JP4347763B2

JP4347763B2 - High temperature carburizing steel and method for producing the same

Info

Publication number: JP4347763B2
Application number: JP2004207422A
Authority: JP
Inventors: 等畑野; 俊夫村上; 陽介新堂
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2004-07-14
Filing date: 2004-07-14
Publication date: 2009-10-21
Anticipated expiration: 2024-07-14
Also published as: JP2006028568A

Description

本発明は、自動車や産業機械等の機械部品に加工される鋼のうち、比較的高い温度で浸炭処理される浸炭用鋼およびその製造方法に関し、特に高温浸炭処理した場合であっても結晶粒の粗大化を招かないような高温浸炭用鋼、およびこのような浸炭用鋼を製造するための有用な方法に関するものである。 The present invention relates to a carburizing steel that is carburized at a relatively high temperature among steels processed into machine parts such as automobiles and industrial machines, and a method for manufacturing the same. The present invention relates to a high-temperature carburizing steel that does not cause coarsening of the steel, and a useful method for producing such a carburizing steel.

自動車部品、産業機械部品等において、歯車などのように耐摩耗性、耐衝撃性、疲労強度および靭性が要求される部材には、疲労強度や靭性を確保しつつ耐摩耗性や耐衝撃性を良好にする手段として、表面硬度を高くすることが効果的であることが知られている。こうした表面硬化法として、粗加工した部材に対して仕上げ加工する前にその表面を浸炭処理する方法が行われている。またこうした用途に用いられる鋼材は、「浸炭用鋼」若しくは「肌焼き鋼」と呼ばれている。 For parts that require wear resistance, impact resistance, fatigue strength, and toughness such as gears in automobile parts, industrial machine parts, etc., wear resistance and impact resistance are ensured while ensuring fatigue strength and toughness. It is known that increasing the surface hardness is effective as a means to improve the surface. As such a surface hardening method, a method of carburizing the surface of a roughly processed member before finishing is performed. Steel materials used for such applications are called “carburizing steel” or “case-hardened steel”.

上記のような浸炭処理は、素材を浸炭雰囲気にて９１０〜９５０℃程度の温度で長時間保持する処理であり、生産性が悪いという問題がある。一方、高温で処理すると、保持時間を短くすることができるが、処理中に結晶粒（γ粒）が粗大化してしまい、母材の機械的性質の劣化や焼入れ歪の増大が生じるという問題がある。こうしたことから、より高温で浸炭処理を施しても結晶粒粗大化を抑制できる鋼材が要求されているのが実情である。 The carburizing process as described above is a process of holding the material at a temperature of about 910 to 950 ° C. for a long time in a carburizing atmosphere, and has a problem of poor productivity. On the other hand, when the treatment is performed at a high temperature, the holding time can be shortened, but the crystal grains (γ grains) are coarsened during the treatment, resulting in deterioration of the mechanical properties of the base material and an increase in quenching strain. is there. For these reasons, there is a demand for steel materials that can suppress grain coarsening even when carburizing at higher temperatures.

こうした観点から、これまでにも様々な技術が提案されている。例えば特許文献１には、ＮｂやＡｌを積極的に添加し、Ｎｂの析出物やＡｌとＮｂの複合組成［Ｎｂ（ＣＮ），ＡｌＮ］からなる析出物を所定量生成させ、これらの析出物によって結晶粒の成長を阻止する効果（ピンニング効果）を発揮させた肌焼き鋼が提案されている。また、特許文献２には、Ｂを必須成分として含有し、Ｔｉを０．１％超〜０．２％積極的に含有させることによってＴｉ炭化物、Ｔｉ複合炭化物等を析出させ、これによって結晶粒成長を抑制した肌焼ボロン鋼が提案されている。更に、特許文献３には、ＡｌやＴｉを積極的に添加し、ＡｌＮやＴｉＮを生成させることによって結晶粒に粗大化を防止した肌焼き鋼の製造方法が提案されている。一方、特許文献４には、鋼中の溶存酸素量を１０〜１５０ｐｐｍにした後、Ａｌ、Ｔｉ或いはＡｌ合金、Ｔｉ合金の１種または２種で脱酸し、鋼中にＭｎＳを微細分散させることによって粗大粒発生を防止する技術が提案されている。
特開平９−７８１８４号公報特許請求の範囲等特開平１０−８１９３８号公報特許請求の範囲等特公平５−６８５２８号公報特許請求の範囲等特公平７−９１５７９号公報特許請求の範囲等 From this point of view, various techniques have been proposed so far. For example, in Patent Document 1, Nb and Al are positively added to generate a predetermined amount of Nb precipitates and a composite composition of Al and Nb [Nb (CN), AlN]. Has proposed a case-hardened steel exhibiting an effect of preventing crystal grain growth (pinning effect). Further, Patent Document 2 contains B as an essential component, and Ti carbide, Ti composite carbide, and the like are precipitated by positively containing Ti in excess of 0.1% to 0.2%. Case-hardened boron steel with suppressed growth has been proposed. Furthermore, Patent Document 3 proposes a method for manufacturing case-hardened steel in which Al and Ti are positively added to generate AlN and TiN to prevent the crystal grains from becoming coarse. On the other hand, in Patent Document 4, the amount of dissolved oxygen in steel is adjusted to 10 to 150 ppm, and then deoxidized with one or two of Al, Ti, Al alloy, and Ti alloy to finely disperse MnS in the steel. Thus, a technique for preventing the generation of coarse particles has been proposed.
JP, 9-78184, A Claims etc. Japanese Patent Application Laid-Open No. 10-81938 Japanese Patent Publication No. 5-68528 gazette Claims etc. Japanese Patent Publication No. 7-91579 Patent Claim etc.

これまで提案されている技術は、ＡｌＮ、Ｎｂ（ＣＮ）、ＴｉＣ或いはＭｎＳ等をできるだけ多量に微細分散させることによって、結晶粒も成長を抑制するものであり、これらの技術によって浸炭温度が１０００℃程度まで上げても、結晶粒の平均サイズをある程度小さく維持することができるものとなっている。 The technologies that have been proposed so far are to suppress the growth of crystal grains by finely dispersing AlN, Nb (CN), TiC, MnS, etc. as much as possible. Even if it is raised to the extent, the average size of the crystal grains can be kept small to some extent.

ところで、浸炭温度の高温化は単に浸炭時間の短縮化だけでなく、浸炭深さをできるだけ深くするためにも必要である。例えば、従来の歯車では浸炭深さが０．５〜１ｍｍ程度でその特性が確保できるのであるが、ＣＶＴ（無段変速機）の金属ベルトを巻き掛けるプーリーなどでは、２ｍｍ程度の浸炭深さが要求されるようになっており、こうした観点から従来よりも浸炭温度をできるだけ高くする必要がある。 By the way, raising the carburizing temperature is necessary not only to shorten the carburizing time but also to make the carburizing depth as deep as possible. For example, in a conventional gear, the carburization depth is about 0.5 to 1 mm, and the characteristics can be secured. However, in a pulley around a metal belt of a CVT (continuous transmission), the carburization depth is about 2 mm. From this viewpoint, it is necessary to make the carburizing temperature as high as possible.

しかしながら、これまで提案されてきる技術では、１０００℃を超える高温域で浸炭処理を行うと、これらの析出物の固溶量が増大してしまい、析出物が固溶して消失した部位９ではピンニング効果が発揮されず、結晶粒の異常成長が発生してこれらの結晶粒が粗大してしまい、機械的特性が劣化してしまうという問題がある。 However, in the technology that has been proposed so far, when carburizing treatment is performed in a high temperature region exceeding 1000 ° C., the solid solution amount of these precipitates increases, and in the portion 9 where the precipitates are dissolved and disappeared, There is a problem that the pinning effect is not exhibited, abnormal growth of crystal grains occurs, the crystal grains become coarse, and the mechanical characteristics deteriorate.

