JP2019183266A - Steel for case hardening - Google Patents
Steel for case hardening Download PDFInfo
- Publication number
- JP2019183266A JP2019183266A JP2019044136A JP2019044136A JP2019183266A JP 2019183266 A JP2019183266 A JP 2019183266A JP 2019044136 A JP2019044136 A JP 2019044136A JP 2019044136 A JP2019044136 A JP 2019044136A JP 2019183266 A JP2019183266 A JP 2019183266A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- mass
- less
- steel
- pearlite
- aln
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Pending
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Articles (AREA)
Abstract
Description
本発明は、肌焼用鋼に関す。当該肌焼用鋼は、浸炭処理して用いられる部品、特に歯車、シャフト及びＣＶＴプーリー等の動力伝達部品に使用することができる。 The present invention relates to case hardening steel. The case-hardening steel can be used for parts used by carburizing, particularly power transmission parts such as gears, shafts, and CVT pulleys.
シャフト及びギア等の浸炭処理若しくは浸炭窒化処理を施して製造される機械構造部品には、ＳＣｒ、ＳＣＭ及びＳＮＣＭ等の機械構造用鋼材、いわゆる肌焼鋼が従来から使用される。機械構造部品は、鍛造及び切削等の機械加工により肌焼鋼を所望の部品形状に成形した後、浸炭処理及び浸炭窒化処理等（以下、「浸炭処理」と呼ぶことがある）の表面硬化処理を施すことで製造されている。 Conventionally, mechanical structural steel materials such as SCr, SCM and SNCM, so-called case-hardened steel, are used for machine structural parts manufactured by carburizing or carbonitriding such as shafts and gears. For machine structural parts, surface hardening treatment such as carburizing treatment and carbonitriding treatment (hereinafter sometimes referred to as “carburizing treatment”) after forming case-hardened steel into a desired part shape by machining such as forging and cutting. It is manufactured by applying.
浸炭処理を高温環境下で行うことにより、リードタイムを短縮することができ、ＣＯ２削減及びコスト削減を実現することができる。しかし、ＳＣｒ４２０Ｈ等のＪＩＳ鋼では、高温化の弊害として結晶粒が粗大化し、衝撃強度等が低下するという問題がある。そこで、このような問題に対処するために様々な技術が検討されている。 By performing the carburizing process in a high temperature environment, the lead time can be shortened, and CO 2 reduction and cost reduction can be realized. However, in JIS steels such as SCr420H, there is a problem that the crystal grains are coarsened and the impact strength and the like are lowered as an adverse effect of high temperature. Therefore, various techniques have been studied to deal with such problems.
例えば、特許文献１には、所定の化学成分組成を有し、パーライトクラスターの面積率が２．０％以下であり、最大のパーライトクラスターの平均径Ｄと、パーライト粒の平均径ｄの比（Ｄ／ｄ）が５．５以下である肌焼鋼が開示されている。 For example, Patent Document 1 has a predetermined chemical component composition, the area ratio of pearlite clusters is 2.0% or less, and the ratio between the average diameter D of the largest pearlite clusters and the average diameter d of pearlite grains ( A case-hardened steel having D / d) of 5.5 or less is disclosed.
また、特許文献２には、所定の化学成分組成を有し、フェライト及びパーライト組織であり、Ｎ含有量及びＡｌ含有量が所定の関係式を満足し、パーライト１個当たりの面積及び１０００℃におけるＡｌＮの平衡析出量が所定の関係式を満足する浸炭部品用素材が開示されている。 Further, Patent Document 2 has a predetermined chemical composition, ferrite and pearlite structure, N content and Al content satisfy a predetermined relational expression, an area per pearlite and 1000 ° C. A material for carburized parts in which the equilibrium precipitation amount of AlN satisfies a predetermined relational expression is disclosed.
また、特許文献３には、所定の式で表される値が所定の範囲になるように制御された化学成分組成を有し、圧延方向と垂直な断面におけるミクロ組織において、マトリックスが、面積率で０〜１０％のベイナイトと、フェライトおよびパーライトとで構成され、さらに、面積１μｍ２中において、円相当直径が１０ｎｍ以上のＡｌＮのうちで、円相当直径が１０〜１００ｎｍのものが８５％以上９６％以下である熱間鍛造用鋼材が開示されている。 Further, Patent Document 3 has a chemical composition controlled so that a value represented by a predetermined formula falls within a predetermined range, and the matrix has an area ratio in a microstructure in a cross section perpendicular to the rolling direction. Of AlN having an equivalent circle diameter of 10 nm or more in an area of 1 μm 2 , and 85% or more having an equivalent circle diameter of 10 to 100 nm. A steel material for hot forging that is 96% or less is disclosed.
しかしながら、上述の技術を始めとした広範な検討がなされているにも関わらず、高温で浸炭処理を行った際に結晶粒の粗大化を十分に抑制できているとは言えないのが現状である。 However, in spite of extensive studies including the above-mentioned technology, it cannot be said that the coarsening of crystal grains can be sufficiently suppressed when carburizing at high temperatures. is there.
本発明は、このような状況を鑑みてなされたものであり、その目的は、高温で浸炭処理を行った場合であっても結晶粒の粗大化を十分に抑制することができる肌焼用鋼を提供することである。 The present invention has been made in view of such a situation, and the purpose thereof is a case-hardening steel that can sufficiently suppress the coarsening of crystal grains even when carburizing is performed at a high temperature. Is to provide.
本発明の態様１は、
Ｃ ：０．１０質量％〜０．３０質量％、
Ｓｉ：０．０１質量％〜２．０質量％、
Ｍｎ：０．１質量％〜２．０質量％、
Ｐ ：０質量％超、０．０３０質量％以下、
Ｓ ：０質量％超、０．０３０質量％以下、
Ｃｕ：０質量％超、０．１質量％以下、
Ｎｉ：０質量％超、０．１質量％以下、
Ｃｒ：０．５質量％〜２．０質量％、
Ａｌ：０．０３０質量％〜０．１００質量％、
Ｎ ：０．０１６０質量％〜０．０５００質量％、及び
Ｔｉ：０．００２５質量％〜０．１０００質量％
を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、
全鋼組織に対して、
フェライト及びパーライトの合計の面積率が９５％以上であり、
パーライトの面積率が５０％以下であり、
円相当径０．５μｍ以下のＡｌＮの数密度が０．２５個／μｍ２以上である肌焼用鋼である。
Aspect 1 of the present invention
C: 0.10 mass% to 0.30 mass%,
Si: 0.01% by mass to 2.0% by mass,
Mn: 0.1% by mass to 2.0% by mass,
P: more than 0% by mass, 0.030% by mass or less,
S: more than 0% by mass, 0.030% by mass or less,
Cu: more than 0% by mass, 0.1% by mass or less,
Ni: more than 0% by mass, 0.1% by mass or less,
Cr: 0.5% by mass to 2.0% by mass,
Al: 0.030% by mass to 0.100% by mass,
N: 0.0160 mass% to 0.0500 mass%, and Ti: 0.0025 mass% to 0.1000 mass%
And the balance consists of Fe and inevitable impurities,
For all steel structures
The total area ratio of ferrite and pearlite is 95% or more,
The area ratio of pearlite is 50% or less,
This is a case hardening steel in which the number density of AlN having an equivalent circle diameter of 0.5 μm or less is 0.25 pieces / μm 2 or more.
本発明の態様２は、Ｍｏ：０．０１質量％〜１．００質量％をさらに含有する態様１に記載の肌焼用鋼である。 Aspect 2 of the present invention is the steel for case hardening according to Aspect 1, further containing Mo: 0.01% by mass to 1.00% by mass.
本発明により、高温で浸炭処理を行った場合であっても、結晶粒の粗大化を十分に抑制することができる肌焼用鋼が提供される。 According to the present invention, there is provided a steel for case hardening that can sufficiently suppress the coarsening of crystal grains even when carburizing is performed at a high temperature.
本発明者らは、上記課題を解決するために鋭意検討を行った結果、ピン止め粒子としてＴｉＣに加えてＡｌＮを利用し、且つ適切に鋼組織を制御することにより、例えば１０２０℃のような高温で浸炭処理を行った場合であっても、結晶粒の粗大化を十分に抑制できることを見出した。より具体的には、Ａｌ含有量及びＮ含有量を高め、Ｔｉを少量又は微量添加して、ＴｉＣを確保しつつ、所定のサイズのＡｌＮの数密度を適切に制御し、それに加えて、フェライト及びパーライトを主相としつつ、パーライトの面積率を適切に制御することにより、結晶粒の粗大化を十分に抑制できる。
以下に、本発明の実施形態に係る肌焼用鋼の詳細を説明する。
As a result of intensive studies to solve the above problems, the present inventors have used AlN in addition to TiC as pinning particles and appropriately controlled the steel structure, for example, at 1020 ° C. It has been found that even when carburizing is performed at a high temperature, coarsening of crystal grains can be sufficiently suppressed. More specifically, Al content and N content are increased, Ti is added in a small amount or a trace amount, TiC is ensured, and the number density of AlN of a predetermined size is appropriately controlled. In addition, ferrite is added. And the coarsening of a crystal grain can fully be suppressed by controlling the area rate of a pearlite appropriately, setting pearlite as a main phase.
