JP5558887B2 - Manufacturing method of high strength parts using Ti and B added steels with excellent low cycle fatigue strength - Google Patents
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Description
本発明は、低サイクル曲げ疲労強度に優れる浸炭部品又は浸炭浸窒部品の製造方法に関するものである。 The present invention relates to a method for manufacturing a carburized part or a carburized / nitrogenized part excellent in low cycle bending fatigue strength.
機械構造用部品、差動歯車、トランスミッション歯車、歯車付き浸炭シャフトなどの歯車や、等速ジョイント部品、CVTプーリーは、車両の急発進、急停車の負荷により、部品の特定部分が低サイクル疲労(数百から数千サイクル域の疲労)で破損することがある。特に、差動歯車やトランスミッション歯車においてはその低サイクル疲労強度の向上がより一層、望まれている。従来、一般に上記した部品には素材にJIS SCr420、SCM420等のCが0.2%前後のはだ焼鋼を用いることで、芯部の靭性を確保し、浸炭焼入れ処理と150℃前後の低温焼戻しを施して、部品表面をCが0.8%前後の焼戻しマルテンサイト組織とさせて高サイクル曲げ疲労強度や耐摩耗性を高めて使用される。 Mechanical parts, differential gears, transmission gears, gears such as geared carburized shafts, constant velocity joint parts, CVT pulleys are subject to low cycle fatigue (several parts) due to sudden start and stop loads of the vehicle. (Fatigue in the range of one hundred to several thousand cycles). In particular, the improvement of the low cycle fatigue strength is further desired for differential gears and transmission gears. Conventionally, in general, the above-described parts are made of case-hardened steel having C of about 0.2% such as JIS SCr420, SCM420, etc., thereby ensuring the toughness of the core, carburizing and quenching treatment, and low temperature around 150 ° C. By tempering, the surface of the part is made to have a tempered martensite structure with C of around 0.8% to increase the high cycle bending fatigue strength and wear resistance.
しかし、近年環境問題への関心の高まりに伴い、自動車の燃費向上ニーズが高まっている。そのため、機械構造用部品の小型軽量化ニーズがさらに高まっており、上記JIS鋼では十分な強度が得られなくなってきている。 However, with increasing interest in environmental issues in recent years, there is an increasing need for improving the fuel efficiency of automobiles. For this reason, there is a growing need for reducing the size and weight of mechanical structural parts, and sufficient strength cannot be obtained with the JIS steel.
従来の低サイクル曲げ疲労強度を向上するための技術としては、Cが0.1〜0.3%で、Bが0.005%以下を含有し、Siは0.3%以下に制限し、Pは0.03%以下に制限し、芯部硬さがHV350以上である浸炭部品が提案されている(例えば、特許文献1参照。)。 As a technique for improving the conventional low cycle bending fatigue strength, C is 0.1 to 0.3%, B is 0.005% or less, Si is limited to 0.3% or less, P is limited to 0.03% or less, and carburized parts having a core hardness of HV350 or more have been proposed (see, for example, Patent Document 1).
さらに、Cが0.15〜0.3%で、Siは0.5%以下に制限し、Pは0.01%以下に制限し、化学成分から計算される塑性変形抵抗及び粒界強度の和を一定値以上にすることによる、低サイクル疲労強度に優れた肌焼鋼が提案されている(例えば、特許文献2参照。)。 Furthermore, when C is 0.15 to 0.3%, Si is limited to 0.5% or less, P is limited to 0.01% or less, and plastic deformation resistance and grain boundary strength calculated from chemical components A case-hardened steel excellent in low cycle fatigue strength by making the sum equal to or greater than a certain value has been proposed (for example, see Patent Document 2).
またCが0.1〜0.3%で、Bが0.001〜0.005%で、Siは0.5%以下に制限し、Pは0.03%以下に制限し、歯元部の芯部硬さがHV300以上である、低サイクル疲労強度に優れた浸炭歯車が提案されている(例えば、特許文献3参照。)。 Further, C is 0.1 to 0.3%, B is 0.001 to 0.005%, Si is limited to 0.5% or less, P is limited to 0.03% or less, and the root portion A carburized gear having a core hardness of HV300 or higher and excellent in low cycle fatigue strength has been proposed (see, for example, Patent Document 3).
また、さらに、Cが0.15〜0.3%で、Bが0.0003〜0.005%で、Siは0.03〜0.25%で、Pは0.02%以下に制限し、化学成分から計算される芯部硬さに関連する値を一定値以上にすることによる低サイクル衝撃疲労特性に優れた浸炭部品が提案されている(例えば、特許文献4参照。)。 Further, C is 0.15 to 0.3%, B is 0.0003 to 0.005%, Si is 0.03 to 0.25%, and P is limited to 0.02% or less. There has been proposed a carburized part having excellent low cycle impact fatigue characteristics by setting a value related to core hardness calculated from chemical components to a certain value or more (see, for example, Patent Document 4).
さらに、浸炭歯車の面圧疲労強度と衝撃強度の向上及び回転曲げ疲労強度の向上を両立させ、低コストで歯車の主要特性を向上させた高強度はだ焼鋼の発明が提案されている(例えば、特許文献5参照。)。これは、面圧疲労強度と衝撃強度の向上及び回転曲げ疲労強度の向上させるため、浸炭異常層の深さを浅くさせている。 Furthermore, the invention of high-strength hardened steel has been proposed in which both the improvement of the surface pressure fatigue strength and impact strength of the carburized gear and the improvement of the rotational bending fatigue strength are achieved, and the main characteristics of the gear are improved at low cost ( For example, see Patent Document 5.) This is to reduce the depth of the carburized abnormal layer in order to improve the surface pressure fatigue strength and impact strength and the rotational bending fatigue strength.
本願発明は、粒界強度の向上を図ることを課題としており、上記の先行技術文献と相違するメカニズムで強度改善を図った低サイクル曲げ疲労強度に優れる浸炭部品または浸炭窒素部品の製造方法を提供することである。 The present invention has an object to improve the grain boundary strength, and provides a method of manufacturing a carburized part or a carburized nitrogen part that is excellent in low cycle bending fatigue strength and is improved in strength by a mechanism different from the above prior art document. It is to be.
