JP2019077911A - Steel member and manufacturing method of steel member - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は、鋼部材および鋼部材の製造方法に関し、さらに詳しくは、ボルトをはじめとする締結部材等として用いられる高強度の鋼部材、およびそのような鋼部材の製造方法に関する。 The present invention relates to a steel member and a method of manufacturing the steel member, and more particularly to a high strength steel member used as a fastening member including a bolt and the like, and a method of manufacturing such a steel member.
ボルト等の締結部材の材料として、また、自動車等において各種部材を構成する構造用鋼として、高強度鋼が広く用いられている。例えば自動車の燃費削減等を目的として、各種部材を軽量化することに対する要求が近年大きくなっており、軽量化しても部材全体として十分な強度を確保するために、高強度鋼において、さらなる高強度化が求められている。しかし、鋼材を高強度化すると、遅れ破壊が発生しやすくなる。おおむね、鋼材の引張強度が１２００ＭＰａ以上となると、遅れ破壊が発生しやすくなることが、経験的に知られている。 High-strength steels are widely used as materials for fastening members such as bolts and as structural steels that constitute various members in automobiles and the like. For example, there is an increasing demand for weight reduction of various members for the purpose of reducing fuel consumption of automobiles, etc. In order to ensure sufficient strength as a whole as a member even if weight reduction, high strength steel is further enhanced Needs to be However, if the steel material is strengthened, delayed fracture is likely to occur. Generally, it is empirically known that delayed fracture is likely to occur when the tensile strength of a steel material is 1200 MPa or more.
そこで、鋼材の引張強度と耐遅れ破壊特性を両立する試みがなされている。例えば、特許文献１においては、所定の成分組成を有する鋼材よりなるボルトに、熱処理を施して引張強さを１４００ＭＰａ以上としたうえで、液体中、または液体の膜の存在下で、ボルトの表面にパルスレーザービームを集光、照射して、ボルト表面に圧縮残留応力を発生させるという高強度ボルトの製造方法が開示されている。また、特許文献２においては、所定の成分組成を有する鋼材よりなるボルトに、熱処理を行った後、ボルトの首下部に超音波振動端子を押付けて打撃処理を施すという高強度ボルトの耐遅れ破壊特性向上方法が開示されている。 Therefore, attempts have been made to achieve both tensile strength and delayed fracture resistance of steel materials. For example, in Patent Document 1, a bolt made of a steel material having a predetermined component composition is heat-treated to have a tensile strength of 1400 MPa or more, and then the surface of the bolt in a liquid or in the presence of a liquid film. A high intensity bolt manufacturing method is disclosed in which a pulsed laser beam is focused and irradiated to generate compressive residual stress on the bolt surface. Further, in Patent Document 2, after heat treatment is performed on a bolt made of a steel material having a predetermined component composition, an ultrasonic vibration terminal is pressed against the lower part of the neck of the bolt to perform a striking process. A method of property improvement is disclosed.
また、通常、１２００ＭＰａを超えるような引張強度を有する鋼材としては、マルテンサイト鋼が用いられ、上記特許文献１，２でも、マルテンサイト鋼に対して所定の処理を施している。これに対し、オーステナイト鋼は、マルテンサイト鋼に比べて、強度対比としての耐遅れ破壊特性に優れていることが知られている。これは、オーステナイト鋼のＦＣＣ組織においては、マルテンサイト鋼のＢＣＣ組織に比べて、遅れ破壊の原因となる水素の拡散の速度が、１桁程度低いためであると考えられている。 In addition, martensitic steel is usually used as a steel material having a tensile strength exceeding 1200 MPa, and the above-mentioned Patent Documents 1 and 2 also apply a predetermined treatment to the martensitic steel. On the other hand, austenitic steel is known to be superior in delayed fracture resistance as a strength comparison to martensitic steel. This is considered to be because, in the FCC structure of austenitic steel, the rate of hydrogen diffusion that causes delayed fracture is about one digit lower than that of BCC structure of martensitic steel.
上記特許文献１，２に開示されている方法はいずれも、熱処理によって鋼材の引張強度を高めた状態で、所定の処理を施すことにより、鋼材の耐遅れ破壊特性を高めようとするものである。結果として、耐遅れ破壊特性を高強度と両立できるとしても、耐遅れ破壊特性の向上のために特殊な処理を要するものであることから、汎用性に乏しく、鋼材の製造コストも高くなってしまう。 The methods disclosed in Patent Literatures 1 and 2 are all intended to enhance the delayed fracture resistance of the steel material by performing a predetermined treatment in a state where the tensile strength of the steel material is enhanced by heat treatment. . As a result, even if the delayed fracture resistance can be compatible with high strength, special treatment is required to improve the delayed fracture resistance, so the versatility is poor and the manufacturing cost of the steel increases. .
また、上記のように、オーステナイト鋼は、マルテンサイト鋼に比べて、強度対比としての耐遅れ破壊特性に優れているが、通常、オーステナイト鋼は、マルテンサイト鋼に比べて、引張強度が低い。オーステナイト鋼において、１２００ＭＰａ以上のような高引張強度を得るには、ＮｉやＣｏを多量に添加することが必要となり、鋼材の材料コストが高くなってしまう。 Furthermore, as described above, although austenitic steels are superior in resistance to delayed fracture as a strength comparison as compared to martensitic steels, austenitic steels generally have lower tensile strength than martensitic steels. In the austenitic steel, in order to obtain a high tensile strength such as 1200 MPa or more, it is necessary to add a large amount of Ni and Co, which increases the material cost of the steel material.
本発明が解決しようとする課題は、特殊な処理や過度のコスト上昇を避けながら、高引張強度と耐遅れ破壊特性を両立することができる鋼部材、およびそのような鋼部材の製造方法を提供することにある。 The problem to be solved by the present invention is to provide a steel member capable of achieving both high tensile strength and delayed fracture resistance while avoiding special treatment and excessive cost increase, and a method for producing such a steel member. It is to do.
上記課題を解決するため、本発明にかかる鋼部材は、質量％で、０．２０％≦Ｃ≦０．７５％、０．０１％≦Ｓｉ≦２．００％、０．１０％≦Ｍｎ≦５．００％、Ｐ≦０．０５％、Ｓ≦０．０５％、０．０１％≦Ｃｕ≦２．００％、０．０１％≦Ｎｉ≦３．００％、０．０１％≦Ｃｒ≦３．００％、０．０１％≦Ｍｏ≦２．００％、Ａｌ≦０．２０％（ただし、０％は含まない）、Ｎ≦０．０５％（ただし、０％は含まない）を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなり、マルテンサイト相、あるいはマルテンサイト相とベイナイト相の混相よりなる基地と、前記基地の表面を占め、Ｎを１質量％以上含有し、γ相よりなる表層と、を有する、というものである。 In order to solve the above-mentioned subject, the steel member concerning the present invention is 0.20% ≦ C ≦ 0.75%, 0.01% ≦ Si ≦ 2.00%, 0.10% ≦ Mn ≦% by mass. 5.00%, P ≦ 0.05%, S ≦ 0.05%, 0.01% ≦ Cu ≦ 2.00%, 0.01% ≦ Ni ≦ 3.00%, 0.01% ≦ Cr ≦ 3.00%, 0.01% ≦ Mo ≦ 2.00%, Al ≦ 0.20% (but not including 0%), N ≦ 0.05% (but not including 0%) A matrix consisting of Fe and unavoidable impurities, a matrix consisting of a martensitic phase or a mixed phase of a martensite and a bainite phase, and the surface of the matrix, containing at least 1 mass% of N, consisting of a gamma phase And a surface layer.
ここで、前記鋼部材は、引張強度が１２００ＭＰａ以上であるとよい。 Here, the steel member may have a tensile strength of 1200 MPa or more.
また、前記各元素の含有量が、質量％を単位として、４．４［Ｃ］＋１．２［Ｓｉ］−０．７［Ｍｎ］＋０．１［Ｃｕ］＋１．２［Ｎｉ］−０．２［Ｃｒ］＋２．０［Ｍｏ］≧０の関係を満たすとよい。 Moreover, content of each said element sets mass% as a unit, and 4.4 [C] +1.2 [Si] -0.7 [Mn] +0.1 [Cu] +1.2 [Ni] -0. It is preferable to satisfy the relationship of 2 [Cr] +2.0 [Mo] ≧ 0.
前記各元素の含有量が、質量％を単位として、０．４［Ｃ］−２６．３［Ｓｉ］＋６７．０［Ｍｎ］＋９．８［Ｃｕ］＋５３．７［Ｎｉ］−１６．２［Ｃｒ］＋１３．１［Ｍｏ］≧４２の関係を満たすとよい。 The content of each of the elements is, in terms of mass%, 0.4 [C]-26.3 [Si] + 67.0 [Mn] + 9.8 [Cu] + 53.7 [Ni]-16.2. It is good to satisfy the relationship of Cr] +13.1 [Mo] ≧ 42.
前記鋼部材は、さらに、質量％で、Ｖ≦１．０％、Ｔｉ≦１．０％、Ｎｂ≦１．０％から選択される少なくとも１種を含有するとよい。 The steel member may further contain, by mass%, at least one selected from V ≦ 1.0%, Ti ≦ 1.0%, Nb ≦ 1.0%.
前記各元素の含有量が、質量％を単位として、−３７．８［Ｃ］＋７１．７［Ｓｉ］＋０．７［Ｍｎ］−１４．５［Ｃｕ］−４．５［Ｎｉ］＋０．８［Ｃｒ］＋８０．５［Ｍｏ］＜１００の関係を満たすとよい。 Content of each said element is -37.8 [C] +71.7 [Si] +0.7 [Mn] -14.5 [Cu] -4.5 [Ni] +0.8 in mass% as a unit. It is preferable to satisfy the relationship of [Cr] +80.5 [Mo] <100.
前記表層におけるＮの含有量が、３質量％以上であるとよい。 It is good for content of N in the said surface layer to be 3 mass% or more.
前記鋼部材は、締結部材であるとよい。 The steel member may be a fastening member.
本発明にかかる鋼部材の製造方法は、鋼材を成形し、焼入れ処理を行った後に、窒化ガスを用いた窒化処理によって、前記鋼材の表面にＮ原子を導入し、さらに、前記窒化ガスを除去して、前記鋼材の熱処理を行うことで、上記のような鋼部材を製造する、というものである。 In the method of manufacturing a steel member according to the present invention, after forming a steel material and performing a hardening treatment, N atoms are introduced to the surface of the steel material by a nitriding treatment using a nitriding gas, and the nitriding gas is further removed Then, the steel member as described above is manufactured by heat-treating the steel material.
ここで、前記熱処理は、窒素雰囲気にて行うことが好ましい。 Here, the heat treatment is preferably performed in a nitrogen atmosphere.
上記発明にかかる鋼部材は、基地が上記所定の成分組成を有するマルテンサイト相、あるいはマルテンサイト相とベイナイト相の混相よりなることにより、高い引張強度を備えるものとなる。一方、そのような基地の表面に、γ相よりなる表層を有することにより、鋼部材中への水素の拡散が抑制される。その結果として、鋼部材の耐遅れ破壊特性が高められる。このように、上記発明にかかる鋼部材は、高強度と耐遅れ破壊特性を両立するものとなる。 The steel member according to the present invention has high tensile strength when the base is formed of the martensitic phase having the above-described predetermined component composition, or a mixed phase of the martensitic phase and the bainitic phase. On the other hand, the diffusion of hydrogen into the steel member is suppressed by having the surface layer made of γ phase on the surface of such a base. As a result, the delayed fracture resistance of the steel member is enhanced. Thus, the steel member according to the above-described invention achieves both high strength and delayed fracture resistance.
マルテンサイト組織またはベイナイト組織の表面へのγ相の形成は、１質量％以上の濃度のＮの導入により、簡便に達成することができる。Ｎの導入は、鋼材の処理工程として汎用される窒化処理によって行うことができる。よって、上記のように高強度と耐遅れ破壊特性を両立する鋼部材を、特殊な処理工程を経ないで製造することができる。また、上記成分組成は、多量のＮｉやＣｏ等、高価な成分を含有するものではなく、過度のコスト上昇も避けることができる。 The formation of γ phase on the surface of martensitic structure or bainitic structure can be conveniently achieved by introducing N at a concentration of 1% by mass or more. The introduction of N can be carried out by nitriding treatment widely used as a treatment process of steel materials. Therefore, the steel member which makes high strength and delayed fracture resistance compatible as mentioned above can be manufactured without passing through a special treatment process. Moreover, the said component composition does not contain expensive components, such as large amounts of Ni and Co, and can also avoid the excessive cost rise.
