JP3978111B2 - Carburizing steel with excellent torsional fatigue properties - Google Patents

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、例えば自動車の駆動系に使用される機械部品、特にシャフト類等の素材として有用な捻り疲労特性の改善された浸炭用鋼と、該鋼を用いた機械部品に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
自動車などの駆動系に使用される機械部品、特にシャフト類においては、捻り疲労強度が問題になることが多い。そこで、該疲労強度を高めるための手段として高周波焼入れが採用されており、また歯車と一体となった機械部品などでは、浸炭あるいは浸炭浸窒処理されることも多い。そして、高周波焼入れ用鋼の捻り疲労強度を高める方法についても幾つかの提案がなされており、浸炭あるいは浸炭窒化鋼についても捻り疲労強度を向上させたいニーズが高まっている。
【０００３】
例えば特許文献１には、捻り疲労特性を高めるための手段として、鋼中にＴｅ，Ｃａ，Ｚｒ，Ｍｇ，Ｙや希土類元素を含有させ、且つベイナイト組織分率を制限すると共に、フェライト結晶粒度を微細化する技術が開示されている。しかし、例えばシャフト類の如く自動車などの駆動系機械部品用などとして一層の性能向上が求められている昨今、更なる疲労特性の改善が求められる。
【０００４】
【特許文献１】
特開２０００−６９５７３号公報（特許請求の範囲）
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は上記の様な状況の下でなされたもので、特にシャフト類の如く自動車などの駆動系機械部品として用いられる浸炭（あるいは浸炭浸窒）処理される鋼を対象とし、その捻り疲労強度を高める技術を提供すると共に、捻り疲労特性の改善された機械部品を提供することにある。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
上記課題を解決することのできた本発明に係る疲労特性に優れた浸炭用鋼とは、
Ｃ：０．１〜０．５％（質量％の意味、以下同じ）、
Ｓｉ：０．５％以下、
Ｍｎ：２．０％以下、
Ｓ：０．０３５％以下、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｃｒ：０％超３％以下、
Ａｌ：０．００５〜０．０６％、
Ｎ：０．００５〜０．０３％
を含有すると共に、ＣｒとＭｎの含有量が下記式（１）を満たし、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、更に、下記方法によって測定される第２相の線分率が下記式（２）を満たすものであるところに特徴を有している。
［Ｃｒ／（Ｃｒ＋Ｍｎ）］≦０．６……（１）
［標準偏差／平均分率］＜０．３０……（２）
【０００７】
（第２相線分率の測定法）
鋼材の厚さ（Ｄ）に対し、Ｄ／４位置を含む様にＪＩＳ Ｇ０３０３に定められた方法に従ってサンプルを採取し、観察するサンプル表面を鏡面研磨した直後（５分以内）に、ナイタール液（硝酸２％、エタノール９８％）を用いて常温で１０秒間エッチングした後、光学顕微鏡を用いて倍率１００倍で表面の写真撮影を行う。得られた写真から、
▲１▼まず、圧延方向に平行な長さ０．８ｍｍ（写真上で８ｃｍ）の直線を引く（このとき、前記Ｄ／４位置に最も近いフェライト・バンド（写真に白く表われる部分）に直線を引く、
▲２▼次に、上記直線を中心として、これに平行な直線を２５μｍ（写真上で２．５ｍｍ）間隔で合計２０本の直線を引く、
▲３▼上記各直線から、第２相が占める線分率を夫々求める、
▲４▼上記▲３▼で得られる各線分率の平均と標準偏差を求め、各々の［標準偏差／平均分率］を算出する、
▲５▼更に、観察場所を変えて上記▲１▼〜▲４▼の作業を繰り返す。該観察場所は、既に観察した視野から少なくとも０．５ｍｍ以上離し、合計５視野以上で測定を行う、
▲６▼観察した全視野の［標準偏差／平均分率］の平均値を求める。
【０００８】
また本発明に係る他の疲労特性に優れた浸炭用鋼の構成は、
Ｃ：０．１〜０．５％、
Ｓｉ：０．５％以下、
Ｍｎ：２．０％以下、
Ｓ：０．０３５％以下、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ａｌ：０．００５〜０．０６％、
Ｎ：０．００５〜０．０３％を満たし、
Ｃｒ：３％以下、Ｎｉ：０．１〜３．５％、Ｍｏ：０．１〜１．０％およびＣｕ：２％以下よりなる群から選択される少なくとも１種
を含有すると共に、Ｃｒ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｍｏの含有量が下記式（３）を満たし、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、更に、前記と同様の方法によって測定される第２相の線分率が前記式（２）を満たすものであるところに要旨を有している。
【０００９】
［Ｃｒ／（Ｃｒ＋Ｍｎ）＋Ｎｉ＋Ｍｏ］≦０．６……(3)
本発明に係る上記２種類の浸炭用鋼においては、鋼を構成する更に他の元素として、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．１％、Ｖ：０．０１〜０．５％よりなる群から選択される１種以上を含有させると、これらの元素が鋼中のＣやＮと結合して炭化物や窒化物を生成し、結晶粒を微細化して靭性や疲労強度を高めることができ、
更に、Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、Ｚｒ：０．０００５〜０．０５％よりなる群から選択される１種以上を含有させると、鋼中のＭｎＳ系介在物を球状化して横目靭性や疲労強度を更に高めることができ、
更に他の元素として、Ｐｂ：０．０１〜０．３％および／またはＢｉ：０．０１〜０．３％を含有させると、被削性が改善されるので、
それらも本発明を実施する際の好ましい実施態様として推奨される。
【００１０】
そして、上記要件を満たす浸炭用鋼を使用することによって得られる機械部品は、例えば自動車などの駆動系を構成するシャフトなどの機械部品として卓越した強度特性と長寿命を示すものとなるので、該部品も本発明の対象に含まれる。
【００１１】
【発明の実施の形態】
通常の捻り疲労試験によって生じる亀裂は、その先端に作用する応力状態から大きく分けて３種に分類され、破壊力学において一般的にモードＩ亀裂、モードII亀裂およびモードIII亀裂と呼ばれている。モードＩ亀裂は、開口型亀裂とも呼ばれ、亀裂を開口する様に働く。またモードII亀裂は面内剪断型、モードIII亀裂は面外剪断型と呼ばれ、共に剪断応力が作用している。一般的に亀裂はこれらの混合型である。そして、シャフトなどの軸状部品に捻り応力をかけた場合、モードＩ亀裂は軸方向に対し４５°傾いた方向、モードII亀裂は軸と平行な方向、モードIII亀裂は軸に対し垂直な方向に進展することが確認されている。
【００１２】
ところで本発明者らは、前述したような課題を掲げて種々研究を進めるうち、次の様な事実が確認された。
【００１３】
即ち浸炭鋼の捻り疲労においては、高周波焼入れ鋼の捻り疲労と違って、強度の低い芯部では圧延方向と平行な面上を亀裂が進展する破壊現象（モードII破壊）が起こる。そして浸炭鋼の疲労寿命には、モードII破壊を起こす時の亀裂伝播速度が重要な影響を及ぼし、疲労寿命を延長するには、該モードII破壊の亀裂伝播速度を低減することが有効であるとの知見を得た。
【００１４】
そこで、モードII破壊の亀裂伝播速度に影響を及ぼす因子について検討を重ねた結果、浸炭（または浸炭浸窒）前における圧延鋼材のバンド組織を適正に制御することが極めて有効であることを突き止めた。
【００１５】
圧延された浸炭用鋼は、鍛造や機械加工などによって所定の形状に加工された後、浸炭（または浸炭浸窒）焼入れ焼戻し処理によりマルテンサイト組織とされるが、浸炭（または浸炭浸窒）後の前記モードII破壊の亀裂伝播速度は、浸炭前のバンド組織の影響を受ける。そしてこのバンド組織は、鋳造時に生成したＣ，Ｍｎなどのミクロ的な成分偏析が、圧延・鍛造中にも完全に消えることなく加工中に展伸されることにより生じたものである。
【００１６】