上記の課題を解決するための本発明の手段は、請求項1の発明では、化学成分が、質量%で、C:0.10〜0.60%、Si:0.01〜1.5%、Mn:0.3〜2.0%、Cr:0.1〜3.0%、Ti:0.02〜0.2%、望ましくは0.05〜0.2%、B:0.0002〜0.005%、P:0.02%以下、S:0.001〜0.15%、N:0.001〜0.03%、Al:0.01〜0.06%、O:0.005%以下を含有し、かつ、C、Si、Mn、Crの含有量が(0.04+0.35C)×(1.00+0.70Si)×(0.70+3.96Mn)×(1.00+2.16Cr)≧1.10からなる式(1)によって得られる焼入れ指数を満足し、残部が実質的にFeと不可避的不純物よりなる鋼を用いて、浸炭温度880℃〜950℃、浸炭時間と拡散時間の合計が2〜7時間からなる浸炭処理をした後に油焼入れし、さらに焼戻し処理として150℃〜200℃で1〜3時間保持した後に空冷して鋼材とし、該鋼材からなる断面13mm×13mmの角棒の試験片に半径1.5mm、深さ3mmの切欠きを付与した後、切欠き側の支点間を80mmと、切欠きの反対側の支点間を20mmとする、低サイクルの繰り返し曲げ荷重をかける低サイクル4点曲げ疲労試験で、100サイクルで強度17kN以上かつ500サイクルで強度15kN以上の曲げ疲労強度を有する部品を該鋼材から形成することを特徴とする低サイクルの繰返し曲げ疲労強度に優れた高強度部品の製造方法である。 The means of the present invention for solving the above-mentioned problems is that, in the invention of claim 1, the chemical component is mass%, C: 0.10 to 0.60%, Si: 0.01 to 1.5%. , Mn: 0.3 to 2.0%, Cr: 0.1 to 3.0%, Ti: 0.02 to 0.2%, desirably 0.05 to 0.2%, B: 0.0002 ~0.005%, P: 0.02% or less, S: 0.001~0.15%, N: 0.001~0.03%, Al: 0.01 ~0.06%, O: 0 0.005% or less, and the contents of C, Si, Mn, and Cr are (0.04 + 0.35C) × (1.00 + 0.70Si) × (0.70 + 3.96Mn) × (1.00 + 2. 16Cr) satisfying the quenching index obtained by the formula (1) consisting of ≧ 1.10, with the balance being substantially composed of Fe and inevitable impurities, Carburizing treatment was performed after a carburizing treatment in which the carbonization temperature was 880 ° C to 950 ° C, and the sum of the carburizing time and the diffusion time was 2 to 7 hours, and further air-cooled after being kept at 150 ° C to 200 ° C for 1 to 3 hours as a tempering treatment. After giving a notch with a radius of 1.5 mm and a depth of 3 mm to a test piece having a cross section of 13 mm × 13 mm made of this steel material, the distance between the fulcrum on the notch side is 80 mm, opposite the notch A part having a bending fatigue strength of 17 kN or more in 100 cycles and 15 kN or more in 500 cycles in a low cycle four-point bending fatigue test in which a low cycle cyclic bending load is applied with a fulcrum of 20 mm is formed from the steel material. This is a method for producing a high-strength part excellent in low cycle repeated bending fatigue strength.
請求項2の発明では、請求項1の化学成分に加えて、質量%で、Mo:0.1〜1.5%、Cu:0.1〜2.0%、Ni:0.1〜5.0%の1種又は2種以上を含有し、かつ、C、Si、Mn、Cr、Mo、Cu、Niの含有量が、(0.04+0.35C)×(1.00+0.70Si)×(0.70+3.96Mn)×(1.00+2.16Cr)×(1.00+3.00Mo)×(1.00+0.37Cu)×(0.90+0.38Ni)≧1.10からなる式(2)によって得られる焼入れ指数を満足し、残部が実質的にFeと不可避的不純物よりなる鋼を用いて、浸炭温度880℃〜950℃、浸炭時間と拡散時間の合計が2〜7時間の浸炭後に油焼入れし、さらに焼戻し処理として150℃〜200℃で1〜3時間保持した後に空冷して鋼材とし、該鋼材からなる断面13mm×13mmの角棒の試験片に半径1.5mm、深さ3mmの切欠きを付与した後、切欠き側の支点間を80mmと、切欠きの反対側の支点間を20mmとする、低サイクルの繰り返し曲げ荷重をかける低サイクル4点曲げ疲労試験で、100サイクルで強度17kN以上かつ500サイクルで強度15kN以上の曲げ疲労強度を有する部品を該鋼材から形成することを特徴とする低サイクルの繰返し曲げ疲労強度に優れた高強度部品の製造方法である。
In the invention of
請求項3の発明では、請求項1または2の化学成分に加えて、質量%で、Nb:0超〜0.2%、V:0超〜0.2%の1種又は2種を含有し、かつ、請求項1に上記の化学成分を加えた場合は式(1)によって得られる焼入れ指数を満足し、あるいは請求項2に上記の化学成分を加えた場合は式(2)によって得られる焼入れ指数を満足し、残部が実質的にFeと不可避的不純物よりなる鋼を用いて、浸炭温度880℃〜950℃、浸炭時間と拡散時間の合計が2〜7時間の浸炭後に油焼入れし、さらに焼戻し処理として150℃〜200℃で1〜3時間保持した後に空冷して鋼材とし、該鋼材からなる断面13mm×13mmの角棒の試験片に半径1.5mm、深さ3mmの切欠きを付与した後、切欠き側の支点間を80mmと、切欠きの反対側の支点間を20mmとする、低サイクルの繰り返し曲げ荷重をかける低サイクル4点曲げ疲労試験で、100サイクルで強度17kN以上かつ500サイクルで強度15kN以上の曲げ疲労強度を有する部品を該鋼材から形成することを特徴とする低サイクルの繰返し曲げ疲労強度に優れた高強度部品の製造方法である。
In the invention of
請求項4の発明では、請求項1〜3のいずれか1項の化学成分に加えて、質量%で、Zr:0.0003〜0.005%、Mg:0.0003〜0.005%、希土類金属:0.0001〜0.005%の1種又は2種以上を含有し、かつ、その化学成分中にMo:0.1〜1.5%、Cu:0.1〜2.0%、Ni:0.1〜5.0%の1種又は2種以上を含有する場合には前記式(2)によって得られる焼入れ指数を満足し、その化学成分中に上記割合でMo、Cu、Niを含まない場合には式(1)によって得られる焼入れ指数を満足するものであって、残部が実質的にFeと不可避的不純物よりなる鋼を用いて、浸炭温度880℃〜950℃、浸炭時間と拡散時間の合計が2〜7時間の浸炭後に油焼入れし、さらに焼戻し処理として150℃〜200℃で1〜3時間保持した後に空冷して鋼材とし、該鋼材からなる断面13mm×13mmの角棒の試験片に半径1.5mm、深さ3mmの切欠きを付与した後、切欠き側の支点間を80mmと、切欠きの反対側の支点間を20mmとする、低サイクルの繰り返し曲げ荷重をかける低サイクル4点曲げ疲労試験で、100サイクルで強度17kN以上かつ500サイクルで強度15kN以上の曲げ疲労強度を有する部品を該鋼材から形成することを特徴とする低サイクルの繰返し曲げ疲労強度に優れた高強度部品の製造方法である。 