ここで、鋼部材の引張強度が１２００ＭＰａ以上である場合には、高強度鋼として十分な引張強度を確保することができる。 Here, when the tensile strength of the steel member is 1200 MPa or more, sufficient tensile strength as a high strength steel can be secured.
また、各元素の含有量が、質量％を単位として、４．４［Ｃ］＋１．２［Ｓｉ］−０．７［Ｍｎ］＋０．１［Ｃｕ］＋１．２［Ｎｉ］−０．２［Ｃｒ］＋２．０［Ｍｏ］≧０の関係を満たす場合には、鋼部材において、特に高い引張強度を得やすい。 In addition, the content of each element is 4.4 [C] + 1.2 [Si]-0.7 [Mn] + 0.1 [Cu] + 1.2 [Ni]-0.2, based on mass%. In the case where the relationship of [Cr] +2.0 [Mo]] 0 is satisfied, it is easy to obtain particularly high tensile strength in the steel member.
各元素の含有量が、質量％を単位として、０．４［Ｃ］−２６．３［Ｓｉ］＋６７．０［Ｍｎ］＋９．８［Ｃｕ］＋５３．７［Ｎｉ］−１６．２［Ｃｒ］＋１３．１［Ｍｏ］≧４２の関係を満たす場合には、鋼部材の表層にγ相を生成させやすい。 Content of each element is 0.4 [C]-26.3 [Si] + 67.0 [Mn] + 9.8 [Cu] + 53.7 [Ni]-16.2 [Cr] in a unit of mass%. When the relationship of +13.1 [Mo] Mo 42 is satisfied, it is easy to generate γ phase in the surface layer of the steel member.
鋼部材が、さらに、質量％で、Ｖ≦１．０％、Ｔｉ≦１．０％、Ｎｂ≦１．０％から選択される少なくとも１種を含有する場合には、靱性低下による耐遅れ破壊特性の低下を避けながら、鋼部材の引張強度を特に向上させやすくなる。 In the case where the steel member further contains, by mass%, at least one selected from V ≦ 1.0%, Ti ≦ 1.0%, Nb ≦ 1.0%, delayed fracture resistance due to toughness reduction. It becomes easy to improve especially the tensile strength of a steel member, avoiding the fall of a characteristic.
各元素の含有量が、質量％を単位として、−３７．８［Ｃ］＋７１．７［Ｓｉ］＋０．７［Ｍｎ］−１４．５［Ｃｕ］−４．５［Ｎｉ］＋０．８［Ｃｒ］＋８０．５［Ｍｏ］＜１００の関係を満たす場合には、Ｍ６Ｃ炭化物等、耐遅れ破壊特性を低下させる粗大な炭化物の生成を抑制し、特に高い耐遅れ破壊特性を得ることができる。 Content of each element is -37.8 [C] + 71.7 [Si] + 0.7 [Mn]-14.5 [Cu]-4.5 [Ni] + 0.8 [unit of mass%]. When the relationship of Cr] +80.5 [Mo] <100 is satisfied, the formation of coarse carbides such as M6C carbides which lowers the delayed fracture resistance can be suppressed, and particularly high delayed fracture resistance can be obtained.
表層におけるＮの含有量が、３質量％以上である場合には、水素の拡散を高度に抑制することができるγ相を表層として形成することで、鋼部材の耐遅れ破壊特性を効果的に高めることができる。 When the content of N in the surface layer is 3% by mass or more, by forming the γ phase capable of highly suppressing the diffusion of hydrogen as the surface layer, the delayed fracture resistance of the steel member is effectively achieved. It can be enhanced.
鋼部材が、締結部材である場合には、ボルト等の締結部材においては、その用途から、高い引張強度が求められ、かつ、その形状から、部位によって発生しやすくなる遅れ破壊を抑えることが求められるが、締結部材を上記のような基地の表面に表層を有する鋼部材として形成することで、高強度と耐遅れ破壊特性を両立することができる。 When the steel member is a fastening member, in the fastening member such as a bolt, high tensile strength is required in view of its use, and from its shape, it is required to suppress delayed fracture which tends to occur depending on the site. However, by forming the fastening member as a steel member having a surface layer on the surface of the base as described above, it is possible to achieve both high strength and delayed fracture resistance.
上記発明にかかる鋼部材の製造方法においては、所定の成分組成を有する鋼材に対して焼入れ処理を行うことで、マルテンサイト組織、あるいはマルテンサイト相とベイナイト相の混相組織を得ることができる。その後、窒化処理を行って鋼材の表面にＮ原子を導入し、さらに熱処理を行うことで、マルテンサイト組織やベイナイト組織の表層部をγ相に転移させることができる。これにより、高い引張強度を与えるマルテンサイト相、あるいはマルテンサイト相とベイナイト相の混相よりなる基地の表面に、水素の拡散速度が小さく、耐遅れ破壊特性の向上に寄与するγ相よりなる表層を有する鋼部材を製造することができる。鋼部材の成分組成は、高価な成分元素を多量に含有するものではなく、また、各処理工程も、特殊なものではないので、特殊な処理の必要性や過度のコスト上昇を避けながら、高強度と耐遅れ破壊特性を両立する鋼部材を製造することができる。 In the method of manufacturing a steel member according to the above-described invention, a martensitic structure or a mixed phase structure of a martensitic phase and a bainitic phase can be obtained by performing a hardening process on a steel material having a predetermined component composition. Thereafter, nitriding treatment is performed to introduce N atoms into the surface of the steel material, and heat treatment is performed, whereby the surface layer portion of the martensitic structure or the bainitic structure can be transformed to the γ phase. As a result, the surface of the base comprising the martensitic phase or the mixed phase of the martensitic phase and the bainitic phase giving high tensile strength has a low diffusion rate of hydrogen and a surface layer comprising the γ phase which contributes to the improvement of the delayed fracture resistance. The steel member which it has can be manufactured. The component composition of the steel member does not contain a large amount of expensive component elements, and each processing step is not special either, so it is highly expensive while avoiding the need for special processing and excessive cost increase. A steel member having both strength and delayed fracture resistance can be manufactured.
ここで、熱処理を、窒素雰囲気にて行う場合には、先立つ窒化処理において表層に導入したＮ原子が、熱処理工程において脱出しにくくなる。その結果、γ相よりなる表層部を鋼部材の表面に確実に形成し、耐遅れ破壊特性の向上に寄与させやすくなる。 Here, when the heat treatment is performed in a nitrogen atmosphere, the N atoms introduced to the surface layer in the preceding nitriding treatment are less likely to escape in the heat treatment step. As a result, the surface layer portion composed of the γ phase is reliably formed on the surface of the steel member, and it becomes easy to contribute to the improvement of the delayed fracture resistance.
以下に、本発明の一実施形態にかかる鋼部材、および鋼部材の製造方法について詳細に説明する。 Below, the steel member concerning one embodiment of the present invention, and the manufacturing method of a steel member are explained in detail.
［鋼部材の構成］
本発明の一実施形態にかかる鋼部材は、その体積の大部分が、下記の成分組成を有し、マルテンサイト相、あるいはマルテンサイト相とベイナイト相の混相よりなる基地によって、構成されている。そして、基地の表面を占めて、表層が形成されている。表層は、実質的に基地と同じ成分にＮが添加された成分組成を有し、γ相よりなっている。
[Structure of steel member]
The steel member according to one embodiment of the present invention has most of its volume constituted by a matrix which has the following component composition and is composed of a martensitic phase or a mixed phase of a martensitic phase and a bainitic phase. The surface layer is formed to occupy the surface of the base. The surface layer has a component composition in which N is added to substantially the same component as the base, and is composed of a γ phase.
鋼部材の種類や形状は、特に限定されるものではないが、好適な例として、ボルト等、締結部材である場合を挙げることができる。鋼部材においては、表層の表面が、さらに、めっき等によって処理されていてもよい。 The type and shape of the steel member are not particularly limited, but a suitable example may be a fastening member such as a bolt. In the steel member, the surface of the surface layer may be further treated by plating or the like.
（基地の構成）
本実施形態にかかる鋼部材の大部分を占める基地は、以下のような元素を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる。添加元素の種類、成分比、および限定理由などは、以下のとおりである。なお、成分比の単位は、質量％である。
(Configuration of base)
The base that occupies most of the steel members according to the present embodiment contains the following elements, with the balance being Fe and unavoidable impurities. The types of additive elements, component ratios, and reasons for limitation are as follows. The unit of component ratio is mass%.
・０．２０％≦Ｃ≦０．７５％
Ｃは、焼入れ時に母相中に固溶し、マルテンサイト組織化することによって、鋼部材の引張強度や硬度を向上させる。Ｃの含有量を、０．２０％≦Ｃとすることで、高い引張強度、例えば１２００ＭＰａ以上の引張強度を確保することができる。好ましくは、０．４０％≦Ｃであるとよい。
0.20% ≦ C ≦ 0.75%
C dissolves in the matrix during quenching to form a martensitic structure, thereby improving the tensile strength and hardness of the steel member. By setting the content of C to 0.20% ≦ C, high tensile strength, for example, tensile strength of 1200 MPa or more can be secured. Preferably, 0.40% ≦ C.
一方、Ｃの含有量が過剰になると、粗大な炭化物が増加しやすくなり、鋼部材の靱性が低くなってしまう。靱性が低下すると、耐遅れ破壊特性も低下してしまう。鋼部材全体として十分な耐遅れ破壊特性を確保する観点から、Ｃ≦０．７５％とする。好ましくは、Ｃ≦０．７０％である。 On the other hand, when the content of C is excessive, coarse carbides are likely to be increased, and the toughness of the steel member is lowered. If the toughness decreases, the delayed fracture resistance also decreases. From the viewpoint of securing sufficient delayed fracture resistance as the entire steel member, C ≦ 0.75%. Preferably, C ≦ 0.70%.
・０．０１％≦Ｓｉ≦２．００％
Ｓｉは、脱酸剤としての効果、また鋼部材の引張強度を向上させる効果を有する。それらの効果を得る観点から、Ｓｉの含有量は、０．０１％≦Ｓｉとする。好ましくは、０．２０％≦Ｓｉであるとよい。
0.01% ≦ Si ≦ 2.00%
Si has an effect as a deoxidizer and an effect to improve the tensile strength of the steel member. From the viewpoint of obtaining those effects, the content of Si is 0.01% ≦ Si. Preferably, 0.20% ≦ Si.
一方、Ｓｉの含有量が過剰になると、表層としてγ相が生成しにくくなり、耐遅れ破壊特性が低下してしまう。鋼部材全体として十分な耐遅れ破壊特性を確保する観点から、Ｓｉ≦２．００％とする。好ましくは、Ｓｉ≦１．００％である。 On the other hand, when the content of Si is excessive, the γ phase is less likely to be generated as the surface layer, and the delayed fracture resistance is degraded. From the viewpoint of securing sufficient delayed fracture resistance as the entire steel member, Si ≦ 2.00%. Preferably, Si ≦ 1.00%.
・０．１０％≦Ｍｎ≦５．００％
Ｍｎは鋼部材の焼入れ性を高める効果を有する。また、基地の表層にγ相を生成しやすくする効果を有する。それらの効果を得る観点から、Ｍｎの含有量は、０．１０％≦Ｍｎとする。好ましくは、１．００％≦Ｍｎであるとよい。
0.10% ≦ Mn ≦ 5.00%
Mn has the effect of enhancing the hardenability of steel members. In addition, it has the effect of facilitating the generation of the γ phase on the surface of the base. From the viewpoint of obtaining those effects, the content of Mn is 0.10% ≦ Mn. Preferably, 1.00% ≦ Mn.
一方、Ｍｎの含有量が過剰になると、残留γ相が生成しやすくなる。つまり、焼入れ時に、基地中にγ相（オーステナイト相）が残留しやすくなる。すると、鋼部材の引張強度の低下を招く。そのような事態を避ける観点から、Ｍｎ≦５．００％とする。好ましくは、Ｍｎ≦４．００％であるとよい。 On the other hand, when the content of Mn is excessive, residual γ phase is easily generated. That is, at the time of quenching, the γ phase (austenite phase) tends to remain in the matrix. Then, the tensile strength of the steel member is reduced. From the viewpoint of avoiding such a situation, Mn ≦ 5.00%. Preferably, Mn ≦ 4.00%.