Below, the detail of the case hardening steel which concerns on embodiment of this invention is demonstrated.
１．鋼組織
本発明の実施形態に係る肌焼用鋼は、
全鋼組織に対して、
フェライト及びパーライトの合計の面積率が９５％以上であり、
パーライトの面積率が５０％以下であり、
円相当径０．５μｍ以下のＡｌＮの数密度が０．２５個／μｍ２以上である。
以下、各構成について詳述する。
1. Steel structure Case hardening steel according to an embodiment of the present invention,
For all steel structures
The total area ratio of ferrite and pearlite is 95% or more,
The area ratio of pearlite is 50% or less,
The number density of AlN having an equivalent circle diameter of 0.5 μm or less is 0.25 / μm 2 or more.
Hereinafter, each configuration will be described in detail.
（１）フェライト及びパーライトの合計の面積率：９５％以上
本発明の実施形態に係る肌焼用鋼は、全鋼組織に対してフェライト及びパーライトの合計の面積率が９５％以上である。以下、当該面積率を有する組織を「フェライト・パーライト組織」と呼ぶことがある。残部組織として、例えば、ベイナイト、マルテンサイト及び残留オーステナイト等が挙げられる。残部組織の面積率が５％より大きくなる、すなわち、フェライト及びパーライトの合計の面積率が９５％より小さくなると、初期のオーステナイト粒が不均一となるため結晶粒が粗大化する。
また、パーライト組織ではオーステナイト粒の核生成は界面からのみであるのに対して、ベイナイト組織では界面に加え、ベイナイト内部からもオーステナイト粒の核生成が起こる。そのため、例えば、フェライト、パーライト及びベイナイトからなる組織の場合、オーステナイト粒が粗大な部分（パーライトであった部分）と微細な部分（ベイナイトであった部分）が生じることがある。その結果、初期のオーステナイト粒が不均一となることがあるため、結晶粒の粗大化が進行しやすくなることがある。従って、初期のオーステナイトの均一性を考慮すると、残部組織の面積率は小さいことが好ましく、フェライト及びパーライトの合計の面積率は、好ましくは９８％以上であり、最も好ましくは１００％である。
（２）パーライトの面積率：５０％以下
フェライト・パーライト組織を有する鋼材では、浸炭処理の際、炭素が濃化しているパーライトからオーステナイトに変態していく。そのため、全鋼組織に対してパーライトの面積率が５０％より大きいと、変態の初期にオーステナイトが多く存在することになる。変態の初期からオーステナイトが多いと、残部のフェライトを含む組織が全てオーステナイトになった際、フェライトから変態したオーステナイト粒のサイズと変態の初期から存在していたオーステナイト粒のサイズとの差が大きくなって、一部に粗大な結晶粒が存在する混粒が生じると考えられる。混粒が生じると、粒成長の駆動力が大きくなり、結晶粒の粗大化を抑制することが困難になり、最大結晶粒度が小さくなると考えられる。従って、パーライトの面積率は５０％以下とする。パーライトの面積率は、好ましくは４９．５％以下、より好ましくは４９％以下である。
また、パーライトの面積率が小さくなると、パーライト間距離が離れることになり、また、パーライトの周囲にオーステナイト粒が存在しない（あるいは、極めて少ない）ため、変態の初期に生成するパーライト由来のオーステナイト粒が成長しやすくなると考えられる。そのため、パーライトの面積率が小さくなると、フェライト由来のオーステナイト粒とパーライト由来のオーステナイト粒とのサイズ差が大きくなることがあり、その結果、結晶粒の粗大化が進行しやすくなることがある。従って、パーライトの面積率は、好ましくは１０％以上、より好ましくは２０％以上である。
(1) Total area ratio of ferrite and pearlite: 95% or more In the case hardening steel according to the embodiment of the present invention, the total area ratio of ferrite and pearlite is 95% or more with respect to the entire steel structure. Hereinafter, the structure having the area ratio may be referred to as “ferrite / pearlite structure”. Examples of the remaining structure include bainite, martensite, and retained austenite. When the area ratio of the remaining structure is larger than 5%, that is, when the total area ratio of ferrite and pearlite is smaller than 95%, the initial austenite grains become non-uniform and the crystal grains become coarse.
In addition, nucleation of austenite grains occurs only from the interface in the pearlite structure, whereas nucleation of austenite grains occurs from the inside of the bainite in addition to the interface in the bainite structure. Therefore, for example, in the case of a structure composed of ferrite, pearlite, and bainite, coarse portions (portions that were pearlite) and fine portions (portions that were bainite) may occur. As a result, the initial austenite grains may become non-uniform so that the coarsening of the crystal grains may easily proceed. Therefore, considering the uniformity of the initial austenite, the area ratio of the remaining structure is preferably small, and the total area ratio of ferrite and pearlite is preferably 98% or more, and most preferably 100%.
(2) Perlite area ratio: 50% or less In a steel material having a ferrite-pearlite structure, during the carburizing process, the pearlite is transformed from a concentrated pearlite to austenite. Therefore, when the area ratio of pearlite is larger than 50% with respect to the entire steel structure, a large amount of austenite is present in the early stage of transformation. If there is a lot of austenite from the early stage of transformation, when the entire structure containing ferrite becomes austenite, the difference between the size of austenite grains transformed from ferrite and the size of austenite grains that existed from the early stage of transformation becomes large. Thus, it is considered that a mixed grain in which coarse crystal grains partially exist is generated. When mixed grains occur, the driving force for grain growth increases, and it becomes difficult to suppress the coarsening of crystal grains, and the maximum grain size is considered to be small. Therefore, the area ratio of pearlite is 50% or less. The area ratio of pearlite is preferably 49.5% or less, more preferably 49% or less.
Also, when the area ratio of pearlite is reduced, the distance between pearlite is increased, and since austenite grains do not exist (or very little) around pearlite, pearlite-derived austenite grains generated at the early stage of transformation It seems to be easy to grow. For this reason, when the area ratio of pearlite decreases, the size difference between the ferrite-derived austenite grains and the pearlite-derived austenite grains may increase, and as a result, the coarsening of the crystal grains may easily proceed. Therefore, the area ratio of pearlite is preferably 10% or more, more preferably 20% or more.
（３）円相当径０．５μｍ以下のＡｌＮの数密度：０．２５個／μｍ２以上
ＡｌＮはピン止め粒子として作用し、浸炭処理で加熱保持した際に、オーステナイト成長の駆動力に対抗することができ、結晶粒の粗大化を抑制することができる。しかし、ＡｌＮが粗大過ぎると、ピン止め粒子として有効に機能しないため、円相当径が０．５μｍ以下のＡｌＮについて数密度を制御する。
円相当径０．５μｍ以下のＡｌＮの数密度が０．２５個／μｍ２より小さいと、ピン止め力が不足し、結晶粒の粗大化を十分に抑制することができない。従って、円相当径０．５μｍ以下のＡｌＮの数密度は０．２５個／μｍ２以上とする。円相当径０．５μｍ以下のＡｌＮの数密度は、好ましくは０．２７個／μｍ２以上、より好ましくは０．３０個／μｍ２以上である。なお、円相当径０．５μｍ以下のＡｌＮの数密度の上限は特に限定されず、円相当径０．５μｍ以下のＡｌＮが多い程、結晶粒の粗大化を抑制する効果が高くなる。
(3) Number density of AlN having an equivalent circle diameter of 0.5 μm or less: 0.25 / μm 2 or more AlN acts as a pinning particle, and resists the driving force of austenite growth when heated and held by carburizing treatment. And coarsening of crystal grains can be suppressed. However, if the AlN is too coarse, it will not function effectively as pinning particles, so the number density is controlled for AlN having an equivalent circle diameter of 0.5 μm or less.