In invention of Claim 4, in addition to the chemical component of any one of Claims 1-3, in mass%, Zr: 0.0003-0.005%, Mg: 0.0003-0.005%, Rare earth metals: 0.0001 to 0.005% of one or more, and in the chemical components Mo: 0.1 to 1.5%, Cu: 0.1 to 2.0% , Ni: When containing one or more of 0.1 to 5.0%, the quenching index obtained by the formula (2) is satisfied, and Mo, Cu, When Ni is not included, the quenching index obtained by the formula (1) is satisfied , and the balance is made of steel substantially composed of Fe and inevitable impurities, and the carburizing temperature is 880 ° C. to 950 ° C. As the tempering treatment, oil quenching is performed after carburizing for a total of 2-7 hours. After holding at 50 ° C. to 200 ° C. for 1 to 3 hours and then air-cooling to make a steel material, after giving a notch with a radius of 1.5 mm and a depth of 3 mm to a test piece of a 13 mm × 13 mm square bar made of the steel material, Low cycle 4-point bending fatigue test with repeated bending load of low cycle with 80mm between fulcrum on the notch side and 20mm between fulcrum on the opposite side of the notch. A method for producing a high-strength part excellent in low cycle repeated bending fatigue strength, characterized in that a part having a bending fatigue strength of 15 kN or more is formed from the steel material.
請求項5の発明では、化学成分として、請求項2に記載の成分に加えて、質量%でCa:0.0002〜0.01%を含有し、又は、請求項2に記載の成分に加えて、質量%でCa:0.0002〜0.01%を含有するとともに、さらにNb:0超〜0.2%、V:0超〜0.2%、Zr:0.0003〜0.005%、Mg:0.0003〜0.005%、希土類金属:0.0001〜0.005%から選択した1種又は2種以上を含有し、かつ、前記式(2)によって得られる焼入れ指数を満足するものであって、さらに、式(2)に加えて、Ti、Ca、Oの含有量が、100×Ti×O/Ca=1〜100からなる式(3)を満足し、残部が実質的にFeと不可避的不純物よりなる鋼を用いて、浸炭温度880℃〜950℃、浸炭時間と拡散時間の合計が2〜7時間の浸炭後に油焼入れし、さらに焼戻し処理として150℃〜200℃で1〜3時間保持した後に空冷して鋼材とし、該鋼材からなる断面13mm×13mmの角棒の試験片に半径1.5mm、深さ3mmの切欠きを付与した後、切欠き側の支点間を80mmと、切欠きの反対側の支点間を20mmとする、低サイクルの繰り返し曲げ荷重をかける低サイクル4点曲げ疲労試験で、100サイクルで強度17kN以上かつ500サイクルで強度15kN以上の曲げ疲労強度を有する部品を該鋼材から形成することを特徴とする低サイクルの繰返し曲げ疲労強度に優れた高強度部品の製造方法である。
In invention of Claim 5, in addition to the component of
請求項6の発明では、請求項1〜5のいずれか1項に記載の鋼を用いて、短辺250mm以下の角もしくは丸の鋼片に製造し、該鋼片を浸炭温度880℃〜950℃、浸炭時間と拡散時間の合計が2〜7時間の浸炭後に油焼入れし、さらに焼戻し処理として150℃〜200℃で1〜3時間保持した後に空冷して鋼材とし、該鋼材からなる断面13mm×13mmの角棒の試験片に半径1.5mm、深さ3mmの切欠きを付与した後、切欠き側の支点間を80mmと、切欠きの反対側の支点間を20mmとする、低サイクルの繰り返し曲げ荷重をかける低サイクル4点曲げ疲労試験で、100サイクルで強度17kN以上かつ500サイクルで強度15kN以上の曲げ疲労強度を有する部品を該鋼材から形成することを特徴とする低サイクルの繰返し曲げ疲労強度に優れた高強度部品の製造方法である。
In invention of
請求項7の発明では、請求項1〜5のいずれか1項に記載の鋼を用いて、短辺250mm以下の角もしくは丸の鋼片に製造し、該鋼片を浸炭温度880℃〜950℃、浸炭時間と拡散時間の合計が2〜7時間の浸炭処理している間に、もしくは、浸炭処理後の800℃〜900℃で保持している間に、NH3ガスを加えて浸炭浸窒処理した後、油焼入れし、さらに焼戻し処理として150℃〜200℃で1〜3時間保持した後に空冷して鋼材とし、該鋼材からなる断面13mm×13mmの角棒の試験片に半径1.5mm、深さ3mmの切欠きを付与した後、切欠き側の支点間を80mmと、切欠きの反対側の支点間を20mmとする、低サイクルの繰り返し曲げ荷重をかける低サイクル4点曲げ疲労試験で、100サイクルで強度17kN以上かつ500サイクルで強度15kN以上の曲げ疲労強度を有する部品を該鋼材から形成することを特徴とする低サイクルの繰返し曲げ疲労強度に優れた高強度部品の製造方法である。
In invention of Claim 7, using the steel of any one of Claims 1-5, it manufactures into a square or round steel piece with a short side of 250 mm or less, and this steel piece is carburizing temperature 880 degreeC-950. Carburizing carburization by adding NH 3 gas while carburizing for 2 to 7 hours, or while maintaining at 800 ° C to 900 ° C after carburizing. After nitriding, oil quenching and further tempering at 150 ° C. to 200 ° C. for 1 to 3 hours and then air-cooled to obtain a steel material, a test piece having a cross section of 13 mm × 13 mm square bar made of the steel material has a radius of 1. Low cycle 4-point bending fatigue that applies a low cycle repeated bending load with a notch of 5 mm and
上記の本発明の手段における方法としたことで、高価な元素の使用をできるだけ抑制しながら、低サイクルの繰返し曲げ疲労強度に優れた浸炭部品あるいは浸炭窒化部品を得ることができる。 By adopting the method according to the above-described means of the present invention, it is possible to obtain a carburized part or carbonitrided part excellent in low cycle repeated bending fatigue strength while suppressing the use of expensive elements as much as possible.