そして、鋼組織の変態中にＣやＭｎの少ない部位からフェライト変態を生じさせると、残ったオーステナイト中のＣやＭｎは更に濃化される一方、Ｐはフェライトフォーマーであるためフェライト部に濃化する。浸炭焼入れ焼戻し処理を行って全面をマルテンサイト組織にした組織においても、その前にバンド組織によって生成したミクロ的な成分偏析をなくすことはできない。つまり、亀裂伝播速度に影響を及ぼすＰがバンド組織上に偏析していることを意味している。
【００１７】
そしてバンド組織の生成が顕著になると、Ｐ偏析部が圧延方向に対して平行方向に長く延び、亀裂伝播速度を加速する。これらのことから、Ｐの偏析を少なくしてバンド組織を低減することが、浸炭鋼の捻り疲労強度向上に有効であることを突き止めた。
【００１８】
本発明は、上記知見に基づいてなされたものである。
【００１９】
上記バンド組織は縞状組織とも呼ばれ、供試鋼材にナイタール腐食を施してから光学顕微鏡観察することによって容易に確認できる。そしてこのバンド組織は、凝固時のミクロ偏析が圧延時に引き延ばされることによって生じるもので、オーステナイト組織の鋼材を冷却する際に、フェライト組織とパーライト組織がバンド状に生成したものをいう。
【００２０】
該バンド組織の縞の度合は、主としてＰやＭｎの如くＡ₃点を変化させる元素によって影響を受ける。即ち、Ｐの如くＡ₃点を高める元素がミクロ偏析部に存在すると、その部分からフェライトが優先的に生成し、Ｍｎの如くＡ₃点を下げる元素が存在するとパーライトが生成し易くなる。
【００２１】
本発明においては、優れた捻り疲労特性を確保する上で、該バンド組織の度合を制御することが重要となるので、まずバンド組織の規定法について詳述する。
【００２２】
［バンド組織の観察法］
バンド組織の観察は、次の方法で供試材を採取し、供試面を鏡面研磨してからエッチング処理した後に光学顕微鏡を用いて行なわれる。供試材の採取位置は、中心偏析部（ミクロ偏析とは異なる）を避けるため、ＪＩＳ Ｇ０３０３に規定される方法に従って板厚Ｄに対しＤ／４位置とし、観察倍率は１００倍とする。バンド組織はエッチング処理することで始めて観察可能となるので、顕微鏡観察に先立ってエッチングを行わねばならないが、本発明では、代表的なエッチング法であるナイタール腐食を採用する。そしてエッチングは、供試材表面を鏡面研磨した直後（５分以内）に行うこととし、ナイタール液（硝酸２％、エタノール９８％）を用いて常温で１０秒間エッチングを行う。
【００２３】
［第２相線分率の算出法］
上記方法によって得た供試面の顕微鏡写真から、バンド組織の度合を定量化する。その方法は下記の手順で行なわれる。
【００２４】
▲１▼まず、圧延方向に平行な長さ０．８ｍｍ（写真上で８ｍｍ）の線分を引く、このとき、板厚Ｄに対しＤ／４位置に最も近いフェライト・バンド（図１の図面代用顕微鏡写真に表われる白色部分）に線分を引く。
【００２５】
▲２▼次にこの線分を中心として、これに平行な線分を２５μｍ間隔で合計２０本引く。
【００２６】
▲３▼これらの線分から第２相（パーライト組織）が占める線分率を求める。
【００２７】
▲４▼それぞれの線分率の平均と標準偏差を求め、［標準偏差／平均分率］を算出する。
【００２８】
▲５▼更に、観察場所を変えて上記▲１▼から▲４▼の作業を繰り返す、このときの観察位置は、既に観察した視野から少なくとも０．５ｍｍ以上離し、測定誤差をより少なくするため合計５視野以上で測定を行う。
【００２９】
▲６▼次いで、観察した全視野の［標準偏差／平均分率］の平均を求める。
【００３０】
そして、後記実施例に示す様な種々の成分組成の浸炭用鋼を供試鋼材として使用し、上記方法によって求められる第２相の線分率［標準偏差／平均分率］が、当該供試鋼材の捻り疲労特性に与える影響について検討を重ねた。その結果、捻り疲労特性を表す疲労限強度と上記第２相の線分率［標準偏差／平均分率］の間には図２に示す様な相関性が認められ、該［標準偏差／平均分率］が０．３０の値を境界としてその前後で疲労限強度は著しく変わり、その値が０．３０以下、より好ましくは０．２以下であるものは、安定して高レベルの疲労限強度を示すのに対し、その値が０．３０を超えるものの疲労限強度は明らかに低い値を示すことを知り、こうした事実の確認を基に本発明に想到したものである。
【００３１】
よって本発明においては、後述する所定成分組成の要件を満たす鋼を使用することを前提とし、上記方法によって測定される第２相の線分率［標準偏差／平均分率］が０．３０以下、より好ましくは０．２以下である点に最大と特徴を有している。
【００３２】
以下、本発明で使用される鋼組成を明らかにすると共に、上述した好ましい第２相線分率［標準偏差／平均分率］を確保するための条件などについて説明を進める。
【００３３】
まず、鋼成分について説明する。
【００３４】
Ｃ：０．１〜０．５％
Ｃは、最終的に得られる浸炭（もしくは浸炭浸窒）焼入れ部品としての芯部強度を確保する上で欠くことのできない元素であり、０．１％未満では十分な強度が得られなくなる。しかし、含有量が多過ぎると靭性が劣化する他、被削性や冷間鍛造性が低下して加工性が損なわれるので、０．５％を上限とする。Ｃのより好ましい範囲は、０．１５％以上、０．３０％以下である。
【００３５】
Ｓｉ：０．５％以下
Ｓｉは、強化元素および脱酸性元素として有効に作用する反面、浸炭中の粒界酸化を助長して疲労特性を劣化させると共に、冷間鍛造性にも悪影響を及ぼす。従ってこうした障害を無くすには、その含有量を０．５％以下に抑えなければならず、特に高レベルの疲労強度が望まれる場合は０．１％以下に抑えることが望まれる。
【００３６】
Ｍｎ：２．０％以下
Ｍｎは鋼の脱酸に有効な元素であるが、含有量が多過ぎると、バンド組織の生成を助長するばかりでなく、冷間加工性や被削性にお悪影響を及ぼすので、２．０％以下に抑えなければならない。Ｍｎのより好ましい含有量は０．１％以上、１．０％以下である。
【００３７】
Ｓ：０．０３５％以下
Ｓは、ＭｎＳを生成して被削性の向上に寄与するが、反面、横目の機械的特性（靭性や疲労強度）に悪影響を及ぼすので、０．０３５％以下に抑えなければならない。より好ましいＳ量は０．０２５％以下である。
【００３８】
Ｐ：０．０１５％以下
Ｐは、結晶粒界に偏析して靭性を低下させるだけでなく、バンド組織の生成を助長して捻り疲労強度を低下させるので、その上限を０．０１５％以下とする。Ｐのより好ましい含有率は０．０１０％以下である。
【００３９】
Ａ１：０．００５〜０．０６％
Ａ１は、脱酸材として鋼に添加されるが、適量のＡｌはＮと結合してＡｌＮを生成し、結晶粒の粗大化を防止する作用も発揮する。こうした作用は０．００５％以上含有させることによって有効に発揮されるが、その効果は０．０６％で飽和し、それを超えると酸素と結合して非金属介在物となり、靭性や疲労強度などに悪影響を及ぼす様になるので、０．０６％を上限とする。より好ましいＡｌ量は０．０１５％以上、０．０４％以下である。
【００４０】
Ｎ：０．００３〜０．０３％
Ｎは、鋼中でＡｌ，Ｖ，Ｔｉ，Ｎｂなどと結合して窒化物を生成し、結晶粒の粗大化を抑制する作用を発揮する。こうした効果は、Ｎを０．００３％以上含有させることによって有効に発揮されるが、その効果は０．０３％程度で飽和し、それ以上に含有させると、窒化物が有害な介在物となって靭性や疲労強度に悪影響を及ぼす様になるので、０．０３％以下に抑えなければならない。Ｎのより好ましい量は０．００５％以上、０．０２％以下である。
【００４１】
Ｃｒ：３％以下、Ｎｉ：０．１〜３．５％、Ｍｏ：０．１〜１．０％およびＣｕ：２％以下よりなる群から選択される少なくとも1種
これらの元素は、いずれも焼入れ性の向上に寄与する他、焼入れ組織を微細化する作用も有しており、特にＣｒは優れた焼入れ性向上効果を発揮する。またＭｏは、こうした作用に加えて、不完全焼入れ組織の低減と粒界強度の向上にも有効に作用し、またＮｉは、焼入れ後の組織を微細化して耐衝撃性の向上に寄与する。
【００４２】
しかし、Ｃｒ量が３．０％を超えると、生成するＣｒ炭化物が粒界偏析を起こして粒界強度を低下させ、靭性や疲労強度を低下させる原因となる。また、Ｎｉの上記作用効果は約３．５％で飽和し、Ｍｏの作用効果も１．０％で飽和するので、それ以上の添加は経済的に全く無駄である。Ｃｕも、多過ぎると靭性や疲労強度を低下させるばかりでなく熱間加工性にも悪影響を及ぼすので、２．０％以下に抑えなければならない。
【００４３】
尚これらの元素については、各々の含有率を適正に制御することに加えて、前掲のＭｎ含量を加味して下記式(1)または(3)の関係を満たすように含有量を調整しなければならない。
【００４４】
［Ｃｒ／（Ｃｒ＋Ｍｎ）］≦０．６……(1)