本発明は上記の様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、１０００℃を超える高温浸炭温度においても結晶粒の粗大化が防止され、機械的特性が劣化し難いような高温浸炭用鋼、およびこうした高温浸炭用鋼材を製造するための有用な方法を提供することにある。 The present invention has been made paying attention to the circumstances as described above, and its purpose is to prevent coarsening of crystal grains even at a high temperature carburizing temperature exceeding 1000 ° C., and mechanical properties are unlikely to deteriorate. It is to provide a high-temperature carburizing steel and a useful method for producing such a high-temperature carburizing steel.

上記目的を達成することのできた本発明の浸炭用鋼とは、Ｃ：０．１３〜０．４０％（質量％の意味、以下同じ）、Ｎｂ：０．０４０〜０．４０％、Ｔｉ：０．０３０〜０．１０％未満、Ｓｉ：０．０５〜１．５％、Ｍｎ：０．２〜２．２％、Ａｌ：０．１０％以下（０％を含む）およびＳ：０．１０％以下（０％を含む）を夫々含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、不純物のうち、Ｐ，Ｏ，Ｎについては、Ｐ：０．０５０％以下（０％を含む）、Ｏ：０．００３０％以下（０％を含む）およびＮ：０．０２０％以下（０％を含む）に夫々抑制し、且つ下記（１）式を満足する炭化物および／または炭窒化物が１．０×１０⁸個／ｍｍ²以上存在すると共に、ＴｉおよびＮの含有量が下記（２）式を満足するものである点に要旨を有するものである。 The carburizing steel of the present invention capable of achieving the above object is C: 0.13 to 0.40% (meaning mass%, the same shall apply hereinafter), Nb: 0.040 to 0.40%, Ti: 0.030 to less than 0.10%, Si: 0.05 to 1.5%, Mn: 0.2 to 2.2%, Al: 0.10% or less (including 0%), and S: 0.0. 10% or less (including 0%) respectively, and the balance consists of iron and unavoidable impurities. Among the impurities, P, O, and N are P: 0.050% or less (including 0%), O: 0.0030% or less (including 0%) and N: 0.020% or less (including 0%), respectively, and carbides and / or carbonitrides satisfying the following formula (1) are 1 with present .0 × 10 ⁸ pieces / mm ² or more, the gist at the point the content of Ti and N is one which satisfies the following expression (2) It is intended to.

［Ｔｉ］／［Ｎｂ］≧０．０５ …（１）
但し、［Ｔｉ］および［Ｎｂ］は、炭化物および／または炭窒化物中のＴｉおよびＮｂの夫々の含有量（質量％）を示す。
［Ｔｉ］−４７．９［Ｎ］／１４≧０．００５０（質量％） …（２）
但し、［Ｔｉ］および［Ｎ］は、鋼中におけるＴｉおよびＮの夫々の含有量（質量％）を示す。 [Ti] / [Nb] ≧ 0.05 (1)
However, [Ti] and [Nb] indicate the respective contents (mass%) of Ti and Nb in the carbide and / or carbonitride.
[Ti] -47.9 [N] /14≧0.0050 (mass%) (2)
However, [Ti] and [N] indicate the respective contents (mass%) of Ti and N in the steel.

本発明の浸炭用鋼においては、粒径：８μｍ以上の粗大介在物の量が１０個／ｍｍ²以下であることが好ましく、また必要によって、（１）Ｎｉ：２．０％以下、Ｃｕ：２．０％以下、Ｃｒ：２．０％以下およびＭｏ：１．０％以下よりなる群から選ばれる１種以上、（２）Ｂ：０．００５０％以下、（３）Ｖ：０．１０％以下、（４）Ｚｒ：０．４０％以下、Ｈｆ：０．４０％以下およびＴａ：０．４０％以下よりなる群から選ばれる１種以上、（５）Ｃａ：０．００５０％以下、Ｍｇ：０．００５０％以下およびＲＥＭ：０．０２０％以下よりなる群から選ばれる１種以上、等を含有させることも有効であり、含有させる成分の種類に応じて浸炭用鋼の特性が更に改善されることになる。 In the carburizing steel of the present invention, the amount of coarse inclusions having a particle size of 8 μm or more is preferably 10 pieces / mm ² or less. If necessary, (1) Ni: 2.0% or less, Cu: One or more selected from the group consisting of 2.0% or less, Cr: 2.0% or less, and Mo: 1.0% or less, (2) B: 0.0050% or less, (3) V: 0.10 % Or less, (4) Zr: 0.40% or less, Hf: 0.40% or less, and Ta: 0.40% or less, (5) Ca: 0.0050% or less, It is also effective to include one or more selected from the group consisting of Mg: 0.0050% or less and REM: 0.020% or less, and the characteristics of the carburizing steel further according to the type of components to be included. It will be improved.

一方、本発明の浸炭用鋼を製造するに当たっては、上記いずれかに記載の化学成分を有する鋼を溶製した後鋳造することによって得られた鋳片を、１２５０℃以上の温度に再加熱してその温度で下記（３）式を満足する時間保持すれば良い。
（Ｔ＋２７３）²×［ｌｏｇ（ｔ）＋２０］≧４．９５×１０⁷…（３）
但し、Ｔ：保持温度（℃）、ｔ：保持時間（ｈｒ）を夫々示す。 On the other hand, in producing the carburizing steel of the present invention, the slab obtained by melting and casting the steel having any of the chemical components described above is reheated to a temperature of 1250 ° C. or higher. The temperature may be maintained for a time satisfying the following expression (3).
(T + 273) ² × [log (t) +20] ≧ 4.95 × 10 ⁷ (3)
Here, T: holding temperature (° C.) and t: holding time (hr) are shown.

この製造方法においては、前記（３）式を満足する時間保持した後は、鋳片を冷間鍛造または熱間鍛造されてから浸炭処理されることになる。また前記鋳造するに際して、鋼の凝固点から１２００℃までを１０℃／ｍｉｎ以上の冷却速度で冷却することが好ましい。 In this manufacturing method, after holding for a time that satisfies the expression (3), the slab is subjected to carburizing after cold forging or hot forging. In the casting, it is preferable to cool from the solidification point of steel to 1200 ° C. at a cooling rate of 10 ° C./min or more.

また、本発明の浸炭用鋼を製造するに当たっては、上記いずれかに記載の化学成分を有する鋼を溶製した後鋳造するに際して、鋼の凝固点から１２００℃までを１０℃／ｍｉｎ以上の冷却速度で冷却する構成を採用することも有用である。 In producing the carburizing steel of the present invention, when the steel having any of the chemical components described above is melted and cast, the cooling rate from the freezing point of the steel to 1200 ° C. is 10 ° C./min or more. It is also useful to employ a structure that cools in the above.

本発明の浸炭用鋼においては、Ｃ，ＮｂおよびＴｉ等の基本成分を適切に制御すると共に、所定の関係式を満足する析出物の分布状況を適切にすることによって、１０００℃を超える高温浸炭温度においても結晶粒の粗大化が防止され、機械的特性が劣化しない高温浸炭用鋼が実現できた。 In the carburizing steel of the present invention, high-temperature carburization exceeding 1000 ° C. is achieved by appropriately controlling basic components such as C, Nb and Ti, and by appropriately adjusting the distribution of precipitates satisfying a predetermined relational expression. High temperature carburizing steel that prevents the coarsening of crystal grains even at temperature and does not deteriorate the mechanical properties has been realized.