・Ｐ≦０．０５％
Ｐは、鋼部材に不純物レベルで混入する可能性のある元素である。混入により、鋼部材の靱性を低下させ、その結果として、鋼部材の耐遅れ破壊特性を低下させる。よって、Ｐは含有されない方が好ましいが、Ｐ≦０．０５％であれば、それらの影響が深刻にはならず、含有されてもよい。好ましくは、Ｐ≦０．０２％であるとよい。
・ P ≦ 0.05%
P is an element which may be mixed in the steel member at the impurity level. The incorporation reduces the toughness of the steel member and, as a result, reduces the delayed fracture resistance of the steel member. Therefore, although it is preferable not to contain P, if P <= 0.05%, those effects do not become serious and you may contain. Preferably, P ≦ 0.02%.
・Ｓ≦０．０５％
Ｓも、鋼部材に不純物レベルで混入する可能性のある元素である。混入により、鋼部材の靱性を低下させ、その結果として、鋼部材の耐遅れ破壊特性を低下させる。よって、Ｓも含有されない方が好ましいが、Ｓ≦０．０５％であれば、それらの影響が深刻にはならず、含有されてもよい。好ましくは、Ｓ≦０．０２％であるとよい。
・ S ≦ 0.05%
S is also an element that may be mixed in the steel member at the impurity level. The incorporation reduces the toughness of the steel member and, as a result, reduces the delayed fracture resistance of the steel member. Therefore, although it is more preferable not to contain S, if S <= 0.05%, those effects do not become serious and you may contain. Preferably, S ≦ 0.02%.
・０．０１％≦Ｃｕ≦２．００％
Ｃｕは鋼部材の焼入れ性を高める効果を有する。また、表層にγ相を生成しやすくする効果を有する。それらの効果を得る観点から、Ｃｕの含有量は、０．０１％≦Ｃｕとする。
· 0.01% Cu Cu 2.00 2.00%
Cu has the effect of enhancing the hardenability of the steel member. It also has the effect of facilitating the generation of the γ phase in the surface layer. From the viewpoint of obtaining those effects, the content of Cu is 0.01% ≦ Cu.
一方、Ｃｕの含有量が過剰になると、鋼部材の材料コストが高くなる。過度の材料コスト上昇を抑える観点から、Ｃｕ≦２．００％とする。好ましくは、Ｃｕ≦１．００％であるとよい。 On the other hand, if the content of Cu is excessive, the material cost of the steel member becomes high. From the viewpoint of suppressing an excessive increase in material cost, Cu ≦ 2.00%. Preferably, Cu ≦ 1.00%.
・０．０１％≦Ｎｉ≦３．００％
Ｎｉも、鋼部材の焼入れ性を高める効果を有する。また、表層にγ相を生成しやすくする効果を有する。それらの効果を得る観点から、Ｎｉの含有量は、０．０１％≦Ｎｉとする。好ましくは、０．１０％≦Ｎｉであるとよい。
0.01% ≦ Ni ≦ 3.00%
Ni also has the effect of enhancing the hardenability of the steel member. It also has the effect of facilitating the generation of the γ phase in the surface layer. From the viewpoint of obtaining those effects, the content of Ni is 0.01% ≦ Ni. Preferably, 0.10% ≦ Ni.
一方、Ｎｉの含有量が過剰になると、鋼部材の材料コストが高くなる。過度の材料コスト上昇を抑える観点から、Ｎｉ≦３．００％とする。好ましくは、Ｎｉ≦２．００％であるとよい。 On the other hand, if the content of Ni is excessive, the material cost of the steel member becomes high. From the viewpoint of suppressing an excessive increase in material cost, Ni ≦ 3.00%. Preferably, Ni ≦ 2.00%.
・０．０１％≦Ｃｒ≦３．００％
Ｃｒは、鋼部材の焼入れ性を高める効果を有する。焼入れ性向上の効果を得る観点から、Ｃｒの含有量は、０．０１％≦Ｃｒとする。好ましくは、０．２０％≦Ｃｒであるとよい。
0.01% ≦ Cr ≦ 3.00%
Cr has the effect of enhancing the hardenability of the steel member. From the viewpoint of obtaining the effect of improving the hardenability, the content of Cr is set to 0.01% ≦ Cr. Preferably, 0.20% ≦ Cr.
一方、Ｃｒの含有量が過剰になると、鋼部材の材料コストが高くなる。過度の材料コスト上昇を抑える観点から、Ｃｒ≦３．００％とする。好ましくは、Ｃｒ≦２．００％であるとよい。 On the other hand, if the content of Cr is excessive, the material cost of the steel member becomes high. From the viewpoint of suppressing an excessive increase in material cost, Cr ≦ 3.00%. Preferably, Cr ≦ 2.00%.
・０．０１％≦Ｍｏ≦２．００％
Ｍｏは、二次析出炭化物を形成することで、鋼部材の引張強度や硬度を高めるのに寄与する。また、表層にγ相を生成しやすくする効果を有する。それらの効果を得る観点から、Ｍｏの含有量は、０．０１％≦Ｍｏとされる。好ましくは、０．１５％≦Ｍｏであるとよい。
· 0.01% Mo Mo 2.00 2.00%
Mo contributes to enhancing the tensile strength and hardness of the steel member by forming secondary precipitated carbides. It also has the effect of facilitating the generation of the γ phase in the surface layer. From the viewpoint of obtaining those effects, the content of Mo is 0.01% ≦ Mo. Preferably, 0.15% ≦ Mo.
一方、Ｍｏの含有量が過剰になると、鋼部材の材料コストが高くなる。過度の材料コスト上昇を抑える観点から、Ｍｏ≦２．００％とする。 On the other hand, when the content of Mo is excessive, the material cost of the steel member becomes high. From the viewpoint of suppressing an excessive increase in material cost, Mo ≦ 2.00%.
・Ａｌ≦０．２０％（ただし、０％は含まない）
Ａｌは脱酸剤として機能し、また、Ｎと結合してＡｌＮを形成し、旧γ粒の粗大化を抑制することから、鋼部材に添加される。旧γ粒の粗大化が抑制されることで、鋼部材の脆化が抑えられる。Ａｌの添加は、少量でも高い効果を有するため、含有量の下限は特に設けられない。好ましくは、０．００５％以上含有されるとよい。
· Al 0.20 0.20% (but excluding 0%)
Al functions as a deoxidizing agent, and combines with N to form AlN, and is added to the steel member because it suppresses the coarsening of old γ grains. By suppressing the coarsening of the old γ grains, the embrittlement of the steel member is suppressed. Since the addition of Al has a high effect even at a small amount, the lower limit of the content is not particularly provided. Preferably, it is preferable to contain 0.005% or more.
一方、Ａｌが多量に含有されると、鋼部材の加工性が低くなってしまう。よって、その含有量の上限は、０．２０％とする。 On the other hand, when a large amount of Al is contained, the workability of the steel member is lowered. Therefore, the upper limit of the content is 0.20%.
・Ｎ≦０．０５％（ただし、０％は含まない）
Ｎは、Ａｌと結合してＡｌＮを形成し、旧γ粒の粗大化を抑制する効果を有することから、鋼部材に添加される。Ｎの添加は、少量でも高い効果を有するため、含有量の下限は特に設けられない。一方、旧γ粒粗大化抑制の効果は、０．０５％程度の含有量で飽和するため、添加量の上限は、０．０５％とする。好ましくは、０．００２％以上含有されるとよい。
・ N ≦ 0.05% (but excluding 0%)
N is added to the steel member because it combines with Al to form AlN and has the effect of suppressing the coarsening of old γ grains. Since the addition of N has a high effect even at a small amount, the lower limit of the content is not particularly provided. On the other hand, since the effect of the former γ grain coarsening suppression is saturated at a content of about 0.05%, the upper limit of the addition amount is set to 0.05%. Preferably, 0.002% or more may be contained.
本実施形態にかかる鋼部材の基地は、上記所定量のＣ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ａｌ，Ｎを含有し、上記上限量以下のＰおよび／またはＳを含有してもよく、残部は、Ｆｅと不可避的不純物よりなる。ここで、不可避的不純物としては、それぞれ０．０１０質量％以下の、Ａｓ，Ｓｎ，Ｓｂ，Ｏ等が想定される。Ａｓ，Ｓｎ，Ｓｂは、鋼部材の脆化に、Ｏは疲労強度の低下につながる可能性があるため、それぞれ０．０１０質量％を超えて含有されないことが好ましい。 The base of the steel member according to the present embodiment contains the predetermined amount of C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, Al, N, and contains P and / or S below the upper limit amount. The rest is composed of Fe and unavoidable impurities. Here, As, Sn, Sb, O, etc. of 0.010 mass% or less are assumed as unavoidable impurities. As, Sn, and Sb may not lead to embrittlement of the steel member, and O may lead to a decrease in fatigue strength, and therefore, it is preferable not to contain each exceeding 0.010 mass%.
本実施形態にかかる鋼部材の基地は、上述した必須元素に加えて、さらに、以下の元素から選択される１種または２種以上の元素を任意に含有していてもよい。 The base of the steel member according to the present embodiment may optionally contain one or more elements selected from the following elements in addition to the above-described essential elements.
・Ｖ≦１．０％、Ｔｉ≦１．０％、Ｎｂ≦１．０％
Ｖ，Ｔｉ，Ｎｂはいずれも、鋼部材の引張強度を向上させる効果を有する。ただし、それらの元素の含有量が過剰になると、鋼部材の靱性が低くなってしまう。靱性が低下すると、耐遅れ破壊特性も低下してしまう。十分な耐遅れ破壊特性を確保する観点から、含有量の上限は、１．０％とされる。Ｖ，Ｔｉ，Ｎｂは、少量の添加であっても、引張強度向上の効果を発揮するので、含有量の下限値は特に指定されないが、その効果を十分に得る観点から、各元素の含有量は、０．０４％以上とすることが好ましい。
・ V ≦ 1.0%, Ti ≦ 1.0%, Nb ≦ 1.0%
V, Ti and Nb all have the effect of improving the tensile strength of the steel member. However, when the content of these elements is excessive, the toughness of the steel member is lowered. If the toughness decreases, the delayed fracture resistance also decreases. In order to secure sufficient delayed fracture resistance, the upper limit of the content is 1.0%. Although V, Ti and Nb exert the effect of improving the tensile strength even if added in small amounts, the lower limit of the content is not particularly specified, but from the viewpoint of sufficiently obtaining the effects, the content of each element Is preferably 0.04% or more.
さらに、本実施形態にかかる鋼部材の基地の成分組成において、各元素の含有量が、以下の関係式の少なくとも１つを満たすことが好ましい。各関係式において、［ ］の表記は、質量％を単位とした各元素の含有量を示している。 Furthermore, in the component composition of the matrix of the steel member according to the present embodiment, the content of each element preferably satisfies at least one of the following relational expressions. In each of the relational expressions, the notation [] indicates the content of each element in mass%.
まず、基地の成分組成は、下の（１）の関係を満たすことが好ましい。
４．４［Ｃ］＋１．２［Ｓｉ］−０．７［Ｍｎ］＋０．１［Ｃｕ］＋１．２［Ｎｉ］−０．２［Ｃｒ］＋２．０［Ｍｏ］≧０ （１）
First, it is preferable that the component composition of the base satisfies the following relationship (1).
4.4 [C] + 1.2 [Si]-0.7 [Mn] + 0.1 [Cu] + 1.2 [Ni]-0.2 [Cr] + 2.0 [Mo] 0 0 (1)
式（１）の左辺の式値は、鋼部材の引張強度の指標となる量であり、その値が大きいほど、引張強度が高くなる。特に、式値が、≧０となる場合に、鋼部材において、１２００ＭＰａ以上の引張強度を得やすい。式値が、≧３．０であると、特に好ましい。 The formula value on the left side of the formula (1) is an amount serving as an index of the tensile strength of the steel member, and the larger the value, the higher the tensile strength. In particular, when the formula value is 00, it is easy to obtain a tensile strength of 1200 MPa or more in the steel member. It is particularly preferred that the formula value is 3.03.0.