［Ｃｒ／（Ｃｒ＋Ｍｎ＋Ｎｉ＋Ｍｏ）］≦０．６……(3)
即ちＣｒとＭｎは何れも焼入れ性を高める元素として機械構造用鋼に含まれる有効な元素であり、Ｃｒは更に耐摩耗性や耐ピッチング性を高める作用も有している。しかし浸炭部品では、Ｃｒ含有量が多くなるにつれて衝撃強度が低下することも知られている。ちなみに後記図４は、後述する実施例のデータを含めた実験データの中から、（Ｃｒ＋Ｍｎ）含量が２．５の鋼材についてＣｒ含量と衝撃特性の関係を整理して示したグラフであり、Ｃｒ含量が多くなるにつれて衝撃値は低下する。これは、浸炭（または浸炭窒化）層内の旧γ粒界にＣｒ炭化物（または炭窒化物）が析出し、靭性を低下させているものと考えられる。捻り疲労強度も鋼材の靭性に影響を受けるため、Ｃｒ含量を相対的に少なく抑えることで捻り疲労強度も向上すると判断される。
【００４５】
そして上記図４の結果より、［Ｃｒ／（Ｃｒ＋Ｍｎ）］比が０．６を超えると衝撃特性が明らかに劣化することから、本発明では上記比を「０．６以下」と定めた。より好ましい比は０．４以下である。
【００４６】
上記ではＣｒとＭｎの含有率に注目して説明したが、選択元素としてＮｉやＭｏが含まれている場合、これらも同様に焼入れ性の向上に寄与するので、これらの元素が含まれている場合は、［Ｃｒ／（Ｃｒ＋Ｍｎ＋Ｎｉ＋Ｍｏ）］比として「０．６以下」を確保しなければならない。
【００４７】
本発明で使用される鋼材の必須構成元素は上記の通りで、残部成分は実質的にＦｅであるが、勿論微量の不可避不純物を含むものであっても良く、あるいは使用目的に応じて更に他の特性を付与するため、以下に示すような元素を積極的に含有させることも有効である。
【００４８】
Ｎｂ：０．００５〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．１０％、Ｖ：０．０１〜０．５％よりなる群から選択される少なくとも１種
これらの元素は、ＣやＮと結合して炭化物や窒化物を生成し、結晶粒を微細化して靭性や疲労強度向上に寄与する。こうした作用は、上記元素の少なくとも１種を下限値以上含有させることによって有効に発揮されるが、夫々の元素が上限を超えると、その効果が飽和するばかりでなく、大型介在物が生成し靭性をかえって劣化させるので、それぞれ上限値以下に抑えるべきである。
【００４９】
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、Ｚｒ：０．０００５〜０．５％よりなる群から選択される少なくとも１種
これらの元素は、ＭｎＳ系介在物を球状化させる作用があり、少なくとも１種を上記下限値以上含有させることによって横目靭性や疲労強度の向上に寄与する。しかし夫々上限値を超えると、上記効果が飽和するばかりでなく、大型介在物の生成により靭性を却って低下させるので、それぞれ上限値以下に抑えるべきである。
【００５０】
Ｐｂ：０．０１〜０．３％および／またはＢｉ：０．０１〜０．３％
これらの元素は、被削性の向上に寄与する。しかし、上限を超える添加は横目靭性および疲労特性等の機械的特性を劣化させると共に、コスト上昇を招くので、夫々上限値以下に抑えるべきである。
【００５１】
次に、前記第２相線分率の要件を満たすバンド組織を得るための制御法について説明する。この制御には、「Ｐ，Ｍｎ等の化学成分の調整」、「鋳造時の冷却速度制御」、「圧延時の加熱温度制御」、「圧延時の冷却温度制御」が有効であるので、以下それらについて説明する。
【００５２】
［Ｐ，Ｍｎ等の化学成分の調整］
ＰはＡ₃点を上昇させる元素であり、ミクロ偏析部に偏析するとオーステナイトからの冷却時にフェライト・バンドが生成し易くなる。また、ＭｎはＡ₃点を降下させる元素であり、パーライトの生成を遅らせる。そのため、前記第２相線分率の要件を満たすバンド組織を得るには、これらの元素の添加量を制限することが有効であり、Ｐは０．０１５％以下、より好ましくは０．０１０％以下に、またＭｎは２．０％以下、より好ましくは１．０％以下に抑え、バンド組織の形成を緩和することが有効であり、それにより捻り疲労強度を高めることが可能となる。
【００５３】
［鋳造時の冷却速度制御］
バンド組織形成の元となるミクロ偏析は、鋳塊の凝固時に起こる。そして、鋳造時の冷却速度を速くするほど樹枝状晶の枝（二次デンドライトアーム）の間隔が狭くなると共に成分偏析が軽減され、延いてはバンド組織の形成が緩和される。よって本発明で意図するバンド組織を得るには、溶鋼凝固時の平均冷却速度を２℃／ｓｅｃ以上、より好ましくは３℃／ｓｅｃ以上とすることが好ましい。平均冷却速度は速ければ速いほど好ましいが、実機の実現可能な性能を考慮すると３０℃／ｓｅｃ程度が上限である。尚ここでいう平均冷却速度とは、（液相線温度−固相線温度）／冷却時間で表わされる値の平均値をいう。
【００５４】
［圧延時の加熱温度制御］
圧延時の加熱温度を高めることは、凝固時に生じたミクロ偏析を軽減するのに有効である。鋼材を圧延する際の通常の加熱温度は１０００〜１２００℃程度であるが、圧延時の加熱温度を１１００〜１３００℃に高めると偏析元素の拡散が促進され、バンド組織を軽減することができる。なお、前述した如く鋳造時の冷却速度を速めてミクロ偏析領域を微細にしておけば、偏析元素の拡散が一層促進されるので好ましい。
【００５５】
［圧延後の冷却速度制御］
亜共析鋼では、オーステナイトからの冷却時にＡ₃点以下でまず初析フェライトが生成し、Ａ₁点以下になるとパーライト変態が進行する。そのため、Ａ₃点からＡ₁点の間の冷却速度を高めてやれば、初析フェライト量が減少してフェライト・バンドが抑制され、ひいてはバンド組織の緩和につながる。そのため、通常は０．２℃／ｓｅｃ程度である冷却速度を０．３℃／ｓｅｃ程度以上、より好ましくは０．４℃／ｓｅｃ以上程度以上に高めることが好ましい。但し、あまりに冷却速度が速すぎると、圧延後の鋼材の硬度が上昇し加工性や被削性が低下するといった問題が生じてくるので、好ましくは５℃／ｓｅｃ程度以下、より好ましくは３℃／ｓｅｃ程度以下に抑えるべきである。なお、ここでいう冷却速度とは、８００℃から６００℃までの平均冷却速度を意味する。
【００５６】
かくして本発明によれば、化学成分の特定された鋼材を選択し、好ましくは上述した如く、Ｐ，Ｍｎ、Ｃｒ等の化学成分を調整し、あるいは、鋳造時の冷却速度や圧延時の加熱温度、圧延時の冷却温度などを適正に制御することによって、第２相線分率［標準偏差／平均分率］の値を０．３０以下に制御することで、卓越した捻り疲労特性を有し、自動車用等を始めとする各種駆動系部品用として有用な浸炭（もしくは浸炭浸窒）用鋼を提供し得ることになった。
【００５７】
なお、本発明に係る上記浸炭（浸炭浸窒）用鋼を浸炭若しくは浸炭浸窒処理する際の条件には格別の制限はなく、公知の様々の方法を適宜選択して採用することができ、また更なる強度向上のための高周波焼入れ処理、ショットピーニング処理などを採用することも勿論可能である。
【００５８】
そして、上記浸炭（または浸炭浸窒）用鋼を使用し、これを浸炭もしくは浸炭浸窒の後、必要により高周波焼入れなどの表面硬質化処理することによって得られる鋼部品は、表面硬度が高くて優れた耐摩耗性を有すると共に卓越した捻り疲労特性を有しているので、自動車や船舶などの駆動軸を始めとする様々の耐摩耗性駆動部品して優れた性能を発揮する。
【００５９】
【実施例】
以下、実施例を挙げて本発明の構成と作用効果をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に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含まれる。
【００６０】
実施例
表１，２に示した化学成分組成を有する鋼材を、表３に示す鋳造速度、加熱温度、圧延後の冷却速度に注意しながら製造し、バンド組織の度合を調べるため前述した方法で顕微鏡による写真撮影とその解析を行った。また、各鋼材を疲労試験片に加工し、通常の浸炭処理とショットピーニング処理を行った後、捻り疲労特性を調べたところ、表４に示す結果が得られた。
【００６１】
なお溶製炉としては、転炉または１５０kg高周波誘導溶解炉のいずれかを使用し、鋳造時の冷却速度を２℃／ｓｅｃ以上とし、１１００〜１３００℃に加熱した後、熱間圧延または熱間鍛造を行い、圧延および鍛造後の冷却速度を０．２℃／ｓｅｃ以上となる様に制御した。かくして、直径が約５０〜８０ｍｍの丸棒を作製した。バンド組織の観察用として丸棒を長さ３０ｍｍに切り出し、中心線に沿って圧延方向と平行な断面で切断した後、前述した様なバンド組織観察用のサンプルを作製した。