これまで提案されている技術では、ＡｌＮ，Ｎｂ（ＣＮ）或いはＴｉＣ等の析出物をできるだけ多量に微細分散させることによって、結晶粒成長を抑制することを基本とするものである。しかしながらこうした技術では、いずれも１０００℃を超える高温域では、炭素が濃化する浸炭表面での異常粒成長が依然として発生することになる。こうした高温域では、いずれの析出物も固溶量が多くなり、析出物が固溶してピンニングが外れた部位が異常粒成長することになる。特に、浸炭された表面においては、Ｃの濃化および拡散が生じることになって、炭化物や炭窒化物が著しく粒成長し、析出数が少なくなってしまい、その結果として異常粒成長が発生することが判明した。即ち、浸炭前処理段階での析出物の数を多くするだけではなく、析出物の個数を一定以上に確保しつつ、浸炭温度における析出物の粒成長を抑制することが極めて重要であることは分かった。 The techniques that have been proposed so far are based on suppressing crystal grain growth by finely dispersing a precipitate such as AlN, Nb (CN) or TiC as much as possible. However, in any of these technologies, abnormal grain growth still occurs on the carburized surface where carbon is concentrated in a high temperature range exceeding 1000 ° C. In such a high temperature region, the amount of the solid solution of all the precipitates increases, and the portion where the precipitates are dissolved and the pinning is removed grows abnormally. In particular, on the carburized surface, C concentration and diffusion occur, and carbides and carbonitrides remarkably grow and the number of precipitates decreases, resulting in abnormal grain growth. It has been found. That is, it was found that it is extremely important not only to increase the number of precipitates at the carburizing pretreatment stage, but also to suppress the grain growth of the precipitates at the carburizing temperature while ensuring the number of precipitates to a certain level or more. .

そこで本発明者らは、上記のような知見に基づき、１０００℃を超える高温域での浸炭温度において、析出物の個数を確保しつつ、析出物の粒成長を抑制する方策について様々な角度から鋭意研究を重ねた。その結果、ＴｉとＮｂを同時に含む炭化物や炭窒化物では粒成長が著しく遅く、必要な析出物数が確保できることが判明したのである。具体的には、前記（１）式の関係を満足する炭化物および／または炭窒化物の個数が２．０×１０⁷個／ｍｍ²以上生成させれば良いことを見出し、本発明を完成した。 Therefore, the present inventors based on the above-mentioned knowledge, from various angles about measures for suppressing the grain growth of precipitates while securing the number of precipitates at a carburizing temperature in a high temperature region exceeding 1000 ° C. Researched earnestly. As a result, it has been found that the carbide and carbonitride containing Ti and Nb at the same time have extremely slow grain growth and can secure the necessary number of precipitates. Specifically, it has been found that the number of carbides and / or carbonitrides satisfying the relationship of the formula (1) may be 2.0 × 10 ⁷ / mm ² or more, and the present invention has been completed. .

一般に、析出物の粒成長は、析出物中の合金元素のマトリックス中の固溶量と拡散速度で決定されると考えられている。ＴｉとＮｂを複合させた炭化物や炭窒化物とすることによって、Ｔｉ、Ｎｂのマトリックス中の固溶量が低減すること、またＴｉとＮｂが同時に拡散する必要があるため、拡散速度が遅くなって粒成長速度を著しく抑制できることが分かったのである。即ち、Ｎｂの拡散速度は比較的速いのであるが、こうしたＮｂに拡散速度が比較的遅いＴｉを複合添加することによって、全体としての拡散速度を遅くして粒成長速度を著しく抑制できたのである。 In general, it is considered that the grain growth of the precipitate is determined by the amount of solid solution in the matrix of the alloy element in the precipitate and the diffusion rate. By using carbides and carbonitrides that combine Ti and Nb, the amount of solid solution in the matrix of Ti and Nb is reduced, and it is necessary to simultaneously diffuse Ti and Nb, resulting in a slow diffusion rate. Thus, it was found that the grain growth rate can be remarkably suppressed. That is, the diffusion rate of Nb is relatively fast, but by adding Ti with a relatively slow diffusion rate to such Nb, the overall diffusion rate was slowed down and the grain growth rate was remarkably suppressed. .

本発明の浸炭用鋼では、Ｃを０．１３〜０．４％程度含有する鋼材において所定量のＮｂおよびＴｉを含有させ、前記（１）式の関係を満足する炭化物および／または炭窒化物が２．０×１０⁷個／ｍｍ²以上存在するものであるが、これらの要件を規定した理由は次の通りである。 In the carburizing steel of the present invention, carbides and / or carbonitrides satisfying the relationship of the formula (1) by containing a predetermined amount of Nb and Ti in a steel material containing about 0.13 to 0.4% of C. Is 2.0 × 10 ⁷ pieces / mm ² or more. The reason for defining these requirements is as follows.

Ｃ：０．１３〜０．４０％
Ｃは、部材の芯部強度を確保のために、０．１３％以上含有させる必要がある。しかし、０．４０％を超えて過剰に含有させると芯部の靱性を劣化させる。こうしたことから、Ｃ含有量の範囲は０．１３〜０．４０％とした。尚、Ｃ含有量の好ましい下限は０．１５％であり、より好ましくは０．１７％以上とするのが良い。また、Ｃ含有量の好ましい上限は０．３０％であり、より好ましくは０．２５％以下とするのが良い。 C: 0.13-0.40%
C needs to be contained by 0.13% or more in order to ensure the core strength of the member. However, if the content exceeds 0.40%, the toughness of the core is deteriorated. For these reasons, the C content range is set to 0.13 to 0.40%. In addition, the minimum with preferable C content is 0.15%, More preferably, it is good to set it as 0.17% or more. Moreover, the upper limit with preferable C content is 0.30%, More preferably, it is good to set it as 0.25% or less.

Ｎｂ：０．０３０〜０．４０％
Ｎｂは微細な（Ｎｂ，Ｔｉ）（ＣＮ）を形成し、γの結晶粒成長を抑制する効果を有し、本発明において最も重要な元素の一つである。こうした効果を発揮させるためには、Ｎｂ含有量は０．０３０％以上とする必要がある。しかしながら、Ｎｂ含有量が過剰になって０．４０％を超えるとその効果が小さくなり、粗大炭化物が生成し、疲労特性を却って劣化させることになる。尚、Ｎｂ含有量の好ましい下限は、０．０４０％であり、より好ましくは０．０５０％以上とするのが良い。またＮｂ含有量の好ましい上限は０．２０％であり、より好ましくは０．１２％以下とするのが良い。 Nb: 0.030-0.40%
Nb forms fine (Nb, Ti) (CN) and has the effect of suppressing the growth of γ crystal grains, and is one of the most important elements in the present invention. In order to exert such effects, the Nb content needs to be 0.030% or more. However, when the Nb content is excessive and exceeds 0.40%, the effect is reduced, coarse carbides are generated, and the fatigue characteristics are deteriorated. In addition, the minimum with preferable Nb content is 0.040%, It is good to set it as 0.050% or more more preferably. Moreover, the upper limit with preferable Nb content is 0.20%, More preferably, it is good to set it as 0.12% or less.

Ｔｉ：０．０２５〜０．１０％未満
ＴｉはＮと反応してＴｉＮを形成する以外に、微細な（Ｎｂ，Ｔｉ）（ＣＮ）となってγの結晶粒成長を抑制し、またＴｉがＮｂ（ＣＮ）中に固溶することで、浸炭時の炭窒化物の粒成長を抑制し、γ結晶粒成長を抑制する効果を有し、本発明において最も重要な元素の一つである。Ｔｉ含有量が０．０２５％未満になると炭窒化物の粒成長を抑制する効果が少なく、γ結晶粒成長の抑制効果が十分ではなく、０．１０％以上となるとＴｉＮが粗大化して疲労特性を劣化させることになる。こうしたことからＴｉ含有量は０．０２５〜０．１０％未満とする必要がある。尚、Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．０３０％であり、より好ましくは０．０３５％以上とするのが良い。またＴｉ含有量の好ましい上限は０．０７０％であり、より好ましくは０．０５０％以下とするのが良い。 Ti: 0.025 to less than 0.10% In addition to Ti reacting with N to form TiN, Ti becomes fine (Nb, Ti) (CN) and suppresses the growth of γ crystal grains. By dissolving in Nb (CN), it has the effect of suppressing carbon nitride growth during carburization and suppressing γ crystal grain growth, and is one of the most important elements in the present invention. When the Ti content is less than 0.025%, the effect of suppressing carbon nitride growth is small, and the effect of suppressing the growth of γ crystal grains is not sufficient, and when it exceeds 0.10%, TiN becomes coarse and fatigue properties Will deteriorate. For these reasons, the Ti content needs to be less than 0.025 to 0.10%. In addition, the minimum with preferable Ti content is 0.030%, It is good to set it as 0.035% or more more preferably. Moreover, the upper limit with preferable Ti content is 0.070%, More preferably, it is good to set it as 0.050% or less.

