JP7469696B2 - Steel material and manufacturing method thereof - Google Patents
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Description
本発明は、鋼からなる素形材である鋼素形材、及び、その製造方法に関する。 The present invention relates to a steel preform, which is a preform made of steel, and a method for manufacturing the same.
自動車部品、産業機械部品及び建設機械部品等に代表される機械構造用部品の素材として、構造用鋼鋼材が用いられている。構造用鋼鋼材はたとえば、機械構造用炭素鋼鋼材、機械構造用合金鋼鋼材等である。Structural steel materials are used as materials for machine structural parts such as automobile parts, industrial machinery parts, and construction machinery parts. Structural steel materials include, for example, carbon steel materials for machine structures and alloy steel materials for machine structures.
機械構造用部品は、高い疲労強度が要求される。そこで、素材である鋼材を用いて高い疲労強度を有する機械構造用部品を製造する方法として、次の製造方法が知られている。初めに、鋼材に対して熱間鍛造等の加工を実施して、所望の部品形状の鋼材を製造する。所望の部品形状の鋼材に対して時効硬化処理を実施して鋼素形材を製造する。鋼素形材に対して切削加工を実施して、最終製品である機械構造用部品を製造する。以上の製造工程では、加工後の鋼材に時効硬化処理を実施することにより、機械構造用部品の疲労強度を高めることができる。 Machine structural components are required to have high fatigue strength. Therefore, the following manufacturing method is known as a method for manufacturing machine structural components with high fatigue strength using steel as the raw material. First, the steel is processed by hot forging or other processes to produce steel in the desired part shape. The steel in the desired part shape is then subjected to age hardening to produce a steel base material. The steel base material is then cut to produce the final product, a machine structural component. In the above manufacturing process, the fatigue strength of the machine structural component can be increased by performing age hardening on the processed steel.
時効硬化処理を実施して製造される機械構造用部品の素材となる鋼材はたとえば、特開２０１１－２３６４５２号公報（特許文献１）に提案されている。A steel material that is used as the raw material for mechanical structural parts manufactured by performing age hardening treatment is proposed, for example, in JP 2011-236452 A (Patent Document 1).
特許文献１に記載された鋼材は、質量％で、Ｃ：０．１４～０．３５％、Ｓｉ：０．０５～０．７０％、Ｍｎ：１．１０～２．３０％、Ｓ：０．００３～０．１２０％、Ｃｕ：０．０１～０．４０％、Ｎｉ：０．０１～０．４０％、Ｃｒ：０．０１～０．５０％、Ｍｏ：０．０１～０．３０％、及び、Ｖ：０．０５～０．４５％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、１３［Ｃ］＋８［Ｓｉ］＋１０［Ｍｎ］＋３［Ｃｕ］＋３［Ｎｉ］＋２２［Ｍｏ］＋１１［Ｖ］≦３０、５［Ｃ］＋［Ｓｉ］＋２［Ｍｎ］＋３［Ｃｒ］＋２［Ｍｏ］＋４［Ｖ］≦７．３、２．４≦０．３［Ｃ］＋１．１［Ｍｎ］＋０．２［Ｃｕ］＋０．２［Ｎｉ］＋１．２［Ｃｒ］＋１．１［Ｍｏ］＋０．２［Ｖ］≦３．１、２．５≦［Ｃ］＋［Ｓｉ］＋４［Ｍｏ］＋９［Ｖ］、［Ｃ］≧［Ｍｏ］／１６＋［Ｖ］／３を満たす。特許文献１に開示される鋼材は、上述のパラメータ式を満たすように化学組成を調整することにより、ミクロ組織をベイナイトとし、熱間鍛造性を高め、熱間鍛造後の硬さを高める。特許文献１に開示される鋼材はベイナイト組織を有するため、被削性に優れる、と特許文献１には記載されている。特許文献１では、上記の構成を有する鋼材に対して熱間鍛造を実施して中間部品を製造する。その後、中間部品に対して切削加工を実施して所望の形状の部品にする。その後、時効硬化処理を行う。これにより、製造された部品では高い強度が得られる、と特許文献１には記載されている。The steel material described in Patent Document 1 contains, by mass%, C: 0.14-0.35%, Si: 0.05-0.70%, Mn: 1.10-2.30%, S: 0.003-0.120%, Cu: 0.01-0.40%, Ni: 0.01-0.40%, Cr: 0.01-0.50%, Mo: 0.01-0.30%, and V: 0.05-0.45%, with the remainder being Fe and unavoidable impurities, and has a composition of 13[C] + 8[Si ] + 10 [Mn] + 3 [Cu] + 3 [Ni] + 22 [Mo] + 11 [V] ≦ 30, 5 [C] + [Si] + 2 [Mn] + 3 [Cr] + 2 [Mo] + 4 [V] ≦ 7.3, 2.4 ≦ 0.3 [C] + 1.1 [Mn] + 0.2 [Cu] + 0.2 [Ni] + 1.2 [Cr] + 1.1 [Mo] + 0.2 [V] ≦ 3.1, 2.5 ≦ [C] + [Si] + 4 [Mo] + 9 [V], [C] ≧ [Mo] / 16 + [V] / 3 are