【００６２】
サンプル採取位置は、ＪＩＳ Ｇ０３０３に準拠し、顕微鏡写真の観察位置は、丸棒の直径Ｄに対しＤ／４を中心とし、光学顕微鏡により倍率１００倍で観察した。
【００６３】
また捻り疲労試験用のサンプルとしては、直径５２ｍｍの丸棒を使用し、これを適当な長さに切断した後、図３に示す如く、全長２３０ｍｍ、平行部の外径２０ｍｍ、内径１０ｍｍの中空に加工したうえで、長手方向中央部（つまり平行部の中心部）に直径３ｍｍの横穴を穿けた。横穴部は、応力集中を避けるためリーマー加工を行った。リーマー深さは０．８ｍｍに調整し、穴方向に対し４５°のテーパーとなる様に成形した。次にこの試験片に下記の浸炭処理とショットピーニング処理を施して捻り疲労試験に供した。
【００６４】
捻り疲労試験は、トルク４水準（７０，８０，９０および１２０ｋｇｆ・ｍ）、周波数；５Ｈｚ、片振りで行った。
【００６５】
浸炭処理は、浸炭用ガスとしてブタンを用いて９２５℃×１５０ｍｉｎで行い、８５０℃×１０ｍｉｎ保持したのち焼入れし、その後、１８０℃で１２０ｍｉｎの焼戻し処理を行った。ショットピーニング処理は、投射材硬さ；ＨＲＣ６０、平均ショット粒径；０．６ｍｍ、アークハイト；０．８５ｍＡの条件で、横穴部を中心に試験片の平行部全域に処理を施した。
【００６６】
【表１】

【００６７】
【表２】

【００６８】
【表３】

【００６９】
【表４】

【００７０】
表１〜４より次の様に考察できる。
【００７１】
実験Ｎｏ．１，３，５，７，８，１１，１２，１３，１５，１７，１９〜３１は、本発明の規定要件を満たす実施例であり、何れも３７０ＭＰａ以上の高い捻り疲労強度を有している。これらに対し、上記以外のものは、下記の如く本発明の規定要件を欠く比較例であり、何れも捻り疲労強度は３５０ＭＰａに満たない低レベルの値しか得られていない。
【００７２】
Ｎｏ．２：鋼材の化学成分は適正であるが、鋳造時の冷却速度が遅過ぎるため鋳造時の成分偏析が著しくなってこれがバンド組織の粗大化につながり、第２相の線分率［標準偏差／平均分率］が０．３０超となり、捻り疲労強度が低くなっている。
【００７３】
Ｎｏ．４：鋼材の化学成分は適正であるが、圧延前の加熱温度が低いため鋳造時の偏析元素の拡散が不十分となり、これが組織の微細化を阻害して第２相の線分率［標準偏差／平均分率］が０．３０を超えて捻り疲労強度の低下を招いている。
【００７４】
Ｎｏ．６：鋼材の化学成分は適正であるが、圧延／鋳造後の冷却速度が遅いためパーライト変態が抑えられて初析フェライト量が増大し、これがバンド組織の微細化を阻害するため第２相の線分率［標準偏差／平均分率］が０．３０を超え、捻り疲労強度が低くなっている。
【００７５】
Ｎｏ．９，１０：何れもＣｒバランスが０．６を超えているため、捻り疲労特性が低い。
【００７６】
Ｎｏ．１４，１６，１８：Ｎｏ．１４は鋼材中のＭｎ量が過多であり、Ｎｏ．１６はＰ含有量が過多であり、Ｎｏ．１８はＳ含有量が多過ぎる例であり、何れもバンド組織が大きくなって第２相の線分率［標準偏差／平均分率］が０．３０を超え、捻り疲労強度が低くなっている。
【００７７】
Ｎｏ．３２，３３，３４：Ｎｏ．３２は、Ｓｉ含量が多過ぎるため浸炭異常層が顕著で捻り疲労特性が劣悪であり、Ｎｏ．３３は、Ｃ含量が多過ぎるため加工性と被削性が悪く、Ｎｏ．３４は、Ｃ含量が不足するため静的強度が低くて機械部品としての適性を欠く。
【００７８】
【発明の効果】
本発明は以上の様に構成されており、鋼材の化学成分を特定すると共に、破断面のバンド組織として表われる偏析を抑え、特定の方法によって定量化される第２相の線分率［標準偏差／平均分率］を０．３０以下に定めることによって、卓越した捻り疲労特性を備えた浸炭もしくは浸炭浸窒用鋼を提供し得ることになった。
【図面の簡単な説明】
【図１】第２相線分率の算出基準となる顕微鏡写真の一例である。
【図２】第２相線分率の［標準偏差／平均分率］と捻り拾う強度の関係を示すグラフである。
【図３】捻り疲労試験に用いた試験片の断面説明図である。
【図４】（Ｃｒ＋Ｍｎ）含量が２．５％である鋼材を対象として、Ｃｒ含量とシャルピー衝撃値の関係を整理して示したグラフである。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a carburizing steel having improved torsional fatigue characteristics that is useful as a material for a drive system of an automobile, for example, a shaft and the like, and a machine part using the steel.
[0002]
[Prior art]
In mechanical parts used in drive systems such as automobiles, especially shafts, torsional fatigue strength is often a problem. Therefore, induction hardening is employed as a means for increasing the fatigue strength, and carburizing or carburizing / nitriding treatment is often performed on mechanical parts integrated with gears. Several proposals have also been made on methods for increasing the torsional fatigue strength of induction hardening steel, and there is an increasing need to improve the torsional fatigue strength of carburized or carbonitrided steels.
[0003]
For example, in Patent Document 1, as a means for enhancing torsional fatigue characteristics, Te, Ca, Zr, Mg, Y and rare earth elements are contained in steel, and the bainite structure fraction is limited, and the ferrite crystal grain size is set. A technique for miniaturization is disclosed. However, there is a need for further improvement of fatigue characteristics in recent years when further performance improvement is required for use in drive system mechanical parts such as automobiles such as shafts.
[0004]
[Patent Document 1]
JP 2000-69573 A (Claims)
[0005]
[Problems to be solved by the invention]
The present invention has been made under the circumstances as described above, and particularly for steel subjected to carburizing (or carburizing / nitrocarburizing) treatment, such as shafts, used as drive system mechanical parts such as automobiles, and its torsional fatigue strength It is another object of the present invention to provide a mechanical component with improved torsional fatigue characteristics.