[Ｔｉ]／[Ｎｂ]］≧０．０５を満足する炭化物および／または炭窒化物の個数が２．０×１０ ⁷ 個／ｍｍ ² 以上
炭化物および／または炭窒化物中のＮｂに対するＴｉの割合が多くなるほど、析出物の粒成長が抑制される。[Ｔｉ]／[Ｎｂ]の値が０．０５以上であるとその効果が有効に発揮されるのであるが、０．０５未満となるその効果が小さくなってしまう。また、炭化物および／または炭窒化物はできるだけ多数存在させた方が、γの結晶粒径が微細になるが、その数が２．０×１０⁷個／ｍｍ²未満では結晶粒成長抑制効果が発揮できない。こうしたことから、炭化物および／または炭窒化物の個数の下限を２．０×１０⁷個／ｍｍ²としたのであるが、好ましくは１．０×１０⁸個／ｍｍ²以上、より好ましくは５．０×１０⁸個／ｍｍ²以上とするのが良い。 The ratio of Ti to Nb in the carbide and / or carbonitride in which the number of carbides and / or carbonitrides satisfying [ Ti] / [Nb]] ≧ 0.05 is 2.0 × 10 ⁷ / mm ² or more As the amount increases, the grain growth of precipitates is suppressed. The effect is effectively exhibited when the value of [Ti] / [Nb] is 0.05 or more, but the effect of less than 0.05 is reduced. Further, the presence of as many carbides and / or carbonitrides makes the crystal grain size of γ finer, but if the number is less than 2.0 × 10 ⁷ pieces / mm ² , the effect of suppressing grain growth is obtained. I can't show it. Therefore, the lower limit of the number of carbides and / or carbonitrides is set to 2.0 × 10 ⁷ pieces / mm ² , preferably 1.0 × 10 ⁸ pieces / mm ² or more, more preferably 5 0.0 × 10 ⁸ pieces / mm ² or more is preferable.

上記のような特徴を有する高温浸炭用鋼を製造するに当たっては（特に析出物を上記の形態にするには）、上記のような化学成分を有する鋼を溶製した後鋳造することによって得られた鋳片を、１２５０℃以上の温度で所定時間保持すれば良い。この温度（再加熱温度）が、１２５０℃未満の場合、或いは再加熱せずに鋳造ままの場合には、粗大なＴｉＮと比較的微細なＮｂＣに分離したままであり、その後の浸炭時にＮｂＣが粗大化するのに対して、高温で炭窒化物を一旦固溶させることによって、マトリックス中のＮｂ、Ｔｉが再固溶し、ＮｂおよびＴｉの複合析出物が再析出し、それらは浸炭時にも著しく粒成長しにくいものとなる。 In producing high-temperature carburizing steel having the above-described characteristics (particularly for making the precipitate into the above-mentioned form), it is obtained by melting and casting a steel having the above-described chemical components. The slab may be held at a temperature of 1250 ° C. or higher for a predetermined time. When this temperature (reheating temperature) is less than 1250 ° C. or as cast without reheating, it remains separated into coarse TiN and relatively fine NbC. In contrast to coarsening, once carbonitride is dissolved at a high temperature, Nb and Ti in the matrix are re-dissolved, and composite precipitates of Nb and Ti are re-precipitated. Grain growth is extremely difficult.

１２５０℃で保持する時間ｔ（保持時間）については、本発明者らが検討したところによれば、下記（３）式を満足する時間ｔとすることが必要であることが判明している。この保持時間ｔは、下記（４）式の関係を満足する保持時間ｔ₁とすることが好ましく、より好ましくは下記（５）式の関係を満足する保持時間ｔ₂とするのが良い。
（Ｔ＋２７３）²×［ｌｏｇ（ｔ）＋２０］≧４．６４×１０⁷…（３）
但し、Ｔ：保持温度（℃）、ｔ：保持時間（ｈｒ）を夫々示す。
（Ｔ＋２７３）²×［ｌｏｇ（ｔ₁）＋２０］≧４．９５×１０⁷…（４）
（Ｔ＋２７３）²×［ｌｏｇ（ｔ₂）＋２０］≧５．１０×１０⁷…（５） Regarding the time t (holding time) held at 1250 ° C., the present inventors have found that it is necessary to set the time t to satisfy the following expression (3). The holding time t is preferably a holding time t ₁ that satisfies the relationship of the following formula (4), and more preferably a holding time t ₂ that satisfies the relationship of the following formula (5).
(T + 273) ² × [log (t) +20] ≧ 4.64 × 10 ⁷ (3)
Here, T: holding temperature (° C.) and t: holding time (hr) are shown.
(T + 273) ² × [log (t ₁ ) +20] ≧ 4.95 × 10 ⁷ (4)
(T + 273) ² × [log (t ₂ ) +20] ≧ 5.10 × 10 ⁷ (5)

本発明の浸炭用鋼では、Ｃ，ＮｂおよびＴｉの含有量以外については特に限定するものではないが、Ｓｉ，Ｍｎ，Ａｌ，Ｐ，Ｏ，Ｎ等の成分も下記の様に適切に調整することが好ましい。これらの成分の範囲限定理由については次の通りである。またＮの含有量を適切な範囲に調整した場合には、このＮ含有量とＴｉ含有量の関係が前記（２）式を満足することが好ましい。 The carburizing steel of the present invention is not particularly limited except for the contents of C, Nb, and Ti, but components such as Si, Mn, Al, P, O, and N are also appropriately adjusted as follows. It is preferable. The reasons for limiting the ranges of these components are as follows. Further, when the N content is adjusted to an appropriate range, it is preferable that the relationship between the N content and the Ti content satisfies the above formula (2).

Ｓｉ：０．０５〜１．５％
Ｓｉは脱酸のための必要な元素であり、その効果を発揮させるためには０．０５％以上含有させるのが好ましい。しかし、１．５％を超えて過剰に含有させると加工の低下や浸炭時の粒界酸化層の形成を助長し、疲労強度の低下を招くことになる。尚、Ｓｉ含有量のより好ましい下限は０．１０％であり、更に好ましくは０．２％以上とするのが良い。また、Ｓｉ含有量のより好ましい上限は０．８０％であり、更に好ましくは０．５０％以下とするのが良い。 Si: 0.05 to 1.5%
Si is an element necessary for deoxidation, and in order to exert its effect, it is preferable to contain 0.05% or more. However, if the content exceeds 1.5%, the processing is reduced and the formation of a grain boundary oxide layer at the time of carburizing is promoted, and the fatigue strength is reduced. A more preferable lower limit of the Si content is 0.10%, and more preferably 0.2% or more. Moreover, the upper limit with more preferable Si content is 0.80%, More preferably, it is good to set it as 0.50% or less.

