JP2014047370A - Hot-rolled bar steel or wire material - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は、熱間圧延棒鋼または線材に関し、詳しくは、歯車、プーリー、シャフトなど鋼製部品の素材として用いられる熱間鍛造用の熱間圧延棒鋼または線材に関する。 The present invention relates to a hot-rolled steel bar or wire, and more particularly to a hot-rolled steel bar or wire for hot forging used as a material for steel parts such as gears, pulleys, and shafts.
自動車や産業機械の歯車、プーリー、シャフトなどの鋼製部品は、次の工程を経て製造されることが多い。 Steel parts such as gears, pulleys, and shafts of automobiles and industrial machines are often manufactured through the following processes.
工程（i）：機械構造用合金鋼からなる素材を準備する。素材は例えば、熱間圧延棒鋼または線材である。 Process (i): The raw material which consists of alloy steel for machine structures is prepared. The material is, for example, hot rolled steel bar or wire.
工程（ii）：素材に対し熱間鍛造または冷間鍛造を施して粗成形し、中間品を得る。 Step (ii): The material is subjected to hot forging or cold forging and rough forming to obtain an intermediate product.
工程（iii）：工程（ii）で得た中間品を直接に、または、必要に応じて焼準を施してから、部品形状に切削加工する。 Step (iii): The intermediate product obtained in step (ii) is directly or if necessary subjected to normalization before being cut into a part shape.
工程（iv）：切削加工を施した中間品に対して、浸炭焼入れ、浸炭窒化焼入れなどの表面硬化処理を施す。 Step (iv): Surface hardening treatment such as carburizing and quenching, carbonitriding and quenching is performed on the intermediate product subjected to the cutting process.
工程（v）：表面硬化処理した中間品に対して必要に応じて焼戻しを行い、さらにその後、必要に応じてショットピーニング処理を施す。 Step (v): The intermediate product subjected to the surface hardening treatment is tempered as necessary, and then subjected to shot peening treatment as necessary.
工程（iv）における浸炭または浸炭窒化の際の加熱により、焼入れ前のオーステナイト粒が粗大化すると、部品としての疲労強度が低下したり、焼入れ時の変形が大きくなるなどの問題が生じやすい。 If the austenite grains before quenching become coarse due to heating during carburizing or carbonitriding in step (iv), problems such as reduced fatigue strength as parts and increased deformation during quenching are likely to occur.
一般に、冷間鍛造部品に較べて熱間鍛造部品は、浸炭あるいは浸炭窒化時にオーステナイト粒が粗大化しにくいと考えられてきた。しかしながら、近年、熱間鍛造技術の進歩により、様々な温度域で熱間鍛造されることが多くなり、浸炭あるいは浸炭窒化時にオーステナイト粒が粗大化する熱間鍛造部品が増加している。そのため、様々な温度域で熱間鍛造しても、浸炭あるいは浸炭窒化の工程での加熱の際にオーステナイト粒の粗大化を安定して防止できる熱間圧延棒鋼または線材が求められている。 In general, it has been considered that hot forged parts are less likely to coarsen austenite grains during carburizing or carbonitriding than cold forging parts. However, in recent years, due to advancement in hot forging technology, hot forging is often performed in various temperature ranges, and hot forged parts in which austenite grains become coarse during carburizing or carbonitriding are increasing. Therefore, there is a need for a hot-rolled steel bar or wire that can stably prevent coarsening of austenite grains during heating in the carburizing or carbonitriding process even when hot forging in various temperature ranges.
そのため、例えば、特許文献１〜３に、鋼やその製造方法に関する技術が提案されている。 Therefore, for example, Patent Documents 1 to 3 propose technologies relating to steel and its manufacturing method.
特許文献１に、ＡｌＮの析出量、ベイナイトの組織分率、フェライトバンドなどについて規定した、粗大粒防止特性に優れた肌焼鋼とその製造方法が開示されている。 Patent Document 1 discloses a case-hardening steel excellent in coarse grain prevention characteristics and a method for producing the same, which are defined for the precipitation amount of AlN, the bainite structure fraction, the ferrite band, and the like.
特許文献２に、棒状圧延材の横断面において、等軸晶の占める領域が面積率で３０％以下であることなどを規定した、浸炭焼入れ後に形状の修正を行う等しなくても浸炭焼入れによる熱処理歪が少ない肌焼鋼が開示されている。 Patent Document 2 stipulates that the area occupied by equiaxed crystals is 30% or less in terms of area ratio in the cross section of the rod-shaped rolled material. By carburizing and quenching without performing shape correction after carburizing and quenching, etc. A case-hardened steel with less heat treatment distortion is disclosed.
特許文献３に、炭素含有量が０．５質量％未満の浸炭用鋼の連続鋳造による鋳片製造方法において、連続鋳造時の鋳型内平均用鋼流速を２〜１５ｃｍ／ｓなどとし、鋳片中心部偏析帯の面積率を軽減することによって、熱処理寸法変化のバラツキが抑制され、寸法精度が良好で、熱処理後の切削または研磨などによる形状修正が省略できる、定ひずみ浸炭用鋼の鋳片製造方法および定ひずみ浸炭用鋼の鋳片が開示されている。 In Patent Document 3, in a slab manufacturing method by continuous casting of carburizing steel having a carbon content of less than 0.5% by mass, the average steel flow rate in the mold during continuous casting is set to 2 to 15 cm / s, etc. By reducing the area ratio of the center segregation zone, slabs of constant strain carburizing steel that suppresses variations in heat treatment dimensional change, has good dimensional accuracy, and can eliminate shape correction by cutting or polishing after heat treatment. A manufacturing method and a slab of steel for constant strain carburization are disclosed.
前述の特許文献１〜３に開示された技術では、様々な温度域で熱間鍛造した場合、浸炭あるいは浸炭窒化の工程での加熱の際にオーステナイト粒の粗大化を必ずしも安定して防止できるとはいえなかった。 In the techniques disclosed in Patent Documents 1 to 3, when hot forging is performed in various temperature ranges, the austenite grains are not necessarily coarsened during heating in the carburizing or carbonitriding process. I could not say.
特許文献１で開示された技術は、冷間鍛造で粗成形し、その後浸炭焼入れすることを前提とするものであり、様々な温度域で熱間鍛造された場合に、浸炭加熱時のオーステナイト粒粗大化を必ずしも安定して防止できるというものではない。 The technique disclosed in Patent Document 1 is premised on rough forming by cold forging and then carburizing and quenching. When hot forging is performed in various temperature ranges, austenite grains during carburizing heating are used. It is not always possible to prevent coarsening stably.
特許文献２や特許文献３で開示されているように、等軸晶の占める割合を小さくすることや、Ｃ濃度のバラツキを小さくすることによって、熱処理歪の少ない鋼材が得られる。しかし、特許文献２および特許文献３では、様々な温度域で熱間鍛造された場合の浸炭加熱時のオーステナイト粒粗大化を抑制することについては、考慮されていない。 As disclosed in Patent Document 2 and Patent Document 3, a steel material with less heat treatment strain can be obtained by reducing the proportion of equiaxed crystals or by reducing variation in C concentration. However, Patent Document 2 and Patent Document 3 do not consider the suppression of austenite grain coarsening during carburizing heating in the case of hot forging in various temperature ranges.
本発明は、上記現状に鑑みてなされたもので、様々な温度域、特に、９００〜１２００℃に加熱後に熱間鍛造しても、浸炭あるいは浸炭窒化の工程で加熱、特に、９８０℃以下の温度で３時間以内加熱した際にオーステナイト粒の粗大化を安定して防止できる、熱間鍛造によって粗成形される部品の素材として好適な、熱間圧延棒鋼または線材を提供することを目的とする。 The present invention has been made in view of the above situation, and even in hot forging after heating to various temperature ranges, particularly 900 to 1200 ° C., heating is performed in the carburizing or carbonitriding process, particularly 980 ° C. or less. An object of the present invention is to provide a hot-rolled steel bar or wire suitable as a material for a part to be roughly formed by hot forging, which can stably prevent coarsening of austenite grains when heated at a temperature within 3 hours. .
なお、本発明では、光学顕微鏡を用いて、各視野の大きさは１．０ｍｍ×１．０ｍｍで１０視野観察して、粒度番号が５番以下のオーステナイト結晶粒が２個以上あった場合に、オーステナイト粒が粗大化したものとする。 In the present invention, when the size of each field of view is 1.0 mm × 1.0 mm and 10 fields are observed using an optical microscope, and there are two or more austenite grains having a grain size number of 5 or less, The austenite grains are coarsened.
本発明者らは、上記の課題を解決するための条件について、調査、研究を重ねた。その結果、下記の知見を得た。 The present inventors have repeatedly investigated and studied the conditions for solving the above problems. As a result, the following knowledge was obtained.