[0006]
[Means for Solving the Problems]
The carburizing steel excellent in fatigue characteristics according to the present invention that could solve the above problems,
C: 0.1 to 0.5% (meaning mass%, the same shall apply hereinafter)
Si: 0.5% or less,
Mn: 2.0% or less,
S: 0.035% or less,
P: 0.015% or less,
Cr: more than 0% and 3% or less,
Al: 0.005 to 0.06%,
N: 0.005 to 0.03%
In addition, the content of Cr and Mn satisfies the following formula (1), the balance consists of Fe and inevitable impurities, and the linear fraction of the second phase measured by the following method is the following formula (2) It has a feature in that it satisfies.
[Cr / (Cr + Mn)] ≦ 0.6 (1)
[Standard deviation / average fraction] <0.30 (2)
[0007]
(Method for measuring the second phase line fraction)
A sample is taken according to the method defined in JIS G0303 so that the D / 4 position is included with respect to the thickness (D) of the steel material, and the sample surface to be observed is mirror-polished (within 5 minutes). After etching for 10 seconds at room temperature using nitric acid (2%, ethanol 98%), the surface is photographed using an optical microscope at a magnification of 100 times. From the obtained photos,
(1) First, draw a straight line with a length of 0.8 mm (8 cm on the photograph) parallel to the rolling direction (at this time, straight to the ferrite band closest to the D / 4 position (the part that appears white in the photograph)) pull,
(2) Next, draw a total of 20 straight lines centered on the above straight line at intervals of 25 μm (2.5 mm on the photo),
(3) From each of the above straight lines, obtain the line segment ratio occupied by the second phase,
(4) Find the average and standard deviation of each line segment obtained in (3) above, and calculate each [standard deviation / average fraction].
(5) Further, the above steps (1) to (4) are repeated while changing the observation place. The observation place is at least 0.5 mm away from the already observed visual field, and the measurement is performed with a total of five or more visual fields.
(6) The average value of [standard deviation / average fraction] of all observed visual fields is obtained.
[0008]
Moreover, the structure of the carburizing steel excellent in other fatigue characteristics according to the present invention is as follows:
C: 0.1 to 0.5%
Si: 0.5% or less,
Mn: 2.0% or less,
S: 0.035% or less,
P: 0.015% or less,
Al: 0.005 to 0.06%,
N: satisfies 0.005 to 0.03%,
At least one selected from the group consisting of Cr: 3% or less, Ni: 0.1-3.5%, Mo: 0.1-1.0%, and Cu: 2% or less
In addition, the content of Cr, Mn, Ni, and Mo satisfies the following formula (3), the balance is Fe and inevitable impurities, and the second phase line segment is measured by the same method as described above. The gist is that the rate satisfies the formula (2).
[0009]
[Cr / (Cr + Mn) + Ni + Mo] ≦ 0.6 (3)
In the above two types of carburizing steels according to the present invention, Nb: 0.005 to 0.1%, Ti: 0.005 to 0.1%, V: 0.00. When one or more selected from the group consisting of 01 to 0.5% is included, these elements combine with C and N in the steel to form carbides and nitrides, refine crystal grains, and toughness And can increase fatigue strength,
Further, when one or more selected from the group consisting of Ca: 0.0005-0.01%, Mg: 0.0005-0.01%, Zr: 0.0005-0.05% is contained, Spherical MnS inclusions can be spheroidized to further increase transverse toughness and fatigue strength,
Further, when Pb: 0.01 to 0.3% and / or Bi: 0.01 to 0.3% are contained as other elements, machinability is improved.
They are also recommended as preferred embodiments in practicing the present invention.
[0010]
And the machine parts obtained by using carburizing steel that satisfies the above requirements show excellent strength characteristics and long life as machine parts such as shafts constituting a drive system of automobiles, for example. Parts are also included in the scope of the present invention.
[0011]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
Cracks generated by a normal torsional fatigue test are roughly classified into three types from the stress state acting on the tip, and are generally called mode I cracks, mode II cracks and mode III cracks in fracture mechanics. Mode I cracks are also called open cracks and work to open the cracks. The mode II crack is called an in-plane shear type, and the mode III crack is called an out-of-plane shear type. Both are subjected to shear stress. Generally, cracks are a mixed type of these. When torsional stress is applied to shaft-like parts such as shafts, mode I cracks are inclined at 45 ° with respect to the axial direction, mode II cracks are parallel to the axis, and mode III cracks are perpendicular to the axis. It has been confirmed that progress will be made.
[0012]
By the way, the present inventors have confirmed the following facts while advancing various researches with the above-mentioned problems.
[0013]
That is, in the torsional fatigue of carburized steel, unlike the torsional fatigue of induction-hardened steel, a fracture phenomenon (mode II fracture) in which a crack develops on a plane parallel to the rolling direction occurs in a core portion having low strength. And the crack propagation rate at the time of mode II fracture has an important influence on the fatigue life of carburized steel, and it is effective to reduce the crack propagation rate of mode II fracture to extend the fatigue life. And gained knowledge.
[0014]
Therefore, as a result of repeated examination of factors affecting the crack propagation rate of mode II fracture, it was found that it is extremely effective to properly control the band structure of rolled steel before carburizing (or carburizing and nitriding). .
[0015]
Rolled carburizing steel is processed into a predetermined shape by forging, machining, etc., and then carburized (or carburized and nitrocarburized) into a martensite structure by quenching and tempering, but after carburizing (or carburizing and nitriding) The crack propagation rate of the mode II fracture is affected by the band structure before carburizing. This band structure is caused by the fact that micro component segregation such as C, Mn and the like generated during casting is expanded during processing without completely disappearing during rolling and forging.
[0016]
When ferrite transformation is caused from a site with little C or Mn during transformation of the steel structure, C and Mn in the remaining austenite are further concentrated, while P is a ferrite former, so that it is concentrated in the ferrite part. Turn into. Even in a structure in which the entire surface is formed into a martensite structure by performing a carburizing and tempering process, it is not possible to eliminate the micro component segregation generated by the band structure before that. That is, it means that P affecting the crack propagation speed is segregated on the band structure.
[0017]
And when the production | generation of a band structure becomes remarkable, P segregation part will extend long in the direction parallel to a rolling direction, and will accelerate a crack propagation speed. From these facts, it has been found that reducing the segregation of P and reducing the band structure is effective in improving the torsional fatigue strength of carburized steel.
[0018]
The present invention has been made based on the above findings.
[0019]
The band structure is also referred to as a striped structure, and can be easily confirmed by observing an optical microscope after subjecting the test steel material to nital corrosion. This band structure is generated when the microsegregation at the time of solidification is extended during rolling, and the ferrite structure and the pearlite structure are formed in a band shape when the steel material having the austenite structure is cooled.
[0020]
The degree of banding of the band structure is mainly A, such as P or Mn. _Three Affected by elements that change points. That is, A like P _Three When an element for increasing the point is present in the microsegregation part, ferrite is preferentially generated from that part, and A like Mn. _Three If there is an element that lowers the point, pearlite is easily generated.
[0021]
In the present invention, in order to secure excellent torsional fatigue characteristics, it is important to control the degree of the band structure. First, the method for defining the band structure will be described in detail.
[0022]
[Observation method of band structure]
Observation of the band structure is performed using an optical microscope after collecting the specimen by the following method, mirror-polishing the specimen and etching. In order to avoid the center segregation part (different from micro segregation), the sampling position of the test material is D / 4 position with respect to the plate thickness D according to the method defined in JIS G0303, and the observation magnification is 100 times. Since the band structure can only be observed by etching, it must be etched prior to microscopic observation. In the present invention, a typical etching method, nital corrosion, is employed. Etching is performed immediately after mirror polishing of the surface of the test material (within 5 minutes), and etching is performed at room temperature for 10 seconds using a nital solution (nitric acid 2%, ethanol 98%).
[0023]
[Calculation method of second phase line segment]
The degree of the band structure is quantified from the micrograph of the test surface obtained by the above method. The method is performed according to the following procedure.
[0024]
(1) First, draw a line segment with a length of 0.8 mm (8 mm on the photograph) parallel to the rolling direction. At this time, the ferrite band closest to the D / 4 position with respect to the thickness D (drawing of FIG. 1) Draw a line segment in the white part).
[0025]
(2) Next, with this line segment as the center, a total of 20 line segments are drawn at 25 μm intervals.
[0026]
(3) The line segment ratio occupied by the second phase (pearlite structure) is determined from these line segments.
[0027]
(4) The average and standard deviation of each line segment are obtained, and [standard deviation / average fraction] is calculated.
[0028]
(5) Further, change the observation location and repeat the steps (1) to (4) above. The observation position at this time is at least 0.5 mm away from the already observed field of view, and the total is to reduce the measurement error. Measure with more than 5 fields of view.