本発明の実施の形態として、低サイクルの繰返し曲げ疲労強度に優れた高強度部品の製造方法について以下に説明する。 As an embodiment of the present invention, a method for manufacturing a high-strength part excellent in low cycle repeated bending fatigue strength will be described below.
先ず、本発明の方法を適用する鋼の化学成分の限定理由について説明する。以下化学成分における%は、質量%を示す。 First, the reasons for limiting the chemical components of steel to which the method of the present invention is applied will be described. Hereinafter,% in the chemical component indicates mass%.
C:0.10〜0.60%
Cは、強度を付与するために必要な元素であるが、0.10%未満であると、浸炭焼入れ処理した部品の芯部が確保できず、低サイクルの繰返し曲げ疲労強度の向上を図ることができない。焼入れ処理後の芯部の組織はマルテンサイトが主体であるが、C量の増大と共に増加する、マルテンサイトの硬さと微細化物の分散強化による降伏比の増加とのバランスからCの上限を0.60%とする。なお、芯部の強度をHV450以上とするためには好ましくは0.20%以上、より好ましくは0.30%以上とし、被削性の点から好ましくは0.40%以下とする。
C: 0.10 to 0.60%
C is an element necessary for imparting strength, but if it is less than 0.10%, the core portion of the carburized and quenched part cannot be secured, and low cycle repeated bending fatigue strength should be improved. I can't. The core structure after quenching treatment is mainly martensite, but the upper limit of C is set to 0. 0 due to the balance between the hardness of martensite and the increase in yield ratio due to dispersion strengthening of refined matter, which increases with an increase in the amount of C. 60%. In order to make the strength of the core part HV450 or more, it is preferably 0.20% or more, more preferably 0.30% or more, and preferably 0.40% or less from the viewpoint of machinability.
Si:0.01〜1.5%
Siは、鋼の脱酸に有効な元素であり、焼戻し軟化抵抗を向上し、焼入れ性の向上により、浸炭焼入れ処理した部品の芯部硬さを付与し、低サイクル繰返し曲げ疲労強度の向上に有効である。Siが0.01%未満ではその効果は十分でなく、1.5%を超えると浸炭性が阻害される。そこでSiは0.01〜1.5%とする。なお、Siの好ましい範囲は0.5〜1.5%である。
Si: 0.01 to 1.5%
Si is an element effective for deoxidizing steel, improves temper softening resistance, improves the hardenability, gives the core hardness of carburized and quenched parts, and improves low cycle repeated bending fatigue strength. It is valid. If Si is less than 0.01%, the effect is not sufficient, and if it exceeds 1.5%, carburization is inhibited. Therefore, Si is set to 0.01 to 1.5%. In addition, the preferable range of Si is 0.5 to 1.5%.
Mn:0.3〜2.0%
Mnは、鋼の脱酸に有効な元素であると共に、焼入れ性の向上により、焼入れ処理した部品の芯部硬さを付与し、低サイクル曲げ疲労強度の向上に有効である。Mnは0.3%未満ではその効果は十分でなく、2.0%を超えるとその効果は飽和する。そこで、Mnは0.3〜2.0%とする。
Mn: 0.3 to 2.0%
Mn is an element effective for deoxidation of steel, and by imparting hardenability, it imparts core hardness of the quenched part, and is effective in improving low cycle bending fatigue strength. If Mn is less than 0.3%, the effect is not sufficient, and if it exceeds 2.0%, the effect is saturated. Therefore, Mn is set to 0.3 to 2.0%.
Cr:0.1〜3.0%、望ましくは1.5〜3.0%
Crは、焼入れ性の向上をはかり浸炭焼入れ処理した部品の芯部硬さを付与し、低サイクル繰返し曲げ疲労強度の向上に有効である。Crは0.1%未満ではその効果は十分でなく、3.0%を超えるとその効果が飽和する。そこでCrは0.1〜3.0%とする。なお、望ましくはCrは1.5〜3.0%とする。
Cr: 0.1 to 3.0%, desirably 1.5 to 3.0%
Cr increases the hardenability and gives the core hardness of the carburized and quenched parts, and is effective in improving low cycle repeated bending fatigue strength. If Cr is less than 0.1%, the effect is not sufficient, and if it exceeds 3.0%, the effect is saturated. Therefore, Cr is made 0.1 to 3.0%. Desirably, Cr is 1.5 to 3.0%.