熱間鍛造用の熱間圧延棒鋼または線材において、ＡｌＮとして析出するＡｌの量を特定値以下とするとともに、上記棒鋼または線材の長手方向に対して垂直な断面（以下、「横断面」という。）内において、特定の領域を線分析して下記の式[1]から求めたＤＩ値の最大値を特定値以下とすることにより、浸炭あるいは浸炭窒化の際の加熱、特に、９８０℃以下の温度で３時間加熱した場合であっても、オーステナイト粒の粗大化を安定して防止することができる。
ＤＩ＝０．３１１×Ｃ0.5×（１＋０．６４×Ｓｉ）×（１＋４．１０×Ｍｎ）×（１＋２．８３×Ｐ）×（１＋２．３３×Ｃｒ）×（１＋０．２７×Ｃｕ）×（１＋０．５２×Ｎｉ）×（１＋３．１４×Ｍｏ）・・・[1]
ただし、式[1]中の元素記号は、その元素の含有量（質量％）を表す。
In a hot rolled steel bar or wire rod for hot forging, the amount of Al precipitated as AlN is set to a specific value or less, and a cross section perpendicular to the longitudinal direction of the steel bar or wire rod (hereinafter referred to as “cross section”). ), A specific region is subjected to line analysis, and the maximum value of the DI value obtained from the following formula [1] is set to a specific value or less, thereby heating during carburizing or carbonitriding, in particular, 980 ° C. or less. Even when it is heated at a temperature for 3 hours, coarsening of austenite grains can be stably prevented.
DI = 0.311 x C 0.5 x (1 + 0.64 x Si) x (1 + 4.10 x Mn) x (1 + 2.83 x P) x (1 + 2.33 x Cr) x (1 + 0.27 x Cu) x ( 1 + 0.52 × Ni) × (1 + 3.14 × Mo) [1]
However, the element symbol in Formula [1] represents the content (mass%) of the element.
本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであり、その要旨は、下記に示す熱間圧延棒鋼または線材にある。 This invention is completed based on said knowledge, The summary exists in the hot-rolled steel bar or wire shown below.
（１）質量％で、
Ｃ：０．１〜０．３％、
Ｓｉ：０．０５〜１．５％、
Ｍｎ：０．４〜２．０％、
Ｓ：０．００３〜０．０５％、
Ｃｒ：０．５〜３．０％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２０〜０．０６０％および
Ｎ：０．０１０〜０．０２５％を含有し、
残部がＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＰ、ＴｉおよびＯがそれぞれ、
Ｐ：０．０２５％以下、
Ｔｉ：０．００３％以下、
Ｏ（酸素）：０．００２％以下、
の化学組成を有し、
ＡｌＮとして析出しているＡｌの量が０．０３０％以下であり、
横断面内において、前記断面の中心位置を基準に、中心角４５°置きに表面からの深さ１ｍｍ位置までの８領域を線分析したときに、下記の式[1]で表されるＤＩの最小値が２．０以上、かつ、最大値が５．０以下であることを特徴とする、
熱間圧延棒鋼または線材。
ＤＩ＝０．３１１×Ｃ0.5×（１＋０．６４×Ｓｉ）×（１＋４．１０×Ｍｎ）×（１＋２．８３×Ｐ）×（１＋２．３３×Ｃｒ）×（１＋０．２７×Ｃｕ）×（１＋０．５２×Ｎｉ）×（１＋３．１４×Ｍｏ）・・・[1]
ただし、式[1]中の元素記号は、その元素の含有量（質量％）を表す。
(1) In mass%,
C: 0.1 to 0.3%
Si: 0.05 to 1.5%,
Mn: 0.4 to 2.0%,
S: 0.003-0.05%,
Cr: 0.5 to 3.0%
sol. Al: 0.020-0.060% and N: 0.010-0.025% are contained,
The balance consists of Fe and impurities, and P, Ti and O in the impurities are respectively
P: 0.025% or less,
Ti: 0.003% or less,
O (oxygen): 0.002% or less,
Having a chemical composition of
The amount of Al deposited as AlN is 0.030% or less,
In the cross section, when the 8 regions from the surface to the 1 mm depth position at a central angle of 45 ° are analyzed with reference to the center position of the cross section, the DI of the following formula [1] is expressed. The minimum value is 2.0 or more and the maximum value is 5.0 or less,
Hot rolled steel bar or wire.
DI = 0.311 x C 0.5 x (1 + 0.64 x Si) x (1 + 4.10 x Mn) x (1 + 2.83 x P) x (1 + 2.33 x Cr) x (1 + 0.27 x Cu) x ( 1 + 0.52 × Ni) × (1 + 3.14 × Mo) [1]
However, the element symbol in Formula [1] represents the content (mass%) of the element.
（２）Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
Ｃｕ：０．４％以下、
Ｎｉ：１．５％以下および
Ｍｏ：０．８％以下
のうちから選ばれる１種以上を含有することを特徴とする、上記（１）に記載の熱間圧延棒鋼または線材。
(2) Instead of a part of Fe, in mass%,
Cu: 0.4% or less,
The hot-rolled steel bar or wire according to (1) above, which contains at least one selected from Ni: 1.5% or less and Mo: 0.8% or less.
（３）Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
Ｎｂ：０．０８％以下および
Ｖ：０．２％以下
のうちから選ばれる１種以上を含有することを特徴とする、上記（１）または（２）に記載の熱間圧延棒鋼または線材。
(3) Instead of part of Fe, in mass%,
The hot-rolled steel bar or wire according to (1) or (2) above, which contains one or more selected from Nb: 0.08% or less and V: 0.2% or less.
本発明の熱間圧延棒鋼または線材は、様々な温度域、特に、９００〜１２００℃に加熱後に熱間鍛造しても、浸炭あるいは浸炭窒化の工程で加熱、特に、９８０℃以下の温度に３時間以内加熱した際にオーステナイト粒の粗大化を安定して防止できる。しかも、本発明の熱間圧延棒鋼または線材を素材とすれば、良好な曲げ疲労強度が得られる。このため、本発明の熱間圧延棒鋼または線材は、熱間鍛造によって粗成形される歯車、プーリー、シャフトなど鋼製部品の素材として好適に用いることができる。 The hot-rolled steel bar or wire of the present invention can be heated at various temperatures, particularly 900 to 1200 ° C. and hot forged after heating in the carburizing or carbonitriding process, particularly at a temperature of 980 ° C. or lower. When heated within the time, coarsening of austenite grains can be stably prevented. Moreover, if the hot-rolled steel bar or wire of the present invention is used as a raw material, good bending fatigue strength can be obtained. For this reason, the hot-rolled steel bar or wire of the present invention can be suitably used as a material for steel parts such as gears, pulleys, and shafts that are roughly formed by hot forging.
以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、各元素の含有量の「％」は「質量％」を意味する。 Hereinafter, each requirement of the present invention will be described in detail. In addition, “%” of the content of each element means “mass%”.
（Ａ）化学組成
Ｃ：０．１〜０．３％
Ｃは、浸炭焼入れあるいは浸炭窒化焼入れしたときの部品の芯部強度を確保するために必須の元素である。そ含有量が０．１％未満では、前記の効果が不十分である。一方、Ｃの含有量が０．３％を超えると、熱間鍛造後の被削性の低下が顕著になる。したがって、Ｃの含有量を０．１〜０．３％とした。なお、Ｃの含有量は、０．１８％以上、０．２５％以下であることが好ましい。
(A) Chemical composition C: 0.1 to 0.3%
C is an essential element for securing the core strength of the parts when carburized and quenched or carbonitrided. If the content is less than 0.1%, the above effect is insufficient. On the other hand, if the C content exceeds 0.3%, the machinability after hot forging is significantly reduced. Therefore, the content of C is set to 0.1 to 0.3%. The C content is preferably 0.18% or more and 0.25% or less.
Ｓｉ：０．０５〜１．５％
Ｓｉは、焼入れ性および焼戻し軟化抵抗を高める効果が大きく、また、疲労強度の向上にも効果を有する元素である。しかし、Ｓｉの含有量が０．０５％未満では、前記の効果が不十分である。一方、Ｓｉの含有量が多過ぎると、鋼に対して熱間鍛造を実施した後、または、熱間鍛造された鋼に対して焼準を施した後、鋼中にベイナイトが生成しやすくなって鋼の硬さが上昇し、被削性が低下する。特に、Ｓｉの含有量が１．５％を超えると、疲労強度を高める効果が飽和するだけでなく、熱間鍛造後や焼準後の被削性の低下が顕著になる。したがって、Ｓｉの含有量を０．０５〜１．５％とした。なお、Ｓｉ含有量は、０．４％以上、０．８％以下であることが好ましい。
Si: 0.05 to 1.5%
Si is an element that has a large effect of increasing hardenability and temper softening resistance, and also has an effect of improving fatigue strength. However, when the Si content is less than 0.05%, the above effects are insufficient. On the other hand, if the content of Si is too large, bainite is likely to be generated in the steel after hot forging is performed on the steel or after normalizing is performed on the hot forged steel. As a result, the hardness of the steel increases and the machinability decreases. In particular, when the Si content exceeds 1.5%, not only the effect of increasing the fatigue strength is saturated, but also the machinability after hot forging or after normalization becomes remarkable. Therefore, the Si content is set to 0.05 to 1.5%. In addition, it is preferable that Si content is 0.4% or more and 0.8% or less.