satisfied. The steel material disclosed in Patent Document 1 has a bainite microstructure by adjusting the chemical composition so as to satisfy the above-mentioned parameter formula, thereby improving hot forgeability and increasing hardness after hot forging. Patent Document 1 states that the steel material disclosed in Patent Document 1 has a bainite structure and therefore has excellent machinability. In Patent Document 1, hot forging is performed on the steel material having the above-mentioned configuration to manufacture an intermediate part. Then, cutting is performed on the intermediate part to obtain a part of a desired shape. Then, age hardening is performed. Patent Document 1 describes that this provides high strength to the manufactured part.
しかしながら、熱間鍛造を実施して部品を製造する場合、熱間鍛造後の中間部品は、冷却工程において歪みが生じやすい。そのため、中間部品の形状が所望の形状に対して若干変形しやすい。つまり、熱歪みの影響により、熱間鍛造後の中間部品を最終形状に近づけることは困難である。そのため、熱間鍛造後の中間部品に対して切削加工を実施して、最終形状に近づける。However, when manufacturing parts by performing hot forging, the intermediate part after hot forging is likely to be distorted during the cooling process. Therefore, the shape of the intermediate part is likely to be slightly deformed from the desired shape. In other words, due to the influence of thermal distortion, it is difficult to make the intermediate part after hot forging close to its final shape. Therefore, cutting is performed on the intermediate part after hot forging to make it close to the final shape.
上述のとおり、熱間鍛造後の中間部品に対して切削加工を実施すれば、歩留まりが低下する。そこで、最近では、歩留まりの向上を目的として、熱間鍛造から冷間鍛造に代表される冷間加工への切替が志向されている。熱間鍛造に代えて冷間加工を採用する場合、中間品をニアネットシェイプ化（最終形状とほぼ同じ形状）することが可能となる。この場合、中間部品の切削加工工程における切削量を低減できる。そのため、歩留まりが向上する。さらに、切削加工工程そのものを省略することができる場合がある。この場合、生産性が向上する。As mentioned above, if cutting is performed on the intermediate parts after hot forging, the yield rate decreases. Therefore, recently, in order to improve the yield rate, there has been a trend to switch from hot forging to cold processing, such as cold forging. When cold processing is used instead of hot forging, it is possible to make the intermediate parts near net shaped (almost the same shape as the final shape). In this case, the amount of cutting in the cutting process of the intermediate parts can be reduced, thereby improving the yield rate. Furthermore, there are cases where the cutting process itself can be omitted. In this case, productivity is improved.
しかしながら、冷間鍛造に代表される冷間加工は、熱間鍛造と比較して、加工荷重が大きくなりやすい。そのため、冷間加工時における鋼材の加工性（以下、冷間加工性）を高める必要がある。具体的には、小さな荷重で所望の形状に加工でき、かつ、冷間加工時の割れの発生が抑制されることが求められる。したがって、冷間加工後に時効硬化処理を実施する場合、その対象となる鋼材には、優れた冷間加工性と、時効硬化処理後の優れた疲労強度とが求められる。However, cold working, such as cold forging, tends to require larger processing loads than hot forging. Therefore, it is necessary to improve the workability of steel during cold working (hereinafter referred to as cold workability). Specifically, it is required that the steel can be worked into the desired shape with a small load and that the occurrence of cracks during cold working is suppressed. Therefore, when performing age hardening treatment after cold working, the steel is required to have excellent cold workability and excellent fatigue strength after age hardening treatment.