If the number density of AlN having an equivalent circle diameter of 0.5 μm or less is smaller than 0.25 / μm 2 , the pinning force is insufficient, and the coarsening of crystal grains cannot be sufficiently suppressed. Accordingly, the number density of AlN having an equivalent circle diameter of 0.5 μm or less is set to 0.25 / μm 2 or more. The number density of AlN having an equivalent circle diameter of 0.5 μm or less is preferably 0.27 pieces / μm 2 or more, more preferably 0.30 pieces / μm 2 or more. The upper limit of the number density of AlN having an equivalent circle diameter of 0.5 μm or less is not particularly limited, and the more AlN having an equivalent circle diameter of 0.5 μm or less, the higher the effect of suppressing the coarsening of crystal grains.
円相当径０．５μｍ以下のＡｌＮの数密度は、例えば、次のようにして測定してよい。
肌焼用鋼から試験片を作製し、試験片の長手方向（肌焼用鋼の圧延方向）に平行な面を切り出し、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）を用いて１万倍の倍率（視野：１０６μｍ２）で当該面を観察し、当該面の中心部から長手方向に垂直な方向に左右各５視野の計１０視野のＳＥＭ像を撮影する。当該ＳＥＭ像について、住友金属テクノロジー社製の「粒子解析Ｖｅｒ．３．０」を用いて画像解析を行い、ＡｌＮの円相当径及び数密度を測定する。上記１０視野のＳＥＭ像について円相当径０．５μｍ以下のＡｌＮの数密度を求め、１０視野の平均値を上記試験片の円相当径０．５μｍ以下のＡｌＮの数密度とする。視野内の全ての析出物について、例えばＥＤＳ（エネルギー分散型Ｘ線分光器）分析を行い、ＡｌＮであるか否か確認してよいが、Ａｌ量及びＮ量等を考慮し、析出物の大部分がＡｌＮであると考えられる場合には、測定を簡便にするため、視野内の析出物は全てＡｌＮであるとしてよい。
The number density of AlN having an equivalent circle diameter of 0.5 μm or less may be measured, for example, as follows.
A specimen is prepared from the case hardening steel, a plane parallel to the longitudinal direction of the specimen (the rolling direction of the case hardening steel) is cut out, and a magnification of 10,000 times (field of view: using a scanning electron microscope) is obtained. 106 μm 2 ), the surface is observed, and SEM images of a total of 10 fields of view on the right and left sides are taken in the direction perpendicular to the longitudinal direction from the center of the surface. The SEM image is subjected to image analysis using “Particle Analysis Ver.3.0” manufactured by Sumitomo Metal Technology, and the equivalent circle diameter and number density of AlN are measured. The number density of AlN having a circle-equivalent diameter of 0.5 μm or less is obtained from the SEM image of 10 fields of view, and the average value of 10 fields of view is defined as the number density of AlN having a circle-equivalent diameter of 0.5 μm or less of the test piece. For example, EDS (Energy Dispersive X-ray Spectrometer) analysis may be performed on all the precipitates in the field of view to confirm whether the precipitates are AlN or not. In the case where the portion is considered to be AlN, all precipitates in the visual field may be AlN in order to simplify the measurement.
２．化学成分組成
本発明の実施形態に係る肌焼用鋼は、
Ｃ ：０．１０質量％〜０．３０質量％、
Ｓｉ：０．０１質量％〜２．０質量％、
Ｍｎ：０．１質量％〜２．０質量％、
Ｐ ：０質量％超、０．０３０質量％以下、
Ｓ ：０質量％超、０．０３０質量％以下、
Ｃｕ：０質量％超、０．１質量％以下、
Ｎｉ：０質量％超、０．１質量％以下、
Ｃｒ：０．５質量％〜２．０質量％、
Ａｌ：０．０３０質量％〜０．１００質量％、
Ｎ ：０．０１６０質量％〜０．０５００質量％、及び
Ｔｉ：０．００２５質量％〜０．１０００質量％
を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる。
以下、各元素について詳述する。
2. Chemical component composition Case hardening steel according to an embodiment of the present invention,
C: 0.10 mass% to 0.30 mass%,
Si: 0.01% by mass to 2.0% by mass,
Mn: 0.1% by mass to 2.0% by mass,
P: more than 0% by mass, 0.030% by mass or less,
S: more than 0% by mass, 0.030% by mass or less,
Cu: more than 0% by mass, 0.1% by mass or less,
Ni: more than 0% by mass, 0.1% by mass or less,
Cr: 0.5% by mass to 2.0% by mass,
Al: 0.030% by mass to 0.100% by mass,
N: 0.0160 mass% to 0.0500 mass%, and Ti: 0.0025 mass% to 0.1000 mass%
The balance consists of Fe and inevitable impurities.
Hereinafter, each element will be described in detail.
（１）Ｃ：０．１０質量％〜０．３０質量％
Ｃは鋼材の硬さを確保するために有効な元素である。Ｃ含有量が少なく過ぎると、硬さが不足して浸炭部品としての静的強度が不足する。そのため、Ｃ含有量は０．１０質量％以上とする。一方、Ｃを過剰に添加すると、鍛造性が低下するため、Ｃ含有量は０．３０質量％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．１１質量％以上、より好ましくは０．１２質量％以上であり、好ましくは０．２７質量％以下、より好ましくは０．２５質量％以下である。
(1) C: 0.10% by mass to 0.30% by mass
C is an effective element for ensuring the hardness of the steel material. If the C content is too small, the hardness is insufficient and the static strength as a carburized component is insufficient. Therefore, the C content is 0.10% by mass or more. On the other hand, when C is added excessively, forgeability is lowered, so the C content is 0.30 mass% or less. The C content is preferably 0.11% by mass or more, more preferably 0.12% by mass or more, preferably 0.27% by mass or less, more preferably 0.25% by mass or less.
（２）Ｓｉ：０．０１質量％〜２．０質量％
Ｓｉは焼戻し硬さを高めて機械構造部品の疲労特性を改善するのに有効であり、また、脱酸作用を有する元素である。このような作用を有効に発揮させるため、Ｓｉ含有量は０．０１質量％以上とする。但し、Ｓｉを過剰に添加すると、鋼材硬さが高くなって鍛造性が低下するため、Ｓｉ含有量は２．０質量％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．０２質量％以上、より好ましくは０．０３質量％以上であり、好ましくは１．９質量％以下、より好ましくは１．８質量％以下である。
(2) Si: 0.01% by mass to 2.0% by mass
Si is effective in increasing the tempering hardness and improving the fatigue characteristics of machine structural parts, and is an element having a deoxidizing action. In order to effectively exhibit such an action, the Si content is set to 0.01% by mass or more. However, if Si is added excessively, the hardness of the steel material increases and the forgeability decreases, so the Si content is set to 2.0 mass% or less. Si content becomes like this. Preferably it is 0.02 mass% or more, More preferably, it is 0.03 mass% or more, Preferably it is 1.9 mass% or less, More preferably, it is 1.8 mass% or less.
（３）Ｍｎ：０．１質量％〜２．０質量％
Ｍｎは浸炭処理時の焼入れ性を高めるのに必要な元素であり、また、脱酸材としても作用し、鋼中の酸化物系介在物量を低減して内部品質を高める作用を有する元素である。このような作用を有効に発揮するため、Ｍｎ含有量は０．１質量％以上とする。一方、Ｍｎを過剰に添加すると、鋼材硬さが高くなって鍛造性が低下するため、Ｍｎ含有量は２．０質量％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．２質量％以上、より好ましくは０．３質量％以上であり、好ましくは１．９質量％以下、より好ましくは１．８質量％以下である。
(3) Mn: 0.1% by mass to 2.0% by mass
Mn is an element necessary for enhancing the hardenability during carburizing treatment, and also acts as a deoxidizing material, and has an effect of reducing the amount of oxide inclusions in the steel and improving the internal quality. . In order to effectively exhibit such an action, the Mn content is set to 0.1% by mass or more. On the other hand, if Mn is added excessively, the hardness of the steel material increases and the forgeability decreases, so the Mn content is set to 2.0 mass% or less. Mn content becomes like this. Preferably it is 0.2 mass% or more, More preferably, it is 0.3 mass% or more, Preferably it is 1.9 mass% or less, More preferably, it is 1.8 mass% or less.