[0029]
(6) Next, the average of [standard deviation / average fraction] of all observed visual fields is obtained.
[0030]
Then, carburizing steels having various component compositions as shown in the examples below are used as test steel materials, and the line fraction [standard deviation / average fraction] of the second phase obtained by the above method is The effects on the torsional fatigue properties of steel were investigated. As a result, a correlation as shown in FIG. 2 is observed between the fatigue limit strength representing the torsional fatigue characteristics and the line segment ratio [standard deviation / average ratio] of the second phase, and the [standard deviation / average] is recognized. The fatigue limit strength changes significantly before and after the value of [fraction] is 0.30 as a boundary, and the value is 0.30 or less, more preferably 0.2 or less. While the strength is shown, the fatigue limit strength of a value exceeding 0.30 is clearly low, and the present invention has been conceived based on the confirmation of such facts.
[0031]
Therefore, in the present invention, on the premise that steel satisfying the requirements of the predetermined component composition described later is used, the line segment ratio [standard deviation / average fraction] of the second phase measured by the above method is 0.30 or less. More preferably, it is characterized by a maximum in that it is 0.2 or less.
[0032]
Hereinafter, while clarifying the steel composition used by this invention, description is advanced about the conditions for ensuring the preferable 2nd phase line segment [standard deviation / average fraction] mentioned above.
[0033]
First, steel components will be described.
[0034]
C: 0.1 to 0.5%
C is an element indispensable in securing the core strength as a carburized (or carburized and nitrocarburized) quenching part finally obtained. If it is less than 0.1%, sufficient strength cannot be obtained. However, if the content is too large, the toughness deteriorates, and the machinability and cold forgeability are lowered to deteriorate the workability, so 0.5% is made the upper limit. A more preferable range of C is 0.15% or more and 0.30% or less.
[0035]
Si: 0.5% or less
Si effectively acts as a strengthening element and a deacidifying element, but promotes grain boundary oxidation during carburizing and deteriorates fatigue characteristics, and also adversely affects cold forgeability. Therefore, in order to eliminate such obstacles, the content must be suppressed to 0.5% or less, and particularly when a high level of fatigue strength is desired, it is desirable to suppress it to 0.1% or less.
[0036]
Mn: 2.0% or less
Mn is an element effective for deoxidation of steel, but if the content is too large, it not only promotes the formation of a band structure, but also adversely affects cold workability and machinability. % Must be kept below. The more preferable content of Mn is 0.1% or more and 1.0% or less.
[0037]
S: 0.035% or less
S contributes to the improvement of machinability by generating MnS, but on the other hand, it adversely affects the mechanical properties (toughness and fatigue strength) of the side, so it must be suppressed to 0.035% or less. A more preferable amount of S is 0.025% or less.
[0038]
P: 0.015% or less
P not only segregates at the grain boundaries to lower the toughness but also promotes the formation of a band structure to lower the torsional fatigue strength, so the upper limit is made 0.015% or less. The more preferable content rate of P is 0.010% or less.
[0039]
A1: 0.005-0.06%
A1 is added to steel as a deoxidizing material, but an appropriate amount of Al combines with N to produce AlN, and also exhibits an effect of preventing coarsening of crystal grains. These effects are effectively exerted by adding 0.005% or more, but the effect is saturated at 0.06%, and beyond that, it combines with oxygen to become non-metallic inclusions, toughness, fatigue strength, etc. The upper limit is made 0.06%. A more preferable amount of Al is 0.015% or more and 0.04% or less.
[0040]
N: 0.003 to 0.03%
N combines with Al, V, Ti, Nb, etc. in the steel to form nitrides and exerts an action of suppressing the coarsening of crystal grains. Such an effect is effectively exhibited by containing 0.003% or more of N, but the effect is saturated at about 0.03%, and if it is contained more than that, nitride becomes a harmful inclusion. This adversely affects toughness and fatigue strength, so it must be suppressed to 0.03% or less. A more preferable amount of N is 0.005% or more and 0.02% or less.
[0041]
At least one selected from the group consisting of Cr: 3% or less, Ni: 0.1-3.5%, Mo: 0.1-1.0%, and Cu: 2% or less
All of these elements contribute to the improvement of hardenability and also have the effect of refining the hardened structure, and particularly Cr exhibits an excellent effect of improving hardenability. In addition to these effects, Mo effectively acts to reduce the incompletely quenched structure and improve the grain boundary strength, and Ni contributes to improving the impact resistance by refining the quenched structure.
[0042]
However, when the Cr content exceeds 3.0%, the generated Cr carbide causes segregation at the grain boundary, lowers the grain boundary strength, and causes a decrease in toughness and fatigue strength. Further, the above-described effect of Ni is saturated at about 3.5%, and the effect of Mo is also saturated at 1.0%. Therefore, addition beyond that is economically useless. If Cu is too much, it not only lowers toughness and fatigue strength but also adversely affects hot workability, so it must be suppressed to 2.0% or less.
[0043]
In addition to appropriately controlling the content of each of these elements, the content must be adjusted so as to satisfy the relationship of the following formula (1) or (3) in consideration of the Mn content described above. I must.
[0044]
[Cr / (Cr + Mn)] ≦ 0.6 (1)
[Cr / (Cr + Mn + Ni + Mo)] ≦ 0.6 (3)
That is, both Cr and Mn are effective elements contained in the steel for machine structural use as elements that enhance the hardenability, and Cr also has an effect of enhancing wear resistance and pitting resistance. However, it is also known that in carburized parts, the impact strength decreases as the Cr content increases. Incidentally, FIG. 4 described later is a graph showing the relationship between the Cr content and the impact characteristics of steel materials having a (Cr + Mn) content of 2.5, out of the experimental data including the data of the examples described later. The impact value decreases as the content increases. This is presumably because Cr carbide (or carbonitride) is precipitated at the former γ grain boundaries in the carburized (or carbonitrided) layer, thereby reducing toughness. Since the torsional fatigue strength is also affected by the toughness of the steel material, it is judged that the torsional fatigue strength is also improved by keeping the Cr content relatively small.
[0045]
From the results shown in FIG. 4, the impact characteristics clearly deteriorate when the [Cr / (Cr + Mn)] ratio exceeds 0.6. Therefore, in the present invention, the ratio is set to “0.6 or less”. A more preferable ratio is 0.4 or less.
[0046]
In the above description, the contents of Cr and Mn have been noted. However, when Ni or Mo is included as a selective element, these elements also contribute to improving the hardenability, and thus these elements are included. In this case, it is necessary to ensure “0.6 or less” as the [Cr / (Cr + Mn + Ni + Mo)] ratio.
[0047]
The essential constituent elements of the steel material used in the present invention are as described above, and the remaining component is substantially Fe, but of course, it may contain a trace amount of inevitable impurities, or may be other depending on the purpose of use. In order to impart the above characteristics, it is also effective to positively contain the following elements.
[0048]
At least one selected from the group consisting of Nb: 0.005-0.10%, Ti: 0.005-0.10%, V: 0.01-0.5%
These elements combine with C and N to produce carbides and nitrides, refine the crystal grains, and contribute to improvement of toughness and fatigue strength. Such an effect is effectively exhibited by containing at least one of the above elements in the lower limit value or more, but when each element exceeds the upper limit, not only the effect is saturated, but also large inclusions are generated and toughness is generated. However, it should be kept below the upper limit.
[0049]
At least one selected from the group consisting of Ca: 0.0005 to 0.01%, Mg: 0.0005 to 0.01%, Zr: 0.0005 to 0.5%
These elements have the effect of spheroidizing the MnS inclusions, and contribute to the improvement of the transverse toughness and fatigue strength by containing at least one kind above the lower limit. However, when the upper limit value is exceeded, not only the above effect is saturated, but also the toughness is reduced due to the formation of large inclusions, so each should be kept below the upper limit value.
[0050]
Pb: 0.01 to 0.3% and / or Bi: 0.01 to 0.3%
These elements contribute to the improvement of machinability. However, addition exceeding the upper limit deteriorates mechanical properties such as transverse toughness and fatigue properties, and causes an increase in cost.
[0051]
Next, a control method for obtaining a band structure that satisfies the requirements for the second phase line segment will be described. For this control, “adjustment of chemical components such as P and Mn”, “cooling rate control during casting”, “heating temperature control during rolling”, and “cooling temperature control during rolling” are effective. These will be described.
