edge wear. In Table 3, the amount of main cutting edge wear on the flank face of the test piece carburized with test number 2 (using steel B) was defined as a reference value (100%). And the amount of main cutting edge abrasion of each test number was shown by ratio (%) with respect to a reference value. If the main cutting edge wear was 85% or less, it was judged that excellent machinability was obtained.
［熱処理歪み試験］
熱処理歪み試験を実施し、熱処理歪みを評価した。以下の方法により図５に示すリング形状の試験片を作製した。初めに、各試験番号の直径７０ｍｍの棒鋼に対して焼準処理を実施した。具体的には、棒鋼を９２５℃の加熱温度で１時間加熱し、その後、常温（２５℃）まで放冷した。焼準処理された棒鋼から、図５に示す試験片を作製した。
[Heat treatment strain test]
A heat treatment strain test was performed to evaluate heat treatment strain. A ring-shaped test piece shown in FIG. 5 was produced by the following method. First, the normalization process was implemented with respect to the steel bar of diameter 70mm of each test number. Specifically, the steel bar was heated at a heating temperature of 925 ° C. for 1 hour, and then allowed to cool to room temperature (25 ° C.). A test piece shown in FIG. 5 was produced from the normalized steel bar.
試験片に対して、図３に示す条件で浸炭焼入れを実施した。焼入れされた試験片に対して、加熱温度１７０℃、加熱時間１．５時間で焼戻しを実施した。焼戻し後の試験片の真円度を評価した。具体的には、試験片の端面の外径を中心軸まわりに６０°おきに測定した。測定された６個の外径のうち、最大値と最小値とを選択し、それらの差分値を求めた。差分値を、歪み度と定義した。歪み度が小さいほど、真円度が高いと評価した。 Carburizing and quenching was performed on the test piece under the conditions shown in FIG. The quenched specimen was tempered at a heating temperature of 170 ° C. and a heating time of 1.5 hours. The roundness of the specimen after tempering was evaluated. Specifically, the outer diameter of the end face of the test piece was measured every 60 ° around the central axis. Among the six outer diameters measured, the maximum value and the minimum value were selected, and the difference value between them was obtained. The difference value was defined as the degree of distortion. The smaller the degree of distortion, the higher the roundness.
表３に各試験番号の歪み度を示す。表３では、試験番号１（鋼Ａ使用）を浸炭した試験片の歪み度を基準値（１００％）とした。そして、各試験番号の歪み度を、基準値に対する比（％）で示した。歪み度が７０％以下であれば、真円度が高く、優れた被削性が得られたと判断した。 Table 3 shows the degree of distortion of each test number. In Table 3, the degree of distortion of the test piece carburized with test number 1 (using steel A) was defined as a reference value (100%). And the distortion degree of each test number was shown by ratio (%) with respect to a reference value. If the degree of distortion was 70% or less, it was judged that the roundness was high and excellent machinability was obtained.
［評価結果］
表３を参照して、試験番号５及び６の棒鋼の化学組成（鋼Ｃ）は本発明の範囲内であり、かつ、ｆｎは、１．６０〜２．１０の範囲内であった。さらに、試験番号５及び６のＭｓの最大値と最小値との差分値は１０以下であった。そのため、試験番号５及び６の面疲労強度は１２５％以上であった。さらに、主切刃摩耗量は８５％以下であり、歪み度は７０％以下であった。要するに、試験番号５及び６の棒鋼は、優れた面疲労強度、被削性を有し、熱処理歪みも抑えられた。
[Evaluation results]
Referring to Table 3, the chemical composition (steel C) of the steel bars of test numbers 5 and 6 was within the scope of the present invention, and fn was within the range of 1.60 to 2.10. Furthermore, the difference value between the maximum value and the minimum value of Ms of test numbers 5 and 6 was 10 or less. Therefore, the surface fatigue strength of Test Nos. 5 and 6 was 125% or more. Furthermore, the amount of main cutting edge wear was 85% or less, and the degree of distortion was 70% or less. In short, the steel bars of test numbers 5 and 6 had excellent surface fatigue strength and machinability, and heat treatment distortion was also suppressed.