Ｍｎ：０．４〜２．０％
Ｍｎは、焼入れ性および焼戻し軟化抵抗を高める効果が大きく、疲労強度の向上にも効果を有する元素である。その含有量が０．４％未満では、前記の効果が不十分である。一方、Ｍｎの含有量が多過ぎると、鋼に対して熱間鍛造を実施した後、または、熱間鍛造された鋼に対して焼準を施した後、鋼中にベイナイトが生成しやすくなって鋼の硬さが上昇し、被削性が低下する。特に、Ｍｎの含有量が２．０％を超えると、前記の効果が飽和するだけでなく、熱間鍛造後や焼準後の被削性の低下が顕著になる。したがって、Ｍｎの含有量を０．４〜２．０％とした。なお、Ｍｎの含有量は、０．８％以上、１．２％以下であることが好ましい。
Mn: 0.4 to 2.0%
Mn is an element that has a large effect of improving hardenability and temper softening resistance, and also has an effect of improving fatigue strength. If the content is less than 0.4%, the above effect is insufficient. On the other hand, if the content of Mn is too large, bainite is likely to be formed in the steel after hot forging is performed on the steel or after normalizing is performed on the hot forged steel. As a result, the hardness of the steel increases and the machinability decreases. In particular, when the content of Mn exceeds 2.0%, not only the above effects are saturated, but also the machinability after hot forging or after normalization becomes remarkable. Therefore, the Mn content is set to 0.4 to 2.0%. In addition, it is preferable that content of Mn is 0.8% or more and 1.2% or less.
Ｓ：０．００３〜０．０５％
Ｓは、Ｍｎと結合してＭｎＳを形成し、被削性を向上させる。しかし、その含有量が０．００３％未満では、前記の効果が得難い。一方、Ｓの含有量が多くなると、粗大なＭｎＳを生成しやすくなり、疲労強度を低下させる傾向があり、特に、Ｓの含有量が０．０５％を超えると、疲労強度低下が顕著になる。したがって、Ｓの含有量を０．００３〜０．０５％とした。なお、Ｓの含有量は、０．０１％以上、０．０３％以下であることが好ましい。
S: 0.003-0.05%
S combines with Mn to form MnS and improves machinability. However, if the content is less than 0.003%, it is difficult to obtain the above effect. On the other hand, when the S content increases, coarse MnS tends to be generated, and the fatigue strength tends to decrease. In particular, when the S content exceeds 0.05%, the fatigue strength decreases significantly. . Therefore, the content of S is set to 0.003 to 0.05%. In addition, it is preferable that content of S is 0.01% or more and 0.03% or less.
Ｃｒ：０．５〜３．０％
Ｃｒは、焼入れ性および焼戻し軟化抵抗を高める効果が大きく、疲労強度の向上に有効な元素である。その含有量が０．５％未満では、前記の効果が不十分である。一方、Ｃｒの含有量が多過ぎると、鋼に対して熱間鍛造を実施した後、または、熱間鍛造された鋼に対して焼準を施した後、鋼中にベイナイトが生成しやすくなって鋼の硬さが上昇し、被削性が低下する。特に、Ｃｒの含有量が３．０％を超えると、疲労強度を高める効果が飽和するだけでなく、熱間鍛造後や焼準後の被削性の低下が顕著になる。したがって、Ｃｒの含有量を０．５〜３．０％とした。なお、Ｃｒの含有量が１．３％以上になると、疲労強度の向上効果が顕著になるので、Ｃｒの含有量は１．３％以上であることが好ましい。なお、Ｃｒの含有量は、２．０％以下であることが好ましい。
Cr: 0.5 to 3.0%
Cr is an element that has a large effect of enhancing hardenability and temper softening resistance and is effective in improving fatigue strength. If the content is less than 0.5%, the above effects are insufficient. On the other hand, if the content of Cr is too large, bainite is likely to be generated in the steel after hot forging is performed on the steel or after normalizing is performed on the hot forged steel. As a result, the hardness of the steel increases and the machinability decreases. In particular, when the Cr content exceeds 3.0%, not only the effect of increasing the fatigue strength is saturated, but also the machinability decreases after hot forging and after normalization. Therefore, the Cr content is set to 0.5 to 3.0%. In addition, since the improvement effect of fatigue strength will become remarkable when content of Cr becomes 1.3% or more, it is preferable that content of Cr is 1.3% or more. Note that the Cr content is preferably 2.0% or less.
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２０〜０．０６０％
Ａｌは、脱酸作用を有すると同時に、Ｎと結合してＡｌＮを形成しやすく、浸炭あるいは浸炭窒化の工程の加熱時のオーステナイト粒粗大化防止に有効な元素である。しかし、Ａｌの含有量がｓｏｌ．Ａｌで０．０２０％未満では、他の要件を満たしていても、後述の「９８０℃以下の温度で３時間加熱した場合に粗粒が発生しないこと」という、本発明の目標とするオーステナイト粒粗大化防止効果が得られない。また、Ａｌの含有量がｓｏｌ．Ａｌで０．０６０％を超える場合も同様に、他の要件を満たしていても、上記の本発明で目標とするオーステナイト粒粗大化防止効果が得られない。したがって、Ａｌの含有量をｓｏｌ．Ａｌで０．０２０〜０．０６０％とした。Ａｌの含有量は、ｓｏｌ．Ａｌで０．０３０％以上、０．０５０％以下であることが好ましい。なお、「ｓｏｌ．Ａｌ」とは、「酸可溶Ａｌ」を指す。
sol. Al: 0.020 to 0.060%
Al is an element that has a deoxidizing action and is easily combined with N to form AlN and is effective in preventing austenite grain coarsening during heating in the carburizing or carbonitriding process. However, the content of Al is sol. If the Al content is less than 0.020%, even if the other requirements are satisfied, the austenite grain targeted by the present invention, which will be described later, “coarse grains do not occur when heated at a temperature of 980 ° C. or lower for 3 hours”. The effect of preventing coarsening cannot be obtained. Further, the content of Al is sol. Similarly, even when Al exceeds 0.060%, even if other requirements are satisfied, the target austenite grain coarsening preventing effect cannot be obtained. Therefore, the content of Al is sol. The content of Al was 0.020 to 0.060%. The content of Al is sol. Al content is preferably 0.030% or more and 0.050% or less. “Sol. Al” refers to “acid-soluble Al”.
Ｎ：０．０１０〜０．０２５％
Ｎは、Ａｌ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉと結合してＡｌＮ、ＮｂＮ、ＶＮ、ＴｉＮを形成しやすいため、浸炭あるいは浸炭窒化の工程の加熱時のオーステナイト粒の粗大化防止に有効な元素である。しかし、Ｎの含有量が０．０１０％未満では、他の要件を満たしていても、本発明で目標とするオーステナイト粒の粗大化を防止できない。一方、Ｎの含有量が０．０２５％を超えると、製鋼工程において量産で安定して製造することが難しい。したがって、Ｎの含有量を０．０１０〜０．０２５％とした。なお、Ｎの含有量は、０．０１３％以上、０．０２０％以下であることが好ましい。
N: 0.010 to 0.025%
N is an element effective for preventing austenite grain coarsening during heating in the carburizing or carbonitriding process because NN is easily bonded to Al, Nb, V, and Ti to form AlN, NbN, VN, and TiN. However, if the N content is less than 0.010%, the austenite grains targeted in the present invention cannot be prevented from becoming coarse even if other requirements are satisfied. On the other hand, when the content of N exceeds 0.025%, it is difficult to stably manufacture by mass production in the steel making process. Therefore, the N content is set to 0.010 to 0.025%. The N content is preferably 0.013% or more and 0.020% or less.
本発明の熱間圧延棒鋼または線材は、上述の各元素を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＰ、ＴｉおよびＯがそれぞれ、Ｐ：０．０２５％以下、Ｔｉ：０．００３％以下およびＯ：０．００２％以下のものである。 The hot-rolled steel bar or wire of the present invention contains each of the above-described elements, the balance is made of Fe and impurities, and P, Ti, and O in the impurities are each P: 0.025% or less, Ti: 0.00. 003% or less and O: 0.002% or less.
なお、「不純物」とは、鋼の原料として使用される鉱石および／またはスクラップ、あるいは製造過程の環境などから混入する元素をいう。 The “impurity” refers to an element mixed from ore and / or scrap used as a raw material of steel, or the environment of the manufacturing process.
以下、不純物中のＰ、ＴｉおよびＯについて説明する。 Hereinafter, P, Ti, and O in the impurities will be described.
Ｐ：０．０２５％以下
Ｐは、粒界偏析して粒界を脆化させやすい元素で、０．０２５％を超えると、疲労強度を低下させる。したがって、不純物中のＰの含有量を０．０２５％以下とした。なお、不純物中のＰの含有量は０．０１５％以下とすることが好ましい。
P: 0.025% or less P is an element that easily segregates at the grain boundary and easily embrittles the grain boundary. When it exceeds 0.025%, the fatigue strength is reduced. Therefore, the content of P in the impurities is set to 0.025% or less. In addition, it is preferable that content of P in an impurity shall be 0.015% or less.