Ｍｎ：０．２〜２．２％
Ｍｎは焼入れ性を確保するのに有用な元素であり、こうした効果を発揮させるためには０．２％以上含有させることが好ましい。しかし、２．２％を超えて過剰に含有させると加工性が劣化する。尚、Ｍｎ含有量のより好ましい下限は０．５％であり、更に好ましくは０．７５％以上とするのが良い。また、Ｍｎ含有量のより好ましい上限は２．０％であり、更に好ましくは１．５％以下とするのが良い。 Mn: 0.2-2.2%
Mn is an element useful for ensuring hardenability, and in order to exhibit these effects, it is preferable to contain 0.2% or more. However, if the content exceeds 2.2%, the workability deteriorates. In addition, the minimum with more preferable Mn content is 0.5%, More preferably, it is good to set it as 0.75% or more. Moreover, the upper limit with more preferable Mn content is 2.0%, It is good to set it as 1.5% or less more preferably.

Ａｌ：０．１０％以下（０％を含む）
Ａｌは脱酸剤として必要によって添加されるものであるが、過剰に含有されると介在物が多く発生し、疲労強度、靭性を劣化させることがあるので、０．１０％以下とすることが好ましい。Ａｌ含有量のより好ましい上限は０．０５０％であり、更に好ましくは０．０２０％以下、若しくは０．０１０％以下とするのが良い。尚、Ａｌは脱酸剤として必ずしも含有させる必要がなく、例えばＳｉによって代用できるものである。 Al: 0.10% or less (including 0%)
Al is added as necessary as a deoxidizer, but if it is contained excessively, many inclusions are generated, and fatigue strength and toughness may be deteriorated. preferable. The upper limit with more preferable Al content is 0.050%, More preferably, it is good to set it as 0.020% or less or 0.010% or less. Al need not necessarily be contained as a deoxidizer, and can be substituted by Si, for example.

Ｓ：０．１０％以下（０％を含む）
Ｓは鋼材の靭性を劣化させる元素であるが、添加することによってＭｎＳを形成して切削性を改善するという効果を有する。従って、要求される特性に応じて、切削が必要となる場合にはＳを含有することが好ましい。しかしながら、Ｓ含有量が過剰になって０．１０％を超えると靭性が著しく劣化することになる。こうしたことから、Ｓ含有量は０．０１０％以下とした。尚、Ｓ含有量のより好ましい上限は０．０８％であり、更に好ましくは０．０２％以下とするのが良い。 S: 0.10% or less (including 0%)
S is an element that deteriorates the toughness of the steel material, but when added, it has the effect of improving the machinability by forming MnS. Therefore, it is preferable to contain S when cutting is required according to the required characteristics. However, if the S content is excessive and exceeds 0.10%, the toughness is significantly deteriorated. For these reasons, the S content is set to 0.010% or less. In addition, the upper limit with more preferable S content is 0.08%, More preferably, it is good to set it as 0.02% or less.

Ｐ：０．０５０％以下（０％を含む）、Ｏ：０．００３０％以下（０％を含む）
ＰおよびＯは靭性を劣化させる元素であるため、極力低減することが望ましい。しかしながら、Ｐ，Ｏは鋼中の不純物として含有させることが多く、特別な精錬が必要となるので、低減するためには素材コストが上昇することになる。従って、靭性を著しく劣化させない範囲としてＰ，Ｏの上限を規定した。尚、Ｐ含有量のより好ましい上限は０．０２％であり、更に好ましくは０．０１５％以下とするのが良い。またＯ含有量のより好ましい上限０．００２０％であり、更に好ましくは０．００１５％以下とするのが良い。 P: 0.050% or less (including 0%), O: 0.0030% or less (including 0%)
Since P and O are elements that deteriorate toughness, it is desirable to reduce them as much as possible. However, P and O are often contained as impurities in the steel, and special refining is required. Therefore, in order to reduce it, the material cost increases. Therefore, the upper limits of P and O are defined as ranges in which the toughness is not significantly deteriorated. In addition, the upper limit with more preferable P content is 0.02%, More preferably, it is good to set it as 0.015% or less. Further, the upper limit of the O content is more preferably 0.0020%, and further preferably 0.0015% or less.

Ｎ：０．０２０％以下（０％を含む）
窒素は不純物として鋼中に混入し、Ｔｉと反応してＴｉＮを形成し、粗大介在物となり疲労特性を劣化させる原因となるため、なるべく低減することが好ましい。こうしたことから、Ｎ含有量は０．０２０％以下と規定したが、より好ましくは０．０１０％以下、更に好ましくは０．００７０％以下、若しくは０．００５０％以下とするのが良い。 N: 0.020% or less (including 0%)
Nitrogen is mixed into the steel as an impurity and reacts with Ti to form TiN, which becomes coarse inclusions and causes deterioration of fatigue characteristics. Therefore, it is preferably reduced as much as possible. For these reasons, the N content is specified to be 0.020% or less, more preferably 0.010% or less, still more preferably 0.0070% or less, or 0.0050% or less.

［Ｔｉ］−４７．９［Ｎ］／１４≧０．００５０（質量％）
ＴｉはまずＮと優先的に反応するので、Ｎｂ（ＣＮ）中にＴｉを固溶させて浸炭時の炭窒化物の粒成長を抑制するためには、ＴｉがＮと反応した後であっても所定量のＴｉ量を確保する必要がある。こうしたことから、上記関係式を満足することが好ましい。即ち、ＴｉがＮと反応した後において０．０５０％以上のＴｉ量を確保するのが良い。尚、[［Ｔｉ］−４７．９［Ｎ］／１４]の値は、より好ましくは０．０１０％以上、更に好ましくは０．０１５％以上とするのが良い。 [Ti] -47.9 [N] /14≧0.0050 (mass%)
Ti first reacts preferentially with N. Therefore, in order to suppress the grain growth of carbonitride during carburizing by dissolving Ti in Nb (CN), Ti must react with N. It is necessary to secure a predetermined amount of Ti. For these reasons, it is preferable that the above relational expression is satisfied. That is, it is preferable to secure a Ti amount of 0.050% or more after Ti reacts with N. The value of [[Ti] -47.9 [N] / 14] is more preferably 0.010% or more, and still more preferably 0.015% or more.

ところで、Ｔｉを添加した鋼材においては粗大なＴｉＮが存在しやすく、特に粒径が８μｍ以上の粗大介在物（特に、ＴｉＮ）が１０個／ｍｍ²を超えて存在すると疲労特性を劣化させることになる。こうしたことから、このような粗大介在物の個数は１０個／ｍｍ²以下とすることが好ましく、より好ましくは５個／ｍｍ²以下、更に好ましくは０個／ｍｍ²以下とするのが良い。また、こうした粗大介在物を低減するには、鋼材の鋳造の段階において、鋼の凝固点から１２００℃までを１０℃／ｍｉｎ以上の冷却速度で冷却することが好ましい。このように凝固時の冷却速度を速めることによって、粗大介在物の析出を抑えることができる。このときの冷却速度は、２０℃／ｍｉｎ以上とすることがより好ましく、更に好ましくは３０℃／ｍｉｎ以上とするのが効果的である。 By the way, in the steel material to which Ti is added, coarse TiN is likely to be present, and particularly when coarse inclusions (particularly, TiN) having a particle size of 8 μm or more are present in excess of 10 pieces / mm ² , the fatigue characteristics are deteriorated. Become. Therefore, the number of such coarse inclusions is preferably 10 pieces / mm ² or less, more preferably 5 pieces / mm ² or less, and further preferably 0 pieces / mm ² or less. In order to reduce such coarse inclusions, it is preferable to cool from the solidification point of the steel to 1200 ° C. at a cooling rate of 10 ° C./min or more at the stage of casting the steel material. Thus, by increasing the cooling rate during solidification, precipitation of coarse inclusions can be suppressed. The cooling rate at this time is more preferably 20 ° C./min or more, and more preferably 30 ° C./min or more.