一方、試験番号１の棒鋼の化学組成は、ＪＩＳ規格のＳＣｒ４２０Ｈに相当した。そのため、試験番号１のＳｉ含有量は本発明のＳｉ含有量の下限未満であり、Ｃｒ含有量も本発明のＣｒ含有量の下限未満であった。そのため、試験番号１の面疲労強度は１２５％未満であった。さらに、Ｍｓの最大値及び最小値の差分値が１０を超え、歪み度が７０％を超えた。試験番号１では、鋳片及び鋼片の加熱時間が短く、かつ、鋼片の加熱温度が低かったためと推定される。 On the other hand, the chemical composition of the steel bar of test number 1 corresponded to JIS standard SCr420H. Therefore, the Si content of Test No. 1 was less than the lower limit of the Si content of the present invention, and the Cr content was also less than the lower limit of the Cr content of the present invention. Therefore, the surface fatigue strength of Test No. 1 was less than 125%. Further, the difference value between the maximum value and the minimum value of Ms exceeded 10, and the degree of distortion exceeded 70%. In test number 1, it is estimated that the heating time of the slab and the steel slab was short and the heating temperature of the steel slab was low.
試験番号２の棒鋼の化学組成（鋼Ｂ）は、ＪＩＳ規格のＳＣＭ８２２Ｈに相当した。そのため、試験番号２のＳｉ含有量は本発明のＳｉ含有量の下限未満であり、Ｍｏ含有量は本発明のＭｏ含有量の上限を超え、Ｃｒ含有量は本発明のＣｒ含有量の下限未満であった。したがって、試験番号２の面疲労強度は１２５％未満であり、主切刃摩耗量は８５％を超えた。さらに、試験番号２のＭｓの最大値及び最小値の差分値が１０を超え、歪み度が７０％を超えた。試験番号２では、鋳片及び鋼片の加熱時間が短く、かつ、鋼片の加熱温度が低かったためと推定される。 The chemical composition (steel B) of the steel bar of test number 2 corresponded to JIS standard SCM822H. Therefore, the Si content of test number 2 is less than the lower limit of the Si content of the present invention, the Mo content exceeds the upper limit of the Mo content of the present invention, and the Cr content is less than the lower limit of the Cr content of the present invention. Met. Therefore, the surface fatigue strength of Test No. 2 was less than 125%, and the amount of main cutting edge wear exceeded 85%. Further, the difference value between the maximum value and the minimum value of Ms of test number 2 exceeded 10, and the degree of distortion exceeded 70%. In test number 2, it is estimated that the heating time of the slab and the steel slab was short and the heating temperature of the steel slab was low.
試験番号３の化学組成（鋼Ｃ）は、本発明の化学組成を満たした。さらに、ｆｎも１．６０〜２．１０の範囲内であった。しかしながら、Ｍｓの最大値及び最小値の差分値が１０を超えた。そのため、歪み度が７０％を超え、真円度が低かった。試験番号３では、鋳片及び鋼片の加熱時間が短く、かつ、鋼片の加熱温度が低かったためと推定される。 The chemical composition of test number 3 (steel C) satisfied the chemical composition of the present invention. Furthermore, fn was also in the range of 1.60 to 2.10. However, the difference value between the maximum value and the minimum value of Ms exceeded 10. Therefore, the degree of distortion exceeded 70% and the roundness was low. In test number 3, it is estimated that the heating time of the slab and the steel slab was short and the heating temperature of the steel slab was low.