Ｔｉ：０．００３％以下
Ｔｉは、Ｎと結合して硬質で粗大なＴｉＮを形成しやすく、疲労強度を低下させてしまう。特に、Ｔｉの含有量が０．００３％を超えると、疲労強度の低下が著しくなる。したがって、不純物中のＴｉ含有量を０．００３％以下とした。なお、不純物元素としてのＴｉの含有量は０．００２％以下にすることが好ましく、製鋼工程でのコスト上昇をきたさない範囲で、できる限り少なくすることがさらに望ましい。
Ti: 0.003% or less Ti combines with N to easily form hard and coarse TiN, and reduces fatigue strength. In particular, when the Ti content exceeds 0.003%, the fatigue strength is significantly reduced. Therefore, the Ti content in the impurities is set to 0.003% or less. In addition, it is preferable to make content of Ti as an impurity element 0.002% or less, and it is further more desirable to reduce as much as possible in the range which does not raise the cost in a steelmaking process.
Ｏ（酸素）：０．００２％以下
Ｏは、Ａｌと結合して硬質な酸化物系介在物を形成しやすく、面疲労強度を低下させてしまう。特に、Ｏの含有量が０．００２％を超えると、面疲労強度の低下が著しくなる。したがって、不純物中のＯ含有量を０．００２％以下とした。なお、不純物元素としてのＯの含有量は０．００１％以下にすることが好ましく、製鋼工程でのコスト上昇をきたさない範囲で、できる限り少なくすることがさらに望ましい。
O (oxygen): 0.002% or less O is liable to form hard oxide inclusions by bonding with Al, and lowers the surface fatigue strength. In particular, when the O content exceeds 0.002%, the surface fatigue strength is significantly reduced. Therefore, the O content in the impurities is set to 0.002% or less. In addition, it is preferable to make content of O as an impurity element 0.001% or less, and it is further more desirable to reduce as much as possible in the range which does not raise the cost in a steelmaking process.
本発明の熱間圧延棒鋼または線材には、上述のＦｅの一部に代えて、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、ＮｂおよびＶから選択される１種以上の元素を含有させてもよい。 The hot-rolled steel bar or wire of the present invention may contain one or more elements selected from Cu, Ni, Mo, Nb and V in place of a part of the above-mentioned Fe.
Ｃｕ、ＮｉおよびＭｏは、いずれも、焼入れ性を高める作用を有する。このため、より大きな焼入れ性を得たい場合には、これらの元素を含有させてもよい。以下、Ｃｕ、ＮｉおよびＭｏについて説明する。 Cu, Ni, and Mo all have an effect of improving hardenability. For this reason, when it is desired to obtain greater hardenability, these elements may be contained. Hereinafter, Cu, Ni, and Mo will be described.
Ｃｕ：０．４％以下
Ｃｕは、焼入れ性を高める効果があり、より疲労強度を高めるために有効な元素であるので、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｃｕの含有量が０．４％を超えると、熱間延性を低下させて、熱間加工性の低下が顕著となる。したがって、Ｃｕを含有させる場合には、その含有量を０．４％以下とした。なお、Ｃｕ含有量の上限は０．３％であることが好ましい。
Cu: 0.4% or less Cu has an effect of improving the hardenability and is an element effective for increasing the fatigue strength. Therefore, Cu may be contained as necessary. However, when the Cu content exceeds 0.4%, the hot ductility is lowered, and the hot workability is significantly lowered. Therefore, when Cu is contained, the content is set to 0.4% or less. In addition, it is preferable that the upper limit of Cu content is 0.3%.
一方、前記したＣｕの焼入れ性の向上による疲労強度を高める効果は、その含有量が０．１％以上の場合に安定して得られる。Ｃｕ含有量の下限は、好ましくは０．２％である。 On the other hand, the effect of increasing the fatigue strength by improving the hardenability of Cu described above can be stably obtained when the content is 0.1% or more. The lower limit of the Cu content is preferably 0.2%.
Ｎｉ：１．５％以下
Ｎｉは、焼入れ性を高める効果があり、より疲労強度を高めるために有効な元素であるので、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｎｉの含有量が１．５％を超えると、焼入れ性の向上による疲労強度を高める効果が飽和するだけでなく、熱間鍛造後の被削性の低下が顕著になる。したがって、したがって、Ｎｉを含有させる場合には、その含有量を１．５％以下とした。なお、Ｎｉ含有量の上限は０．８％であることが好ましい。
Ni: 1.5% or less Ni has an effect of improving the hardenability and is an element effective for increasing the fatigue strength. Therefore, Ni may be contained as necessary. However, if the Ni content exceeds 1.5%, not only the effect of increasing the fatigue strength by improving the hardenability is saturated, but also the machinability after hot forging becomes remarkable. Therefore, when Ni is contained, its content is set to 1.5% or less. In addition, it is preferable that the upper limit of Ni content is 0.8%.
一方、前記したＮｉの焼入れ性の向上による疲労強度を高める効果は、その含有量が０．１％以上の場合に安定して得られる。Ｎｉ含有量の下限は、好ましくは０．２％である。 On the other hand, the effect of increasing the fatigue strength by improving the hardenability of Ni described above can be stably obtained when the content is 0.1% or more. The lower limit of the Ni content is preferably 0.2%.
Ｍｏ：０．８％以下
Ｍｏは、焼入れ性を高める効果があり、また、焼戻し軟化抵抗を高める効果もあって、より疲労強度を高めるために有効な元素であるので、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｍｏの含有量が多過ぎると、鋼に対して熱間鍛造を実施した後、または、熱間鍛造された鋼に対して焼準を施した後、鋼中にベイナイトが生成しやすくなって鋼の硬さが上昇し、被削性が低下する。特に、Ｍｏの含有量が０．８％を超えると、疲労強度を高める効果が飽和するだけでなく、熱間鍛造後や焼準後の被削性の低下が顕著になり、さらに、変形抵抗が高くなって冷間鍛造性の低下も顕著となる。したがって、Ｍｏを含有させる場合には、その含有量を０．８％以下とした。なお、Ｍｏ含有量の上限は０．４％であることが好ましい。
Mo: 0.8% or less Mo has an effect of increasing hardenability and also has an effect of increasing resistance to temper softening, and is an element effective for increasing fatigue strength. May be. However, if the Mo content is too high, bainite is likely to be generated in the steel after hot forging is performed on the steel or after normalizing is performed on the hot forged steel. As a result, the hardness of the steel increases and the machinability decreases. In particular, when the Mo content exceeds 0.8%, not only the effect of increasing the fatigue strength is saturated, but also the machinability after hot forging and after normalization becomes remarkable, and further, deformation resistance Becomes higher, and the decrease in cold forgeability becomes remarkable. Therefore, when Mo is contained, the content is set to 0.8% or less. In addition, it is preferable that the upper limit of Mo content is 0.4%.
一方、前記したＭｏの焼入れ性の向上と焼戻し軟化抵抗の向上による疲労強度を高める効果は、その含有量が０．０５％以上の場合に安定して得られる。Ｍｏ含有量の下限は、好ましくは０．１％である。 On the other hand, the effect of increasing the fatigue strength by improving the hardenability and temper softening resistance of Mo described above can be stably obtained when the content is 0.05% or more. The lower limit of the Mo content is preferably 0.1%.
上記のＣｕ、ＮｉおよびＭｏは、そのうちのいずれか１種のみ、または、２種以上の複合で含有させることができる。これらの元素の合計含有量は２．７％以下であってもよいが、１．２％以下とすることが好ましい。 Said Cu, Ni, and Mo can be contained only in any one of them, or 2 or more types of composites. The total content of these elements may be 2.7% or less, but is preferably 1.2% or less.
ＮｂおよびＶは、いずれも、前述したＡｌＮによる浸炭加熱時のオーステナイト粒粗大化防止を補完する作用を有するため、これらの元素を含有させてもよい。以下、上記のＮｂおよびＶについて説明する。 Since both Nb and V have the effect of supplementing the above-described prevention of coarsening of austenite grains during carburizing heating with AlN, these elements may be contained. Hereinafter, Nb and V will be described.
Ｎｂ：０．０８％以下
Ｎｂは、Ｃ、Ｎと結合してＮｂＣ、ＮｂＮ、Ｎｂ（Ｃ、Ｎ）を形成しやすく、前述したＡｌＮによる浸炭加熱時のオーステナイト粒粗大化防止を補完するのに有効な元素である。しかしながら、Ｎｂの含有量が０．０８％を超えると、オーステナイト粒粗大化防止の効果がむしろ低下する。このため、合金コストが嵩んで、経済性を損なうことになる。したがって、Ｎｂを含有させる場合には、その含有量を０．０８％以下とした。なお、Ｎｂ含有量の上限は０．０４％であることが好ましい。
Nb: 0.08% or less Nb easily forms NbC, NbN, Nb (C, N) by combining with C and N, and supplements the above-described prevention of austenite grain coarsening during carburizing heating with AlN. It is an effective element. However, if the Nb content exceeds 0.08%, the effect of preventing austenite grain coarsening is rather lowered. For this reason, the cost of the alloy increases and the economy is impaired. Therefore, when Nb is contained, the content is set to 0.08% or less. In addition, it is preferable that the upper limit of Nb content is 0.04%.