（４）Ｐ：０質量％超、０．０３０質量％以下
Ｐは不純物として不可避的に存在する元素であり、結晶粒界に偏析して機械構造部品の衝撃特性を低下させる。そのため、Ｐ含有量は０．０３０質量％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０２５質量％以下、より好ましくは０．０２０質量％以下である。Ｐ含有量は少なければ少ない程好ましく、０質量％であることが最も好ましいが、純度を高める程製造コストが増加するため、製造コストを考慮すると、Ｐは０質量％超、例えば、０．００３質量％以上、あるいは０．００５質量％以上残存することがある。
(4) P: more than 0% by mass and 0.030% by mass or less P is an element that is unavoidably present as an impurity, and segregates at the grain boundary to lower the impact characteristics of the mechanical structural component. Therefore, the P content is 0.030% by mass or less. P content becomes like this. Preferably it is 0.025 mass% or less, More preferably, it is 0.020 mass% or less. The smaller the P content, the more preferable and 0% by mass is most preferable. However, the higher the purity, the higher the manufacturing cost. Therefore, considering the manufacturing cost, P exceeds 0% by mass, for example, 0.003%. In some cases, it may remain in an amount of not less than mass%, or not less than 0.005 mass%.
（５）Ｓ：０質量％超、０．０３０質量％以下
Ｓは不純物として不可避的に存在する元素であり、結晶粒界に偏析して機械構造部品の衝撃特性を低下させる。そのため、Ｓ含有量は０．０３０質量％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．０２５質量％以下、より好ましくは０．０２０質量％以下である。Ｓ含有量は少なければ少ない程好ましく、０質量％であることが最も好ましいが、純度を高める程製造コストが増加するため、製造コストを考慮すると、Ｓは０質量％超、例えば、０．００３質量％以上、あるいは０．００５質量％以上残存することがある。
(5) S: more than 0% by mass and 0.030% by mass or less S is an element that is unavoidably present as an impurity, and segregates at the crystal grain boundary to lower the impact characteristics of the mechanical structural component. Therefore, S content shall be 0.030 mass% or less. S content becomes like this. Preferably it is 0.025 mass% or less, More preferably, it is 0.020 mass% or less. The smaller the S content is, the more preferable it is, and it is most preferable that it is 0% by mass. However, since the manufacturing cost increases as the purity is increased, considering the manufacturing cost, S is more than 0% by mass, for example, 0.003 In some cases, it may remain in an amount of not less than mass%, or not less than 0.005 mass%.
（６）Ｃｕ：０質量％超、０．１質量％以下
Ｃｕは焼鈍後のパーライト面積率を高める効果があるため、パーライト面積率を適正に制御する観点から、Ｃｕ含有量は０．１質量％以下とする。一方、製造コストを抑えるため、Ｃｕは０質量％超添加する必要がある。Ｃｕ含有量は、好ましくは０．０１質量％以上、より好ましくは０．０２質量％以上であり、好ましくは０．０９質量％以下、より好ましくは０．０８質量％以下である。
(6) Cu: more than 0% by mass and 0.1% by mass or less Cu has an effect of increasing the pearlite area ratio after annealing, so that the Cu content is 0.1 mass from the viewpoint of appropriately controlling the pearlite area ratio. % Or less. On the other hand, in order to reduce the manufacturing cost, it is necessary to add more than 0% by mass of Cu. Cu content becomes like this. Preferably it is 0.01 mass% or more, More preferably, it is 0.02 mass% or more, Preferably it is 0.09 mass% or less, More preferably, it is 0.08 mass% or less.
（７）Ｎｉ：０質量％超、０．１質量％以下
Ｎｉは焼鈍後のパーライト面積率を高める効果があるため、Ｎｉ含有量は０．１質量％以下とする。一方、製造コストを抑えるため、Ｎｉは０質量％超添加する必要がある。Ｎｉ含有量は、好ましくは０．０１質量％以上、より好ましくは０．０２質量％以上であり、好ましくは０．０９質量％以下、より好ましくは０．０８質量％以下である。
(7) Ni: more than 0% by mass and 0.1% by mass or less Since Ni has an effect of increasing the pearlite area ratio after annealing, the Ni content is 0.1% by mass or less. On the other hand, Ni needs to be added in excess of 0% by mass in order to reduce manufacturing costs. Ni content becomes like this. Preferably it is 0.01 mass% or more, More preferably, it is 0.02 mass% or more, Preferably it is 0.09 mass% or less, More preferably, it is 0.08 mass% or less.
（８）Ｃｒ：０．５質量％〜２．０質量％
Ｃｒは鋼材の焼入れ性を向上させる元素であり、安定した硬化層深さ及び芯部硬さを十分に確保する作用を有し、機械構造部品としての静的強度及び疲労強度を確保する上で有効である。このような効果を有効に発揮するため、Ｃｒ含有量は０．５質量％以上とする。一方、Ｃｒを過剰に添加すると、鋼材硬さが高くなって鍛造性が低下するため、Ｃｒ含有量は２．０質量％以下とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは０．６質量％以上、より好ましくは０．７質量％以上であり、好ましくは１．９質量％以下、より好ましくは１．８質量％以下である。
(8) Cr: 0.5% by mass to 2.0% by mass
Cr is an element that improves the hardenability of the steel material, has the effect of sufficiently securing a stable hardened layer depth and core hardness, and in securing static strength and fatigue strength as a machine structural component. It is valid. In order to exhibit such an effect effectively, Cr content shall be 0.5 mass% or more. On the other hand, if Cr is added excessively, the hardness of the steel material increases and the forgeability decreases, so the Cr content is set to 2.0 mass% or less. Cr content becomes like this. Preferably it is 0.6 mass% or more, More preferably, it is 0.7 mass% or more, Preferably it is 1.9 mass% or less, More preferably, it is 1.8 mass% or less.
（９）Ａｌ：０．０３０質量％〜０．１００質量％
ＡｌはＮと結合してＡｌＮを形成し、結晶粒の粗大化を抑制するのに有効な元素である。このような効果を発揮するため、Ａｌ含有量は０．０３０質量％以上とする。一方、Ａｌを過剰に添加すると、鋼材硬さが高くなって鍛造性が低下するため、Ａｌ含有量は０．１００質量％以下とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０３２質量％以上、より好ましくは０．０３４質量％以上であり、好ましくは０．０９０質量％以下、より好ましくは０．０８０質量％以下である。
(9) Al: 0.030% by mass to 0.100% by mass
Al combines with N to form AlN, and is an effective element for suppressing the coarsening of crystal grains. In order to exhibit such an effect, the Al content is set to 0.030% by mass or more. On the other hand, if Al is added excessively, the hardness of the steel material increases and the forgeability decreases, so the Al content is set to 0.100% by mass or less. Al content becomes like this. Preferably it is 0.032 mass% or more, More preferably, it is 0.034 mass% or more, Preferably it is 0.090 mass% or less, More preferably, it is 0.080 mass% or less.
（１０）Ｎ：０．０１６０質量％〜０．０５００質量％
ＮはＡｌと結合してＡｌＮを形成し、結晶粒の粗大化を抑制するのに有効な元素である。このような効果を発揮するため、Ｎ含有量は０．０１６０質量％以上とする。一方、Ｎが過剰であると、ＡｌＮが粗大化するため、円相当径が０．５μｍ以下のＡｌＮが減少する。その結果、結晶粒の成長を抑制する力が減少し、結晶粒が粗大化するため、Ｎ含有量は０．０５００質量％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．０１６５質量％以上、より好ましくは０．０１７０質量％以上であり、好ましくは０．０４９０質量％以下、より好ましくは０．０４８０質量％以下である。
(10) N: 0.0160 mass% to 0.0500 mass%
N combines with Al to form AlN, and is an effective element for suppressing the coarsening of crystal grains. In order to exhibit such an effect, the N content is set to 0.0160% by mass or more. On the other hand, when N is excessive, since AlN becomes coarse, AlN having an equivalent circle diameter of 0.5 μm or less decreases. As a result, the force for suppressing the growth of crystal grains decreases and the crystal grains become coarse, so the N content is set to 0.0500% by mass or less. N content becomes like this. Preferably it is 0.0165 mass% or more, More preferably, it is 0.0170 mass% or more, Preferably it is 0.0490 mass% or less, More preferably, it is 0.0480 mass% or less.