試験番号４の化学組成は本発明の化学組成を満たし、ｆｎも本発明の範囲内であった。しかしながら、Ｍｓの最大値と最小値との差分値が１０を超えた。そのため、歪み度が７０％を超え、真円度が低かった。試験番号４では、鋼片の加熱温度が低かったためと推定される。 The chemical composition of Test No. 4 satisfied the chemical composition of the present invention, and fn was also within the scope of the present invention. However, the difference value between the maximum value and the minimum value of Ms exceeded 10. Therefore, the degree of distortion exceeded 70% and the roundness was low. In test number 4, it is estimated that the heating temperature of the steel slab was low.
試験番号７の化学組成は本発明の化学組成を満たし、ｆｎも本発明の範囲内であった。しかしながら、試験番号７のＭｓの最大値と最小値との差分値は１０を超えた。その結果、試験番号７の歪み度は７０％を超え、真円度が低かった。試験番号７では鋳片の加熱時間が短かったためと推定される。 The chemical composition of Test No. 7 satisfied the chemical composition of the present invention, and fn was also within the scope of the present invention. However, the difference value between the maximum value and the minimum value of Ms of test number 7 exceeded 10. As a result, the degree of distortion of Test No. 7 exceeded 70%, and the roundness was low. In Test No. 7, it is estimated that the heating time of the slab was short.
試験番号８の化学組成は本発明の化学組成を満たし、ｆｎも本発明の範囲内であった。しかしながら、試験番号８のＭｓの最大値と最小値との差分値は１０を超えた。そのため、歪み度が７０％を超え、真円度が低かった。鋳片及び鋼片の加熱温度が低かったためと推定される。
The chemical composition of
試験番号９の化学組成は本発明の化学組成を満たし、ｆｎも本発明の範囲内であった。しかしながら、試験番号９のＭｓ値の最大値と最小値との差分値は１０を超えた。そのため、歪み度が７０％を超え、真円度が低かった。連続鋳造工程において、垂直部を有さない連続鋳造機を用いて鋳片を製造したためと推定される。 The chemical composition of test number 9 satisfied the chemical composition of the present invention, and fn was also within the scope of the present invention. However, the difference value between the maximum value and the minimum value of the Ms value of test number 9 exceeded 10. Therefore, the degree of distortion exceeded 70% and the roundness was low. It is presumed that in the continuous casting process, the slab was manufactured using a continuous casting machine having no vertical portion.
表５に示すＤ〜Ｏの化学組成を有する溶鋼を、実施例１と同様に製造した。
そして、実施例１と同様の製造条件で、表６に示す試験番号１０〜３７の棒鋼を製造した。棒鋼の直径は７０ｍｍであった。製造された棒鋼を利用して、実施例１と同様の試験を実施した。そして、Ｍｓの最大値と最小値との差分値、面疲労強度、主切刃摩耗量及び歪み度をそれぞれ求めた。面疲労強度、主切刃摩耗量及び歪み度の基準値は、実施例１と同じとした。
求めた結果を表６に示す。表６を参照して、試験番号２４、２６、２８、３０、及び３２の化学組成は本発明の化学組成の範囲内であり、ｆｎが本発明の範囲内であった。さらに、これらの試験番号のＭｓの最大値と最小値との差分値は１０以下であった。したがって、これらの試験番号の面疲労強度は１２５％以上であった。さらに、主切刃摩耗量は８５％以下であり、歪み度は７０％以下であった。
Table 6 shows the obtained results. Referring to Table 6, the chemical compositions of
一方、試験番号１０の化学組成（鋼Ｄ）のＳｉ含有量は、本発明のＳｉ含有量の下限未満であった。そのため、試験番号１０の面疲労強度が低かった。試験番号１１の化学組成（鋼Ｄ）のＳｉ含有量は本発明のＳｉ含有量の下限未満であった。さらに、試験番号１１の鋳片及び鋼片の加熱時間は短く、鋼片の加熱温度も低かった。そのため、Ｍｓの最大値と最小値との差分値が１０を超えた。その結果、試験番号１１の面疲労強度は低く、かつ、歪み度が７０％を超え、真円度が低かった。 On the other hand, the Si content of the chemical composition of test number 10 (steel D) was less than the lower limit of the Si content of the present invention. Therefore, the surface fatigue strength of Test No. 10 was low. The Si content of the chemical composition of test number 11 (steel D) was less than the lower limit of the Si content of the present invention. Furthermore, the heating time of the slab of test number 11 and a steel slab was short, and the heating temperature of the steel slab was also low. Therefore, the difference value between the maximum value and the minimum value of Ms exceeded 10. As a result, the surface fatigue strength of Test No. 11 was low, the degree of distortion exceeded 70%, and the roundness was low.