一方、前記したＮｂのオーステナイト粒粗大化防止効果は、その含有量が０．０１％以上の場合に安定して得られる。Ｎｂ含有量の下限は、好ましくは０．０２％である。 On the other hand, the austenite grain coarsening preventing effect of Nb described above can be stably obtained when the content is 0.01% or more. The lower limit of the Nb content is preferably 0.02%.
Ｖ：０．２％以下
Ｖは、Ｃ、Ｎと結合してＶＮ、ＶＣを形成しやすく、このうち、ＶＮは前述したＡｌＮによる浸炭加熱時のオーステナイト粒粗大化防止を補完するのに有効である。しかしながら、Ｖの含有量が０．２％を超えると、オーステナイト粒粗大化防止の効果がむしろ低下する。このため、合金コストが嵩んで、経済性を損なうことになる。したがって、Ｖを含有させる場合には、その含有量を０．２％以下とした。なお、Ｖ含有量の上限は０．１％であることが好ましい。
V: 0.2% or less V is easy to combine with C and N to form VN and VC. Among these, VN is effective in supplementing the above-described prevention of coarsening of austenite grains during carburizing heating with AlN. is there. However, if the V content exceeds 0.2%, the effect of preventing austenite grain coarsening is rather lowered. For this reason, the cost of the alloy increases and the economy is impaired. Therefore, when V is contained, the content is set to 0.2% or less. In addition, it is preferable that the upper limit of V content is 0.1%.
一方、前記したＶのオーステナイト粒粗大化防止効果は、その含有量が０．０２％以上の場合に安定して得られる。Ｖ含有量の下限は、好ましくは０．０４％である。 On the other hand, the effect of preventing the austenite grain coarsening of V described above can be stably obtained when the content is 0.02% or more. The lower limit of the V content is preferably 0.04%.
上記のＮｂおよびＶは、そのうちのいずれか１種のみ、または、２種の複合で含有させることができる。これらの元素の合計含有量は０．２８％以下であってもよいが、０．１４％以下とすることが好ましい。 Said Nb and V can be contained only in any 1 type or 2 types of composites. The total content of these elements may be 0.28% or less, but is preferably 0.14% or less.
（Ｂ）ＡｌＮとして析出しているＡｌの量：０．０３０％以下
本発明の熱間圧延棒鋼または線材が、上記（Ａ）および後述の（Ｃ）を満たす場合であっても、ＡｌＮとして析出しているＡｌの量が多過ぎると、熱間鍛造後あるいは熱間鍛造の後の焼準後に、浸炭焼入れあるいは浸炭窒化焼入れする工程で加熱、特に、９８０℃以下の温度で３時間加熱した際にオーステナイト粒の粗大化を安定して防止することができない。このため、ＡｌＮとして析出しているＡｌの量を０．０３０％以下とした。なお、ＡｌＮとして析出しているＡｌ量の上限は、０．０２５％であることが好ましい。
(B) Al amount deposited as AlN: 0.030% or less Even when the hot-rolled steel bar or wire of the present invention satisfies the above (A) and (C) described later, it is precipitated as AlN. When the amount of Al is too large, after hot forging or after normalizing after hot forging, heating is performed in the carburizing quenching or carbonitriding quenching process, particularly when heated at a temperature of 980 ° C. or less for 3 hours Furthermore, coarsening of austenite grains cannot be stably prevented. For this reason, the amount of Al deposited as AlN is set to 0.030% or less. The upper limit of the amount of Al deposited as AlN is preferably 0.025%.
上記のＡｌＮとして析出しているＡｌ量は、例えば、次のように求める。 The amount of Al deposited as AlN is determined as follows, for example.
半径がＲの棒鋼または線材の横断面のＲ／２部から、適宜の試験片を採取し、一般的な条件である、１０％ＡＡ系電解液を用いて、電流密度２５０〜３５０Ａ／ｍ2で抽出（電気分解）し、抽出した溶液をメッシュサイズ０．２μｍのフィルタでろ過して、ろ過物について一般的な化学分析を行う。この測定で得られたＡｌ量を「ＡｌＮとして析出しているＡｌ量」とする。なお、前述した１０％ＡＡ電解液とは、１０体積％アセチルアセトン−１質量％塩化テトラメチルアンモニウム−メタノール溶液である。 An appropriate test piece is taken from the R / 2 part of the cross section of the steel bar or wire having a radius of R, and a current density of 250 to 350 A / m 2 using a 10% AA-based electrolyte which is a general condition. (Electrolysis), and the extracted solution is filtered through a filter having a mesh size of 0.2 μm, and a general chemical analysis is performed on the filtrate. The amount of Al obtained by this measurement is defined as “the amount of Al deposited as AlN”. The 10% AA electrolyte described above is a 10% by volume acetylacetone-1% by mass tetramethylammonium chloride-methanol solution.
（Ｃ）横断面内において、前記断面の中心位置を基準に、中心角４５°置きに表面からの深さ１ｍｍ位置までの８領域を線分析したときのＤＩ：最小値が２．０以上、かつ、最大値が５．０以下
本発明の熱間圧延棒鋼または線材は、横断面内において、前記断面の中心位置を基準に、中心角４５°置きに表面からの深さ１ｍｍ位置までの８領域を線分析したときに、
ＤＩ＝０．３１１×Ｃ0.5×（１＋０．６４×Ｓｉ）×（１＋４．１０×Ｍｎ）×（１＋２．８３×Ｐ）×（１＋２．３３×Ｃｒ）×（１＋０．２７×Ｃｕ）×（１＋０．５２×Ｎｉ）×（１＋３．１４×Ｍｏ）・・・[1]
で表されるＤＩの最小値が２．０以上、かつ、最大値が５．０以下でなければならない。式[1]中の元素記号は、その元素の含有量（質量％）を表す。
(C) In a cross section, DI when a line analysis is performed for 8 regions from the surface to a depth of 1 mm at intervals of 45 ° with respect to the center position of the cross section: minimum value is 2.0 or more, And the maximum value is 5.0 or less The hot-rolled steel bar or wire of the present invention is 8 in the transverse section up to a depth of 1 mm from the surface at intervals of 45 ° with respect to the center position of the section. When a line analysis of an area
DI = 0.311 x C 0.5 x (1 + 0.64 x Si) x (1 + 4.10 x Mn) x (1 + 2.83 x P) x (1 + 2.33 x Cr) x (1 + 0.27 x Cu) x ( 1 + 0.52 × Ni) × (1 + 3.14 × Mo) [1]
The minimum value of DI represented by the above must be 2.0 or more and the maximum value is 5.0 or less. The element symbol in the formula [1] represents the content (% by mass) of the element.
上記横断面内の各測定領域におけるＤＩ値の最大値が大きくなると、浸炭あるいは浸炭窒化の工程で加熱した際にオーステナイト粒が粗大化しやすく、特に、５．０を超えると、熱間鍛造後あるいは熱間鍛造の後の焼準後の、浸炭あるいは浸炭窒化の工程で加熱、特に、９８０℃以下の温度で３時間加熱した際にオーステナイト粒の粗大化を安定して防止することができない。このため、ＤＩの最大値を５．０以下とした。ＤＩの最大値は、４．６以下であることが好ましい。 When the maximum value of DI value in each measurement region in the transverse cross section is increased, austenite grains are likely to be coarsened when heated in the carburizing or carbonitriding process, and particularly when exceeding 5.0, after hot forging or When heated in the carburizing or carbonitriding process after normalizing after hot forging, particularly when heated at a temperature of 980 ° C. or lower for 3 hours, austenite grain coarsening cannot be stably prevented. For this reason, the maximum value of DI was set to 5.0 or less. The maximum value of DI is preferably 4.6 or less.
一方、上記の各測定領域におけるＤＩ値の最小値が小さくなると、焼入れ性が低下し、疲労強度が低下し、特に、２．０を下回ると、疲労強度の低下が著しくなる。このため、ＤＩ値の最小値は２．０以上とした。ＤＩの最小値は、２．３以上であることが好ましい。 On the other hand, when the minimum value of the DI value in each of the above measurement regions is small, the hardenability is lowered and the fatigue strength is lowered. Particularly, when the value is less than 2.0, the fatigue strength is significantly lowered. For this reason, the minimum DI value is set to 2.0 or more. The minimum value of DI is preferably 2.3 or more.
上記の各測定領域におけるＤＩ値は、例えば、次のようにして求める。 The DI value in each of the above measurement areas is obtained as follows, for example.