冷間鍛造後に時効硬化処理を実施して製造される部品の素材となる鋼材は、特開２０１９－１７３１６８号公報（特許文献２）に提案されている。The steel material used to manufacture parts that are manufactured by cold forging followed by age hardening treatment is proposed in JP 2019-173168 A (Patent Document 2).
特許文献２に開示された鋼材は、質量％で、Ｃ：０．０２～０．２５％、Ｓｉ：０．００５～０．５０％、Ｍｎ：０．７０超～２．５０％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０５０％以下、Ａｌ：０．００５～０．０５０％、Ｃｒ：０．０２～０．７０％、Ｖ：０．０２～０．３０％、Ｎ：０．００３～０．０３０％、Ｎｂ：０～０．１０％、Ｂ：０～０．００５％、Ｃａ：０～０．００５％、Ｂｉ：０～０．１０％、Ｐｂ：０～０．２０％、及び、残部：Ｆｅ及び不純物、からなる。特許文献２の鋼材において、不純物中のＣｕ、Ｎｉ及びＭｏの合計含有量は０．０５質量％以下であり、不純物中のＴｉ含有量は０．００５質量％以下であり、式（１）を満たす化学組成を有する。なお、式（１）は、［Ｖ析出物］／［Ｖ含有量］≦０．５０である。特許文献２の鋼材のミクロ組織は、フェライト、パーライト及び／又はベイナイトを含有する。ミクロ組織におけるフェライトの面積率は１０～９０％である。以上の構成を有する鋼材は、高い冷間鍛造性を有し、かつ、冷間鍛造後に時効硬化処理された場合、高い疲労強度が得られる、と特許文献２には記載されている。The steel material disclosed in Patent Document 2 consists, in mass percent, of C: 0.02-0.25%, Si: 0.005-0.50%, Mn: over 0.70% to 2.50%, P: 0.035% or less, S: 0.050% or less, Al: 0.005-0.050%, Cr: 0.02-0.70%, V: 0.02-0.30%, N: 0.003-0.030%, Nb: 0-0.10%, B: 0-0.005%, Ca: 0-0.005%, Bi: 0-0.10%, Pb: 0-0.20%, and the balance: Fe and impurities. In the steel material of Patent Document 2, the total content of Cu, Ni, and Mo in the impurities is 0.05 mass% or less, the Ti content in the impurities is 0.005 mass% or less, and the chemical composition satisfies formula (1). Formula (1) is [V precipitates]/[V content]≦0.50. The microstructure of the steel material of Patent Document 2 contains ferrite, pearlite, and/or bainite. The area ratio of ferrite in the microstructure is 10 to 90%. Patent Document 2 states that the steel material having the above configuration has high cold forgeability and, when subjected to age hardening treatment after cold forging, has high fatigue strength.
特許文献２に開示された鋼材で製造される部品は、高い疲労強度を有する。しかしながら、部品には、高い疲労強度だけでなく、高い引張強度も求められる場合がある。特許文献２では、高い疲労強度及び高い引張強度の両立に関する検討がされていない。 Parts manufactured from the steel material disclosed in Patent Document 2 have high fatigue strength. However, there are cases where parts are required to have not only high fatigue strength but also high tensile strength. Patent Document 2 does not consider achieving both high fatigue strength and high tensile strength.
本発明の目的は、高い疲労強度及び高い引張強度を有する鋼素形材、及び、その製造方法を提供することである。 The object of the present invention is to provide a steel material having high fatigue strength and high tensile strength, and a manufacturing method thereof.