本発明の浸炭用鋼における基本成分は上記した通りであり、残部は鉄および不可避的不純物（例えば、Ｓｎ，Ｓｂ等）からなるものであるが、これら以外にも鋼材の特性を阻害しない程度の成分（例えば、Ｗ，Ｃｏ等）の含有も許容できる。但し、これら許容成分は、その量が過剰になると靭性が劣化するので、０．１％程度以下に抑えるべきである。 The basic components in the carburizing steel of the present invention are as described above, and the balance is made of iron and inevitable impurities (for example, Sn, Sb, etc.), but other than these, the properties of the steel material are not impaired. Inclusion of components (eg, W, Co, etc.) is acceptable. However, these allowable components should be suppressed to about 0.1% or less because their toughness deteriorates when the amount is excessive.

また、本発明の浸炭用鋼には、上記成分の他必要によって、（１）Ｎｉ：２．０％以下、Ｃｕ：２．０％以下、Ｃｒ：２．０％以下およびＭｏ：１．０％以下よりなる群から選ばれる１種以上、（２）Ｂ：０．００５０％以下、（３）Ｖ：０．１０％以下、（４）Ｚｒ：０．４０％以下、Ｈｆ：０．４０％以下およびＴａ：０．４０％以下よりなる群から選ばれる１種以上、（５）Ｃａ：０．００５０％以下、Ｍｇ：０．００５０％以下およびＲＥＭ：０．０２０％以下よりなる群から選ばれる１種以上、等を含有させることも有効であり、含有させる成分の種類に応じて浸炭用鋼の特性が更に改善されることになる。これらの元素を含有させるときの範囲限定理由は次の通りである。 Further, in the carburizing steel of the present invention, (1) Ni: 2.0% or less, Cu: 2.0% or less, Cr: 2.0% or less, and Mo: 1.0 1 or more selected from the group consisting of% or less, (2) B: 0.0050% or less, (3) V: 0.10% or less, (4) Zr: 0.40% or less, Hf: 0.40 % Or less and Ta: 0.40% or less, (5) Ca: 0.0050% or less, Mg: 0.0050% or less, and REM: 0.020% or less It is also effective to include one or more selected, and the like, and the characteristics of the carburizing steel will be further improved according to the type of component to be included. The reasons for limiting the range when these elements are contained are as follows.

Ｎｉ：２．０％以下、Ｃｕ：２．０％以下、Ｃｒ：２．０％以下およびＭｏ：１．０％以下よりなる群から選ばれる１種以上
Ｎｉ，Ｃｕ，ＣｒおよびＭｏの各元素は、浸炭部および芯部の強度、靭性を改善する元素であり、要求される強度や靭性に応じて含有させることができる。これらの元素による効果はその含有量が増すにつれて大きくなるが、過剰になると熱間加工後の硬さが増加し、冷間加工性を劣化させることになるので、Ｎｉ，ＣｕおよびＣｒについては２．０％以下、Ｍｏについては１．０％以下とするのが好ましい。これらの元素のより好ましい上限は、Ｎｉ，ＣｕおよびＣｒについては１．５％であり、更に好ましくは１．２％以下とするのが良い。またＭｏのより好ましい上限は、０．７５％であり、更に好ましくは０．５％以下とするのが良い。尚、これらのうちＣｒについては、鋼材の焼入れ性を高める作用を発揮するが、こうした効果を発揮させるためには０．２％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．５０％以上含有させるのが良い。 Each element of Ni, Cu, Cr and Mo selected from the group consisting of Ni: 2.0% or less, Cu: 2.0% or less, Cr: 2.0% or less, and Mo: 1.0% or less Is an element that improves the strength and toughness of the carburized portion and the core portion, and can be contained according to the required strength and toughness. The effect of these elements increases as the content thereof increases. However, when the content is excessive, the hardness after hot working increases and the cold workability deteriorates. 0.0% or less, and Mo is preferably 1.0% or less. A more preferable upper limit of these elements is 1.5% for Ni, Cu and Cr, and more preferably 1.2% or less. The more preferable upper limit of Mo is 0.75%, and more preferably 0.5% or less. Of these, Cr exhibits the effect of enhancing the hardenability of the steel material, but in order to exert such an effect, it is preferably contained in an amount of 0.2% or more, more preferably 0.50% or more. Is good.

Ｂ：０．００５０％以下
Ｂは冷間加工性を劣化させることなく、焼入れ性や靭性を向上させることができる元素であり、要求特性に応じて含有させることができる。しかしながら、０．００５０％を超えて含有させても、その効果が飽和すると共に、熱間加工性を劣化させるのでその上限を０．００５０％以下とした。Ｂ含有量のより好ましい上限は０．００３５％であり、更に好ましくは０．００２５％以下とするのが良い。 B: 0.0050% or less B is an element that can improve hardenability and toughness without deteriorating cold workability, and can be contained according to required characteristics. However, even if the content exceeds 0.0050%, the effect is saturated and the hot workability is deteriorated, so the upper limit was made 0.0050% or less. The upper limit with more preferable B content is 0.0035%, More preferably, it is good to set it as 0.0025% or less.

Ｖ：０．１０％以下
Ｖは少量の含有によって、焼入れ性および焼き戻し軟化抵抗を高める作用がある。こうした効果はその含有量が増すにつれて大きくなるが、０．１０％を超えて過剰になると、冷間加工性を劣化させるためその上限を０．１０％とした。尚、Ｖ含有量のより好ましい上限は０．０５％であり、更に好ましくは０．０２％以下とするのが良い。 V: 0.10% or less V is contained in a small amount, and has an effect of improving hardenability and temper softening resistance. These effects increase as the content increases. However, if the content exceeds 0.10%, the workability deteriorates and the upper limit is set to 0.10%. In addition, the upper limit with more preferable V content is 0.05%, More preferably, it is good to set it as 0.02% or less.

Ｚｒ：０．４０％以下、Ｈｆ：０．４０％以下およびＴａ：０．４０％以下よりなる群から選ばれる１種以上
これらの元素は、ＮａＣｌ型の炭窒化物を形成するため、（Ｎｂ，Ｔｉ）（ＣＮ）に固溶し、析出物の粒成長を抑制し、γ結晶粒成長も抑制する効果も発揮する。しかしながら、いずれも０．４０％を超えて含有すると粗大介在物が形成されて疲労特性が劣化することになる。これらの元素のより好ましい含有量は０．１０％以下であり、更に好ましくは０．０５％以下とするのが良い。 One or more elements selected from the group consisting of Zr: 0.40% or less, Hf: 0.40% or less, and Ta: 0.40% or less form NaCl-type carbonitrides. , Ti) (CN), it has the effect of suppressing the grain growth of precipitates and also suppressing the growth of γ crystal grains. However, if the content exceeds 0.40%, coarse inclusions are formed and the fatigue characteristics are deteriorated. The more preferable content of these elements is 0.10% or less, and further preferably 0.05% or less.

Ｃａ：０．００５０％以下、Ｍｇ：０．００５０％以下およびＲＥＭ：０．０２０％以下よりなる群から選ばれる１種以上
Ｃａ，ＭｇおよびＲＥＭは、硫化物を形成し、ＭｎＳの伸長を防止することによって靭性を改善する効果を有し、要求特性に応じて含有させることができる。しかしながら、各元素の上限を超えると、鋼材の靭性を却って劣化させることになる。これらの元素の夫々のより好ましい上限は、Ｃａ：０．００３０％、Ｍｇ：０．００３０％、ＲＥＭ：０．０１０％である。 One or more selected from the group consisting of Ca: 0.0050% or less, Mg: 0.0050% or less, and REM: 0.020% or less , forms sulfides and prevents the extension of MnS. By doing so, it has the effect of improving toughness and can be contained according to the required characteristics. However, if the upper limit of each element is exceeded, the toughness of the steel will be deteriorated. The more preferable upper limit of each of these elements is Ca: 0.0030%, Mg: 0.0030%, and REM: 0.010%.