図１に模式的に示すように、棒鋼または線材の横断面内において、その断面の中心位置を基準に、中心角４５°置きに表面からの深さ１ｍｍ位置までの８領域（図１に示す８つのライン）において、ビーム径を５０μｍとしてＥＰＭＡ分析装置を用いて線分析し、各領域である図１に示す８つのラインそれぞれについて、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｃｒ、Ｃｕ、ＮｉおよびＭｏの含有量の最大値および最小値を求める。 As schematically shown in FIG. 1, in a cross section of a steel bar or wire, eight regions (shown in FIG. 1) from the surface to a depth of 1 mm at intervals of 45 ° with respect to the center position of the cross section. 8), the beam diameter was set to 50 μm, and the line analysis was performed using an EPMA analyzer, and C, Si, Mn, P, Cr, Cu, Ni, and Mo for each of the eight lines shown in FIG. The maximum value and the minimum value of the content of are determined.
上述の含有量の最大値および最小値は、それぞれ、各領域内で、各元素についての測定値が「山頂」および「谷底」となる部分の含有量であり、この各元素含有量の最大値および最小値を用いて、式[1]に基づき、各領域それぞれについて、ＤＩ値の領域内最大値および領域内最小値を求める。 The maximum value and the minimum value of the above-mentioned contents are the contents of the portions where the measured values for each element are “mountain peak” and “valley bottom” in each region, and the maximum value of each element content. Using the minimum value and the minimum value, the maximum value in the region and the minimum value in the region of the DI value are obtained for each region based on the equation [1].
得られた８つのＤＩ値の領域内最大値のうちの最大値、および８つのＤＩ値の領域内最小値のうちの最小値を、それぞれＤＩ値の最大値および最小値とする。 The maximum value of the obtained eight DI values in the region and the minimum value of the eight DI values in the region are set as the maximum value and the minimum value of the DI value, respectively.
なお、Ｃｕ、ＮｉおよびＭｏが非添加で不純物レベルでしか含まれない場合には、式[1]におけるＣｕ、ＮｉおよびＭｏをそれぞれ、「０（ゼロ）」とする。 When Cu, Ni, and Mo are not added and are contained only at the impurity level, Cu, Ni, and Mo in the formula [1] are set to “0 (zero)”, respectively.
本発明の熱間圧延棒鋼または線材は、例えば、次に述べる方法によって製造することができる。 The hot-rolled steel bar or wire of the present invention can be produced, for example, by the method described below.
［１］前記（Ａ）項に規定の化学組成の鋼を溶製し、連続鋳造法によって鋳片を製造する。なお、連続鋳造するに際し、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行う。また、連続鋳造時、凝固途中の鋳片に圧下を加える。 [1] A steel having the chemical composition defined in the item (A) is melted and a slab is produced by a continuous casting method. In continuous casting, electromagnetic stirring is performed in the mold using a continuous casting machine having a vertical portion having a length of 1.5 m or more below the mold. Also, during continuous casting, a reduction is applied to the slab during solidification.
［２］製造された鋳片に加熱温度が１２５０〜１３００℃、かつ、加熱時間が５時間以上の加熱を施してから分塊圧延し、鋼片を製造する。なお、分塊圧延後の鋼片の冷却は徐冷や大気中での放冷でよい。 [2] The manufactured slab is heated at 1250 to 1300 ° C. and heated for 5 hours or more, and then subjected to ingot rolling to manufacture a steel slab. Note that the steel slab after the partial rolling may be cooled slowly or allowed to cool in the air.
［３］得られた鋼片に加熱温度が１１００〜１２００℃、かつ、加熱時間が１時間以上の加熱を施してから熱間圧延し、熱間圧延棒鋼または線材を製造する。なお、熱間圧延の仕上げ加工温度を９００〜１０５０℃とし、仕上げ加工後は大気中での放冷（以下、単に「放冷」という。）以下の冷却速度で６００℃以下の温度まで冷却する。また、鋼片から棒鋼または線材への〔｛１−（棒鋼または線材の断面積／鋼片の断面積）｝×１００〕で定義される断面減少率を８７．５％以上とする。 [3] The obtained steel slab is heated at 1100 to 1200 ° C. and heated for 1 hour or more, and then hot-rolled to produce a hot-rolled bar or wire. In addition, the finishing temperature of hot rolling is set to 900 to 1050 ° C., and after finishing, the steel is cooled to a temperature of 600 ° C. or less at a cooling rate below air cooling (hereinafter simply referred to as “cooling”). . Further, the cross-section reduction rate defined by [{1- (cross-sectional area of bar or wire) / cross-sectional area of steel slab)} × 100 from the steel slab to the steel bar or wire is 87.5% or more.
なお、熱間圧延における仕上げ加工後は、放冷以下の冷却速度で室温まで冷却する必要はなく、６００℃以下の温度に至った時点で、空冷、ミスト冷却、水冷など、適宜の手段で冷却してもよい。 In addition, after finishing in hot rolling, it is not necessary to cool to room temperature at a cooling rate equal to or lower than that of cooling, and when it reaches a temperature of 600 ° C. or lower, it is cooled by appropriate means such as air cooling, mist cooling, or water cooling. May be.
本明細書における加熱温度とは加熱炉の炉内温度の平均値、加熱時間とは在炉時間を意味する。 The heating temperature in this specification means the average value of the furnace temperature of the heating furnace, and the heating time means the in-furnace time.
また、熱間圧延の仕上げ加工温度とは、仕上げ加工直後の棒鋼、線材の表面温度を指す。さらに、仕上げ加工の冷却速度も、棒鋼、線材の表面の冷却速度を指す。 Moreover, the finishing temperature of hot rolling refers to the surface temperature of the steel bar and wire immediately after finishing. Furthermore, the cooling rate of finishing processing also refers to the cooling rate of the surface of the steel bar and wire.
以下、実施例により本発明をさらに詳しく説明する。 Hereinafter, the present invention will be described in more detail with reference to examples.
（実施例１）
表１に示す化学組成を有する鋼Ａおよび鋼Ｂを７０トン転炉で成分調整した後、連続鋳造を行って、４００ｍｍ×３００ｍｍ角の鋳片（ブルーム）を作製し、６００℃まで冷却した。なお、連続鋳造の凝固途中の段階で圧下を加えた。
Example 1
Components of steel A and steel B having the chemical compositions shown in Table 1 were adjusted in a 70-ton converter, and then continuous casting was performed to produce a 400 mm × 300 mm square slab (bloom), which was cooled to 600 ° C. Note that reduction was applied during the solidification of continuous casting.
鋼Ａおよび鋼Ｂはいずれも、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼である。 Steel A and steel B are both steels whose chemical compositions are within the range defined by the present invention.
次いで鋳片を、上記の６００℃から１２８０℃に加熱した後、分塊圧延して１８０ｍｍ×１８０ｍｍ角の鋼片を作製し、室温まで冷却した。さらに、上記１８０ｍｍ×１８０ｍｍ角の鋼片を加熱した後、熱間圧延を行って半径２０ｍｍの棒鋼を得た。 Next, the slab was heated from the above 600 ° C. to 1280 ° C., and then rolled into pieces to produce a 180 mm × 180 mm square steel slab and cooled to room temperature. Furthermore, after heating the 180 mm × 180 mm square steel piece, hot rolling was performed to obtain a steel bar having a radius of 20 mm.
表２に、製造条件〈１〉〜〈７〉として、連続鋳造の条件ならびに、４００ｍｍ×３００ｍｍの鋳片から半径２０ｍｍの棒鋼に仕上げるに際しての鋳片の加熱条件、鋼片の加熱条件、棒鋼圧延の仕上げ加工温度および仕上げ加工後の冷却条件の詳細を示す。 In Table 2, as the production conditions <1> to <7>, the conditions for continuous casting, the heating conditions for the slab when finishing a 400 mm × 300 mm slab to a steel bar with a radius of 20 mm, the heating condition for the slab, and the steel bar rolling The details of the finishing processing temperature and the cooling conditions after finishing processing are shown.
上記のようにして得た半径２０ｍｍの各棒鋼について、横断面のＲ／２部（Ｒは半径を表す。）から１０ｍｍ角の試験片を切り出し、前記した抽出残渣分析法によって、ＡｌＮとして析出しているＡｌの量を求めた。 For each steel bar having a radius of 20 mm obtained as described above, a 10 mm square test piece was cut out from the R / 2 part (R represents the radius) of the cross section, and precipitated as AlN by the extraction residue analysis method described above. The amount of Al present was determined.
また、横断面内において、前記断面の中心位置を基準に、中心角４５°置きに表面からの深さ１ｍｍ位置までの８領域を線分析して、既に述べた式[1]で表されるＤＩの最小値および最大値を求めた。 Further, in the cross section, eight regions from the surface to the depth of 1 mm at intervals of 45 ° with respect to the center position of the cross section are subjected to line analysis and expressed by the above-described equation [1]. The minimum and maximum values of DI were determined.