（１１）Ｔｉ：０．００２５質量％〜０．１０００質量％
ＴｉはＣと結合してＴｉＣを形成し、結晶粒の粗大化を抑制するのに有効な元素である。このような効果を発揮するため、Ｔｉ含有量は０．００２５質量％以上とする。一方、Ｔｉを過剰に添加すると、粗大なＴｉＮが生成し、部品加工時の切削性が低下するため、過剰な添加は好ましくはない。従って、Ｔｉ含有量は０．１０００質量％以下とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．００２８質量％以上、より好ましくは０．００３０質量％以上であり、好ましくは０．０９００質量％以下、より好ましくは０．０８００質量％以下、更に好ましくは０．０４００質量％以下、より更に好ましくは０．０１００質量％以下、一層好ましくは０．００９０質量％以下、より一層好ましくは０．００８０質量％以下である。
(11) Ti: 0.0025 mass% to 0.1000 mass%
Ti combines with C to form TiC and is an effective element for suppressing the coarsening of crystal grains. In order to exhibit such an effect, the Ti content is set to 0.0025% by mass or more. On the other hand, when Ti is added excessively, coarse TiN is generated, and the machinability at the time of part processing is lowered. Therefore, excessive addition is not preferable. Therefore, the Ti content is 0.1000% by mass or less. Ti content becomes like this. Preferably it is 0.0028 mass% or more, More preferably, it is 0.0030 mass% or more, Preferably it is 0.0900 mass% or less, More preferably, it is 0.0800 mass% or less, More preferably, it is 0.00. It is 0400 mass% or less, More preferably, it is 0.0100 mass% or less, More preferably, it is 0.0090 mass% or less, More preferably, it is 0.0080 mass% or less.
（１２）残部
基本成分は上記のとおりであり、残部は、Ｆｅ及び不可避不純物である。不可避不純物としては、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる微量元素（例えば、Ａｓ、Ｓｂ、Ｓｎなど）の混入が許容される。なお、例えば、Ｐ及びＳのように、通常、含有量が少ないほど好ましく、従って不可避不純物であるが、その組成範囲について上記のように別途規定している元素がある。このため、本明細書において、残部を構成する「不可避不純物」という場合は、別途その組成範囲が規定されている元素を除いた概念である。
(12) Balance The basic components are as described above, and the balance is Fe and inevitable impurities. As inevitable impurities, mixing of trace elements (for example, As, Sb, Sn, etc.) brought in depending on the situation of raw materials, materials, manufacturing equipment, etc. is allowed. For example, like P and S, it is usually preferable that the content is small, and thus is an unavoidable impurity. However, there are elements that are separately defined as described above for the composition range. For this reason, in this specification, the term “inevitable impurities” constituting the balance is a concept that excludes elements whose composition ranges are separately defined.
さらに、本発明の実施形態に係る肌焼用鋼は、必要に応じて以下の任意元素を含有していてもよく、含有される成分に応じて肌焼用鋼の特性が更に改善される。 Furthermore, the case hardening steel according to the embodiment of the present invention may contain the following optional elements as necessary, and the properties of the case hardening steel are further improved according to the components contained.
（１３）その他の元素
Ｍｏ：０．０１質量％〜１．００質量％
Ｍｏは浸炭処理における焼入れ性を向上させるのに有効な元素である。このような効果をより有効に発揮させるため、Ｍｏ含有量は０．０１質量％以上であることが好ましい。一方、Ｍｏを過剰に添加すると、切削性及び鍛造性が劣化することがあるため、Ｍｏ含有量は１．００質量％以下であることが好ましい。Ｍｏ含有量は、より好ましくは０．０５質量％以上、さらに好ましくは０．１０質量％以上であり、より好ましくは０．９５質量％以下、さらに好ましくは０．９０質量％以下である。
(13) Other elements Mo: 0.01% by mass to 1.00% by mass
Mo is an element effective for improving the hardenability in the carburizing process. In order to exhibit such an effect more effectively, the Mo content is preferably 0.01% by mass or more. On the other hand, if Mo is added excessively, the machinability and forgeability may deteriorate, so the Mo content is preferably 1.00% by mass or less. The Mo content is more preferably 0.05% by mass or more, further preferably 0.10% by mass or more, more preferably 0.95% by mass or less, and further preferably 0.90% by mass or less.
３．製造方法
本発明の実施形態に係る肌焼用鋼は、上述の化学成分組成を有する鋼を常法に従って溶製し、常法に従って鋳造して鋼片を作製し、当該鋼片に対して分塊圧延及び熱間圧延を施して圧延材を作製し、当該圧延材を部品の形状に粗成形した後に所定の条件で焼鈍処理を施すことにより製造することができる。
3. Manufacturing method The steel for case hardening according to the embodiment of the present invention is prepared by melting steel having the above-described chemical composition according to a conventional method, casting according to a conventional method, and producing a steel slab. It can be manufactured by subjecting it to ingot rolling and hot rolling to produce a rolled material, roughly forming the rolled material into the shape of a part, and then subjecting it to an annealing treatment under predetermined conditions.
分塊圧延は１２００〜１３００℃で行ってよく、熱間圧延は９００〜１１００℃で行ってよい。 Partial rolling may be performed at 1200 to 1300 ° C, and hot rolling may be performed at 900 to 1100 ° C.
熱間圧延により得られる圧延材は棒鋼であってよく、棒鋼の直径は２０〜１００ｍｍであってよい。 The rolled material obtained by hot rolling may be a steel bar, and the diameter of the steel bar may be 20 to 100 mm.
焼鈍処理は当該圧延材を部品の形状に粗成形して得られた中間品に対して行う。粗成形する方法は特に限定されず、常法に従って切削、冷間鍛造又は熱間鍛造等により行ってよい。
以下、焼鈍処理工程の詳細を説明する。
The annealing treatment is performed on an intermediate product obtained by roughly forming the rolled material into a part shape. The method of rough forming is not particularly limited, and may be performed by cutting, cold forging, hot forging or the like according to a conventional method.
Hereinafter, the details of the annealing process will be described.
焼鈍処理工程において、オーステナイトからフェライト・パーライト組織に変態させるため、１．０℃／秒以上の平均加熱速度で９００〜９５０℃まで加熱し、９００〜９５０℃で８５分以下第１の保持を行い、６００〜７００℃で２０〜５０分間第２の保持を行い、その後、室温まで冷却する。第１の保持により、全ての組織をオーステナイトに変態させ、次いで第２の保持を行うことにより、オーステナイトをフェライト組織に変態させることができる。当該変態時にはＣが拡散するため、変態するのに十分な時間を確保する必要がある。そのため、第２の保持の時間は２０分間以上である。一方、第２の保持の時間が長すぎるとＡｌＮが粗大化するため、第２の保持の時間は５０分間以下である。第２の保持の時間は、好ましくは２２分間以上、より好ましくは２５分間以上であり、好ましくは４７分間以下、より好ましくは４５分間以下である。 In the annealing process, in order to transform from austenite to ferrite pearlite structure, heat to 900-950 ° C. at an average heating rate of 1.0 ° C./second or more, and hold first at 900-950 ° C. for 85 minutes or less. The second holding is performed at 600 to 700 ° C. for 20 to 50 minutes, and then cooled to room temperature. By performing the first holding, the entire structure can be transformed into austenite, and then by performing the second holding, the austenite can be transformed into a ferrite structure. Since C diffuses during the transformation, it is necessary to secure a sufficient time for transformation. Therefore, the second holding time is 20 minutes or more. On the other hand, if the second holding time is too long, AlN becomes coarse, so the second holding time is 50 minutes or less. The second holding time is preferably 22 minutes or longer, more preferably 25 minutes or longer, preferably 47 minutes or shorter, more preferably 45 minutes or shorter.
１．０℃／秒以上の平均加熱速度で９００〜９５０℃まで加熱することにより、０．１質量％以下に制御されたＣｕ及びＮｉを含有する鋼の組成と相まって、パーライトの面積率を５０％以下に制御することができる。 By heating to 900 to 950 ° C. at an average heating rate of 1.0 ° C./second or more, combined with the composition of steel containing Cu and Ni controlled to 0.1 mass% or less, the pearlite area ratio is 50 % Or less can be controlled.
９００〜９５０℃で８５分間以下第１の保持を行うことにより、ＡｌＮの粗大化を防止し、円相当径０．５μｍ以下のＡｌＮの個数密度を０．２５個／μｍ２以上に制御することができる。
ＡｌＮの粗大化をより抑制する観点から、第１の保持の温度は、好ましくは９４５℃以下、より好ましくは９４０℃以下である。
第１の保持の時間は、好ましくは１５分以上、より好ましくは３０分以上である。
By performing the first holding at 900 to 950 ° C. for 85 minutes or less, the coarsening of AlN is prevented, and the number density of AlN having an equivalent circle diameter of 0.5 μm or less is controlled to 0.25 / μm 2 or more. Can do.
From the viewpoint of further suppressing the coarsening of AlN, the first holding temperature is preferably 945 ° C. or lower, more preferably 940 ° C. or lower.
The first holding time is preferably 15 minutes or longer, more preferably 30 minutes or longer.
以上のように、粗成形及び焼鈍処理を行って得られた中間品に浸炭処理を施すことにより浸炭部品を製造することができる。 As described above, a carburized part can be manufactured by subjecting an intermediate product obtained by performing rough forming and annealing to carburizing.