また、基地の成分組成は、下の（２）の関係を満たすことが好ましい。
０．４［Ｃ］−２６．３［Ｓｉ］＋６７．０［Ｍｎ］＋９．８［Ｃｕ］＋５３．７［Ｎｉ］−１６．２［Ｃｒ］＋１３．１［Ｍｏ］≧４２ （２）
Moreover, it is preferable that the component composition of a base satisfy | fills the relationship of the following (2).
0.4 [C] -26.3 [Si] +67.0 [Mn] +9.8 [Cu] +53.7 [Ni] -16.2 [Cr] +13.1 [Mo] 3.142 (2)
式（２）の左辺の式値は、鋼部材の表層におけるγ相の生成しやすさの指標となる量であり、その値が大きいほど、窒化処理と熱処理を経て、基地の表面にγ相を生成させやすい。特に、式値が≧４２となる場合に、表層に耐遅れ破壊特性向上の効果に優れたγ相を生成させやすい。式値が、≧１００であると、特に好ましい。 The formula value on the left side of the formula (2) is an index that indicates the ease of formation of the γ phase in the surface layer of the steel member, and the larger the value is, the more it passes through nitriding treatment and heat treatment to It is easy to generate In particular, when the formula value is 4242, it is easy to form the γ phase excellent in the delayed fracture resistance improvement effect on the surface layer. It is particularly preferred that the formula value is 100100.
さらに、基地の成分組成は、下の（３）の関係を満たすことが好ましい。
−３７．８［Ｃ］＋７１．７［Ｓｉ］＋０．７［Ｍｎ］−１４．５［Ｃｕ］−４．５［Ｎｉ］＋０．８［Ｃｒ］＋８０．５［Ｍｏ］＜１００ （３）
式（３）の左辺の式値は、Ｍ６Ｃ炭化物等の粗大な炭化物の生成しやすさを示す指標となる量である。Ｍ６Ｃ炭化物等に代表される粗大な炭化物が析出すると、鋼部材において遅れ破壊が起こりやすくなる。式（３）の左辺の式値が大きいほど、そのような炭化物が析出しやすく、鋼部材の耐遅れ破壊特性が低くなる。しかし、式値が１００未満に抑えられている場合には、Ｍ６Ｃ炭化物等の粗大な炭化物が生成しにくくなり、鋼部材の耐遅れ破壊特性が高められる。
Furthermore, it is preferable that the component composition of the base satisfies the following relationship (3).
-37.8 [C] + 71.7 [Si] + 0.7 [Mn]-14.5 [Cu]-4.5 [Ni] + 0.8 [Cr] + 80.5 [Mo] <100 (3)
The formula value on the left side of the formula (3) is a quantity serving as an index indicating the ease of formation of coarse carbides such as M6C carbides. When coarse carbides represented by M6C carbides and the like precipitate, delayed fracture tends to occur in the steel member. As the value of the equation on the left side of the equation (3) is larger, such carbides are more likely to precipitate and the delayed fracture resistance of the steel member becomes lower. However, when the formula value is suppressed to less than 100, coarse carbides such as M6C carbides are less likely to be formed, and the delayed fracture resistance of the steel member is enhanced.
本実施形態にかかる鋼部材の基地の組織は、マルテンサイト相、あるいはマルテンサイト相とベイナイト相の混相よりなっている。上記のような成分組成を有する鋼材に焼入れ処理を含む熱処理を施すことで、マルテンサイト相、あるいはマルテンサイト相とベイナイト相の混相を得ることができる。基地は、ほぼ全域がマルテンサイト相、あるいはマルテンサイト相とベイナイト相の混相よりなり、残留γ相は、３０%以下であることが好ましい。また、マルテンサイト相やベイナイト相の中には、合金炭化物が含有される。 The structure of the base of the steel member according to the present embodiment is composed of a martensitic phase or a mixed phase of a martensitic phase and a bainitic phase. By subjecting a steel material having the above component composition to a heat treatment including a quenching treatment, it is possible to obtain a martensitic phase or a mixed phase of a martensitic phase and a bainitic phase. It is preferable that the base is almost entirely composed of a martensitic phase or a mixed phase of a martensitic phase and a bainitic phase, and the residual γ phase is 30% or less. Further, alloy carbides are contained in the martensitic phase and the bainitic phase.
（表層の構成）
表層は、本実施形態にかかる鋼部材において、基地の表面を占めて形成されており、基地と一体に連続している。表層は、高濃度のＮを含有する点を除いて、上記の基地とほぼ同じ組成を有する。表層におけるＮ以外の各成分元素の含有量の、基地における含有量からのずれは、基地における含有量を基準として、０．３％以下に抑えられていることが好ましい。
(Structure of surface)
The surface layer is formed so as to occupy the surface of the base in the steel member according to the present embodiment, and is continuous with the base. The surface layer has almost the same composition as the above base except that it contains high concentration of N. It is preferable that the shift from the content in the base of the content of each component element other than N in the surface layer is suppressed to 0.3% or less based on the content in the base.
表層は、１質量％以上のＮを含有している。Ｎの含有量は、好ましくは３質量％以上である。表層が有する特性の観点からは、Ｎの含有量の上限は特に設けられないが、後述する製造方法で現実的に表層に導入可能なＮの含有量は、おおむね４．５質量％以下である。 The surface layer contains 1% by mass or more of N. The content of N is preferably 3% by mass or more. From the viewpoint of the characteristics of the surface layer, the upper limit of the content of N is not particularly provided, but the content of N that can be practically introduced into the surface layer by the manufacturing method described later is about 4.5 mass% or less .
表層の組織は、γ相（オーステナイト相）よりなっている。つまり、マルテンサイト相、あるいはマルテンサイト相とベイナイト相の混相よりなる基地の表面から深さ方向に一部の領域を、γ相よりなる表層が占めている。表層がγ相よりなることで、後に詳しく述べるように、外気からの水素の侵入を抑制し、鋼部材の耐遅れ破壊特性の向上に寄与する。表層中では、ほぼ全域において、マルテンサイト相やベイナイト相からγ相への転移が起こっており、表層中におけるγ相の占有率は、８０体積％以上であることが好ましい。本明細書において、「γ相よりなる」とは、少量のマルテンサイト組織やベイナイト組織等を含有する場合を含め、γ相を母相とする状態を指す。 The structure of the surface layer is composed of the γ phase (austenite phase). That is, the surface layer consisting of the γ phase occupies a partial region in the depth direction from the surface of the base consisting of the martensite phase or the mixed phase of the martensite phase and the bainite phase. Since the surface layer is made of the γ phase, as described in detail later, the penetration of hydrogen from the outside air is suppressed, which contributes to the improvement of the delayed fracture resistance of the steel member. In the surface layer, the transformation from the martensite phase or the bainite phase to the γ phase takes place almost over the entire area, and the occupancy ratio of the γ phase in the surface layer is preferably 80% by volume or more. In the present specification, "consisting of a γ phase" refers to a state in which the γ phase is a mother phase, including the case of containing a small amount of martensitic structure, bainite structure or the like.
表層による鋼部材の耐遅れ破壊特性の向上は、表層が上記のようにＮ原子を１質量％以上含有することで、効果的に達成される。表層がＮ原子を３質量％以上含有する場合には、特にその効果が高くなる。 The improvement of the delayed fracture resistance of the steel member by the surface layer is effectively achieved by the surface layer containing 1 mass% or more of N atoms as described above. In the case where the surface layer contains 3% by mass or more of N atoms, the effect is particularly high.
表層の厚さは、特に限定されないが、耐遅れ破壊特性向上の効果を十分に得る観点から、その厚さは、平均値で、５μｍ以上であることが好ましい。さらに好ましくは、１０μｍ以上であるとよい。表層が厚いほど、耐遅れ破壊特性向上の効果が高くなるので、その厚さに特に上限は設けられないが、後述する製造方法で現実的に形成しうる表層の厚さは、おおむね３０μｍ以下である。 The thickness of the surface layer is not particularly limited, but from the viewpoint of sufficiently obtaining the effect of improving the delayed fracture resistance, the thickness is preferably 5 μm or more in average value. More preferably, it is 10 μm or more. The thicker the surface layer, the higher the effect of improving the delayed fracture resistance. Therefore, there is no upper limit to the thickness, but the thickness of the surface layer that can be practically formed by the manufacturing method described later is about 30 μm or less. is there.
表層は、鋼部材を構成する基地の表面全域に形成されていても、一部の領域の表面にのみ形成されていてもよい。しかし、鋼部材の全体において耐遅れ破壊特性を向上させる観点から、基地の表面全域に表層を形成する方が好ましい。後述するように、窒化処理と熱処理によって表層を形成する際の簡便性からも、基地の全表面に表層を形成する方が好ましい。 The surface layer may be formed on the entire surface of the base constituting the steel member or may be formed only on the surface of a partial region. However, in order to improve the delayed fracture resistance in the entire steel member, it is preferable to form the surface layer over the entire surface of the base. As described later, it is preferable to form the surface layer on the entire surface of the matrix also from the viewpoint of simplicity in forming the surface layer by nitriding treatment and heat treatment.
（鋼部材の特性）
以上のように、本実施形態にかかる鋼部材においては、その大部分を構成する基地の表面に、Ｎ原子を含有する表層が形成されている。基地は、マルテンサイト相、あるいはマルテンサイト相とベイナイト相の混相よりなっているのに対し、表層は、γ相（オーステナイト相）よりなっている。
(Characteristics of steel members)
As mentioned above, in the steel member concerning this embodiment, the surface layer which contains N atom is formed in the surface of the base which constitutes the major part. The base is composed of a martensite phase or a mixed phase of a martensite phase and a bainite phase, while the surface layer is composed of a γ phase (austenite phase).
本実施形態にかかる鋼部材においては、基地がマルテンサイト相やベイナイト相よりなっていることにより、高い引張強度が得られる。鋼部材全体としての引張強度は、１２００ＭＰａ以上であることが好ましい。１２００ＭＰａ以上の引張強度を有していれば、締結部材をはじめとする種々の高強度鋼としての用途に、好適に用いることができる。より好ましくは、１６００ＭＰａ以上の引張強度を有するとよい。鋼部材の引張強度は、ＪＩＳ Ｚ２２４１に準じて測定することができる。 In the steel member according to the present embodiment, high tensile strength is obtained because the base is composed of the martensitic phase and the bainitic phase. The tensile strength of the entire steel member is preferably 1200 MPa or more. If it has a tensile strength of 1200 MPa or more, it can be suitably used for applications as various high strength steels including a fastening member. More preferably, it is preferable to have a tensile strength of 1600 MPa or more. The tensile strength of the steel member can be measured according to JIS Z2241.
基地を構成するマルテンサイト相やベイナイト相は、高い引張強度を有する反面、耐遅れ破壊特性が低くなっている。しかし、本実施形態にかかる鋼部材においては、基地の表面にγ相よりなる表層を有しており、表層が、鋼部材全体の耐遅れ破壊特性を向上させる役割を果たす。 The martensitic phase and bainitic phase constituting the matrix have high tensile strength, but have low delayed fracture resistance. However, in the steel member according to the present embodiment, the surface of the matrix has a surface layer composed of γ phase, and the surface layer plays a role of improving the delayed fracture resistance of the entire steel member.
鋼材の遅れ破壊は、外気からの水素の侵入を一因として、引き起こされる。ＢＣＣ結晶構造をとるマルテンサイト相やベイナイト相においては、水素の拡散が起こりやすいため、耐遅れ破壊特性が低くなってしまう。これに対し、γ相のＦＣＣ結晶構造中においては、水素の拡散速度が、ＢＣＣ結晶構造中の拡散速度に対して、１桁程度低い。よって、マルテンサイト相、あるいはマルテンサイト相とベイナイト相の混相よりなる基地の表面を被覆して、γ相よりなる表層が存在していることにより、γ相が外気からの水素の侵入を抑制することができる。その結果、鋼部材の大部分を占める基地に外気からの水素が到達しにくくなり、水素の侵入による鋼部材の遅れ破壊の発生が抑制される。このようにして、鋼部材全体として高い耐遅れ破壊特性が達成される。 The delayed failure of steel materials is caused by the penetration of hydrogen from the outside air. In the martensitic phase and the bainitic phase having the BCC crystal structure, diffusion of hydrogen is likely to occur, so that the delayed fracture resistance is lowered. On the other hand, in the γ-phase FCC crystal structure, the diffusion rate of hydrogen is about one digit lower than that in the BCC crystal structure. Therefore, the surface of the matrix consisting of the martensite phase or the mixed phase of the martensite phase and the bainite phase is covered, and the γ phase suppresses the penetration of hydrogen from the outside air by the presence of the surface layer consisting of the γ phase. be able to. As a result, it is difficult for hydrogen from the outside air to reach the base that occupies most of the steel members, and the occurrence of delayed fracture of the steel members due to the penetration of hydrogen is suppressed. In this way, high delayed fracture resistance is achieved for the steel member as a whole.