本開示による鋼素形材は、
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０３～０．２５％、
Ｓｉ：０．０２～０．５０％、
Ｍｎ：０．７０超～２．５０％、
Ｐ：０．０３５％以下、
Ｓ：０．０５０％以下、
Ａｌ：０．００５～０．０５０％、
Ｖ：０．１０超～０．４０％、
Ｎ：０．００３～０．０３０％、
Ｃｒ：０～０．７０％、
Ｎｂ：０～０．１００％、
Ｂ：０～０．０１００％、
Ｃｕ：０～０．３０％、
Ｎｉ：０～０．３０％、
Ｃａ：０～０．００５０％、
Ｂｉ：０～０．１００％、
Ｐｂ：０～０．０９０％、
Ｍｏ：０～０．０５％、
Ｔｉ：０～０．００５％、
Ｚｒ：０～０．０１０％、
Ｓｅ：０～０．１０％、
Ｔｅ：０～０．１０％、
希土類元素：０～０．０１０％、
Ｓｂ：０～０．１０％、
Ｍｇ：０～０．００５０％、
Ｗ：０～０．０５０％、及び、
残部：Ｆｅ及び不純物からなり、
ミクロ組織は、
面積率が２０～９０％のポリゴナルフェライトと、
パーライト及び／又はベイナイトからなり、面積率が１０～８０％である硬質相とからなり、
前記化学組成中のＶ含有量を［Ｖ］（質量％）と定義し、前記鋼素形材中のＶ析出物中のＶの総含有量を［析出物中Ｖ］（質量％）と定義したとき、式（１）を満たし、
陰極水素チャージ法で水素をチャージした場合の拡散性水素量が０．１０ｐｐｍ以上である。
［析出物中Ｖ］／［Ｖ］≧０．３０ （１）
The steel material according to the present disclosure is
The chemical composition, in mass%, is
C: 0.03 to 0.25%,
Si: 0.02 to 0.50%,
Mn: more than 0.70 to 2.50%,
P: 0.035% or less,
S: 0.050% or less,
Al: 0.005 to 0.050%,
V: more than 0.10 to 0.40%,
N: 0.003 to 0.030%,
Cr: 0 to 0.70%,
Nb: 0 to 0.100%,
B: 0 to 0.0100%,
Cu: 0 to 0.30%,
Ni: 0 to 0.30%,
Ca: 0 to 0.0050%,
Bi: 0 to 0.100%,
Pb: 0 to 0.090%,
Mo: 0 to 0.05%,
Ti: 0 to 0.005%,
Zr: 0 to 0.010%,
Se: 0 to 0.10%,
Te: 0 to 0.10%,
Rare earth elements: 0 to 0.010%,
Sb: 0 to 0.10%,
Mg: 0 to 0.0050%,
W: 0 to 0.050%, and
The balance is composed of Fe and impurities.
The microstructure is
polygonal ferrite having an area ratio of 20 to 90%;
A hard phase consisting of pearlite and/or bainite and having an area ratio of 10 to 80%,
When the V content in the chemical composition is defined as [V] (mass%) and the total V content in the V precipitates in the steel material is defined as [V in precipitates] (mass%), formula (1) is satisfied,
When hydrogen is charged by the cathodic hydrogen charging method, the amount of diffusible hydrogen is 0.10 ppm or more.