Ti:0.02〜0.2%
Tiは、TiCとして鋼中に微細に析出し、鋼を分散強化し、疲労き裂の生成および伝播を抑制する元素であるが、0.02%以下では、その効果は小さく、0.2%を超えると加工性を低下する。そこで、Tiは0.02〜0.2%とする。なお、Tiの望ましい範囲は0.05〜0.2%とする。
Ti: 0.02 to 0.2%
Ti is an element that finely precipitates in the steel as TiC, disperses and strengthens the steel, and suppresses the generation and propagation of fatigue cracks. However, at 0.02% or less, the effect is small, 0.2% If it exceeds, workability will be reduced. Therefore, Ti is set to 0.02 to 0.2%. A desirable range of Ti is 0.05 to 0.2%.
B:0.0002〜0.005%
Bは、Pの粒界偏析を抑制すると共に、それ自体の粒界強度と粒界強度の向上および焼入れ性の向上により低サイクル繰返し曲げ疲労強度に有効な元素である。Bは0.0002%未満ではその効果が十分でなく、0.005%を超えるとその効果は飽和する。そこで、Bは0.0002〜0.005%とする。なお、Bの望ましい範囲は0.003〜0.005%である。
B: 0.0002 to 0.005%
B is an element effective for low cycle repeated bending fatigue strength by suppressing grain boundary segregation of P and improving its own grain boundary strength, grain boundary strength and hardenability. If B is less than 0.0002%, the effect is not sufficient, and if it exceeds 0.005%, the effect is saturated. Therefore, B is set to 0.0002 to 0.005%. A desirable range of B is 0.003 to 0.005%.
P:0.02%以下
Pは、粒界に偏析して靱性および疲労強度を低下させ、その結果、衝撃強度および曲げ疲労強度を低下させる。そこで、Pは0.02%以下とする。
P: 0.02% or less P segregates at the grain boundary to lower toughness and fatigue strength, and as a result, lowers impact strength and bending fatigue strength. Therefore, P is set to 0.02% or less.
S:0.001〜0.15%
Sは、鋼中でMnSを形成し、これによる被削性の向上を図るために添加する。しかし、Sは、0.001%未満では、その効果は十分ではなく、一方、0.15%を超えると、その効果は飽和して粒界偏析を起こし、粒界脆化を引き起こす。そこで、Sは0.001〜0.15%とする。
S: 0.001 to 0.15%
S is added to form MnS in steel and to improve machinability due to this. However, if S is less than 0.001%, the effect is not sufficient. On the other hand, if it exceeds 0.15%, the effect is saturated, causing segregation at the grain boundary and causing embrittlement at the grain boundary. Therefore, S is set to 0.001 to 0.15%.
N:0.001〜0.03%
Nは、鋼中でAl、Ti、Nb、Vなどと結合して窒化物または炭窒化物を生成し、結晶粒の粗大化を抑制する。Nは0.001%未満では、その効果は十分でなく、0.03%を超えると、その効果が飽和する。そこで、Nは0.001〜0.03%とする。なお、Nは望ましくは0.003〜0.008%とする。
N: 0.001 to 0.03%
N combines with Al, Ti, Nb, V, etc. in the steel to form nitrides or carbonitrides, and suppresses coarsening of crystal grains. If N is less than 0.001%, the effect is not sufficient, and if it exceeds 0.03%, the effect is saturated. Therefore, N is set to 0.001 to 0.03%. Note that N is desirably 0.003 to 0.008%.
Al:0.001〜0.06%
Alは、鋼の脱酸のために添加する。Alは、0.001%未満ではその効果は十分でなく、0.06%を超えるとその効果は飽和する。そこで、Alは0.001〜0.06%とする。なお、Alは望ましくは0.01〜0.04%とする。
Al: 0.001 to 0.06%
Al is added for deoxidation of steel. If Al is less than 0.001%, the effect is not sufficient, and if it exceeds 0.06%, the effect is saturated. Therefore, Al is made 0.001 to 0.06%. Al is desirably 0.01 to 0.04%.
O:0.005%以下
Oは、粒界偏析を起こして粒界脆化を起こし易くすると共に、鋼中で硬い酸化物系介在物を形成して脆性破壊を起こし易くする。そこで、Oは0.005%以下とする。
O: 0.005% or less O causes grain boundary segregation to easily cause grain boundary embrittlement, and forms hard oxide inclusions in the steel to easily cause brittle fracture. Therefore, O is set to 0.005% or less.
本発明の請求項2の発明では、請求項1の化学成分に加えて、さらに焼入れ性を向上して低サイクル繰返し曲げ疲労強度を向上させるために、Mo、Cu、Niの1種または2種以上を加えると共に、請求項1の発明の式(1)に代えて式(2)の焼入れ指数を用いるものである。
In the invention of
Mo:0.1〜1.5%
Moは、焼入れ性を向上して浸炭焼入れした鋼部品の芯部硬さを付与し、低サイクル繰返し曲げ疲労強度を向上する。Moは、0.1%未満ではその効果が十分でなく、1.5%を超えるとその効果は飽和する。そこで、Moは0.1〜1.5%とする。
Mo: 0.1 to 1.5%
Mo improves the hardenability and imparts the core hardness of the carburized and quenched steel parts, and improves the low cycle repeated bending fatigue strength. If Mo is less than 0.1%, the effect is not sufficient, and if it exceeds 1.5%, the effect is saturated. Therefore, Mo is set to 0.1 to 1.5%.
Cu:0.1〜2.0%
Cuは、焼入れ性を向上して浸炭焼入れした鋼部品の芯部硬さを付与し、低サイクル繰返し曲げ疲労強度を向上する。Cuは、0.1%未満ではその効果が十分でなく、2.0%を超えるとその効果は飽和する。そこで、Cuは0.1〜1.5%とする。
Cu: 0.1 to 2.0%
Cu improves the hardenability and imparts the hardness of the core part of the carburized and quenched steel part, and improves the low cycle repeated bending fatigue strength. If Cu is less than 0.1%, the effect is not sufficient, and if it exceeds 2.0%, the effect is saturated. Therefore, Cu is made 0.1 to 1.5%.