鋼部材の耐遅れ破壊特性は、例えば、３０時間遅れ破壊強度比を指標として評価することができる。具体的には、後の実施例に示すように、鋼材を所定の形状に加工した試験片に対して、０．１Ｎの濃度の塩酸を滴下する。滴下の前後で、試験片に対して片持ち曲げ試験を行い、滴下前の破断応力（静曲げ破断応力σＢ）に対する滴下後の破断応力（３０時間滴下破断応力σ３０）の比を、３０時間遅れ破壊強度比とする（σ３０／σＢ）。ここで、塩酸の滴下は、鋼部材への水素の侵入を評価する加速試験として行っており、３０時間遅れ破壊強度比は、当初の鋼部材の曲げ破断強度を基準とした、３０時間の塩酸滴下を経た後の鋼部材の曲げ破断強度の比であるとみなすことができる。その値が大きいほど、塩酸滴下を経ても鋼部材の曲げ破断強度が大きく低下しないことを意味しており、水素侵入による遅れ破壊を起こしにくいことが示される。鋼部材の曲げ破断強度は、引張強度との間に高い相関性を有しており、上記評価方法で曲げ破断強度の低下の程度として評価される遅れ破壊強度比は、引張強度の低下の程度としての耐遅れ破壊特性を反映する指標としても、利用することができる。 The delayed fracture resistance of the steel member can be evaluated, for example, using a 30-hour delayed fracture strength ratio as an index. Specifically, hydrochloric acid having a concentration of 0.1 N is dropped onto a test piece obtained by processing a steel material into a predetermined shape, as shown in the subsequent examples. Before and after dropping, the test piece is subjected to a cantilever bending test, and the ratio of the breaking stress (30-hour dropping stress σ 30 ) after the dropping to the breaking stress (static bending breaking stress σ B ) before the dropping is 30 The time delay fracture strength ratio is taken as (σ 30 / σ B ). Here, the dropping of hydrochloric acid is performed as an accelerated test for evaluating the penetration of hydrogen into the steel member, and the 30-hour delayed fracture strength ratio is 30 hours of hydrochloric acid based on the bending rupture strength of the original steel member. It can be considered to be the ratio of the flexural breaking strength of the steel member after the dropping. As the value is larger, it means that the bending rupture strength of the steel member does not decrease significantly even after the dropping of hydrochloric acid, and it is shown that delayed fracture due to hydrogen penetration is less likely to occur. The flexural rupture strength of the steel member has a high correlation with the tensile strength, and the delayed fracture strength ratio evaluated as the extent of the reduction in flexural rupture strength by the above evaluation method is the extent of the tensile strength degradation It can also be used as an index that reflects the delayed fracture resistance characteristics.
本実施形態にかかる鋼部材においては、上記のようにして評価される３０時間遅れ破壊強度比が、０．６以上であることが好ましい。さらに好ましくは、３０時間遅れ破壊強度比が、０．７以上であるとよい。 In the steel member according to the present embodiment, the 30-hour delayed fracture strength ratio evaluated as described above is preferably 0.6 or more. More preferably, the 30-hour delayed breaking strength ratio is preferably 0.7 or more.
一般に、引張強度の高い鋼材においては、遅れ破壊が起こりやすく、特に、引張強度が１２００ＭＰａ以上となると、耐遅れ破壊特性の低下が顕著となる。しかし、本実施形態にかかる鋼部材においては、マルテンサイト相、あるいはマルテンサイト相とベイナイト相の混相よりなる基地と、その表面を被覆するγ相よりなる表層とが共存することの効果により、高い引張強度と、高い耐遅れ破壊特性が両立される。上記のように、鋼部材の成分組成は、高価な成分元素を多量に含有するものではない。また、後述するように、基地の表面への表層の形成は、窒化処理と熱処理による窒素導入および相転移という汎用的な工程で簡便に行うことができる。このように、引張強度と耐遅れ破壊特性の向上を、特殊な工程を用いることなく、また材料コストおよび加工コストの過度の上昇を避けながら、達成することができる。 In general, in steel materials having high tensile strength, delayed fracture is likely to occur, and in particular, when the tensile strength is 1200 MPa or more, the reduction in delayed fracture resistance becomes remarkable. However, in the steel member according to the present embodiment, the effect of the coexistence of the base composed of the martensite phase or the mixed phase of the martensite phase and the bainite phase and the surface layer composed of the γ phase covering the surface is high. Both tensile strength and high delayed fracture resistance are achieved. As described above, the component composition of the steel member does not contain a large amount of expensive component elements. In addition, as described later, the formation of the surface layer on the surface of the matrix can be easily performed in a versatile process such as nitrogen introduction and phase transition by nitriding treatment and heat treatment. In this way, improvements in tensile strength and delayed fracture resistance can be achieved without using special processes and while avoiding excessive increases in material and processing costs.
鋼部材は、機械的強度の観点から、高引張強度に加え、高硬度を有していることが好ましい。鋼部材は、３８ＨＲＣ以上、さらには４７ＨＲＣ以上の硬さを有しているとよい。 The steel member preferably has high hardness in addition to high tensile strength from the viewpoint of mechanical strength. The steel member may have a hardness of 38 HRC or more, or even 47 HRC or more.
［鋼部材の製造方法］
次に、本発明の一実施形態にかかる鋼部材の製造方法について説明する。本実施形態にかかる製造方法を用いて、上記で説明したような鋼部材を製造することができる。
[Method of manufacturing steel member]
Next, a method of manufacturing a steel member according to an embodiment of the present invention will be described. The steel member as described above can be manufactured using the manufacturing method according to the present embodiment.
本実施形態にかかる製造方法においては、（１）所定形状への加工、（２）焼入れ、（３）表層形成の各工程をこの順に実施することにより、基地の表面に表層を有する鋼部材を製造する。以下、各工程について説明する。 In the manufacturing method according to the present embodiment, the steel member having the surface layer on the surface of the base is implemented by sequentially performing (1) processing to a predetermined shape, (2) hardening, and (3) surface layer formation in this order. Manufacture. Each step will be described below.
（１）所定形状への加工
上記で説明した成分組成を有する鋼を真空誘導炉等で溶製し、鋳造する。そして、所定の鋼部材の形状、つまり、ボルト等の形状への加工を行う。
(1) Processing to a predetermined shape The steel having the component composition described above is melted and cast in a vacuum induction furnace or the like. Then, processing is performed to the shape of a predetermined steel member, that is, the shape of a bolt or the like.
加工は、例えば、圧延と、鍛造および機械加工によって行うことができる。鍛造および機械加工は、例えば、部材粗加工と部材精加工の工程によって行うことができる。部材粗加工としては、熱間鍛造や冷間鍛造を例示することができ、部材精加工としては、冷間鍛造や切削加工を例示することができる。また、これらの加工に加え、適宜、焼ならし等の熱処理を行ってもよい。 The processing can be performed, for example, by rolling, forging and machining. Forging and machining can be performed, for example, by the steps of roughing and roughing parts. As the member roughing process, hot forging and cold forging can be exemplified, and as the member precision machining, cold forging and cutting can be exemplified. In addition to these processes, heat treatment such as normalizing may be performed as appropriate.
（２）焼入れ
所定の形状に加工した鋼部材に対して、焼入れを行う。焼入れは、例えば、鋼部材を８００〜１２００℃に加熱した後、６０℃／ｍｉｎ．以上の速度で冷却することによって行えばよい。冷却は、油冷によって行うことが好ましい。焼入れを経て、鋼部材のほぼ全体が、マルテンサイト相、あるいはマルテンサイト相とベイナイト相の混相となる。
(2) Quenching Quenching is performed on a steel member processed into a predetermined shape. For example, after heating a steel member to 800 to 1200 ° C., quenching is performed at 60 ° C./min. It may carry out by cooling at the above speed. Cooling is preferably performed by oil cooling. After quenching, substantially the entire steel member becomes a martensitic phase or a mixed phase of a martensitic phase and a bainitic phase.
（３）表層形成
上記のようにして得たほぼ全体がマルテンサイト相、あるいはマルテンサイト相とベイナイト相の混相からなる鋼部材に対して、表層形成の処理を行い、マルテンサイト相、あるいはマルテンサイト相とベイナイト相の混相よりなる基地の表面が、γ相よりなる表層に被覆された状態とする。
(3) Surface layer formation A surface layer forming treatment is performed on a steel member substantially consisting of a martensite phase or a mixed phase of a martensite phase and a bainite phase obtained as described above, and a martensite phase or martensite The surface of the matrix composed of the mixed phase of the phase and the bainite phase is in the state of being coated on the surface layer composed of the γ phase.
表層形成は、窒化処理と、それに続く熱処理の２つの工程によって行う。窒化処理によって鋼部材の表面にＮ原子を導入する。そして、熱処理によって、Ｎ原子を導入した表面域のγ相への転移を完成させ、表層を形成する。表層の内側に存在する領域は、窒化処理工程および熱処理工程における加熱によって、焼戻しを受け、マルテンサイト相、あるいはマルテンサイト相とベイナイト相の混相よりなる基地となる。 The surface formation is performed by two steps of nitriding treatment and subsequent heat treatment. N atoms are introduced to the surface of the steel member by nitriding treatment. Then, by the heat treatment, the transition of the surface region into which N atoms have been introduced to the γ phase is completed to form the surface layer. The region present inside the surface layer is tempered by heating in the nitriding process and heat treatment process, and becomes a matrix consisting of a martensite phase or a mixed phase of a martensite phase and a bainite phase.
窒化処理は、窒化ガス中で鋼部材を加熱することによって行うことができる。窒化処理は、実質的にＮ原子のみを鋼部材の表面に導入する狭義の窒化によって行っても、Ｎ原子とＣ原子を同時に導入する軟窒化によって行ってもよい。 The nitriding treatment can be performed by heating the steel member in a nitriding gas. The nitriding treatment may be carried out by the narrow definition nitriding in which only N atoms are introduced into the surface of the steel member or by soft nitriding in which N atoms and C atoms are introduced simultaneously.
窒化ガスとしては、アンモニアを含むガス等、公知の窒化ガスを適宜用いればよい。また、窒化処理中の鋼部材の加熱温度は、先立つ焼入れ工程における加熱よりも低温に設定することが好ましい。特に、５００〜７００℃とすることが好ましい。窒化処理を行う時間は、十分にＮ原子の導入が行えるように、適宜設定すればよいが、１〜３時間を例示することができる。窒化処理の温度が、５００℃よりも低いと、また、窒化処理の時間が１時間よりも短いと、十分にＮ原子を鋼部材の表面に導入することが難しくなり、Ｎ原子濃度の高くなった表層を形成しにくくなる。一方。窒化処理の温度が７００℃を超えると、また、窒化処理の時間が３時間を超えると、セメンタイト相の析出によって、鋼部材全体としての引張強度が低くなりやすく、また硬度も低くなりやすい。 A known nitriding gas such as a gas containing ammonia may be appropriately used as the nitriding gas. In addition, it is preferable to set the heating temperature of the steel member during the nitriding treatment to a lower temperature than the heating in the preceding quenching step. In particular, the temperature is preferably 500 to 700 ° C. The time for performing the nitriding treatment may be set appropriately so that introduction of N atoms can be sufficiently performed, but 1 to 3 hours can be exemplified. If the temperature of nitriding treatment is lower than 500 ° C., and if the time of nitriding treatment is shorter than one hour, it becomes difficult to sufficiently introduce N atoms to the surface of the steel member, and the N atom concentration becomes high. Surface layer is difficult to form. on the other hand. If the temperature of nitriding treatment exceeds 700 ° C., and if the time of nitriding treatment exceeds 3 hours, the precipitation of cementite phase tends to lower the tensile strength as a whole of the steel member, and also tends to lower the hardness.
窒化ガスの種類や濃度、加熱温度を調整することで、熱処理を経て得られる表層におけるＮ原子の濃度を変化させることができる。また、それらのパラメータや窒化処理の時間を調整することで、表層の厚さを変化させることができる。 By adjusting the type and concentration of the nitriding gas and the heating temperature, it is possible to change the concentration of N atoms in the surface layer obtained through the heat treatment. In addition, the thickness of the surface layer can be changed by adjusting those parameters and the time of nitriding treatment.