具体的には、図１に模式的に示すように、半径２０ｍｍの各棒鋼の横断面内において、その断面の中心位置を基準に、中心角４５°置きに表面からの深さ１ｍｍ位置までの８領域（図１に示す８つのライン）において、ビーム径を５０μｍとしてＥＰＭＡ分析装置を用いて線分析し、各領域である図１に示す８つのラインそれぞれについて、式[1]中の各元素の含有量の最大値および最小値を求め、次いで、この含有量の最大値および最小値を用いて、式[1]に基づき、各領域それぞれについて、ＤＩ値の領域内最大値および領域内最小値を求めた。そして、最後に、得られた８つのＤＩ値の領域内最大値のうちの最大値、および８つのＤＩ値の領域内最小値のうちの最小値を、それぞれＤＩ値の最大値および最小値とした。ただし、鋼Ａについては、式[1]におけるＣｕ、ＮｉおよびＭｏをいずれも０（ゼロ）とし、また、鋼Ｂについては、式[1]におけるＣｕおよびＮｉをいずれも０（ゼロ）とした。 Specifically, as schematically shown in FIG. 1, in the cross section of each steel bar having a radius of 20 mm, with respect to the center position of the cross section, the distance from the surface to a position of 1 mm depth from the surface at intervals of 45 °. In 8 regions (8 lines shown in FIG. 1), the beam diameter was set to 50 μm and line analysis was performed using an EPMA analyzer, and each element in the formula [1] for each of the 8 lines shown in FIG. The maximum value and the minimum value of the content of each of the above are obtained, and then the maximum value and the minimum value of the content are used to calculate the DI value within the region and the region minimum for each region based on the formula [1]. The value was determined. Finally, the maximum value of the obtained eight DI values in the region and the minimum value of the eight DI values in the region are respectively set as the maximum value and the minimum value of the DI value. did. However, for steel A, Cu, Ni and Mo in formula [1] are all 0 (zero), and for steel B, Cu and Ni in formula [1] are all 0 (zero). .
さらに、半径２０ｍｍの棒鋼から、長さ６０ｍｍの試験片を切り出し、熱間鍛造を模擬するために、１２００℃、１１００℃、１０００℃および９００℃の各温度で３０分加熱した後、炉から取り出して１０秒後に、円柱形状の高さ方向で６０％の圧縮加工を行い、その後、放冷にて室温まで冷却した。このようにして得た試験片を、さらに９３０℃で１時間加熱し、その後、室温まで放冷した。 Further, a 60 mm long test piece was cut out from a steel bar having a radius of 20 mm, heated at 1200 ° C., 1100 ° C., 1000 ° C., and 900 ° C. for 30 minutes in order to simulate hot forging, and then removed from the furnace. 10 seconds later, 60% compression processing was performed in the height direction of the cylindrical shape, and then cooled to room temperature by cooling. The test piece thus obtained was further heated at 930 ° C. for 1 hour and then allowed to cool to room temperature.
次いで、上記のようにして得た各試験片を縦断面方向で４等分になるように切断した後、浸炭での加熱を模擬するために、９５０℃、９８０℃、１０１０℃および１０４０℃の各温度で３時間保持した後、水冷によって室温まで冷却した。このようにして得た各試験片の切断面を厚さ１ｍｍ除去した後、その面を鏡面研磨し、界面活性剤を添加したピクリン酸飽和水溶液で腐食した後、光学顕微鏡を用いて倍率１００倍でランダムに各１０視野観察して、オーステナイト粒の粗大化発生状況を調査した。 Next, after cutting each test piece obtained as described above into four equal parts in the longitudinal cross-sectional direction, in order to simulate heating by carburizing, 950 ° C., 980 ° C., 1010 ° C. and 1040 ° C. After holding at each temperature for 3 hours, it was cooled to room temperature by water cooling. The cut surface of each test piece thus obtained was removed by 1 mm in thickness, the surface was mirror-polished, corroded with a saturated aqueous solution of picric acid to which a surfactant was added, and then magnified 100 times using an optical microscope. Each of 10 visual fields was randomly observed to investigate the occurrence of austenite grain coarsening.
上記調査における各視野の大きさは１．０ｍｍ×１．０ｍｍであり、この観察によって、粒度番号が５番以下のオーステナイト結晶粒が２個以上あった場合に、オーステナイト粒が粗大化したと判定した。 The size of each field of view in the above investigation is 1.0 mm × 1.0 mm, and this observation determines that austenite grains are coarsened when there are two or more austenite crystal grains having a grain size number of 5 or less. did.
オーステナイト粒粗大化防止効果の目標は、９８０℃以下の温度で３時間加熱した場合にオーステナイト粒が粗大化しないこととした。 The target of the effect of preventing austenite grain coarsening was to prevent the austenite grains from coarsening when heated at a temperature of 980 ° C. or lower for 3 hours.
表３に、上記の各調査結果を、棒鋼の製造条件および熱間鍛造を模擬するために加熱した温度とともにまとめて示す。なお、表３における製造条件番号は、前記表２に記載した製造条件番号に対応するものである。 Table 3 shows the results of the above investigations together with the manufacturing conditions of the steel bars and the temperatures heated to simulate hot forging. The manufacturing condition numbers in Table 3 correspond to the manufacturing condition numbers described in Table 2 above.
表３から、本発明で規定する条件を満たす「本発明例」の場合には、９００〜１２００℃という様々な温度に加熱して熱間鍛造しても、浸炭加熱模擬温度９８０℃まで粗粒が発生しておらず、オーステナイト粒粗大化防止効果が得られていることが明らかである。 From Table 3, in the case of “examples of the present invention” that satisfy the conditions specified in the present invention, even if hot forging by heating to various temperatures of 900 to 1200 ° C., coarse grains up to a simulated carburizing heating temperature of 980 ° C. It is clear that no austenite grain coarsening prevention effect is obtained.
これに対して、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼Ａおよび鋼Ｂを用いても、本発明で規定する他の条件から外れる「比較例」の場合には、目標とする粗粒化防止特性が得られていない。 On the other hand, even in the case where Steel A and Steel B having a chemical composition within the range defined by the present invention are used, in the case of “Comparative Example” that deviates from other conditions defined by the present invention, the target coarse Anti-granulation properties are not obtained.
そこで次に、オーステナイト粒粗大化防止効果が得られた本発明例の棒鋼を用いて、曲げ疲労強度を調査した。 Then, next, the bending fatigue strength was investigated using the steel bar of the example of the present invention in which the effect of preventing coarsening of austenite grains was obtained.
すなわち、鋼Ａおよび鋼Ｂを用いて製造条件番号〈１〉および〈２〉で製造した半径２０ｍｍの各棒鋼について、１２００℃で３０分加熱したのち、仕上げ温度が９５０℃以上となるように熱間鍛造し、直径３５ｍｍの丸棒を製造した。 That is, for each steel bar having a radius of 20 mm manufactured using steel A and steel B under manufacturing condition numbers <1> and <2>, after heating at 1200 ° C. for 30 minutes, heat is applied so that the finishing temperature becomes 950 ° C. or higher. Forging was performed to produce a round bar having a diameter of 35 mm.
上記の直径３５ｍｍの各丸棒の中心部から、機械加工により、図２に示す形状の切欠き付き小野式回転曲げ疲労試験片を作製し、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、焼入れ後に、１７０℃で１．５時間の焼戻しを施した。次いで、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。 From the center of each round bar having a diameter of 35 mm, an Ono-type rotary bending fatigue test piece with a notch having the shape shown in FIG. 2 is produced by machining, and using a gas carburizing furnace under the conditions shown in FIG. Carburizing and quenching was performed, and after quenching, tempering was performed at 170 ° C. for 1.5 hours. Next, for the purpose of removing the heat treatment strain, the grip portion was finished.
上記の仕上げ加工した切欠き付き小野式回転曲げ疲労試験片を用いて、下記の試験条件によって小野式回転曲げ疲労試験を実施した。
・試験数：８、
・温度：室温、
・雰囲気：大気中、
・回転数：３０００ｒｐｍ。
Using the above-finished Ono-type rotating bending fatigue test piece with notches, an Ono-type rotating bending fatigue test was performed under the following test conditions.
・ Number of tests: 8,
・ Temperature: Room temperature,
・ Atmosphere: In air
-Number of rotations: 3000 rpm.
繰り返し数が１．０×１０7回まで破断しなかったもののうち、最も高い応力を「曲げ疲労強度」として評価し、表３に、併せて示した。 Among those in which the number of repetitions was not broken up to 1.0 × 10 7 times, the highest stress was evaluated as “bending fatigue strength” and is shown in Table 3 together.
表３から、本発明の熱間圧延棒鋼を用いれば、良好な曲げ疲労強度が得られることも明らかである。 From Table 3, it is also clear that good bending fatigue strength can be obtained by using the hot-rolled steel bar of the present invention.
（実施例２）
表４に示す化学組成を有する鋼Ｃ〜Ｏを７０トン転炉で成分調整した後、連続鋳造を行って、４００ｍｍ×３００ｍｍ角の鋳片（ブルーム）を作製し、６００℃まで冷却した。なお、連続鋳造の凝固途中の段階で圧下を加えた。
(Example 2)
Components of steels C to O having chemical compositions shown in Table 4 were adjusted using a 70-ton converter, and then continuous casting was performed to produce a 400 mm × 300 mm square slab (bloom), which was cooled to 600 ° C. Note that reduction was applied during the solidification of continuous casting.