[V in precipitate]/[V]≧0.30 (1)
本開示による上述の鋼素形材の製造方法は、
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０３～０．２５％、
Ｓｉ：０．０２～０．５０％、
Ｍｎ：０．７０超～２．５０％、
Ｐ：０．０３５％以下、
Ｓ：０．０５０％以下、
Ａｌ：０．００５～０．０５０％、
Ｖ：０．１０超～０．４０％、
Ｎ：０．００３～０．０３０％、
Ｃｒ：０～０．７０％、
Ｎｂ：０～０．１００％、
Ｂ：０～０．０１００％、
Ｃｕ：０～０．３０％、
Ｎｉ：０～０．３０％、
Ｃａ：０～０．００５０％、
Ｂｉ：０～０．１００％、
Ｐｂ：０～０．０９０％、
Ｍｏ：０～０．０５％、
Ｔｉ：０～０．００５％、
Ｚｒ：０～０．０１０％、
Ｓｅ：０～０．１０％、
Ｔｅ：０～０．１０％、
希土類元素：０～０．０１０％、
Ｓｂ：０～０．１０％、
Ｍｇ：０～０．００５０％、
Ｗ：０～０．０５０％、及び、
残部：Ｆｅ及び不純物からなり、
ミクロ組織は、
面積率が２０～９０％のポリゴナルフェライトと、
パーライト及び／又はベイナイトからなり、面積率が１０～８０％である硬質相とからなり、
前記化学組成中のＶ含有量を［Ｖ］（質量％）と定義し、鋼中のＶ析出物中のＶの総含有量を［析出物中Ｖ］（質量％）と定義したとき、［析出物中Ｖ］／［Ｖ］が０．０５～０．３０未満である鋼材を準備する鋼材準備工程と、
前記鋼材を冷間加工する冷間加工工程と、
冷間加工後の前記鋼材に対して、処理温度を５００℃～Ａｃ１点とし、前記処理温度での保持時間を１５～１５０分とする時効硬化処理を実施する時効硬化処理工程とを備え、
前記冷間加工工程では、
前記鋼材に対して、第１方向から、加工歪量が０．０５以上となる冷間加工を実施する第１方向冷間加工工程と、
前記鋼材に対して、前記第１方向と異なる第２方向から、加工歪量が０．０５以上となる冷間加工を実施する第２方向冷間加工工程とを含み、
前記第１方向冷間加工工程で前記鋼材に生じる加工歪量と前記第２方向冷間加工工程で前記鋼材に生じる加工歪量との合計を０．２０以上とする。
The method for producing the above-mentioned steel blank according to the present disclosure includes:
The chemical composition, in mass%, is
C: 0.03 to 0.25%,
Si: 0.02 to 0.50%,
Mn: more than 0.70 to 2.50%,
P: 0.035% or less,
S: 0.050% or less,
Al: 0.005 to 0.050%,
V: more than 0.10 to 0.40%,
N: 0.003 to 0.030%,
Cr: 0 to 0.70%,
Nb: 0 to 0.100%,
B: 0 to 0.0100%,
Cu: 0 to 0.30%,
Ni: 0 to 0.30%,
Ca: 0 to 0.0050%,
Bi: 0 to 0.100%,
Pb: 0 to 0.090%,
Mo: 0 to 0.05%,
Ti: 0 to 0.005%,
Zr: 0 to 0.010%,
Se: 0 to 0.10%,
Te: 0 to 0.10%,
Rare earth elements: 0 to 0.010%,
Sb: 0 to 0.10%,
Mg: 0 to 0.0050%,
W: 0 to 0.050%, and
The balance is composed of Fe and impurities.
The microstructure is
polygonal ferrite having an area ratio of 20 to 90%;
A hard phase consisting of pearlite and/or bainite and having an area ratio of 10 to 80%,
a steel material preparation step of preparing a steel material in which [V in precipitates]/[V] is 0.05 to less than 0.30, where the V content in the chemical composition is defined as [V] (mass%) and the total V content in V precipitates in the steel is defined as [V in precipitates] (mass%);
a cold working step of cold working the steel material;
and an age hardening treatment step of performing age hardening treatment on the steel material after cold working at a treatment temperature of 500° C. to A c1 point and a holding time at the treatment temperature of 15 to 150 minutes,
In the cold working step,
A first direction cold working process in which cold working is performed on the steel material from a first direction such that the processing strain amount is 0.05 or more;
A second direction cold working process is performed on the steel material from a second direction different from the first direction, so that the processing strain amount is 0.05 or more.
The sum of the amount of processing strain generated in the steel material in the first direction cold working step and the amount of processing strain generated in the steel material in the second direction cold working step is set to be 0.20 or more.
本開示の鋼素形材は、高い疲労強度及び高い引張強度を有する。本開示の鋼素形材の製造方法は、上述の鋼素形材を製造できる。The steel preform disclosed herein has high fatigue strength and high tensile strength. The manufacturing method of the steel preform disclosed herein can manufacture the above-mentioned steel preform.