尚、本発明の浸炭用鋼は、浸炭焼入れして用いられることを想定したものであり、浸炭時における温度を比較的高温にした場合であっても結晶粒粗大化が発生しないという効果を発揮するものであるが、浸炭と同時に窒化も起こる浸炭窒化法にも適用できるものである。また本発明の浸炭用鋼は、上記のように再加熱した後、冷間鍛造または熱間鍛造してから浸炭処理されるものであるが、限定された鍛造温度でのみ効果を発揮するものではなく、鍛造温度に関係なく、その効果を発揮する。また冷間鍛造または熱間鍛造に先立ち（即ち、再加熱の後）、組織の均一化を図るために焼きならし処理を施す場合もある。 The carburizing steel of the present invention is assumed to be used after carburizing and quenching, and exhibits the effect that grain coarsening does not occur even when the temperature during carburizing is relatively high. However, it can also be applied to a carbonitriding method in which nitriding occurs simultaneously with carburizing. In addition, the carburizing steel of the present invention is carburized after being reheated as described above and then cold forging or hot forging. However, the carburizing steel is effective only at a limited forging temperature. No matter the forging temperature, the effect is demonstrated. In addition, prior to cold forging or hot forging (that is, after reheating), a normalizing process may be performed in order to make the structure uniform.

以下、実施例を挙げて本発明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勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含されるものである。 EXAMPLES Hereinafter, the present invention will be described more specifically with reference to examples. However, the present invention is not limited by the following examples, but may be appropriately modified within a range that can meet the purpose described above and below. Of course, it is possible to implement them, and they are all included in the technical scope of the present invention.

実施例１
下記表１に示す化学成分組成の鋼材を、下記表２に示す冷却速度によって鋳造し、冷間鍛造に際して、鋳片を同表２に示す最高温度にて再加熱して所定の時間保持した後、３０ｍｍφの棒鋼に鍛伸し、次いで９００℃で焼きならしを行い、１２ｍｍφ×１８ｍｍＨの円柱試験片を作製した。この円柱試験片を用い、冷鍛プレス機によって室温にて７０％の加工を加えた後、１０５０℃×３時間の浸炭処理（アセチレンガス雰囲気）を行い、次いで油焼入れを行ったものについて、結晶粒を測定した。また３０ｍｍφ棒鋼を１０５０℃×３時間の浸炭処理＋油焼入れ処理を行い、１６０℃で焼き戻しを行った。このようにして得られた試験片から、ＪＩＳ３号シャルピー衝撃試験片を採取し、靭性評価を行い、２０Ｊ以上を合格とした。また、各試験片の芯部の硬さを測定し、芯部強度を評価し、Ｈｖ３００以上を合格とした。更に、小野式回転曲げ疲労試験により疲労限を求め、７００ＭＰａ以上を合格とした。その他、下記の各方法によって、結晶粒度抑制効果、微細炭窒化物および粗大介在物の評価を行った。これらの結果を、一括して下記表３に示す。 Example 1
After casting a steel material having the chemical composition shown in Table 1 below at the cooling rate shown in Table 2 below, the slab is reheated at the maximum temperature shown in Table 2 and held for a predetermined time during cold forging. Then, it was forged into a 30 mmφ steel bar and then normalized at 900 ° C. to produce a 12 mmφ × 18 mmH cylindrical test piece. Using this cylindrical test piece, 70% processing was performed at room temperature with a cold forging press machine, followed by carburizing treatment (acetylene gas atmosphere) at 1050 ° C. for 3 hours, followed by oil quenching. Grains were measured. Further, the 30 mmφ bar steel was subjected to carburizing treatment + oil quenching treatment at 1050 ° C. × 3 hours, and tempered at 160 ° C. JIS No. 3 Charpy impact test specimens were collected from the test specimens thus obtained and evaluated for toughness. Moreover, the hardness of the core part of each test piece was measured, the core part intensity | strength was evaluated, and Hv300 or more was set as the pass. Furthermore, the fatigue limit was calculated | required by Ono type | formula rotation bending fatigue test, and 700 MPa or more was set as the pass. In addition, the crystal grain size suppressing effect, fine carbonitrides and coarse inclusions were evaluated by the following methods. These results are collectively shown in Table 3 below.

［結晶粒度抑制効果の評価方法］
浸炭後の試験片の断面を観察し、結晶粒度５番以下の粗粒の面積率（粗粒率）を測定し、５％以下を合格とした。また、平均粒度を測定し、５番以上を合格とした。 [Evaluation method of grain size suppression effect]
The cross section of the test piece after carburizing was observed, the area ratio (coarse grain ratio) of coarse grains having a grain size of 5 or less was measured, and 5% or less was accepted. Moreover, the average particle size was measured and the 5th or more was set as the pass.

［微細炭窒化物の評価方法］
９００℃焼きならし材の試料から、透過型電子顕微鏡用の抽出レプリカを作製し、観察倍率１０万倍で任意の炭化物／炭窒化物２０個について、[Ｔｉ]／[Ｎｂ]をＥＤＸ（エネルギー分散形Ｘ線分析装置）により分析し、０．０５以上となる割合を求めた。その後、観察倍率１５万倍で、測定面積０．７５μｍ²の写真を２０視野観察し、個数をカウントし、先に求めた[Ｔｉ]／[Ｎｂ]≧０．０５となる割合を乗じることで、[Ｔｉ]／[Ｎｂ]≧０．０５となる炭化物／炭窒化物の個数を求めた。 [Evaluation method of fine carbonitride]
An extraction replica for a transmission electron microscope was prepared from a 900 ° C. normalizing material sample, and [Ti] / [Nb] was converted to EDX (energy) for 20 arbitrary carbides / carbonitrides at an observation magnification of 100,000 times. And a ratio of 0.05 or more was determined. Then, 20 observations of photographs with a measurement area of 0.75 μm ² at an observation magnification of 150,000 times were performed, the number was counted, and multiplied by the previously obtained ratio of [Ti] / [Nb] ≧ 0.05. The number of carbides / carbonitrides satisfying [Ti] / [Nb] ≧ 0.05 was determined.

［粗大介在物の評価方法］
９００℃焼きならし材の試料を鏡面研磨し、光学顕微鏡を用いて４００倍で２２８μｍ×１８３μｍの視野を２０視野写真観察し、画像解析によって８μｍ以上の介在物の個数を測定した。 [Evaluation method for coarse inclusions]
A sample of a 900 ° C. normalizing material was mirror-polished, and 20 views of a field of view of 228 μm × 183 μm at 400 × were observed using an optical microscope, and the number of inclusions of 8 μm or more was measured by image analysis.

これらの結果から次のように考察できる。本発明で規定する要件を満足するもの（Ｎｏ．３〜６，８，９，１１〜１４，１８〜３３）では、浸炭温度の影響が少なく、１０５０℃の浸炭温度であっても、安定して結晶粒の成長を抑制しているが、本発明で規定する要件のいずれかを満足しないもの（Ｎｏ．１〜３，７，１０，１５〜１７，３４，３５）では、いずれかの特性が劣化していることが分かる。 These results can be considered as follows. Those satisfying the requirements defined in the present invention (Nos. 3-6, 8, 9, 11-14, 18-33) are less affected by the carburizing temperature and are stable even at a carburizing temperature of 1050 ° C. In the case where the growth of crystal grains is suppressed, but does not satisfy any of the requirements defined in the present invention (No. 1 to 3, 7, 10, 15 to 17, 34, 35), any of the characteristics It can be seen that is deteriorated.