表４中の鋼Ｃ、鋼Ｄおよび鋼Ｈ〜Ｏはいずれも、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼である。一方、鋼Ｅ〜Ｇは、化学組成が本発明で規定する条件から外れた比較例の鋼である。 Steel C, steel D and steels H to O in Table 4 are all steels whose chemical compositions are within the range defined by the present invention. On the other hand, steels EG are steels of comparative examples whose chemical compositions deviate from the conditions specified in the present invention.
次いで鋳片を、上記の６００℃から１２８０℃に加熱した後、分塊圧延して１８０ｍｍ×１８０ｍｍ角の鋼片を作製し、室温まで冷却した。さらに、上記１８０ｍｍ×１８０ｍｍ角の鋼片を加熱した後、熱間圧延を行って半径２０ｍｍの棒鋼を得た。 Next, the slab was heated from the above 600 ° C. to 1280 ° C., and then rolled into pieces to produce a 180 mm × 180 mm square steel slab and cooled to room temperature. Furthermore, after heating the 180 mm × 180 mm square steel piece, hot rolling was performed to obtain a steel bar having a radius of 20 mm.
上記の半径２０ｍｍの各棒鋼について、前記の（実施例１）におけるのと同じ方法でＡｌＮとして析出しているＡｌの量、式[1]で表されるＤＩの最小値および最大値を求めるとともに、オーステナイト粒の粗大化発生状況の調査を実施した。 For each steel bar having a radius of 20 mm, the amount of Al precipitated as AlN and the minimum and maximum values of DI represented by the formula [1] are obtained in the same manner as in the above (Example 1). A survey of coarsening of austenite grains was conducted.
ただし、用いた鋼のＣｕ、ＮｉおよびＭｏの含有量が表４において「−」である場合には、式[1]におけるＣｕ、ＮｉおよびＭｏをそれぞれ、０（ゼロ）としてＤＩ値の最大値および最小値を求めた。 However, when the contents of Cu, Ni and Mo in the steel used are “−” in Table 4, each of Cu, Ni and Mo in the formula [1] is 0 (zero), and the maximum value of the DI value is 0. And the minimum value was obtained.
表５および表６に、上記の各調査結果を、棒鋼の製造条件および熱間鍛造を模擬するために加熱した温度とともにまとめて示す。なお、表５および表６における製造条件番号も、前記表２に記載した製造条件番号に対応するものである。 Tables 5 and 6 collectively show the results of the above investigations, together with the manufacturing conditions of the steel bars and the temperatures heated to simulate hot forging. The manufacturing condition numbers in Tables 5 and 6 also correspond to the manufacturing condition numbers described in Table 2 above.
表５および表６から、本発明で規定する条件を満たす「本発明例」の場合には、９００〜１２００℃という様々な温度に加熱して熱間鍛造しても、浸炭加熱模擬温度９８０℃まで粗粒が発生しておらず、オーステナイト粒粗大化防止効果が得られていることが明らかである。 From Tables 5 and 6, in the case of “examples of the present invention” that satisfy the conditions defined in the present invention, even if hot forging is performed by heating to various temperatures of 900 to 1200 ° C., a simulated carburizing heating temperature of 980 ° C. It is clear that no coarse particles are generated until the austenite grain coarsening preventing effect is obtained.
これに対して、本発明で規定する条件の全てを同時に満たしていない「比較例」の場合には、目標とする粗粒化防止特性が得られていない。 On the other hand, in the case of the “comparative example” that does not satisfy all the conditions defined in the present invention, the target coarsening prevention characteristic is not obtained.
そこで次に、オーステナイト粒粗大化防止効果が得られた本発明例の棒鋼を用いて、前記の（実施例１）におけるのと同じ方法で小野式回転曲げ疲労試験を実施して、曲げ疲労強度を調査し、表５および表６に併せて示した。 Then, using the steel bar of the example of the present invention in which the effect of preventing austenite grain coarsening was obtained, the Ono type rotating bending fatigue test was carried out in the same manner as in the above (Example 1), and the bending fatigue strength was Are shown in Table 5 and Table 6 together.
表５および表６から、本発明の熱間圧延棒鋼を用いれば、良好な曲げ疲労強度が得られることも明らかである。 From Tables 5 and 6, it is clear that good bending fatigue strength can be obtained by using the hot-rolled steel bar of the present invention.
本発明の熱間圧延棒鋼または線材は、様々な温度域、特に、９００〜１２００℃に加熱後に熱間鍛造しても、浸炭あるいは浸炭窒化の工程で加熱、特に、９８０℃以下の温度に３時間以内加熱した際にオーステナイト粒の粗大化を安定して防止できる。しかも、本発明の熱間圧延棒鋼または線材を素材とすれば、良好な曲げ疲労強度が得られる。このため、本発明の熱間圧延棒鋼または線材は、熱間鍛造によって粗成形される歯車、プーリー、シャフトなど鋼製部品の素材として好適に用いることができる。
The hot-rolled steel bar or wire of the present invention can be heated at various temperatures, particularly 900 to 1200 ° C. and hot forged after heating in the carburizing or carbonitriding process, particularly at a temperature of 980 ° C. or lower. When heated within the time, coarsening of austenite grains can be stably prevented. Moreover, if the hot-rolled steel bar or wire of the present invention is used as a raw material, good bending fatigue strength can be obtained. For this reason, the hot-rolled steel bar or wire of the present invention can be suitably used as a material for steel parts such as gears, pulleys, and shafts that are roughly formed by hot forging.
Claims (3)
Ｃ：０．１〜０．３％、
Ｓｉ：０．０５〜１．５％、
Ｍｎ：０．４〜２．０％、
Ｓ：０．００３〜０．０５％、
Ｃｒ：０．５〜３．０％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２０〜０．０６０％および
Ｎ：０．０１０〜０．０２５％を含有し、
残部がＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＰ、ＴｉおよびＯがそれぞれ、
Ｐ：０．０２５％以下、
Ｔｉ：０．００３％以下、
Ｏ（酸素）：０．００２％以下、
の化学組成を有し、
ＡｌＮとして析出しているＡｌの量が０．０３０％以下であり、
横断面内において、前記断面の中心位置を基準に、中心角４５°置きに表面からの深さ１ｍｍ位置までの８領域を線分析したときに、下記の式[1]で表されるＤＩの最小値が２．０以上、かつ、最大値が５．０以下であることを特徴とする、
熱間圧延棒鋼または線材。
ＤＩ＝０．３１１×Ｃ0.5×（１＋０．６４×Ｓｉ）×（１＋４．１０×Ｍｎ）×（１＋２．８３×Ｐ）×（１＋２．３３×Ｃｒ）×（１＋０．２７×Ｃｕ）×（１＋０．５２×Ｎｉ）×（１＋３．１４×Ｍｏ）・・・[1]
ただし、式[1]中の元素記号は、その元素の含有量（質量％）を表す。 % By mass
C: 0.1 to 0.3%
Si: 0.05 to 1.5%,
Mn: 0.4 to 2.0%,
S: 0.003-0.05%,
Cr: 0.5 to 3.0%
sol. Al: 0.020-0.060% and N: 0.010-0.025% are contained,
The balance consists of Fe and impurities, and P, Ti and O in the impurities are respectively
P: 0.025% or less,
Ti: 0.003% or less,
O (oxygen): 0.002% or less,
Having a chemical composition of
The amount of Al deposited as AlN is 0.030% or less,
In the cross section, when the 8 regions from the surface to the 1 mm depth position at a central angle of 45 ° are analyzed with reference to the center position of the cross section, the DI of the following formula [1] is expressed. The minimum value is 2.0 or more and the maximum value is 5.0 or less,
Hot rolled steel bar or wire.
DI = 0.311 x C 0.5 x (1 + 0.64 x Si) x (1 + 4.10 x Mn) x (1 + 2.83 x P) x (1 + 2.33 x Cr) x (1 + 0.27 x Cu) x ( 1 + 0.52 × Ni) × (1 + 3.14 × Mo) [1]
However, the element symbol in Formula [1] represents the content (mass%) of the element.
Ｃｕ：０．４％以下、
Ｎｉ：１．５％以下および
Ｍｏ：０．８％以下
のうちから選ばれる１種以上を含有することを特徴とする、請求項１に記載の熱間圧延棒鋼または線材。 Instead of part of Fe, in mass%,
Cu: 0.4% or less,
The hot-rolled steel bar or wire according to claim 1, comprising at least one selected from Ni: 1.5% or less and Mo: 0.8% or less.
Ｎｂ：０．０８％以下および
Ｖ：０．２％以下
のうちから選ばれる１種以上を含有することを特徴とする、請求項１または２に記載の熱間圧延棒鋼または線材。
Instead of part of Fe, in mass%,
The hot-rolled steel bar or wire according to claim 1 or 2, comprising at least one selected from Nb: 0.08% or less and V: 0.2% or less.
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