本発明者らは、鋼素形材において高い疲労強度及び高い引張強度を得るために、種々の検討を行い、次の知見を得た。The inventors conducted various studies to obtain high fatigue strength and high tensile strength in steel materials and obtained the following findings.
本発明者らは、初めに、高い疲労強度及び高い引張強度を両立可能な鋼素形材について、化学組成の観点から検討を行った。その結果、鋼素形材の化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０３～０．２５％、Ｓｉ：０．０２～０．５０％、Ｍｎ：０．７０超～２．５０％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０５０％以下、Ａｌ：０．００５～０．０５０％、Ｖ：０．１０超～０．４０％、Ｎ：０．００３～０．０３０％、Ｃｒ：０～０．７０％、Ｎｂ：０～０．１００％、Ｂ：０～０．０１００％、Ｃｕ：０～０．３０％、Ｎｉ：０～０．３０％、Ｃａ：０～０．００５０％、Ｂｉ：０～０．１００％、Ｐｂ：０～０．０９０％、Ｍｏ：０～０．０５％、Ｔｉ：０～０．００５％、Ｚｒ：０～０．０１０％、Ｓｅ：０～０．１０％、Ｔｅ：０～０．１０％、希土類元素：０～０．０１０％、Ｓｂ：０～０．１０％、Ｍｇ：０～０．００５０％、Ｗ：０～０．０５０％、及び、残部：Ｆｅ及び不純物からなる化学組成であれば、高い疲労強度及び高い引張強度が得られる可能性があると考えた。The inventors first conducted a study from the viewpoint of chemical composition on steel materials that can achieve both high fatigue strength and high tensile strength. As a result, it was found that the chemical composition of the steel materials is, in mass%, C: 0.03-0.25%, Si: 0.02-0.50%, Mn: over 0.70% to 2.50%, P: 0.035% or less, S: 0.050% or less, Al: 0.005-0.050%, V: over 0.10% to 0.40%, N: 0.003-0.030%, Cr: 0-0.70%, Nb: 0-0.100%, B: 0-0.0100%, Cu: 0-0.30%, Ni: 0-0.30%, Ca: 0-0. It was considered that a chemical composition consisting of the following: Mo: 0-0.0050%, Bi: 0-0.100%, Pb: 0-0.090%, Mo: 0-0.05%, Ti: 0-0.005%, Zr: 0-0.010%, Se: 0-0.10%, Te: 0-0.10%, rare earth elements: 0-0.010%, Sb: 0-0.10%, Mg: 0-0.0050%, W: 0-0.050%, and the balance: Fe and impurities would potentially result in high fatigue strength and high tensile strength.
ここで、本発明者らは、鋼素形材のミクロ組織をマルテンサイト主体の組織にすれば、引張強度が高まると考えた。しかしながら、上述の化学組成の鋼素形材のミクロ組織をマルテンサイト主体の組織とした場合、調質処理（焼入れ処理及び焼戻し処理）を実施する必要がある。焼入れ処理では、鋼材をＡｃ３点以上の高温に加熱する必要がある。さらに、調質処理では焼入れ処理後に焼戻し処理も実施されるため、製造工程中の工数も多くなる。したがって、上述の化学組成の鋼素形材のミクロ組織をマルテンサイト主体の組織にする場合、製造コストが高くなる。ここで、マルテンサイト主体の組織とは、マルテンサイト面積率が９０％以上の組織を意味する。 Here, the inventors considered that the tensile strength would be increased if the microstructure of the steel preform was mainly made of martensite. However, when the microstructure of the steel preform having the above-mentioned chemical composition is mainly made of martensite, it is necessary to carry out a thermal refining treatment (quenching and tempering). In the quenching treatment, it is necessary to heat the steel to a high temperature of A c3 point or higher. Furthermore, in the thermal refining treatment, since a tempering treatment is also carried out after the quenching treatment, the number of steps in the manufacturing process is also increased. Therefore, when the microstructure of the steel preform having the above-mentioned chemical composition is mainly made of martensite, the manufacturing cost is high. Here, a structure mainly made of martensite means a structure having a martensite area ratio of 90% or more.