Ni:0.1〜5.0%
Niは、焼入れ性を向上して浸炭焼入れした鋼部品の芯部硬さを付与し、低サイクル繰返し曲げ疲労強度を向上する。Niは、0.1%未満ではその効果が十分でなく、5.0%を超えるとその効果は飽和する。そこで、Niは0.1〜5.0%とする。
Ni: 0.1 to 5.0%
Ni improves the hardenability and imparts the hardness of the core part of the carburized and quenched steel part, and improves the low cycle repeated bending fatigue strength. If Ni is less than 0.1%, the effect is not sufficient, and if it exceeds 5.0%, the effect is saturated. Therefore, Ni is set to 0.1 to 5.0%.
本発明の請求項3の発明では、請求項1または請求項2の化学成分に加えて、高温浸炭時の結晶粒の粗大化による低サイクル繰返し曲げ疲労強度の劣化を防止するため、Nb、Vの1種または2種を加えるものである。
In the invention of
Nb:0超〜0.2%、望ましくは0.03〜0.10%
Nbは、添加によってNb炭窒化物を生成し、浸炭条件や浸炭前の加工工程が変化した場合でも、オーステナイト粒の微細化を安定的に図れ、低サイクル繰返し曲げ疲労強度の劣化が防止できる。しかし、Nbは0.2%を超えると被削性を劣化させる。そこで、Nbは0超〜0.2%とする。なお、望ましくはNbは0.03〜0.10%とする。
Nb: more than 0 to 0.2%, preferably 0.03 to 0.10%
Nb produces Nb carbonitride by addition, and even when carburizing conditions and processing steps before carburizing change, austenite grains can be stably refined and deterioration of low cycle repeated bending fatigue strength can be prevented. However, if Nb exceeds 0.2%, the machinability deteriorates. Therefore, Nb is set to more than 0 to 0.2%. Desirably, Nb is 0.03 to 0.10%.
V:0超〜0.2%、望ましくは0.05〜0.10%
Vは、Nbと同様に、添加によってV炭窒化物を生成し、浸炭条件や浸炭前の加工工程が変化した場合でも、オーステナイト粒の微細化を安定的に図れ、低サイクル繰返し曲げ疲労強度の劣化が防止できる。しかし、Vは0.2%を超えると被削性を劣化させる。そこで、Vは0超〜0.2%とする。なお、望ましくはVは0.05〜0.10%とする。
V: more than 0 to 0.2%, desirably 0.05 to 0.10%
V, like Nb, produces V carbonitride by addition, and even when carburizing conditions and processing steps before carburizing change, austenite grains can be stably refined, and low cycle repeated bending fatigue strength can be achieved. Deterioration can be prevented. However, if V exceeds 0.2%, the machinability deteriorates. Therefore, V is more than 0 to 0.2%. Desirably, V is 0.05 to 0.10%.
次に、本発明の請求項4の発明では、請求項1〜3のいずれか1項の化学成分に加えて、Zr、Mg、希土類元素の1種または2種以上を含有する。ここでいう希土類元素は原子番号57〜71番である。これらのZr、Mg、希土類元素は、各々酸化物を生成し、この酸化物がMnSの生成核となると共に、MnSが(Mn、Zr)Sのように、あるいはMnSが(Mn、Mg)Sのように、組成改質され、熱間圧延時にこれらの延伸性が改善され、粒状MnSが微細分散し、焼入焼戻し後の低サイクル繰返し曲げ疲労強度が向上する。 Next, in invention of Claim 4 of this invention, in addition to the chemical component of any one of Claims 1-3, 1 type, or 2 or more types of Zr, Mg, rare earth elements are contained. Here, the rare earth elements have atomic numbers 57-71. These Zr, Mg, and rare earth elements each generate an oxide, and this oxide becomes a generation nucleus of MnS, and MnS is (Mn, Zr) S or MnS is (Mn, Mg) S. As described above, the composition is modified, the stretchability is improved during hot rolling, the granular MnS is finely dispersed, and the low cycle repeated bending fatigue strength after quenching and tempering is improved.
Zr:0.0003〜0.005%
Zrは、0.0003%未満では、組成改質され微細分散した粒状MnSによる低サイクル繰返し曲げ疲労強度の向上が十分でなく、0.005%を超えると上記の効果は飽和する。そこで、Zrは0.0003〜0.005%とする。
Zr: 0.0003 to 0.005%
If Zr is less than 0.0003%, the improvement in low cycle repeated bending fatigue strength due to finely dispersed granular MnS having a modified composition is not sufficient, and if it exceeds 0.005%, the above effect is saturated. Therefore, Zr is set to 0.0003 to 0.005%.
Mg:0.0003〜0.005%
Mgは、0.0003%未満では、組成改質され微細分散した粒状MnSによる低サイクル繰返し曲げ疲労強度の向上が十分でなく、0.005%を超えると上記の効果は飽和する。そこで、Mgは0.0003〜0.005%とする。
Mg: 0.0003 to 0.005%
If the Mg content is less than 0.0003%, the improvement in low cycle repeated bending fatigue strength due to finely dispersed granular MnS having a modified composition is not sufficient. If the Mg content exceeds 0.005%, the above effect is saturated. Therefore, Mg is made 0.0003 to 0.005%.
希土類元素:0.0001〜0.005%
希土類元素は、0.0001%未満では、組成改質され微細分散した粒状MnSによる低サイクル繰返し曲げ疲労強度の向上が十分でなく、0.005%を超えると上記の効果は飽和する。そこで、希土類元素は0.0001〜0.005%とする。
Rare earth elements: 0.0001 to 0.005%
If the rare earth element is less than 0.0001%, the improvement in low cycle repeated bending fatigue strength due to the compositionally modified finely dispersed granular MnS is not sufficient, and if it exceeds 0.005%, the above effect is saturated. Therefore, the rare earth element is set to 0.0001 to 0.005%.