試験番号１２の化学組成（鋼Ｅ）のＣｒ含有量は、本発明のＣｒ含有量の上限を超えた。そのため、試験番号１２の主切刃摩耗量は８５％を超えた。試験番号１３のＣｒ含有量は、本発明のＣｒ含有量の上限を超えた。そのため、試験番号１３の主切刃摩耗量は８５％を超えた。さらに、鋳片の加熱時間が短かった。そのため、Ｍｓの最大値と最小値との差分値が１０を超えた。その結果、試験番号１３の歪み度は７０％を超え、真円度が低かった。 The Cr content of the chemical composition of test number 12 (steel E) exceeded the upper limit of the Cr content of the present invention. Therefore, the main cutting edge wear amount of test number 12 exceeded 85%. The Cr content of Test No. 13 exceeded the upper limit of the Cr content of the present invention. Therefore, the main cutting edge wear amount of test number 13 exceeded 85%. Furthermore, the heating time of the slab was short. Therefore, the difference value between the maximum value and the minimum value of Ms exceeded 10. As a result, the degree of distortion of test number 13 exceeded 70%, and the roundness was low.
試験番号１４の化学組成（鋼Ｆ）のＣｒ含有量は、本発明のＣｒ含有量の下限未満であった。さらに、ｆｎが本発明の下限未満であった。そのため、試験番号１４の面疲労強度は低かった。試験番号１５のＣｒ含有量は、本発明のＣｒ含有量の下限未満であり、ｆｎが本発明の下限未満であった。さらに、鋼片の加熱温度が低かった。そのため、Ｍｓの最大値と最小値との差分値が１０を超えた。その結果、試験番号１５の面疲労強度は低く、かつ、歪み度が７０％を超えた。 The Cr content of the chemical composition of test number 14 (steel F) was less than the lower limit of the Cr content of the present invention. Furthermore, fn was less than the lower limit of the present invention. Therefore, the surface fatigue strength of Test No. 14 was low. The Cr content of Test No. 15 was less than the lower limit of the Cr content of the present invention, and fn was less than the lower limit of the present invention. Furthermore, the heating temperature of the steel slab was low. Therefore, the difference value between the maximum value and the minimum value of Ms exceeded 10. As a result, the surface fatigue strength of Test No. 15 was low and the degree of distortion exceeded 70%.
試験番号１６の化学組成（鋼Ｇ）のＣｒ含有量は本発明のＣｒ含有量の上限を超えた。さらに、ｆｎが本発明の上限を超えた。その結果、試験番号１６の主切刃摩耗量は８５％を超えた。試験番号１７のＣｒ含有量は本発明の上限を超え、ｆｎも本発明の上限を超えた。さらに、試験番号１７では、鋳片及び鋼片の加熱温度が低かった。そのため、Ｍｓの最大値と最小値との差分値が１０を超えた。その結果、試験番号１７の主切刃摩耗量は８５％を超え、かつ、歪み度が７０％を超えた。 The Cr content of the chemical composition of test number 16 (steel G) exceeded the upper limit of the Cr content of the present invention. Furthermore, fn exceeded the upper limit of the present invention. As a result, the main cutting edge wear amount of test number 16 exceeded 85%. The Cr content of test number 17 exceeded the upper limit of the present invention, and fn also exceeded the upper limit of the present invention. Furthermore, in the test number 17, the heating temperature of the slab and the steel slab was low. Therefore, the difference value between the maximum value and the minimum value of Ms exceeded 10. As a result, the wear amount of the main cutting edge of test number 17 exceeded 85%, and the degree of distortion exceeded 70%.