[0052]
[Adjustment of chemical components such as P and Mn]
P is A _Three It is an element that raises the point, and when segregated in the microsegregation part, a ferrite band is likely to be formed during cooling from austenite. Mn is A _Three An element that lowers the point and delays the generation of pearlite. Therefore, in order to obtain a band structure that satisfies the requirements for the second phase line fraction, it is effective to limit the amount of these elements added, and P is 0.015% or less, more preferably 0.010%. In the following, it is effective to reduce Mn to 2.0% or less, more preferably 1.0% or less, and to relax the formation of the band structure, whereby the torsional fatigue strength can be increased.
[0053]
[Cooling rate control during casting]
Microsegregation, which is the basis for band structure formation, occurs during solidification of the ingot. The higher the cooling rate during casting, the narrower the interval between dendritic branches (secondary dendrite arms), the less the component segregation, and the less the formation of the band structure. Therefore, in order to obtain the band structure intended in the present invention, the average cooling rate during solidification of molten steel is preferably 2 ° C./sec or more, more preferably 3 ° C./sec or more. The higher the average cooling rate, the better. However, considering the realizable performance of the actual machine, the upper limit is about 30 ° C./sec. The average cooling rate here means an average value of values expressed by (liquidus temperature−solidus temperature) / cooling time.
[0054]
[Control of heating temperature during rolling]
Increasing the heating temperature during rolling is effective in reducing microsegregation that occurs during solidification. Although the normal heating temperature at the time of rolling a steel material is about 1000-1200 degreeC, when the heating temperature at the time of rolling is raised to 1100-1300 degreeC, the spreading | diffusion of a segregation element will be accelerated | stimulated and a band structure | tissue can be reduced. As described above, it is preferable to increase the cooling rate during casting to make the microsegregation region finer because diffusion of segregation elements is further promoted.
[0055]
[Cooling rate control after rolling]
In hypoeutectoid steel, when cooling from austenite, A _Three First, pro-eutectoid ferrite is formed below the point, and A ₁ Perlite transformation progresses below the point. Therefore, A _Three From point A ₁ If the cooling rate between the points is increased, the amount of pro-eutectoid ferrite is reduced and the ferrite band is suppressed, leading to relaxation of the band structure. Therefore, it is preferable to increase the cooling rate, which is usually about 0.2 ° C./sec, to about 0.3 ° C./sec or more, more preferably about 0.4 ° C./sec or more. However, if the cooling rate is too fast, the problem arises that the hardness of the steel material after rolling is increased and the workability and machinability are lowered, so that it is preferably about 5 ° C./sec or less, more preferably 3 ° C. / Sec or less. In addition, the cooling rate here means the average cooling rate from 800 degreeC to 600 degreeC.
[0056]
Thus, according to the present invention, a steel material with a specified chemical component is selected, and preferably, as described above, the chemical component such as P, Mn, Cr is adjusted, or the cooling rate during casting or the heating temperature during rolling. By controlling the cooling temperature at the time of rolling appropriately, the value of the second phase line segment [standard deviation / average fraction] is controlled to 0.30 or less, and it has excellent torsional fatigue characteristics. Thus, it has become possible to provide steel for carburizing (or carburizing and nitriding) useful for various drive system parts including automobiles.
[0057]
The carburizing (carburizing and nitriding) steel according to the present invention is not particularly limited in the conditions for carburizing or carburizing and nitriding, and various known methods can be appropriately selected and employed. Of course, induction hardening treatment, shot peening treatment and the like for further strength improvement can be employed.
[0058]
And the steel parts obtained by using the above steel for carburizing (or carburizing and nitrocarburizing), carburizing or carburizing and nitriding, and if necessary hardened by surface hardening such as induction hardening have a high surface hardness. Since it has excellent wear resistance and excellent torsional fatigue characteristics, it exhibits excellent performance as various wear-resistant drive parts including drive shafts of automobiles and ships.
[0059]
【Example】
Hereinafter, the present invention will be described in more detail with reference to examples. However, the present invention is not limited by the following examples, and is suitable as long as it can meet the purpose described above and below. It is also possible to carry out with modification, and they are all included in the technical scope of the present invention.
[0060]
Example
Steel materials having the chemical composition shown in Tables 1 and 2 were manufactured while paying attention to the casting speed, heating temperature, and cooling rate after rolling shown in Table 3, and were examined using a microscope in the manner described above to examine the degree of band structure. Photographing and analysis were performed. Each steel material was processed into a fatigue test piece, subjected to normal carburizing treatment and shot peening treatment, and then torsional fatigue characteristics were examined. The results shown in Table 4 were obtained.
[0061]
As a melting furnace, either a converter or a 150 kg high-frequency induction melting furnace is used, the cooling rate during casting is set to 2 ° C./sec or more, and after heating to 1100 to 1300 ° C., hot rolling or hot Forging was performed, and the cooling rate after rolling and forging was controlled to be 0.2 ° C./sec or more. Thus, a round bar having a diameter of about 50 to 80 mm was produced. For observation of the band structure, a round bar was cut into a length of 30 mm and cut along a center line in a cross section parallel to the rolling direction, and a sample for band structure observation as described above was prepared.
[0062]
The sample collection position was based on JIS G0303, and the observation position of the micrograph was centered on D / 4 with respect to the diameter D of the round bar, and was observed at a magnification of 100 with an optical microscope.
[0063]
As a sample for a torsional fatigue test, a round bar having a diameter of 52 mm was used, and after cutting it to an appropriate length, as shown in FIG. 3, a hollow having a total length of 230 mm, a parallel portion having an outer diameter of 20 mm, and an inner diameter of 10 mm. Then, a horizontal hole having a diameter of 3 mm was drilled in the central portion in the longitudinal direction (that is, the central portion of the parallel portion). The side hole was reamed to avoid stress concentration. The reamer depth was adjusted to 0.8 mm and molded so as to have a taper of 45 ° with respect to the hole direction. Next, this test piece was subjected to the following carburizing treatment and shot peening treatment and subjected to a torsional fatigue test.
[0064]
The torsional fatigue test was performed with a torque of 4 levels (70, 80, 90 and 120 kgf · m), a frequency of 5 Hz, and a single swing.
[0065]
The carburizing treatment was performed at 925 ° C. × 150 min using butane as a carburizing gas, held at 850 ° C. × 10 min, quenched, and then tempered at 180 ° C. for 120 min. The shot peening treatment was performed on the entire parallel portion of the test piece centering on the side hole portion under the conditions of projection material hardness; HRC60, average shot particle size; 0.6 mm, arc height; 0.85 mA.
[0066]
[Table 1]

[0067]
[Table 2]

[0068]
[Table 3]

[0069]
[Table 4]

[0070]
It can consider as follows from Tables 1-4.
[0071]
Experiment No. 1,3,5,7,8,11,12,13,15,17,19-31 are examples satisfying the requirements of the present invention, and all have high torsional fatigue strength of 370 MPa or more. Yes. On the other hand, those other than the above are comparative examples lacking the requirement of the present invention as described below, and in all cases, only a low level value of torsional fatigue strength of less than 350 MPa is obtained.
[0072]
No. 2: Although the chemical composition of the steel is appropriate, the cooling rate at the time of casting is too slow, so that the component segregation at the time of casting becomes remarkable, which leads to the coarsening of the band structure, and the line segment ratio of the second phase [standard deviation / The average fraction] is over 0.30, and the torsional fatigue strength is low.
[0073]
No. 4: Although the chemical composition of the steel is appropriate, the heating temperature before rolling is low, so that the diffusion of segregating elements during casting becomes insufficient, which inhibits the refinement of the structure, and the line fraction of the second phase [standard Deviation / average fraction] exceeds 0.30, leading to a decrease in torsional fatigue strength.
[0074]
No. 6: Although the chemical composition of the steel is appropriate, the cooling rate after rolling / casting is slow, so the pearlite transformation is suppressed and the amount of pro-eutectoid ferrite increases, which inhibits the refinement of the band structure, so that the second phase The line segment [standard deviation / average fraction] exceeds 0.30, and the torsional fatigue strength is low.
[0075]
No. 9, 10: Both have a Cr balance exceeding 0.6, so the torsional fatigue characteristics are low.
[0076]
No. 14, 16, 18: No. No. 14 has an excessive amount of Mn in the steel. No. 16 has an excessive P content. No. 18 is an example in which the S content is too much, and in any case, the band structure becomes large, the line segment ratio [standard deviation / average fraction] of the second phase exceeds 0.30, and the torsional fatigue strength is low. .