本明細書において「浸炭処理」は、浸炭処理、浸炭窒化処理及び高濃度浸炭処理を含む。 In the present specification, “carburizing treatment” includes carburizing treatment, carbonitriding treatment and high-concentration carburizing treatment.
浸炭処理の方法は特に限定されず、例えば、ガス浸炭及び真空浸炭等の公知の方法を採用できる。浸炭処理の条件は特に限定されず、公知の条件を適用できる。浸炭ガスとしては、例えば、ＲＸガス（変性ガス）及びプロパンガスの混合ガスを用いることができる。浸炭処理の温度に加熱する際の雰囲気は、浸炭雰囲気とすればよい。具体的には、カーボンポテンシャルＣＰを０．５〜１．０質量％とし、８５０〜９５０℃で、３０分間〜６時間保持してよい。高温で浸炭処理をする場合には、９５０〜１０２０℃で、３０分間〜４時間保持してよい。浸炭処理後は、常法に従って焼入れし、更に１００〜３００℃に加熱して３０分間〜３時間保持して焼戻しを行ってよい。 The method of carburizing treatment is not particularly limited, and for example, known methods such as gas carburizing and vacuum carburizing can be employed. The conditions for carburizing treatment are not particularly limited, and known conditions can be applied. As the carburizing gas, for example, a mixed gas of RX gas (modified gas) and propane gas can be used. The atmosphere at the time of heating to the carburizing temperature may be a carburizing atmosphere. Specifically, the carbon potential CP may be 0.5 to 1.0% by mass, and held at 850 to 950 ° C. for 30 minutes to 6 hours. When carburizing at a high temperature, it may be held at 950 to 1020 ° C. for 30 minutes to 4 hours. After the carburizing treatment, tempering may be performed by quenching according to a conventional method, further heating to 100 to 300 ° C., and maintaining for 30 minutes to 3 hours.
浸炭窒化処理の方法は特に限定されず、例えば、ガス浸炭窒化、真空浸炭窒化、高濃度浸炭窒化等の公知の方法を採用できる。浸炭窒化処理の条件は特に限定されず、公知の条件を適用できる。浸炭窒化処理の温度に加熱するときの雰囲気は、浸炭窒化雰囲気とすればよい。具体的には、カーボンポテンシャルＣＰが０．５〜１．０質量％で、ＮＨ３を体積分率で２〜１５％含むプロパンガス雰囲気で、８００〜９００℃で、３０分間〜６時間保持してよい。高温で浸炭窒化処理をする場合には、９００〜１０２０℃で、３０分間〜４時間保持してよい。浸炭窒化処理後は、常法に従って焼入れし、更に１００〜３００℃に加熱して３０分間〜３時間保持して焼戻しを行ってよい。 The method of carbonitriding is not particularly limited, and for example, known methods such as gas carbonitriding, vacuum carbonitriding, and high concentration carbonitriding can be employed. The carbonitriding conditions are not particularly limited, and known conditions can be applied. The atmosphere when heating to the temperature of the carbonitriding process may be a carbonitriding atmosphere. Specifically, the carbon potential CP is 0.5 to 1.0% by mass, and the propane gas atmosphere containing NH 3 in a volume fraction of 2 to 15% is held at 800 to 900 ° C. for 30 minutes to 6 hours. It's okay. When carbonitriding at a high temperature, it may be held at 900 to 1020 ° C. for 30 minutes to 4 hours. After the carbonitriding treatment, tempering may be performed by quenching according to a conventional method, further heating to 100 to 300 ° C. and holding for 30 minutes to 3 hours.
浸炭窒化処理は、浸炭処理してから浸炭窒化処理してもよい。例えば、浸炭処理として、カーボンポテンシャルＣＰを０．５〜１．０質量％とし、８５０〜９５０℃で、３０分間〜３時間保持してから、浸炭窒化処理として、カーボンポテンシャルＣＰを０．５〜１．０質量％とし、ＮＨ３を体積分率で２〜１５％含むプロパンガス雰囲気で、８００〜９００℃で、３０分間〜３時間保持してよい。高温で浸炭処理してから、高温で浸炭窒化処理する場合には、浸炭処理として、９００〜１０２０℃で、３０分間〜４時間保持してから、浸炭窒化処理として、９００〜１０２０℃で、３０分間〜２時間保持してよい。 In the carbonitriding process, the carbonitriding process may be performed after the carburizing process. For example, the carbon potential CP is set to 0.5 to 1.0% by mass as the carburizing treatment, and held at 850 to 950 ° C. for 30 minutes to 3 hours, and then the carbon potential CP is set to 0.5 to 0.5 as the carbonitriding treatment. and 1.0 wt%, propane gas atmosphere containing 2-15% of NH 3 in volume fraction, at 800 to 900 ° C., it may hold 3 hours 30 minutes. When carburizing and nitriding at a high temperature after carburizing at a high temperature, it is maintained at 900 to 1020 ° C. for 30 minutes to 4 hours as a carburizing treatment, and then at 900 to 1020 ° C. and 30 as a carbonitriding treatment. You may hold | maintain for 2 to 2 hours.
高濃度浸炭処理の方法は特に限定されず、例えば、ガス浸炭、真空浸炭等の公知の方法を採用できる。高濃度浸炭処理の条件は特に限定されず、公知の条件を適用できる。浸炭ガスとしては、例えば、ＲＸガス（変性ガス）及びプロパンガスの混合ガスを用いることができる。高濃度浸炭処理の温度に加熱する際の雰囲気は、浸炭雰囲気とすればよい。具体的には、カーボンポテンシャルＣＰを１．０〜１．５質量％として８５０〜９５０℃で、３０分間〜６時間保持してよい。高温で高濃度浸炭処理をする場合には、９５０〜１０２０℃で、３０分間〜４時間保持してよい。高濃度浸炭処理後は、常法に従って焼入れし、更に１００〜３００℃に加熱して３０分間〜３時間保持して焼戻しを行ってよい。 The method for high-concentration carburizing treatment is not particularly limited, and for example, known methods such as gas carburizing and vacuum carburizing can be employed. The conditions for the high-concentration carburizing treatment are not particularly limited, and known conditions can be applied. As the carburizing gas, for example, a mixed gas of RX gas (modified gas) and propane gas can be used. The atmosphere at the time of heating to the high-concentration carburizing temperature may be a carburizing atmosphere. Specifically, the carbon potential CP may be 1.0 to 1.5% by mass and held at 850 to 950 ° C. for 30 minutes to 6 hours. When performing high concentration carburizing treatment at a high temperature, it may be held at 950 to 1020 ° C. for 30 minutes to 4 hours. After the high-concentration carburizing treatment, tempering may be performed by quenching according to a conventional method, further heating to 100 to 300 ° C., and maintaining for 30 minutes to 3 hours.
浸炭処理、浸炭窒化処理及び高濃度浸炭処理は、それぞれ２回以上に分けて行ってもよい。 The carburizing process, the carbonitriding process and the high-concentration carburizing process may be performed in two or more times.
真空浸炭又は真空浸炭窒化する際の真空度は、例えば０．０１ＭＰａ程度以下であってよい。 The degree of vacuum at the time of vacuum carburizing or vacuum carbonitriding may be, for example, about 0.01 MPa or less.
浸炭処理後、浸炭窒化処理後、高濃度浸炭処理後は、必要に応じて常法に従って研磨、潤滑被膜処理又はショットピーニング処理等を行ってよい。 After carburizing treatment, after carbonitriding treatment, after high concentration carburizing treatment, polishing, lubricating coating treatment or shot peening treatment or the like may be performed according to a conventional method as necessary.
以上に説明した本発明の実施形態に係る肌焼用鋼の製造方法に接した当業者であれば、試行錯誤により、上述した製造方法と異なる製造方法により本発明に係る肌焼用鋼を得ることができる可能性がある。 If it is those skilled in the art who contacted the manufacturing method of the case hardening steel which concerns on embodiment of this invention demonstrated above, the case hardening steel which concerns on this invention by the manufacturing method different from the manufacturing method mentioned above will be obtained by trial and error. Could be possible.
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。本発明は以下の実施例によって制限を受けるものではなく、前述および後述する趣旨に合致し得る範囲で、適宜変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。 Hereinafter, the present invention will be described more specifically with reference to examples. The present invention is not limited by the following examples, and can be implemented with appropriate modifications within the scope that can meet the above-mentioned and later-described gist, and they are all within the technical scope of the present invention. Is included.