試験番号１８の化学組成（鋼Ｈ）は本発明の範囲内であるものの、ｆｎが本発明の上限を超えた。その結果、試験番号１８の主切刃摩耗量は８５％を超えた。試験番号１９の化学組成（鋼Ｈ）は本発明の範囲内であるものの、ｆｎが本発明の上限を超えた。さらに、試験番号１９では、連続鋳造工程において、垂直部を有さない連続鋳造機を用いて鋳片を製造した。そのため、Ｍｓの最大値と最小値との差分値が１０を超えた。その結果、試験番号１９の主切摩耗量は８５％を超え、かつ、歪み度は７０％を超えた。 Although the chemical composition of test number 18 (steel H) was within the scope of the present invention, fn exceeded the upper limit of the present invention. As a result, the main cutting edge wear amount of Test No. 18 exceeded 85%. Although the chemical composition of test number 19 (steel H) was within the scope of the present invention, fn exceeded the upper limit of the present invention. Furthermore, in the test number 19, the slab was manufactured using the continuous casting machine which does not have a vertical part in a continuous casting process. Therefore, the difference value between the maximum value and the minimum value of Ms exceeded 10. As a result, the main cutting wear amount of Test No. 19 exceeded 85%, and the degree of distortion exceeded 70%.
試験番号２０では、化学組成（鋼Ｉ）のＭｏ含有量が、本発明のＭｏ含有量の上限を超えた。そのため、試験番号２０の主切刃摩耗量は８５％を超えた。試験番号２１のＭｏ含有量は、本発明のＭｏ含有量の上限を超えた。さらに、試験番号２１では、鋳片及び鋼片の加熱時間が短く、鋼片の加熱温度が低かった。そのため、Ｍｓの最大値と最小値との差分値が１０を超えた。その結果、試験番号２１の主切刃摩耗量は８５％を超え、歪み度は７０％を超えた。
In
試験番号２２の化学組成（鋼Ｊ）は本発明の範囲内であるものの、ｆｎが本発明の下限未満であった。その結果、試験番号２２の面疲労強度は低かった。試験番号２３の化学組成（鋼Ｊ）は本発明の範囲内であるものの、ｆｎが本発明の下限未満であった。さらに、試験番号２３では、連続鋳造工程において、垂直部を有さない連続鋳造機を用いて鋳片を製造したため、Ｍｓの最大値及び最小値の差分値が１０を超えた。その結果、試験番号２３の面疲労強度は低く、歪み度は７０％を超えた。 Although the chemical composition of test number 22 (steel J) was within the scope of the present invention, fn was less than the lower limit of the present invention. As a result, the surface fatigue strength of Test No. 22 was low. Although the chemical composition of test number 23 (steel J) was within the scope of the present invention, fn was less than the lower limit of the present invention. Furthermore, in the test number 23, since the slab was manufactured using the continuous casting machine which does not have a vertical part in a continuous casting process, the difference value of the maximum value of Ms and the minimum value exceeded ten. As a result, the surface fatigue strength of Test No. 23 was low, and the degree of distortion exceeded 70%.