窒化処理に続く熱処理においては、窒化処理に用いた窒化ガスを雰囲気中から除去した状態で、鋼部材を加熱する。熱処理は、大気中や、窒素（Ｎ２）等の不活性ガス雰囲気中で行うことができる。好ましくは、窒素雰囲気中で熱処理を行うとよい。それにより、先立つ窒化処理の工程で鋼部材の表面に導入したＮ原子が、熱処理中に雰囲気中へと脱出するのを抑制し、最終的に、Ｎ原子が高濃度で含まれた表層を形成しやすいからである。 In the heat treatment subsequent to the nitriding treatment, the steel member is heated in a state where the nitriding gas used for the nitriding treatment is removed from the atmosphere. The heat treatment can be performed in the air or in an inert gas atmosphere such as nitrogen (N 2 ). Preferably, the heat treatment is performed in a nitrogen atmosphere. As a result, N atoms introduced to the surface of the steel member in the previous nitriding process are prevented from escaping into the atmosphere during heat treatment, and finally, a surface layer containing a high concentration of N atoms is formed. It is easy to do.
熱処理の際の鋼部材の加熱温度は、窒化処理の際の加熱温度と同程度とすることが好ましい。特に、５００〜７００℃とすることが好ましい。熱処理の時間は、十分にγ相の形成が行えるように、適宜設定すればよいが、１〜８時間を例示することができる。熱処理の温度が、５００℃よりも低いと、また、熱処理の時間が１時間よりも短いと、十分にγ相への転移を完成させることが難しくなり、γ相をとる表層を形成しにくくなる。一方、熱処理の温度が７００℃を超えると、また、熱処理の時間が８時間を超えると、セメンタイト相の析出によって、鋼部材全体としての引張強度が低くなりやすく、また硬度も低くなりやすい。 The heating temperature of the steel member in the heat treatment is preferably about the same as the heating temperature in the nitriding treatment. In particular, the temperature is preferably 500 to 700 ° C. The heat treatment time may be set appropriately so that the γ phase can be sufficiently formed, but 1 to 8 hours can be exemplified. If the temperature of the heat treatment is lower than 500 ° C., and if the heat treatment time is shorter than one hour, it is difficult to complete the transition to the γ phase sufficiently, and it becomes difficult to form the surface layer having the γ phase . On the other hand, if the heat treatment temperature exceeds 700 ° C., and if the heat treatment time exceeds 8 hours, the precipitation of the cementite phase tends to lower the tensile strength as a whole of the steel member, and also tends to lower the hardness.
窒化処理と熱処理は、分離して行っても、連続して行ってもよい。両処理を分離して行う場合には、高温で窒化処理を行った後、窒化ガスを雰囲気中から除去するとともに、一旦鋼部材を放冷または冷却してから、再度鋼部材を必要な温度まで加熱し、熱処理を行う。一方、両処理を連続して行う場合には、高温で窒化処理を行った後、鋼部材を高温に保ったまま、窒化ガスの除去を行い、必要に応じて鋼部材の温度の調整と雰囲気の置換を行った後、そのまま加熱処理を行う。窒化処理と熱処理を同じ温度で行う場合には、窒化処理終了後、窒化ガスを除去するとともに、適宜、窒素ガス等、熱処理用の雰囲気に置換するだけでよい。表層形成に要する時間を短縮する観点からは、両処理を連続して行う方が好ましい。 The nitriding treatment and the heat treatment may be performed separately or continuously. When the two processes are performed separately, the nitriding treatment is performed at a high temperature, and then the nitriding gas is removed from the atmosphere, and the steel member is allowed to cool or cool once, and then the steel member is heated again to the required temperature. Heat and heat treat. On the other hand, when performing both treatments continuously, after performing nitriding treatment at high temperature, removing the nitriding gas while keeping the steel member at high temperature, adjusting the temperature of the steel member and the atmosphere if necessary After the substitution of the above, heat treatment is performed as it is. In the case where the nitriding treatment and the heat treatment are performed at the same temperature, it is sufficient to remove the nitriding gas after the completion of the nitriding treatment and appropriately substitute the atmosphere for the heat treatment such as nitrogen gas as appropriate. From the viewpoint of shortening the time required to form the surface layer, it is preferable to perform both treatments continuously.
以上のように、マルテンサイト相、あるいはマルテンサイト相とベイナイト相の混相をとる鋼部材に対して、それぞれ汎用的な工程である窒化処理と熱処理を行うことで、基地の表面に、Ｎ原子の濃度が高く、γ相をとる表層を形成することができる。表層に覆われた基地は、Ｎ原子をごく少量しか含有せず、マルテンサイト相、あるいはマルテンサイト相とベイナイト相の混相をとっている。 As described above, by performing nitriding treatment and heat treatment, which are general-purpose steps, on steel members having a martensitic phase or a mixed phase of a martensitic phase and a bainitic phase, N atoms can be formed on the surface of the matrix. It is possible to form a surface layer having a high concentration and taking the γ phase. The surface-covered base contains only a very small amount of N atoms, and takes a martensitic phase or a mixed phase of a martensitic phase and a bainitic phase.
以下、実施例を用いて本発明をより具体的に説明する。 Hereinafter, the present invention will be more specifically described using examples.
［鋼部材の組織の確認］
本発明の一実施形態にかかる鋼部材について、組織の状態を確認し、従来一般の高強度鋼と比較した。
[Confirmation of structure of steel members]
Regarding the steel member according to one embodiment of the present invention, the state of the structure was confirmed and compared with a conventional general high-strength steel.
＜試料の準備＞
本発明の一実施形態にかかる鋼部材として、試料１の鋼材を準備した。基地の成分組成は、質量％を単位として、Ｃ：０．５８％、Ｓｉ：０．１５％、Ｍｎ：２．１８％、Ｐ：０．０２２％、Ｓ：０．０１３％、Ｃｕ：０．１４％、Ｎｉ：０．２７％、Ｃｒ：０．１３％、Ｍｏ：１．００％、Ａｌ：０．０６７％、Ｎ：０．０２８％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなるものとした。窒化処理は、５５０℃にて１時間行い、その後の熱処理は窒素雰囲気中にて６００℃で２時間行った。この成分組成および処理条件は、後に掲載する表１，２中の実施例１２と同一のものである。
<Preparation of sample>
The steel material of sample 1 was prepared as a steel member concerning one embodiment of the present invention. The composition of the matrix is, in terms of mass%, C: 0.58%, Si: 0.15%, Mn: 2.18%, P: 0.022%, S: 0.013%, Cu: 0 .14%, Ni: 0.27%, Cr: 0.13%, Mo: 1.00%, Al: 0.067%, N: 0.028%, the balance being from Fe and unavoidable impurities It was supposed to be The nitriding treatment was performed at 550 ° C. for 1 hour, and the subsequent heat treatment was performed at 600 ° C. for 2 hours in a nitrogen atmosphere. The composition of the components and the treatment conditions are the same as those of Example 12 in Tables 1 and 2 described later.
一方、従来一般の鋼部材として、試料２の鋼材を準備した。ここでは、高強度ボルト用鋼の一種を用いた。成分組成は、質量％を単位として、Ｃ：０．６０％、Ｓｉ：２．００％、Ｍｎ：０．３０％、Ｃｒ：１．００％、Ｍｏ：１．００％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなるものであった。所定形状への機械加工を行った後の鋼材への処理としては、９３０℃での焼入れと６０５℃での焼戻しを行っている。 On the other hand, a steel material of sample 2 was prepared as a conventional general steel member. Here, one type of high strength bolt steel was used. The component composition contains C: 0.60%, Si: 2.00%, Mn: 0.30%, Cr: 1.00%, Mo: 1.00% in mass%, and the balance is It consisted of Fe and unavoidable impurities. As processing to the steel materials after machining to a predetermined shape, hardening at 930 ° C. and tempering at 605 ° C. are performed.
＜表層形成の確認＞
試料１および試料２の鋼材に対して、断面の光学顕微鏡観察を行った。断面試料の作成および観察は、表面にＮｉめっき層を形成した状態で行った。
<Confirmation of surface formation>
Optical microscopic observation of the cross section was performed on the steel materials of Sample 1 and Sample 2. Preparation and observation of the cross-sectional sample were performed in the state where the Ni plating layer was formed on the surface.
図１（ａ）に試料１、図１（ｂ）に試料２の観察像を示す。図１（ｂ）の試料２の観察像においては、断面全体が、同一の組織よりなっていることが分かる。 An observation image of the sample 1 is shown in FIG. 1 (a) and the sample 2 is shown in FIG. 1 (b). In the observation image of the sample 2 in FIG. 1B, it can be seen that the entire cross section is composed of the same tissue.
それに対し、図１（ａ）の試料１の観察像においては、図中に点線で境界を示したように、基地の表面に、基地よりも明るく観察される部位が存在している。これは、基地と結晶組織が異なり、異なる反射率を与える部位が、基地の表層部に存在していることを示している。 On the other hand, in the observation image of the sample 1 in FIG. 1 (a), as indicated by the dotted line in the drawing, there is a site observed brighter than the base on the surface of the base. This indicates that the base and the crystal structure are different, and sites giving different reflectances exist in the surface layer of the base.
＜結晶構造の確認＞
次に、試料１および試料２に対して、Ｘ線回折による結晶構造の同定を行った。測定は、Ｃｏ管球を線源として行った。
<Confirmation of crystal structure>
Next, identification of the crystal structure of sample 1 and sample 2 was performed by X-ray diffraction. The measurement was performed using a Co tube as a radiation source.
図２（ａ）に試料１、図２（ｂ）に試料２について得られたＸ線回折パターンを示す。図２（ｂ）の試料２の結果においては、組織がＢＣＣの結晶構造をとっていることを示すα−Ｆｅの回折ピークのみが観測されている。このことから、試料２においては、マルテンサイト相が形成されていることが確認される。 FIG. 2 (a) shows the X-ray diffraction pattern obtained for Sample 1 and FIG. 2 (b) for Sample 2. FIG. In the result of sample 2 in FIG. 2 (b), only a diffraction peak of α-Fe indicating that the tissue has a BCC crystal structure is observed. From this, it is confirmed that the martensitic phase is formed in sample 2.
一方、図２（ａ）の試料１の表層部分に対して測定した結果においては、α−Ｆｅに由来するピークに加えて、γ−Ｆｅ（ＦＣＣ構造）に由来するピークが観測されている。このことは、試料１においては、マルテンサイト相に加えて、γ相が形成されていることを示している。このγ相を、図１（ａ）の顕微鏡像で観察された表層部の組織に対応づけることができる。なお、Ｘ線回折においては、表層から３０μｍ程度の深さまで測定してしまうため、試料１において、基地のα−Ｆｅの回折ピークも検出されていると考えられる。 On the other hand, in addition to the peak derived from α-Fe, the peak derived from γ-Fe (FCC structure) is observed in the measurement result of the surface layer portion of sample 1 in FIG. 2 (a). This indicates that in the sample 1, in addition to the martensitic phase, the γ phase is formed. This γ phase can be correlated with the tissue of the surface layer observed in the microscopic image of FIG. 1 (a). In addition, in X-ray diffraction, since it measures to the depth of about 30 micrometers from surface layer, it is thought that in the sample 1, the diffraction peak of alpha-Fe of a base is also detected.
以上の断面の顕微鏡観察およびＸ線回折の結果より、従来一般の高強度鋼においては、全組織がマルテンサイト相よりなるのに対し、本発明の実施形態にかかる鋼部材においては、基地の表面に、基地と結晶組織の異なる表層が存在していることが確認された。そして、その表層が、γ相よりなることが確認された。 From the results of microscopic observation and X-ray diffraction of the cross section described above, in the conventional general high-strength steel, the entire structure is made of martensitic phase, while in the steel member according to the embodiment of the present invention, the surface of the matrix It was confirmed that there were different surface layers of base and crystalline structure. And it was confirmed that the surface layer consists of gamma phase.
［鋼部材の合金組成および製造方法と特性の関係］
次に、鋼部材の合金組成、および製造工程における条件を種々に変化させて、各種特性との関係を評価した。
[Relationship between alloy composition of steel members and manufacturing method and characteristics]
Next, the alloy composition of the steel member and the conditions in the manufacturing process were variously changed to evaluate the relationship with various characteristics.