次に、本発明の請求項5の発明では、請求項1〜4のいずれか1項の化学成分に加えて、Caの1種または2種以上を含有する。このCaは酸化物を低融点化し、切削環境下の温度上昇により軟質化することで、被削性を改善する。 Next, in invention of Claim 5 of this invention, in addition to the chemical component of any one of Claims 1-4, 1 type (s) or 2 or more types of Ca are contained. This Ca improves the machinability by lowering the melting point of the oxide and softening it by increasing the temperature in the cutting environment.
Ca:0.0002〜0.01%
Caは、上記したように酸化物を低融点化し、切削環境下の温度上昇により軟質化することで、被削性を改善する。しかし、Caが0.0002%未満では、その効果は無く、0.01%を超えるとCaSを多量に生成して、被削性を低下する。そこで、Caは0.0002〜0.01%とする。
Ca: 0.0002 to 0.01%
Ca improves the machinability by lowering the melting point of the oxide as described above and softening due to temperature rise in the cutting environment. However, if Ca is less than 0.0002%, there is no effect, and if it exceeds 0.01%, a large amount of CaS is generated, and the machinability is lowered. Therefore, Ca is 0.0002 to 0.01%.
式(1)の限定理由
低サイクルの繰返し曲げ疲労強度に優れた高強度部品を得るためには、上述の化学成分を満足するだけではなく、焼入れ後の硬さ確保も重要となる。式(1)で、1.10未満では表面近傍の浸炭異常層、あるいは部品の芯部で不完全焼入れ相が多くなり十分な硬さ確保ができない。したがって、式(1)は1.10以上とする。
Reason for limitation of formula (1) In order to obtain a high-strength part excellent in low cycle repeated bending fatigue strength, not only the above-mentioned chemical components are satisfied, but also securing of hardness after quenching is important. In the formula (1), if it is less than 1.10, the carburized abnormal layer near the surface or the incompletely quenched phase increases in the core part of the part, and sufficient hardness cannot be secured. Therefore, Formula (1) shall be 1.10 or more.
式(2)の限定理由
低サイクルの繰返し曲げ疲労強度に優れた高強度部品を得るためには、上述の化学成分を満足するだけではなく、焼入れ後の硬さ確保も重要となる。式(2)で、1.10未満では表面近傍の浸炭異常層、あるいは部品の芯部で不完全焼入れ相が多くなり十分な硬さ確保ができない。したがって、式(2)は1.10以上とする。
Reason for limitation of formula (2) In order to obtain a high-strength part excellent in low cycle repeated bending fatigue strength, it is important not only to satisfy the above-mentioned chemical components but also to ensure hardness after quenching. In Formula (2), if it is less than 1.10, the incomplete quenching phase increases in the carburizing abnormal layer near the surface or the core of the part, and sufficient hardness cannot be secured. Therefore, Equation (2) is 1.10 or more.
式(3)の限定理由
上記成分において、Ti、O、Caは鋼中の硫化物と酸化物の特性を変化させるため、含有量のバランスは被削性に大きな影響を及ぼす。100×Ti×O/Caが1未満の場合はCaSを多量に生成して被削性を低下させ、100×Ti×O/Caが100を超えるとCaによる硫化物と酸化物が十分に改質されない。そこで100×Ti×O/Ca=1〜100とする。
Reason for limitation of formula (3) In the above components, Ti, O, and Ca change the characteristics of the sulfide and oxide in the steel, so the balance of the contents greatly affects the machinability. When 100 × Ti × O / Ca is less than 1, a large amount of CaS is generated to reduce machinability. When 100 × Ti × O / Ca exceeds 100, sulfides and oxides from Ca are sufficiently improved. Not quality. Therefore, 100 × Ti × O / Ca = 1 to 100 is set.
次に、本発明の実施の形態について、以下に説明する。表1に示す化学成分を有し、かつ、それぞれの式(1)、式(2)、式(3)の関係を満足する鋼を溶製して短辺220mm角の鋳片とし、この鋳片を常法どおりにφ45mm径の棒鋼材に圧延した。次いで、この棒鋼材を浸炭処理あるいは浸炭浸窒処理した。この場合、一般的には、浸炭方法であるガス浸炭法、真空浸炭法あるいはガス浸炭窒化方法などのいずれの方法で処理してもよい。この実施例では、上記で得られた棒鋼材を、変性式ガス浸炭炉で、表2および表3に示す、浸炭温度、浸炭(または浸炭浸窒)+拡散時間からなる浸炭(+浸窒)処理を行ってオーステナイト領域まで加熱した後、油焼入れし、さらに焼戻し温度および焼戻し時間で焼戻し処理して空冷して部品とした。この場合、本願の実施例としては、変性ガスで浸炭処理し、浸炭浸窒処理は変性ガスによる880〜950℃の浸炭処理中あるいは浸炭処理後の800〜900℃で保持している間にNH3ガスを加えて処理した。 Next, embodiments of the present invention will be described below. A steel having the chemical components shown in Table 1 and satisfying the relationship of the respective formulas (1), (2), and (3) is melted to form a slab having a short side of 220 mm. The piece was rolled into a steel bar having a diameter of 45 mm as usual. Next, this steel bar was subjected to carburizing treatment or carburizing and nitriding treatment. In this case, in general, any of a carburizing method such as a gas carburizing method, a vacuum carburizing method, or a gas carbonitriding method may be used. In this example, the steel bar material obtained above was subjected to carburization (+ nitrocarburization) consisting of carburizing temperature, carburizing (or carburizing / nitrogenizing) + diffusion time shown in Tables 2 and 3 in a modified gas carburizing furnace. After performing the treatment and heating to the austenite region, oil quenching was performed, and tempering was performed at a tempering temperature and a tempering time, followed by air cooling to obtain a part. In this case, as an example of the present application, the carburizing process is performed with the modified gas, and the carburizing and nitriding process is performed during the carburizing process at 880 to 950 ° C. with the modified gas or while being held at 800 to 900 ° C. after the carburizing process. 3 gas was added and processed.