試験番号２５、２７、２９、３１、３３及び３５の化学組成（鋼Ｌ〜鋼Ｏ）は、本発明の化学組成の範囲内であり、かつ、これらの試験番号のｆｎは本発明の範囲内であった。しかしながら、これらの試験番号のＭｓの最大値及び最小値の差分値は、１０を超えた。したがって、これらの試験番号の歪み度は７０％を超えた。これらの試験番号の製造条件（製造条件１、２、５〜７）が、適正な条件でなかったため、Ｍｓにばらつきが生じたと推定される。
The chemical compositions of
以上、本発明の実施の形態を説明したが、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。よって、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形して実施することが可能である。 While the embodiments of the present invention have been described above, the above-described embodiments are merely examples for carrying out the present invention. Therefore, the present invention is not limited to the above-described embodiment, and can be implemented by appropriately modifying the above-described embodiment without departing from the spirit thereof.
ＣＳ 横断面
Ｃ１〜Ｃ１７ 測定位置
CS Cross section C1-C17 Measurement position
Claims (2)
質量％で、
Ｃ ：０．１０〜０．３０％、
Ｓｉ：０．３０〜０．６０％、
Ｍｎ：０．６０〜１．００％、
Ｓ ：０．００３〜０．０５０％、
Ｃｒ：１．５０〜２．００％、
Ｍｏ：０．１０％以下（０％を含む）、
Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％、
Ｎ ：０．０１００〜０．０２５０％を含有し、
残部はＦｅ及び不純物からなり、
前記不純物中のＰ、Ｔｉ及びＯ（酸素）はそれぞれ、
Ｐ ：０．０２５％以下、
Ｔｉ：０．００３％以下、
Ｏ ：０．００２０％以下であり、
式（１）で定義されるｆｎが、１．６０〜２．１０であり、
半径Ｒを有する前記棒鋼又は線材の長手方向に対して垂直な断面において、前記断面の中心位置と、前記中心位置を中心とした半径１／３Ｒの仮想円上であって、中心角４５°おきに配置される複数の第１測定位置と、前記中心位置を中心とした変形２／３Ｒの仮想円上であって、中心角４５°おきに配置される複数の第２測定位置とにおける式（２）で定義されるＭｓのうち、最大値と最小値との差分値が１０以下である、熱間鍛造用圧延棒鋼又は線材。
ｆｎ＝Ｃｒ＋２×Ｍｏ （１）
Ｍｓ＝５５０−３６１×Ｃ−３９×Ｍｎ−２０×Ｃｒ−５×Ｍｏ （２）
ここで、式（１）及び式（２）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。 A rolled steel bar or wire rod for hot forging,
% By mass
C: 0.10 to 0.30%,
Si: 0.30 to 0.60%,
Mn: 0.60 to 1.00%,
S: 0.003 to 0.050%
Cr: 1.50 to 2.00%
Mo: 0.10% or less (including 0%),
Al: 0.010 to 0.050%,
N: 0.0100 to 0.0250% is contained,
The balance consists of Fe and impurities,
P, Ti and O (oxygen) in the impurities are respectively
P: 0.025% or less,
Ti: 0.003% or less,
O: 0.0020% or less,
Fn defined by the formula (1) is 1.60 to 2.10,
In a cross section perpendicular to the longitudinal direction of the steel bar or wire having a radius R, the center position of the cross section and a virtual circle having a radius of 1 / 3R centered on the center position, with a central angle of 45 ° And a plurality of second measurement positions on a virtual circle of deformation 2 / 3R centered on the center position and arranged at every central angle of 45 ° ( A rolled steel bar or wire rod for hot forging in which the difference value between the maximum value and the minimum value is 10 or less among Ms defined in 2).
fn = Cr + 2 × Mo (1)
Ms = 550-361 × C-39 × Mn-20 × Cr-5 × Mo (2)
Here, the content (mass%) of the corresponding element is substituted for the element symbols in the formulas (1) and (2).
前記Ｆｅの一部に代えて、
Ｎｂ：０．０８０％以下を含有する、熱間鍛造用圧延棒鋼又は線材。 A rolled steel bar or wire rod for hot forging according to claim 1,
Instead of a part of the Fe,
Nb: Rolled steel bar or wire rod for hot forging containing 0.080% or less.
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