上述の化学組成の鋼素形材のミクロ組織をマルテンサイト主体の組織とした場合はさらに、鋼素形材の硬さが過剰に高くなる場合がある。この場合、高い引張強度が得られても、鋼素形材の疲労強度が低下する場合がある。 If the microstructure of the steel material with the above chemical composition is made mainly of martensite, the hardness of the steel material may become excessively high. In this case, even if high tensile strength is obtained, the fatigue strength of the steel material may decrease.
そこで、本発明者らは、上述の化学組成の鋼素形材において、マルテンサイト主体のミクロ組織ではなく、ミクロ組織がポリゴナルフェライトと、パーライト及び／又はベイナイトとからなる相（以下、硬質相という）であっても、高い疲労強度及び高い引張強度とが両立する手段を検討した。その結果、本発明者らは、Ｖ析出物による析出強化を利用することにより、ミクロ組織がマルテンサイト主体ではなく、ポリゴナルフェライトと硬質相とからなる組織であっても、高い疲労強度及び高い引張強度を両立できると考えた。Therefore, the inventors have investigated means for achieving both high fatigue strength and high tensile strength in a steel material having the above-mentioned chemical composition, even when the microstructure is not mainly composed of martensite, but is a phase consisting of polygonal ferrite and pearlite and/or bainite (hereinafter referred to as the hard phase). As a result, the inventors have concluded that by utilizing precipitation strengthening by V precipitates, it is possible to achieve both high fatigue strength and high tensile strength, even when the microstructure is not mainly composed of martensite, but is a structure consisting of polygonal ferrite and a hard phase.
Ｖ析出物による析出強化では、鋼材中にナノサイズの微細なＶ析出物が多数生成して疲労強度が高まる。本明細書では、Ｖ炭窒化物（Ｖ（Ｃ，Ｎ））、Ｖ炭化物（ＶＣ）及びＶ窒化物（ＶＮ）を総称して「Ｖ析出物」と定義する。鋼素形材中のＶ析出物のほとんどはＶ炭窒化物である。しかしながら、Ｖ析出物の一部がＶ炭化物及び／又はＶ窒化物として析出する場合もあり得る。Ｖ炭化物及びＶ窒化物もＶ炭窒化物と同様の効果がある。したがって、本明細書では、「Ｖ析出物」は、Ｖ炭窒化物、Ｖ炭化物及びＶ窒化物を含む。In precipitation strengthening by V precipitates, many fine nano-sized V precipitates are formed in the steel material, increasing fatigue strength. In this specification, V carbonitride (V(C,N)), V carbide (VC) and V nitride (VN) are collectively defined as "V precipitates". Most of the V precipitates in steel materials are V carbonitrides. However, some of the V precipitates may precipitate as V carbide and/or V nitride. V carbide and V nitride have the same effect as V carbonitride. Therefore, in this specification, "V precipitates" includes V carbonitride, V carbide and V nitride.
本発明者らは、化学組成中の各元素含有量が上述の範囲内である鋼素形材において、どの程度Ｖ析出物が存在すれば、疲労強度が高まるかについて検討を行った。ここで、化学組成中の各元素含有量が上述の範囲内である鋼素形材において、上述の化学組成中のＶ含有量を［Ｖ］（質量％）と定義する。さらに、鋼素形材の化学組成を質量％で１００％とした場合の、鋼素形材中のＶ析出物中のＶの総含有量を［析出物中Ｖ］（質量％）と定義する。本発明者らの検討の結果、化学組成中の各元素含有量が上述の範囲内である鋼素形材において、式（１）を満たせば、鋼素形材のミクロ組織がポリゴナルフェライトと、硬質相とからなる組織であっても、鋼素形材の疲労強度が十分に高まることを見出した。
［析出物中Ｖ］／［Ｖ］≧０．３０ （１）
The present inventors have investigated to what extent V precipitates are required to increase fatigue strength in a steel preform having the above-mentioned ranges of each element in the chemical composition. Here, in a steel preform having the above-mentioned ranges of each element in the chemical composition, the V content in the above-mentioned chemical composition is defined as [V] (mass %). Furthermore, when the chemical composition of the steel preform is 100% in mass %, the total V content in the V precipitates in the steel preform is defined as [V in precipitates] (mass %). As a result of the investigations by the present inventors, it has been found that, in a steel preform having the above-mentioned ranges of each element in the chemical composition, if formula (1) is satisfied, the fatigue strength of the steel preform is sufficiently increased even if the microstructure of the steel preform is a structure consisting of polygonal ferrite and a hard phase.