＜試料の準備＞
各実施例および比較例にかかる試料として、表１，３に示す成分元素（単位：質量％）含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなるとともに、表２，４に示す処理を経た鋼部材を作製した。具体的には、各成分組成を有する鋼１５０ｋｇを、真空誘導炉で溶製し、１２５０℃でφ２０ｍｍの丸棒に鍛伸した。その後、焼ならしを施した。焼ならしは、９５０℃で１時間加熱した後、空冷することで行った。
<Preparation of sample>
A steel member containing the component elements (unit: mass%) shown in Tables 1 and 3 as samples according to Examples and Comparative Examples, the balance being Fe and unavoidable impurities, and having undergone the processing shown in Tables 2 and 4 Was produced. Specifically, 150 kg of steel having each component composition was melted in a vacuum induction furnace and forged into a round bar of φ 20 mm at 1250 ° C. After that, it was normalized. Normalization was performed by heating at 950 ° C. for 1 hour and air cooling.
上記で得た処理材に対して機械加工を行い、図３（ａ）に示した引張試験片粗加工品、および図３（ｃ）に示した遅れ破壊試験片粗加工品を作製した。そして、それら粗加工品に対して、焼入れ処理を行った。焼入れ処理は、９００℃で１時間加熱した後、油冷することで行った。 The processed material obtained above was machined to produce a rough test piece of a tensile test piece shown in FIG. 3 (a) and a rough test piece of a delayed fracture test piece shown in FIG. 3 (c). And the quenching process was performed with respect to these rough-worked goods. The quenching treatment was performed by oil cooling after heating at 900 ° C. for 1 hour.
焼入れを経た各粗加工品に対して、さらに機械加工を行い、図３（ｂ）に示した引張試験片精加工品、および図３（ｄ）に示した遅れ破壊試験片精加工品を作製した。 Each rough-processed product that has undergone quenching is further machined to produce a tensile test specimen refined product shown in FIG. 3 (b) and a delayed fractured test specimen refined product shown in FIG. 3 (d). did.
得られた各精加工品に対して、表層形成の処理を行った。表層形成は、窒化処理と、それに続く熱処理によって行った。窒化処理は、アンモニア雰囲気中で、試料を加熱することによって行った。加熱温度と加熱時間は、各表中に示している。また、熱処理は、各表中に示した雰囲気、加熱温度、加熱時間にて行った。窒化処理と熱処理は、間に試料を冷却することなく、連続した工程として行った。 The surface layer forming process was performed on each of the obtained finely processed products. The surface layer formation was performed by nitriding treatment and subsequent heat treatment. The nitriding treatment was performed by heating the sample in an ammonia atmosphere. The heating temperature and the heating time are shown in each table. The heat treatment was performed under the atmosphere, heating temperature and heating time shown in each table. The nitriding treatment and the heat treatment were performed as continuous steps without cooling the sample between them.
＜評価方法＞
上記のようにして得られた試験片に対して、以下に示す各評価を行った。特記しない限り、各評価は、室温にて行っている。
<Evaluation method>
Each evaluation shown below was performed with respect to the test piece obtained as mentioned above. Each evaluation is performed at room temperature unless otherwise stated.
（Ｍ６Ｃ炭化物の有無の確認）
遅れ破壊試験片の切欠き部の底の断面に対して、ＳＥＭ観察を行った。観察像において、Ｍ６Ｃ炭化物が存在するかどうかを判定した。
(Confirmation of the presence or absence of M6C carbide)
SEM observation was performed on the cross section of the bottom of the notch of the delayed fracture test piece. In the observation image, it was determined whether M6C carbide was present.
（表層中のＮ濃度の測定）
遅れ破壊試験片の切欠き部の底の断面に対して、電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）による元素分析を行い、表層におけるＮ原子の濃度を測定した。
(Measurement of N concentration in surface layer)
Elemental analysis using an electron probe microanalyzer (EPMA) was performed on the cross section of the bottom of the notched portion of the delayed fracture test piece to measure the concentration of N atoms in the surface layer.
（表層の厚さの測定）
上記Ｍ６Ｃ炭化物の有無の確認に用いたＳＥＭ像において、表層の厚さを計測した。
(Measurement of surface thickness)
The thickness of the surface layer was measured in the SEM image used to confirm the presence or absence of the M6C carbide.
（引張強度の測定）
図３（ｂ）に示した引張強度試験片（ＪＩＳ １４Ａ号）について、ＪＩＳ Ｚ２２４１に準じた方法で引張試験を行い、引張強度を測定した。
(Measurement of tensile strength)
About the tensile strength test piece (JIS 14A) shown in FIG. 3 (b), the tensile test was conducted by the method according to JIS Z2241, and the tensile strength was measured.
（耐遅れ破壊特性の評価）
図３（ｄ）に示した遅れ破壊試験片について、３０時間の塩酸滴下の前後で片持ち曲げ試験を行い、３０時間遅れ破壊強度比を求めた。
(Evaluation of delayed fracture resistance)
For the delayed fracture test pieces shown in FIG. 3 (d), a cantilever bending test was conducted before and after the 30-hour hydrochloric acid dropping to determine a 30-hour delayed fracture strength ratio.
片持ち曲げ試験は、図４に概略を示すような方法で行った。つまり、長尺状の試験片１の一端を把持具２にて固定し、他端を、長さ４００ｍｍのアーム３の一端に固定した。そして、アーム３の他端に、重錘４を取り付け、重錘４に働く重力により、試験片１に曲げ応力を印加した。試験片１の中央の切欠きを設けた部位に、曲げによる破断が発生した際の曲げ応力の値を記録し、曲げ破断応力とした。 The cantilever bending test was conducted by the method as schematically shown in FIG. That is, one end of the elongated test piece 1 was fixed by the holding tool 2 and the other end was fixed to one end of the arm 3 having a length of 400 mm. Then, a weight 4 was attached to the other end of the arm 3, and a bending stress was applied to the test piece 1 by the gravity acting on the weight 4. The value of the bending stress at the time of occurrence of breakage due to bending was recorded at the site where the notch in the center of the test piece 1 was provided, and this was taken as the bending breakage stress.
ここでは、３０時間にわたって、塩酸（ＨＣｌ）を試験片１の中央の切欠きを設けた部位に滴下し続けた。そして、滴下の前と後で、それぞれ上記のような片持ち曲げ試験を行い、曲げ破断応力を測定した。塩酸の濃度は、０．１Ｎとし、滴下速度は、０．２ｍｌ／ｍｉｎ．とした。 Here, hydrochloric acid (HCl) was continued to be dropped to the center notch of the test piece 1 for 30 hours. Then, before and after dropping, the above-described cantilever bending test was performed to measure the bending breaking stress. The concentration of hydrochloric acid is 0.1 N, and the dropping rate is 0.2 ml / min. And
そして、塩酸の滴下を行う前の曲げ破断応力である静曲げ破断応力（σＢ）に対する、３０時間の塩酸滴下を行った後の曲げ破断応力である３０時間滴下破断応力（σ３０）の比から、３０時間遅れ破壊強度比（σ３０／σＢ）を算出した。 And the ratio of the breaking stress at break for 30 hours (σ 30 ) after bending for 30 hours to the static bending breaking stress (σ B ), which is the bending break stress before dropping the hydrochloric acid From this, the 30-hour delayed fracture strength ratio (σ 30 / σ B ) was calculated.
＜結果＞
表１，３に、各実施例および比較例にかかる鋼部材（基地）の成分組成を示す。また、表２，４に、各実施例および比較例の鋼部材に対して行った各処理の条件、および得られた評価結果を示す。なお、表１，２では、同程度の引張強度を示す実施例群を、太線で区画して示した。表３，４の各比較例にかかる「試料種」の欄では、実施例群との対比における成分組成および処理工程の特徴を示している。また、表４の表層中Ｎ濃度および表層厚さの欄において、「−」との記載は、それぞれ、基地以上の濃度のＮが含有されないこと、および表層が存在しないことを示している。
<Result>
The component composition of the steel member (base) concerning each Example and a comparative example is shown to Table 1, 3. Moreover, in Table 2, 4, the conditions of each process performed with respect to the steel member of each Example and a comparative example, and the obtained evaluation result are shown. In Tables 1 and 2, the example group showing the same level of tensile strength is shown divided by thick lines. The column of “specimen type” according to each comparative example in Tables 3 and 4 shows the characteristic of the component composition and the treatment process in comparison with the example group. Further, in the column of N concentration in surface layer and surface layer thickness in Table 4, the description of “−” indicates that N at a concentration higher than that of the base is not contained, and that there is no surface layer.
比較例１においては、窒化ガスを用いた窒化処理を行っていないことから、基地の表面にγ相が形成されていない。一方、比較例２においては、窒化処理後に熱処理を行っていないことから、基地の表面にγ相が形成されていない。これらの比較例においては、基地の表面にγ相よりなる表層が存在しないことに対応して、耐遅れ破壊特性が低くなっており、３０時間遅れ破壊強度比が０．６を大きく下回る小さな値をとっている。 In Comparative Example 1, the γ phase is not formed on the surface of the base since the nitriding treatment using the nitriding gas is not performed. On the other hand, in Comparative Example 2, since the heat treatment was not performed after the nitriding treatment, the γ phase was not formed on the surface of the matrix. In these comparative examples, the delayed fracture resistance is lowered corresponding to the absence of the surface layer consisting of γ phase on the surface of the matrix, and the 30-hour delayed fracture strength ratio is a small value far below 0.6. I am taking
比較例３〜５においては、Ｃの含有量が０．２０質量％との下限値を下回っている。また、それと関連して、式（１）の式値（左辺の値）が０を下回っている。それらの結果、鋼部材の引張強度が、１２００ＭＰａ未満の小さな値をとっている。 In Comparative Examples 3 to 5, the content of C is below the lower limit of 0.20% by mass. Moreover, in connection with it, the formula value (value of the left side) of Formula (1) is less than zero. As a result, the tensile strength of the steel member has a small value of less than 1200 MPa.
比較例６，７においては、式（２）の式値が４２を下回っている。そのことと対応して、基地の表面にγ相が形成されていない。その結果、比較例１，２と同様に、耐遅れ破壊特性が低くなっており、３０時間遅れ破壊強度比が０．６未満の小さな値をとっている。 In Comparative Examples 6 and 7, the value of the equation (2) is less than 42. Corresponding to that, the γ phase is not formed on the surface of the matrix. As a result, as in Comparative Examples 1 and 2, the delayed fracture resistance is lowered, and the 30-hour delayed fracture strength ratio takes a small value of less than 0.6.
比較例８においては、窒化処理および熱処理における加熱温度が、４７５℃と低くなっている。その結果、基地の表面にγ相が形成されていない。比較例９，１０においても、それぞれ窒化処理またはその後の熱処理の時間が、０．２時間と短くなっている。その結果、やはり基地の表面にγ相が形成されていない。これらの比較例においても、上記比較例１，２，６，７の場合と同様、基地の表面にγ相よりなる表層が存在しないことに対応して、耐遅れ破壊特性が低くなっており、３０時間遅れ破壊強度比が０．６未満の小さな値をとっている。 In Comparative Example 8, the heating temperature in the nitriding treatment and the heat treatment is as low as 475.degree. As a result, no γ phase is formed on the surface of the matrix. Also in Comparative Examples 9 and 10, the time of the nitriding treatment or the subsequent heat treatment is as short as 0.2 hours. As a result, again, no γ phase is formed on the surface of the matrix. Also in these comparative examples, the delayed fracture resistance is lowered corresponding to the absence of the surface layer consisting of the γ phase on the surface of the base, as in the case of the above-mentioned Comparative Examples 1, 2, 6, 7. The 30-hour delayed fracture strength ratio takes a small value of less than 0.6.
比較例１１〜１７においては、それぞれＣ，Ｓｉ，Ｐ，Ｓ，Ｖ，Ｔｉ，Ｎｂの含有量が、所定の上限値を上回っている。そのことと対応して、鋼部材の耐遅れ破壊特性が低くなっており、いずれにおいても、３０時間遅れ破壊強度比が０．６を下回っている。 In Comparative Examples 11 to 17, the contents of C, Si, P, S, V, Ti, and Nb exceed the predetermined upper limit values. Corresponding to that, the delayed fracture resistance of the steel member is lowered, and in any case, the 30 hour delayed fracture strength ratio is less than 0.6.