実施例２
前記実施例１では、冷間鍛造する場合を示したが、この実施例２では熱間鍛造後の浸炭時の結果を示す。実施例１と同様にして下記表４に示す化学成分組成の鋼材（前記表１のＮｏ．１〜６と同じもの）を、下記表５に示す冷却速度によって鋳造し、熱間鍛造に際して、鋳片を同表５に示す加熱温度（最高温度）にて再加熱して所定の時間保持した後、３０ｍｍφの棒鋼に鍛伸し、次いで９００℃で焼きならしを行い、１２ｍｍφ×１８ｍｍＨの円柱試験片を作製した。この円柱試験片を用い、１２５０℃×８ｍｉｎの加熱後に７０％の加工を施し、その後一旦冷却した後、１１００℃×３時間の浸炭処理（アセチレンガス雰囲気）を行い、次いで油焼入れを行ったものについて実施例１と同様の評価を行った。これらの結果を、一括して下記表６に示すが、本発明で規定する要件を満足するものでは、熱間鍛造後においても浸炭温度の影響が少なく、１１００℃の浸炭温度であっても、安定して結晶粒の成長を抑制していることが分かる。 Example 2
In the said Example 1, the case where cold forging was shown was shown, but in this Example 2, the result at the time of carburizing after hot forging is shown. In the same manner as in Example 1, steel materials having the chemical composition shown in Table 4 below (same as Nos. 1 to 6 in Table 1) were cast at the cooling rate shown in Table 5 below. The piece was reheated at the heating temperature (maximum temperature) shown in Table 5 and held for a predetermined time, then forged into a 30 mmφ steel bar, then normalized at 900 ° C., and a 12 mmφ × 18 mmH cylinder test A piece was made. Using this cylindrical test piece, 70% processing was performed after heating at 1250 ° C x 8 min, and after cooling, carburizing treatment (acetylene gas atmosphere) was performed at 1100 ° C x 3 hours, followed by oil quenching The same evaluation as in Example 1 was performed. Although these results are collectively shown in Table 6 below, those satisfying the requirements defined in the present invention are less affected by the carburizing temperature even after hot forging, and even at a carburizing temperature of 1100 ° C, It can be seen that the growth of crystal grains is stably suppressed.

Claims

Ｃ：０．１３〜０．４０％（質量％の意味、以下同じ）、Ｎｂ：０．０４０〜０．４０％、Ｔｉ：０．０３０〜０．１０％未満、Ｓｉ：０．０５〜１．５％、Ｍｎ：０．２〜２．２％、Ａｌ：０．１０％以下（０％を含む）およびＳ：０．１０％以下（０％を含む）を夫々含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、不純物のうち、Ｐ，Ｏ，Ｎについては、Ｐ：０．０５０％以下（０％を含む）、Ｏ：０．００３０％以下（０％を含む）およびＮ：０．０２０％以下（０％を含む）に夫々抑制し、且つ下記（１）式を満足する炭化物および／または炭窒化物が１．０×１０⁸個／ｍｍ²以上存在すると共に、ＴｉおよびＮの含有量が下記（２）式を満足するものであることを特徴とする高温浸炭用鋼。
［Ｔｉ］／［Ｎｂ］≧０．０５ …（１）
但し、［Ｔｉ］および［Ｎｂ］は、炭化物および／または炭窒化物中のＴｉおよびＮｂの夫々の含有量（質量％）を示す。
［Ｔｉ］−４７．９［Ｎ］／１４≧０．００５０（質量％） …（２）
但し、［Ｔｉ］および［Ｎ］は、鋼中におけるＴｉおよびＮの夫々の含有量（質量％）を示す。 C: .13 to 0.40% (mean mass%, hereinafter the same), Nb: 0.040 ~0.40%, Ti: 0.030 less than to 0.10%, Si: 0.05 to 1 0.5%, Mn: 0.2 to 2.2%, Al: 0.10% or less (including 0%) and S: 0.10% or less (including 0%), respectively, with the balance being iron And P, O, and N of impurities are P: 0.050% or less (including 0%), O: 0.0030% or less (including 0%), and N: 0 1.0 × 10 ⁸ pieces / mm ² or more of carbides and / or carbonitrides that are suppressed to 0.020% or less (including 0%) and satisfy the following formula (1): Ti and N The steel for high temperature carburizing characterized by satisfying the following formula (2).
[Ti] / [Nb] ≧ 0.05 (1)
However, [Ti] and [Nb] indicate the respective contents (mass%) of Ti and Nb in the carbide and / or carbonitride.
[Ti] -47.9 [N] /14≧0.0050 (mass%) (2)
However, [Ti] and [N] indicate the respective contents (mass%) of Ti and N in the steel.

粒径：８μｍ以上の粗大介在物の量が１０個／ｍｍ²以下である請求項１に記載の高温浸炭用鋼。 The steel for high-temperature carburizing according to claim 1, wherein the amount of coarse inclusions having a particle size of 8 μm or more is 10 pieces / mm ² or less.

更に、Ｎｉ：２．０％以下、Ｃｕ：２．０％以下、Ｃｒ：２．０％以下およびＭｏ：１．０％以下よりなる群から選ばれる１種以上を含有する請求項１または２に記載の高温浸炭用鋼。 Furthermore, it contains at least one selected from the group consisting of Ni: 2.0% or less, Cu: 2.0% or less, Cr: 2.0% or less, and Mo: 1.0% or less. Steel for high-temperature carburizing described in 1.

更に、Ｂ：０．００５０％以下を含有する請求項１〜３のいずれかに記載の高温浸炭用鋼。 Furthermore, B: The steel for high temperature carburizing in any one of Claims 1-3 containing 0.0050% or less.

更に、Ｖ：０．１０％以下を含有する請求項１〜４のいずれかに記載の高温浸炭用鋼。 Furthermore, the steel for high temperature carburizing in any one of Claims 1-4 containing V: 0.10% or less.

更に、Ｚｒ：０．４０％以下、Ｈｆ：０．４０％以下およびＴａ：０．４０％以下よりなる群から選ばれる１種以上を含有する請求項１〜５のいずれかに記載の高温浸炭用鋼。 The high-temperature carburizing according to any one of claims 1 to 5, further comprising at least one selected from the group consisting of Zr: 0.40% or less, Hf: 0.40% or less, and Ta: 0.40% or less. Steel.

更に、Ｃａ：０．００５０％以下、Ｍｇ：０．００５０％以下およびＲＥＭ：０．０２０％以下よりなる群から選ばれる１種以上を含有する請求項１〜６のいずれかに記載の高温浸炭用鋼。 The high-temperature carburization according to any one of claims 1 to 6, further comprising at least one selected from the group consisting of Ca: 0.0050% or less, Mg: 0.0050% or less, and REM: 0.020% or less. Steel.

請求項１〜７のいずれかに記載の高温浸炭用鋼を製造するに当り、請求項１〜７のいずれかに記載の化学成分を有する鋼を溶製した後鋳造することによって得られた鋳片を、１２５０℃以上の温度に再加熱してその温度で下記（３）式を満足する時間保持することを特徴とする高温浸炭用鋼の製造方法。
（Ｔ＋２７３）²×［ｌｏｇ（ｔ）＋２０］≧４．９５×１０⁷…（３）
但し、Ｔ：保持温度（℃）、ｔ：保持時間（ｈｒ）を夫々示す。 A casting obtained by casting the steel having the chemical component according to any one of claims 1 to 7 after casting the steel for high-temperature carburizing according to any one of claims 1 to 7. A method for producing steel for high-temperature carburizing, characterized in that the piece is reheated to a temperature of 1250 ° C. or higher and held at that temperature for a time that satisfies the following formula (3).
(T + 273) ² × [log (t) +20] ≧ 4.95 × 10 ⁷ (3)
Here, T: holding temperature (° C.) and t: holding time (hr) are shown.

前記（３）式を満足する時間保持した後、鋳片を冷間鍛造または熱間鍛造する請求項８に記載の製造方法。 The manufacturing method according to claim 8, wherein the slab is cold forged or hot forged after being held for a time satisfying the expression (3).

前記鋳造するに際して、鋼の凝固点から１２００℃までを１０℃／ｍｉｎ以上の冷却速度で冷却する請求項８または９に記載の製造方法。 The manufacturing method according to claim 8 or 9, wherein when casting, the steel is cooled from a solidification point to 1200 ° C at a cooling rate of 10 ° C / min or more.