上記の部品の繰返し曲げ疲労強度を見るために、上記のそれぞれの発明例および比較例の化学成分からなるφ45mm径の棒鋼材の中間部から、図1に示すように、断面13mm×17mm(切欠きを付与する面を17mm)で長さ100mmの角棒から試験片1を形成した。次いで、表2および表3に示すように、これらの試験片1に対し、浸炭温度、浸炭(または浸炭浸窒)+拡散時間からなる浸炭(+浸窒)処理を行った後、油焼入れし、さらに表2および表3に示す焼戻し温度および焼戻し時間で焼戻し処理して空冷し、試験片の側面を片側2mm切削して13mm×13mmに仕上げ加工を行なった。すなわち、浸炭(または浸炭浸窒)による硬化層は切欠き面とその反対面に残されている。次いで、図1に示すように、これらの浸炭(または浸炭浸窒)処理した試験片1の長さ方向の端から50mmの中央部の片側面に、アールが半径1.5mmで深さ3mmからなる切欠きであるVノッチ2を形成した。次いで、図2に示すように、この試験片1を、間隔80mm離れた左右の支点3の上に載置した。この場合、試験片1のVノッチ2を有する面を下に向け、この試験片1のVノッチ2を左右の高さ13mmの支点3、3の中央に位置させる。さらに試験片1の上には、高さ13mmの左右の支点4、4をVノッチ2の真上の位置から左右に均等に10mmずつ振り分けて、互いにを20mm離して載置する。さらに高さ13mmの左右の支点4、4の上には当板5を載置し、さらにこの当板5の上のVノッチ2の真上の位置から下方の試験片1に向けて荷重6を掛けて、表2および表3に示す、100サイクルおよび500サイクルの繰返し曲げ試験で試験片が破断するまで行い、4点曲げ疲労試験とした。
In order to see the repeated bending fatigue strength of the above parts, as shown in FIG. 1, a cross section of 13 mm × 17 mm (cut off) is obtained from the middle part of a steel bar with a diameter of 45 mm made of the chemical components of the above inventions and comparative examples. The test piece 1 was formed from a square bar having a length of 17 mm) and a length of 100 mm. Next, as shown in Tables 2 and 3, these test pieces 1 were subjected to carburizing (+ nitrogenizing) treatment consisting of carburizing temperature, carburizing (or carburizing and nitrogening) + diffusion time, and then quenching with oil. Further, tempering was performed at the tempering temperatures and tempering times shown in Tables 2 and 3 and air-cooled, and the side surface of the test piece was cut 2 mm on one side and finished to 13 mm × 13 mm. That is, the hardened layer by carburizing (or carburizing and nitriding) is left on the notch surface and the opposite surface. Next, as shown in FIG. 1, the radius is 1.5 mm and the depth is 3 mm on one side of the
本発明例および比較例の上記の4点曲げ疲労試験の結果を表2および表3に示す。この表2および表3において、破面の観察はSEMで行い、そのミクロ組織は破面をナイタールで腐蝕後に光学顕微鏡で観察した。表2に示すように、発明例1〜発明例14は、本願の請求項1の要件を満足するものである。これらは、表2の備考に記載のように、破面およびミクロ組織観察では、全ての発明例が、粒内破面が主体で、ミクロ組織は不完全焼き入れ相などの以上は見られなかった。比較例1〜比較例12では、表1に示すように化学成分、あるいは計算式の式(1)、式(2)、式(3)のいずれかが、本願の請求項の発明の条件を満足していないものであり、表2の備考に示す問題点がある。 Tables 2 and 3 show the results of the above four-point bending fatigue tests of the inventive examples and comparative examples. In Tables 2 and 3, the fracture surface was observed with SEM, and the microstructure was observed with an optical microscope after the fracture surface was corroded with nital. As shown in Table 2, Invention Examples 1 to 14 satisfy the requirements of claim 1 of the present application. As described in the remarks in Table 2, these examples show that the invention is mainly composed of intragranular fracture surfaces in the fracture surface and microstructure observation. It was. In Comparative Example 1 to Comparative Example 12, as shown in Table 1, any of the chemical components or the formulas (1), (2), and (3) of the calculation formula satisfies the conditions of the invention of the claims of the present application. Not satisfied, there are problems shown in the remarks in Table 2.
表3は化学成分が同一である、発明例1、発明例8、発明例14について、浸炭温度、浸炭拡散時間、焼戻し温度、焼戻し時間を種々に代えた場合の100サイクルおよび500サイクルの繰返し曲げ試験の疲労強度を示したものである。この表3から、同一の化学成分の発明例でも、化学成分以外の他の条件が本発明の要件を満足していないときは、例えば発明例1の最上段のイ.のものでは、浸炭温度などのように100サイクル曲げ疲労強度が15.2kNであり、500サイクル曲げ疲労強度が12.5kNであり、これらは目的の疲労強度に達していないことが判り、備考に記載のように、浸炭域のC量が低く、硬さが不十分である。 Table 3 shows 100 cycles and 500 cycles of repeated bending when the carburizing temperature, carburizing diffusion time, tempering temperature, and tempering time were variously changed for Invention Example 1, Invention Example 8, and Invention Example 14 having the same chemical composition. This shows the fatigue strength of the test. From Table 3, even in the invention example of the same chemical component, when conditions other than the chemical component do not satisfy the requirements of the present invention, for example, a. As for carburizing temperature, the 100 cycle bending fatigue strength is 15.2 kN and the 500 cycle bending fatigue strength is 12.5 kN as in the case of the carburizing temperature. As described, the amount of C in the carburized area is low and the hardness is insufficient.
1 試験片
2 Vノッチ
3 支点
4 支点
5 当板
6 荷重
1 Test piece 2
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