比較例１８，１９においては、それぞれＡｌ，Ｎが含有されていない。そのことと対応して、鋼部材の耐遅れ破壊特性が低くなっており、いずれにおいても、３０時間遅れ破壊強度比が０．６を下回っている。これは、ＡｌまたはＮが含有されないことで、旧γ粒が粗大化し、組織が脆化していることによると解釈される。 In Comparative Examples 18 and 19, Al and N are not contained, respectively. Corresponding to that, the delayed fracture resistance of the steel member is lowered, and in any case, the 30 hour delayed fracture strength ratio is less than 0.6. This is interpreted that the old γ grains are coarsened and the structure is embrittled because Al or N is not contained.
このように、各比較例においては、鋼部材の成分組成または処理の条件に起因して、Ｎ原子を１質量％以上の濃度で含有し、γ相をとる表層を有さないことにより、耐遅れ破壊特性に劣っている。あるいは、成分組成に起因して、鋼部材全体としての引張強度か耐遅れ破壊特性のいずれかにおいて劣っている。 As described above, in each of the comparative examples, N atoms are contained at a concentration of 1 mass% or more due to the component composition of the steel member or the condition of the treatment, and the surface layer that takes the γ phase is not provided. Poor in delayed fracture characteristics. Or it is inferior in either the tensile strength as a whole steel member, or a delayed fracture characteristic due to the component composition.
それらに対し、各実施例においては、所定の成分組成を有し、かつ、窒化処理と熱処理よりなる適切な表層形成工程を経て、Ｎ原子を１質量％以上の濃度で含有し、γ相をとる表層を有している。その結果として、おおむね１２００ＭＰａ以上の高い引張強度と、３０時間遅れ破壊強度比でおおむね０．６以上の高い耐遅れ破壊特性を備えている。 On the other hand, in each of the examples, N atoms are contained at a concentration of 1 mass% or more, and the γ phase is contained through an appropriate surface layer forming step having a predetermined component composition and comprising nitriding treatment and heat treatment. Has a surface to take. As a result, it has high tensile strength of about 1200 MPa or more and high delayed fracture resistance of about 0.6 or more at a 30 hour delayed fracture strength ratio.
各実施例について、まず引張強度に着目すると、実施例４４，４５においては、窒化処理後の熱処理における加熱温度が７５０℃と他の実施例と比べて高くなっていることと対応し、引張強度が比較的低くなってしまっている。それ以外の実施例においては、１２００ＭＰａを大きく超える引張強度が得られている。 In each of the examples, focusing on the tensile strength, in Examples 44 and 45, the heating temperature in the heat treatment after the nitriding treatment is 750 ° C., which is higher than that in the other examples, and the tensile strength is Is relatively low. In the other embodiments, tensile strengths significantly exceeding 1200 MPa are obtained.
表１，２において、おおむね、引張強度が高くなっている表の下方の実施例ほどＣの含有量が多くなり、また式（１）の式値が大きくなっているという傾向が見られる。このことは、Ｃの含有量が多くなるほど、また式（１）の式値が大きくなるほど、鋼部材の引張強度を高める効果が大きくなることを示している。特に、ほぼ全ての実施例において式（１）の式値が４．８以上と大きくなっている実施例２８〜４３の群においては、１９００ＭＰａ以上の特に高い引張強度が得られている。 In Tables 1 and 2, there is a tendency that the content of C increases and the value of Formula (1) increases as the examples below the table in which tensile strength increases. This indicates that the effect of enhancing the tensile strength of the steel member is enhanced as the content of C increases and as the value of the equation (1) increases. In particular, in the groups of Examples 28 to 43 in which the formula value of the formula (1) is as large as 4.8 or more in almost all the examples, particularly high tensile strength of 1900 MPa or more is obtained.
次に、耐遅れ破壊特性に着目する。各実施例において、表層中のＮ原子の濃度が高くなるほど、３０時間遅れ破壊強度比が大きくなっているという傾向が見られる。このことは、Ｎ原子の濃度の高い表層の存在が、耐遅れ破壊特性を向上させているということを示している。特に、実施例１２，１３，１９，２０，２５〜２７，３１〜３３，３９〜４３のように、表層中のＮ原子の濃度が３．０質量％以上となっている場合には、表中で区画した同程度の引張強度を示すそれぞれの実施例群の中で、３０時間遅れ破壊強度比の値が大きくなっている。 Next, attention is paid to the delayed fracture resistance. In each example, as the concentration of N atoms in the surface layer becomes higher, there is a tendency that the 30-hour delayed fracture strength ratio becomes larger. This indicates that the presence of the surface layer having a high concentration of N atoms improves the delayed fracture resistance. In particular, when the concentration of N atoms in the surface layer is 3.0 mass% or more as in Examples 12, 13, 19, 20, 25 to 27, 31 to 33, 39 to 43, the table is shown. The value of the 30-hour delayed breaking strength ratio is large in each of the example groups having the same degree of tensile strength partitioned therein.
また、窒化処理後の熱処理の際の雰囲気が、窒素である場合には、大気である場合よりも、表層におけるＮ原子の濃度が高くなり、また３０時間遅れ破壊強度比が大きくなっている。例えば、実施例１０と実施例１２の組、また実施例２４と実施例２５の組で、それぞれ成分組成が近く、熱処理時の雰囲気を除いて処理条件も同じになっているが、各組の中で、窒素雰囲気で熱処理を行っている実施例１２，２５の方が、大気雰囲気で熱処理を行っている実施例１０，２４よりも、表層におけるＮ原子の濃度が高くなり、３０時間遅れ破壊強度比が大きくなっている。また、上記で列挙した表層中のＮ原子の濃度が３．０質量％以上となっている各実施例は、いずれも、熱処理を窒素雰囲気中で行ったものである。 Further, when the atmosphere in the heat treatment after the nitriding treatment is nitrogen, the concentration of N atoms in the surface layer is higher than that in the case of the air, and the 30-hour delayed fracture strength ratio is larger. For example, in the set of Example 10 and Example 12, and the set of Example 24 and Example 25, the component composition is similar, and the processing conditions are the same except for the atmosphere at the time of heat treatment. In the heat treatment in the nitrogen atmosphere, the concentration of N atoms in the surface layer is higher in Examples 12 and 25 in which the heat treatment is performed in the atmosphere than in Examples 10 and 24 in which the heat treatment is performed in the air. The intensity ratio is large. In each of the examples in which the concentration of N atoms in the surface layer listed above is 3.0 mass% or more, the heat treatment is performed in a nitrogen atmosphere.
さらに、式（３）の式値が１００を超えている各実施例においては、Ｍ６Ｃ炭化物の生成が確認されている。そして、それらの場合には、３０時間遅れ破壊強度比の値が比較的小さくなっている。例えば、実施例２３と実施例２４の組においては、成分組成においてＣの含有量が非常に近く、処理条件も同じになっているが、式（３）の式値が１００を挟んで離れている。式（３）の式値が１００を超えている実施例２３の方でのみ、Ｍ６Ｃ炭化物が析出している。そして、実施例２３の方で、３０時間遅れ破壊強度比が小さくなっている。 Furthermore, in each Example in which the formula value of Formula (3) exceeds 100, the formation of M6C carbide is confirmed. And in those cases, the value of the 30-hour delayed breaking strength ratio is relatively small. For example, in the combination of Example 23 and Example 24, the content of C is very close in the component composition, and the treatment conditions are the same, but the formula value of Formula (3) is separated by 100 across There is. M6C carbides are precipitated only in the case of Example 23 in which the formula value of the formula (3) exceeds 100. In the case of Example 23, the 30-hour delayed breaking strength ratio is smaller.
以上、本発明の実施形態、実施例について説明した。本発明は、これらの実施形態、実施例に特に限定されることなく、種々の改変を行うことが可能である。 The embodiments and examples of the present invention have been described above. The present invention is not limited to these embodiments and examples, and various modifications can be made.
Claims (10)
０．２０％≦Ｃ≦０．７５％、
０．０１％≦Ｓｉ≦２．００％、
０．１０％≦Ｍｎ≦５．００％、
Ｐ≦０．０５％、
Ｓ≦０．０５％、
０．０１％≦Ｃｕ≦２．００％、
０．０１％≦Ｎｉ≦３．００％、
０．０１％≦Ｃｒ≦３．００％、
０．０１％≦Ｍｏ≦２．００％、
Ａｌ≦０．２０％（ただし、０％は含まない）、
Ｎ≦０．０５％（ただし、０％は含まない）
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなり、
マルテンサイト相、あるいはマルテンサイト相とベイナイト相の混相よりなる基地と、
前記基地の表面を占め、Ｎを１質量％以上含有し、γ相よりなる表層と、を有することを特徴とする鋼部材。 In mass%,
0.20% ≦ C ≦ 0.75%,
0.01% ≦ Si ≦ 2.00%,
0.10% ≦ Mn ≦ 5.00%,
P ≦ 0.05%,
S ≦ 0.05%,
0.01% ≦ Cu ≦ 2.00%,
0.01% ≦ Ni ≦ 3.00%,
0.01% ≦ Cr ≦ 3.00%,
0.01% ≦ Mo ≦ 2.00%,
Al ≦ 0.20% (but excluding 0%),
N ≦ 0.05% (but excluding 0%)
And the balance consists of Fe and unavoidable impurities,
A base composed of a martensite phase or a mixed phase of a martensite phase and a bainite phase;
A steel member, which occupies the surface of the base, contains 1% by mass or more of N, and a surface layer made of a γ phase.
４．４［Ｃ］＋１．２［Ｓｉ］−０．７［Ｍｎ］＋０．１［Ｃｕ］＋１．２［Ｎｉ］−０．２［Ｃｒ］＋２．０［Ｍｏ］≧０
の関係を満たすことを特徴とする請求項１または２に記載の鋼部材。 The content of each element is, in terms of mass%,
4.4 [C] + 1.2 [Si]-0.7 [Mn] + 0.1 [Cu] + 1.2 [Ni]-0.2 [Cr] + 2.0 [Mo] 0 0
The steel member according to claim 1 or 2, characterized by satisfying the following relationship.
０．４［Ｃ］−２６．３［Ｓｉ］＋６７．０［Ｍｎ］＋９．８［Ｃｕ］＋５３．７［Ｎｉ］−１６．２［Ｃｒ］＋１３．１［Ｍｏ］≧４２
の関係を満たすことを特徴とする請求項１から３のいずれか１項に記載の鋼部材。 The content of each element is, in terms of mass%,
0.4 [C] -26.3 [Si] +67.0 [Mn] +9.8 [Cu] +53.7 [Ni] -16.2 [Cr] +13.1 [Mo] ≧ 42
The steel member according to any one of claims 1 to 3, satisfying the following relationship:
Ｖ≦１．０％、
Ｔｉ≦１．０％、
Ｎｂ≦１．０％
から選択される少なくとも１種を含有することを特徴とする請求項１から４のいずれか１項に記載の鋼部材。 Furthermore, in mass%,
V ≦ 1.0%,
Ti ≦ 1.0%,
Nb ≦ 1.0%
The steel member according to any one of claims 1 to 4, containing at least one selected from the group consisting of
−３７．８［Ｃ］＋７１．７［Ｓｉ］＋０．７［Ｍｎ］−１４．５［Ｃｕ］−４．５［Ｎｉ］＋０．８［Ｃｒ］＋８０．５［Ｍｏ］＜１００
の関係を満たすことを特徴とする請求項１から５のいずれか１項に記載の鋼部材。 The content of each element is, in terms of mass%,
-37.8 [C] + 71.7 [Si] + 0.7 [Mn]-14.5 [Cu]-4.5 [Ni] + 0.8 [Cr] + 80.5 [Mo] <100
The steel member according to any one of claims 1 to 5, satisfying the following relationship.
窒化ガスを用いた窒化処理によって、前記鋼材の表面にＮ原子を導入し、
さらに、前記窒化ガスを除去して、前記鋼材の熱処理を行うことで、
請求項１から８のいずれか１項に記載の鋼部材を製造することを特徴とする鋼部材の製造方法。 After forming steel material and hardening treatment,
N atoms are introduced to the surface of the steel by nitriding treatment using a nitriding gas,
Furthermore, by removing the nitriding gas and performing heat treatment on the steel material,
A method for producing a steel member, comprising producing the steel member according to any one of claims 1 to 8.
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