[0077]
No. 32, 33, 34: No. No. 32 has an excessive carburization layer due to excessive Si content, and has poor torsional fatigue properties. No. 33 has poor workability and machinability due to too much C content. No. 34 has a low static strength due to a lack of C content and lacks suitability as a machine part.
[0078]
【The invention's effect】
The present invention is configured as described above, and specifies the chemical composition of the steel material, suppresses the segregation that appears as the band structure of the fracture surface, and the second phase line fraction quantified by a specific method [standard By setting the [deviation / average fraction] to 0.30 or less, it was possible to provide a carburizing or carburizing and nitriding steel having excellent torsional fatigue characteristics.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is an example of a micrograph that serves as a reference for calculating a second phase line fraction.
FIG. 2 is a graph showing the relationship between [standard deviation / average fraction] of the second phase line fraction and the strength to pick up the twist.
FIG. 3 is a cross-sectional explanatory view of a test piece used in a torsional fatigue test.
FIG. 4 is a graph showing the relationship between the Cr content and the Charpy impact value for a steel material having a (Cr + Mn) content of 2.5%.

Claims (6)

Ｃ：０．１〜０．５％（質量％の意味、以下同じ）、
Ｓｉ：０．５％以下、
Ｍｎ：２．０％以下、
Ｓ：０．０３５％以下、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｃｒ：０％超３％以下、
Ａｌ：０．００５〜０．０６％、
Ｎ：０．００５〜０．０３％
を含有すると共に、ＣｒとＭｎの含有量が下記式（１）を満たし、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、更に、下記方法によって測定される第２相の線分率が下記式（２）を満たすものであることを特徴とする捻り疲労特性に優れた浸炭用鋼。
［Ｃｒ／（Ｃｒ＋Ｍｎ）］≦０．６……（１）
［標準偏差／平均分率］＜０．３０……（２）
（第２相線分率の測定法）
鋼材の厚さ（Ｄ）に対し、Ｄ／４位置を含む様にＪＩＳ Ｇ０３０３に定められた方法に従ってサンプルを採取し、観察するサンプル表面を鏡面研磨した直後（５分以内）に、ナイタール液（硝酸２％、エタノール９８％）を用いて常温で１０秒間エッチングした後、光学顕微鏡を用いて倍率１００倍で表面の写真撮影を行う。得られた写真から、
（１）まず、圧延方向に平行な長さ０．８ｍｍ（写真上で８ｃｍ）の直線を引く、このとき、前記Ｄ／４位置に最も近いフェライト・バンド（写真に白く表われる部分）に直線を引く、
（２）次に、上記直線を中心として、これに平行な直線を２５μｍ（写真上で２．５ｍｍ）間隔で合計２０本の直線を引く、
（３）上記各直線から、第２相が占める線分率を夫々求める、
（４）上記（３）で得られる各線分率の平均と標準偏差を求め、各々の［標準偏差／平均分率］を算出する、
（５）更に、観察場所を変えて上記（１）〜（４）の作業を繰り返す。該観察場所は、既に観察した視野から少なくとも０．５ｍｍ以上離し、合計５視野以上で測定を行う、
（６）観察した全視野の「標準偏差／平均分率」の平均値を求める。C: 0.1 to 0.5% (meaning mass%, the same shall apply hereinafter)
Si: 0.5% or less,
Mn: 2.0% or less,
S: 0.035% or less,
P: 0.015% or less,
Cr: more than 0% and 3% or less,
Al: 0.005 to 0.06%,
N: 0.005 to 0.03%
In addition, the content of Cr and Mn satisfies the following formula (1), the balance consists of Fe and inevitable impurities, and the linear fraction of the second phase measured by the following method is the following formula (2) Carburizing steel with excellent torsional fatigue characteristics characterized by satisfying
[Cr / (Cr + Mn)] ≦ 0.6 (1)
[Standard deviation / average fraction] <0.30 (2)
(Method for measuring the second phase line fraction)
A sample is taken according to the method defined in JIS G0303 so that the D / 4 position is included with respect to the thickness (D) of the steel material, and the sample surface to be observed is mirror-polished (within 5 minutes). After etching for 10 seconds at room temperature using nitric acid (2%, ethanol 98%), the surface is photographed using an optical microscope at a magnification of 100 times. From the obtained photos,
(1) First, a straight line having a length of 0.8 mm (8 cm on the photograph) parallel to the rolling direction is drawn . At this time, a straight line is formed on the ferrite band closest to the D / 4 position (the part appearing white in the photograph). pull,
(2) Next, a total of 20 straight lines are drawn at intervals of 25 μm (2.5 mm on the photograph) with the straight line as the center,
(3) From each of the straight lines, find the line segment ratio occupied by the second phase,
(4) Obtain the average and standard deviation of each line segment obtained in (3) above, and calculate each [standard deviation / average fraction].
(5) Further, the operations (1) to (4) are repeated while changing the observation place. The observation place is at least 0.5 mm away from the already observed visual field, and the measurement is performed with a total of five or more visual fields.
(6) The average value of “standard deviation / average fraction” of all the observed visual fields is obtained. Ｃ：０．１〜０．５％、
Ｓｉ：０．５％以下、
Ｍｎ：２．０％以下、
Ｓ：０．０３５％以下、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ａｌ：０．００５〜０．０６％、
Ｎ：０．００５〜０．０３％を満たし、
Ｃｒ：３％以下、Ｎｉ：０．１〜３．５％、Ｍｏ：０．１〜１．０％およびＣｕ：２％以下よりなる群から選択される少なくとも１種
を含有すると共に、Ｃｒ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｍｏの含有量が下記式（３）を満たし、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、更に、前記と同様の方法によって測定される第２相の線分率が前記式（２）を満たすものであることを特徴とする捻り疲労特性に優れた浸炭用鋼。
［Ｃｒ／（Ｃｒ＋Ｍｎ＋Ｎｉ＋Ｍｏ）］≦０．６……（３）C: 0.1 to 0.5%
Si: 0.5% or less,
Mn: 2.0% or less,
S: 0.035% or less,
P: 0.015% or less,
Al: 0.005 to 0.06%,
N: satisfies 0.005 to 0.03%,
And containing at least one selected from the group consisting of Cr: 3% or less, Ni: 0.1-3.5%, Mo: 0.1-1.0%, and Cu: 2% or less, The content of Mn, Ni, and Mo satisfies the following formula (3), the balance consists of Fe and inevitable impurities , and the line fraction of the second phase measured by the same method as described above is the formula (2). Carburizing steel with excellent torsional fatigue characteristics characterized by satisfying
[Cr / (Cr + Mn + Ni + Mo)] ≦ 0.6 (3) 前記鋼が、他の元素として、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．０５〜３．０％、Ｖ：０．０１〜０．５％よりなる群から選択される１種以上を含有するものである請求項１または２に記載の捻り疲労特性に優れた浸炭用鋼。  The steel is selected from the group consisting of Nb: 0.005 to 0.1%, Ti: 0.05 to 3.0%, and V: 0.01 to 0.5% as other elements. The steel for carburization having excellent torsional fatigue characteristics according to claim 1 or 2, comprising the above. 前記鋼が、更に他の元素として、Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、Ｚｒ：０．０００５〜０．０５％よりなる群から選択される１種以上を含有するものである請求項１〜３のいずれかに記載の捻り疲労特性に優れた浸炭用鋼。  The steel is further selected from the group consisting of Ca: 0.0005 to 0.01%, Mg: 0.0005 to 0.01%, Zr: 0.0005 to 0.05% as another element. The carburizing steel excellent in torsional fatigue properties according to any one of claims 1 to 3, wherein the carburizing steel contains at least a seed. 前記鋼が、更に他の元素として、Ｐｂ：０．０１〜０．３％および／またはＢｉ：０．０１〜０．３％を含有するものである請求項１〜４のいずれかに記載の捻り疲労特性に優れた浸炭用鋼。  5. The steel according to claim 1, wherein the steel further contains Pb: 0.01 to 0.3% and / or Bi: 0.01 to 0.3% as another element. Carburizing steel with excellent torsional fatigue characteristics. 前記請求項１〜５のいずれかに記載された浸炭用鋼を用いて製造されたものである疲労特性に優れた鋼部品。  A steel part having excellent fatigue characteristics, produced using the carburizing steel according to any one of claims 1 to 5.

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