１．サンプル作製
表１に記載の化学成分組成を有する鋼を転炉で溶製し、連鋳機にて鋼片を作製した。当該鋼片に対して、１２００〜１３００℃で分塊圧延、及び８５０〜１０５０℃で熱間圧延を施して、直径８０ｍｍの棒鋼を作製した。
得られた棒鋼から、直径：８ｍｍ及び高さ（長手方向）：１２ｍｍの円柱状のサンプルを、棒鋼のＤ／４部（棒鋼の表面から棒鋼の直径Ｄの１／４の位置）が上記直径の中心と一致するように切り出した。当該サンプルの長手方向は棒鋼の圧延方向と一致している。
得られたサンプルについて、加工フォーマスタ試験機を用いて１２００℃に加熱した後、長手方向に熱間鍛造を行い、表２に記載の条件で焼鈍処理を施して試験片を作製した。なお、第２の保持の時間は、全ての試験Ｎｏ．で３０分とした。
1. Sample preparation Steel having the chemical composition shown in Table 1 was melted in a converter, and a steel slab was prepared using a continuous casting machine. The steel slab was subjected to partial rolling at 1200 to 1300 ° C. and hot rolling at 850 to 1050 ° C. to produce a steel bar having a diameter of 80 mm.
From the obtained steel bar, a cylindrical sample having a diameter of 8 mm and a height (longitudinal direction): 12 mm was obtained, and the D / 4 part of the steel bar (position of 1/4 of the steel bar diameter D from the surface of the steel bar) had the above diameter. It cut out so that it might correspond with the center of. The longitudinal direction of the sample coincides with the rolling direction of the steel bar.
About the obtained sample, after heating to 1200 degreeC using a processing for master test machine, the hot forging was performed to the longitudinal direction, the annealing process was performed on the conditions of Table 2, and the test piece was produced. The second holding time is set for all test numbers. 30 minutes.
２．鋼組織の面積率の測定
上述のようにして得られた試験片について、試験片の直径を通り且つ長手方向に平行な面を切り出し、ピクラール液を用いて当該面をエッチングした後、光学顕微鏡を用いて１００倍の倍率で当該面を観察し、無作為に選択した１視野の顕微鏡像を撮影した。当該顕微鏡像について、住友金属テクノロジー社製の「粒子解析Ｖｅｒ．３．０」を用いて画像解析を行い、パーライトの面積を測定した。パーライト以外の残部の組織はフェライトであった。
2. Measurement of the area ratio of the steel structure About the test piece obtained as described above, a surface passing through the diameter of the test piece and parallel to the longitudinal direction was cut out, and after etching the surface using a Picral solution, an optical microscope was used. Using this, the surface was observed at a magnification of 100 times, and a randomly selected microscopic image of one field of view was taken. About the said microscope image, image analysis was performed using "particle analysis Ver.3.0" by Sumitomo Metal Technology, and the area of the pearlite was measured. The remaining structure other than pearlite was ferrite.
３．円相当径０．５μｍ以下のＡｌＮの数密度の測定
上述のようにして得られた試験片について、試験片の直径を通り且つ長手方向に平行な面を切り出し、ナイタール液（エタノールと３％硝酸との混合液）を用いて当該面をエッチングした後、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）を用いて１万倍の倍率（視野：１０６μｍ２）で当該面を観察し、当該面の中心部から長手方向に垂直な方向に、無作為に選択した左右各５視野の計１０視野のＳＥＭ像を撮影した。当該ＳＥＭ像について、住友金属テクノロジー社製の「粒子解析Ｖｅｒ．３．０」を用いて画像解析を行い、ＡｌＮの円相当径及び数密度を測定した。上記１０視野のＳＥＭ像について円相当径０．５μｍ以下のＡｌＮの数密度を求め、１０視野の平均値を上記試験片の円相当径０．５μｍ以下のＡｌＮの数密度とした。視野内の析出物は全てＡｌＮであるとした。
3. Measurement of number density of AlN having equivalent circle diameter of 0.5 μm or less For the test piece obtained as described above, a plane passing through the diameter of the test piece and parallel to the longitudinal direction was cut out, and a nital solution (ethanol and 3% nitric acid was used). The surface is etched using a SEM (scanning electron microscope) at a magnification of 10,000 times (field of view: 106 μm 2 ), and the surface is elongated from the center of the surface. A total of 10 SEM images were taken in a direction perpendicular to the direction. The SEM image was subjected to image analysis using “Particle Analysis Ver.3.0” manufactured by Sumitomo Metal Technology, and the equivalent circle diameter and number density of AlN were measured. The number density of AlN having a circle-equivalent diameter of 0.5 μm or less was determined for the SEM image of 10 fields of view, and the average value of 10 fields was defined as the number density of AlN having a circle-equivalent diameter of 0.5 μm or less of the test piece. All the precipitates in the field of view were assumed to be AlN.
４．最大結晶粒度の測定
上述のようにして得られた試験片について、ＩＨＩ社製の真空浸炭炉を用いて、真空雰囲気下で、１０２０℃で３時間保持し、次いで８５０℃で０．５時間保持して浸炭処理を施した。
4). Measurement of maximum grain size The test piece obtained as described above was held at 1020 ° C. for 3 hours under a vacuum atmosphere using a vacuum carburizing furnace manufactured by IHI, and then held at 850 ° C. for 0.5 hour. And carburized.
上記のようにして浸炭処理を施した試験片について、試験片の直径を通り且つ長手方向に平行な面を切り出し、ナイタール液（エタノールと３％硝酸との混合液）を用いて当該面をエッチングした後、光学顕微鏡を用いて１０〜５０倍の倍率で当該面の全体を観察し、当該面に存在する全ての結晶粒のうち、最大径が最も大きい結晶粒（以下、「最大結晶粒」と呼ぶことがある）を特定した。光学顕微鏡を用いて１００倍の倍率で最大結晶粒を観察し、ＪＩＳ Ｇ ０５５１（２０１３）の附属書Ａの結晶粒度標準図と最大結晶粒とを比較し、最大結晶粒と最も近い粒度を有する（すなわち、最大結晶粒と近い大きさの粒が最も多い）結晶粒度標準図の粒度番号を最大結晶粒度とした。なお、浸炭処理による影響の大きい表層部（試験片の表面から０．３ｍｍの範囲）以外を観察対象とした。
最大結晶粒度が３．５以上のものを合格（○）と評価し、３．５未満のものを不合格（×）と評価した。
About the test piece which carburized as mentioned above, the surface which passes along the diameter of a test piece and is parallel to a longitudinal direction is cut out, and the said surface is etched using a nital solution (mixed solution of ethanol and 3% nitric acid). After that, the entire surface is observed with an optical microscope at a magnification of 10 to 50 times, and among all the crystal grains existing on the plane, a crystal grain having the largest maximum diameter (hereinafter referred to as “maximum crystal grain”). Specified). The maximum grain size is observed with an optical microscope at a magnification of 100 times, and the standard grain size chart of Annex A of JIS G 0551 (2013) is compared with the largest grain size, and the grain size closest to the largest grain size is obtained. The grain size number in the standard grain size diagram (that is, the largest number of grains close to the largest grain) is the largest grain size. In addition, the surface layer portion (in the range of 0.3 mm from the surface of the test piece) other than the influence of the carburizing treatment was set as the observation target.
Those having a maximum crystal grain size of 3.5 or more were evaluated as pass (◯), and those having a maximum crystal grain size of less than 3.5 were evaluated as reject (x).
パーライトの面積率、円相当径０．５μｍ以下のＡｌＮの数密度及び最大結晶粒度の測定結果を表２に示す。なお、表２中、「析出物個数密度」は円相当径０．５μｍ以下のＡｌＮの数密度を意味する。 Table 2 shows the measurement results of the area ratio of pearlite, the number density of AlN having an equivalent circle diameter of 0.5 μm or less, and the maximum grain size. In Table 2, “precipitate number density” means the number density of AlN having an equivalent circle diameter of 0.5 μm or less.
５．まとめ
Ｎｏ．１〜３、６、８、１０及び１１はいずれも本発明の実施形態で規定する要件を満足する実施例であり、１０２０℃の高温で浸炭処理を行った場合であっても結晶粒の粗大化を十分に抑制することができた。
5. Summary No. 1-3, 6, 8, 10, and 11 are examples that satisfy the requirements defined in the embodiment of the present invention, and even when carburizing is performed at a high temperature of 1020 ° C., the crystal grains are coarse. Could be sufficiently suppressed.
これに対して、Ｎｏ．４は、Ｎｉ量が多いため、パーライトの面積率が大きく、最大結晶粒度が小さくなり、結晶粒の粗大化を十分に抑制することができなかった。 In contrast, no. No. 4 had a large amount of Ni, so the area ratio of pearlite was large, the maximum crystal grain size was small, and the coarsening of crystal grains could not be sufficiently suppressed.
これに対して、Ｎｏ．５は、Ｃｕ量が多いため、パーライトの面積率が大きく、最大結晶粒度が小さくなり、結晶粒の粗大化を十分に抑制することができなかった。 In contrast, no. In No. 5, since the amount of Cu was large, the area ratio of pearlite was large, the maximum crystal grain size was small, and coarsening of crystal grains could not be sufficiently suppressed.
サンプルＮｏ．７は、Ｔｉ量が少ないため、ＴｉＣが不足し、最大結晶粒度が小さくなり、結晶粒の粗大化を十分に抑制することができなかった。 Sample No. In No. 7, since the Ti amount was small, TiC was insufficient, the maximum crystal grain size was reduced, and coarsening of the crystal grains could not be sufficiently suppressed.
サンプルＮｏ．９は、焼鈍処理の第１の保持の時間が長いため、円相当径０．５μｍ以下のＡｌＮの数密度が小さく、最大結晶粒度が小さくなり、結晶粒の粗大化を十分に抑制することができなかった。 Sample No. No. 9 has a long first holding time for the annealing treatment, so that the number density of AlN having an equivalent circle diameter of 0.5 μm or less is small, the maximum crystal grain size is small, and the coarsening of crystal grains can be sufficiently suppressed. could not.
Claims (2)
Ｓｉ：０．０１質量％〜２．０質量％、
Ｍｎ：０．１質量％〜２．０質量％、
Ｐ ：０質量％超、０．０３０質量％以下、
Ｓ ：０質量％超、０．０３０質量％以下、
Ｃｕ：０質量％超、０．１質量％以下、
Ｎｉ：０質量％超、０．１質量％以下、
Ｃｒ：０．５質量％〜２．０質量％、
Ａｌ：０．０３０質量％〜０．１００質量％、
Ｎ ：０．０１６０質量％〜０．０５００質量％、及び
Ｔｉ：０．００２５質量％〜０．１０００質量％
を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、
全鋼組織に対して、
フェライト及びパーライトの合計の面積率が９５％以上であり、
パーライトの面積率が５０％以下であり、
円相当径０．５μｍ以下のＡｌＮの数密度が０．２５個／μｍ２以上である肌焼用鋼。 C: 0.10 mass% to 0.30 mass%,
Si: 0.01% by mass to 2.0% by mass,
Mn: 0.1% by mass to 2.0% by mass,
P: more than 0% by mass, 0.030% by mass or less,
S: more than 0% by mass, 0.030% by mass or less,
Cu: more than 0% by mass, 0.1% by mass or less,
Ni: more than 0% by mass, 0.1% by mass or less,
Cr: 0.5% by mass to 2.0% by mass,
Al: 0.030% by mass to 0.100% by mass,
N: 0.0160 mass% to 0.0500 mass%, and Ti: 0.0025 mass% to 0.1000 mass%
And the balance consists of Fe and inevitable impurities,
For all steel structures
The total area ratio of ferrite and pearlite is 95% or more,
The area ratio of pearlite is 50% or less,
A steel for case hardening, in which the number density of AlN having an equivalent circle diameter of 0.5 μm or less is 0.25 piece / μm 2 or more.
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2018067281 | 2018-03-30 | ||
| JP2018067281 | 2018-03-30 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2019183266A true JP2019183266A (en) | 2019-10-24 |
Family
ID=68339961
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2019044136A Pending JP2019183266A (en) | 2018-03-30 | 2019-03-11 | Steel for case hardening |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2019183266A (en) |
Citations (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2005133153A (en) * | 2003-10-30 | 2005-05-26 | Kobe Steel Ltd | Steel for case hardening superior in cold forgeability and grain coarsening resistance during case hardening treatment, and manufacturing method therefor |
| JP2013227606A (en) * | 2012-04-25 | 2013-11-07 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | Case hardening steel material |
| JP2013234354A (en) * | 2012-05-09 | 2013-11-21 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | Hot-rolled steel bar or wire rod for cold forging |
| JP2015127435A (en) * | 2013-12-27 | 2015-07-09 | 株式会社神戸製鋼所 | Steel material having excellent flexural fatigue properties after carburization, production method thereof and carburization component |
| JP2015140449A (en) * | 2014-01-28 | 2015-08-03 | 山陽特殊製鋼株式会社 | Case hardening steel excellent in crystal grain size property at high temperature |
| WO2018061197A1 (en) * | 2016-09-30 | 2018-04-05 | 株式会社ゴーシュー | Forged heat-treated product of case hardening steel |
| WO2019102584A1 (en) * | 2017-11-24 | 2019-05-31 | 株式会社ゴーシュー | Forged heat-treated product of case-hardened steel |
-
2019
- 2019-03-11 JP JP2019044136A patent/JP2019183266A/en active Pending
Patent Citations (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2005133153A (en) * | 2003-10-30 | 2005-05-26 | Kobe Steel Ltd | Steel for case hardening superior in cold forgeability and grain coarsening resistance during case hardening treatment, and manufacturing method therefor |
| JP2013227606A (en) * | 2012-04-25 | 2013-11-07 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | Case hardening steel material |
| JP2013234354A (en) * | 2012-05-09 | 2013-11-21 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | Hot-rolled steel bar or wire rod for cold forging |
| JP2015127435A (en) * | 2013-12-27 | 2015-07-09 | 株式会社神戸製鋼所 | Steel material having excellent flexural fatigue properties after carburization, production method thereof and carburization component |
| JP2015140449A (en) * | 2014-01-28 | 2015-08-03 | 山陽特殊製鋼株式会社 | Case hardening steel excellent in crystal grain size property at high temperature |
| WO2018061197A1 (en) * | 2016-09-30 | 2018-04-05 | 株式会社ゴーシュー | Forged heat-treated product of case hardening steel |
| WO2019102584A1 (en) * | 2017-11-24 | 2019-05-31 | 株式会社ゴーシュー | Forged heat-treated product of case-hardened steel |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| WO2013151009A1 (en) | Steel wire rod or steel bar having excellent cold forgeability | |
| JP4464862B2 (en) | Case-hardening steel with excellent grain coarsening resistance and cold workability that can be omitted for soft annealing. | |
| JP6950821B2 (en) | Machine parts and their manufacturing methods | |
| JPWO2012073896A1 (en) | Rolled steel bar or wire rod for hot forging | |
| JP5652844B2 (en) | High formability carburized steel sheet | |
| WO2016158343A1 (en) | Steel wire for use in bolts that has excellent cold headability and resistance to delayed fracture after quenching and tempering, and bolt | |
| JP3792341B2 (en) | Soft nitriding steel with excellent cold forgeability and pitting resistance | |
| JP2012136730A (en) | Hot processed steel for surface hardening | |
| JPWO2019151048A1 (en) | High carbon hot rolled steel sheet and manufacturing method thereof | |
| WO2015146837A1 (en) | Case-hardened steel having excellent cold forgeability and capable of suppressing abnormal grain growth during carburizing treatment | |
| WO2019102584A1 (en) | Forged heat-treated product of case-hardened steel | |
| WO2014002287A1 (en) | Steel sheet for soft nitriding and process for producing same | |
| JP4464861B2 (en) | Case hardening steel with excellent grain coarsening resistance and cold workability | |
| JP7125923B2 (en) | High-carbon hot-rolled steel sheet for vacuum carburizing, its manufacturing method, and carburized steel parts | |
| JP5614330B2 (en) | Steel sheet for soft nitriding treatment and method for producing the same | |
| WO2019182054A1 (en) | Steel material | |
| JP4488228B2 (en) | Induction hardening steel | |
| WO2017170127A1 (en) | Case hardened steel | |
| JP2010215961A (en) | Steel sheet of boron steel superior in hardenability, and manufacturing method therefor | |
| JP6721141B1 (en) | Steel for soft nitriding, soft nitriding component, and manufacturing method thereof | |
| JP2019183266A (en) | Steel for case hardening | |
| JP6344495B1 (en) | Vacuum carburizing and nitriding treatment method for steel | |
| JP2016074951A (en) | Manufacturing method of case hardened steel | |
| JP6752624B2 (en) | Manufacturing method of carburized steel | |
| JP7257351B2 (en) | Crude material for vacuum carburizing and its manufacturing method |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| RD04 | Notification of resignation of power of attorney |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A7424 Effective date: 20200406 |
|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20211026 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20221012 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20221018 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20221214 |
|
| A02 | Decision of refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 20230131 |