[V in precipitate]/[V]≧0.30 (1)
上述のとおり、化学組成中の各元素含有量が上述の範囲内である鋼素形材において、式（１）を満たせば、鋼素形材のミクロ組織がポリゴナルフェライトと、硬質相とからなる組織であっても、鋼素形材の疲労強度が十分に高まる。しかしながら、鋼素形材の疲労強度が十分に高まっても、鋼素形材の引張強度が十分に得られない場合があることが判明した。そこで、本発明者らは、高い疲労強度及び高い引張強度を両立可能な手段をさらに検討した。その結果、本発明者らは、化学組成中の各元素含有量が上述の範囲内であり、ミクロ組織がポリゴナルフェライトと、硬質相とからなる組織であり、式（１）を満たす鋼素形材においてさらに、陰極水素チャージ法で水素をチャージした場合の拡散性水素量が０．１０ｐｐｍ以上であれば、高い疲労強度と高い引張強度との両立が可能であることを見出した。以下、この点について説明する。As described above, in a steel preform in which the content of each element in the chemical composition is within the above-mentioned range, if formula (1) is satisfied, the fatigue strength of the steel preform is sufficiently increased even if the microstructure of the steel preform is a structure consisting of polygonal ferrite and a hard phase. However, it was found that even if the fatigue strength of the steel preform is sufficiently increased, the tensile strength of the steel preform may not be sufficient. Therefore, the inventors further investigated means capable of achieving both high fatigue strength and high tensile strength. As a result, the inventors found that in a steel preform in which the content of each element in the chemical composition is within the above-mentioned range, the microstructure is a structure consisting of polygonal ferrite and a hard phase, and formula (1) is satisfied, if the amount of diffusible hydrogen when hydrogen is charged by a cathodic hydrogen charging method is 0.10 ppm or more, high fatigue strength and high tensile strength can be achieved at the same time. This point will be explained below.
陰極水素チャージ法で水素をチャージした場合の拡散性水素量は、鋼素形材中のＶ析出物の形状と相関関係を有すると考えられる。Ｖ析出物には、球状のＶ析出物と、板状のＶ析出物とが存在する。以降の説明では、球状のＶ析出物を球状Ｖ析出物と称する。板状のＶ析出物を板状Ｖ析出物と称する。 The amount of diffusible hydrogen when hydrogen is charged using the cathodic hydrogen charging method is thought to correlate with the shape of V precipitates in steel materials. There are spherical V precipitates and plate-shaped V precipitates. In the following explanation, spherical V precipitates will be referred to as spherical V precipitates. Plate-shaped V precipitates will be referred to as plate-shaped V precipitates.
球状Ｖ析出物は母相（α）に対して非整合界面を形成する。この場合、球状Ｖ析出物は単純な障害物としてのみ作用する。具体的には、球状Ｖ析出物は、当該球状Ｖ析出物に直接衝突する転位の運動のみを阻害する。このため、球状Ｖ析出物の転位運動に対する抵抗は弱い。 The spherical V precipitates form a non-coherent interface with the parent phase (α). In this case, the spherical V precipitates act only as simple obstacles. Specifically, the spherical V precipitates only hinder the motion of dislocations that directly collide with the spherical V precipitates. For this reason, the resistance of the spherical V precipitates to dislocation motion is weak.
一方、板状Ｖ析出物はＮａＣｌ型の結晶構造を有し、母相（α）に対してＢａｋｅｒ－Ｎｕｔｔｉｎｇ（Ｂ－Ｎ）の関係となる整合界面または半整合界面を形成する。具体的には、板状Ｖ析出物は、板状Ｖ析出物の｛１００｝と母相の｛１００｝とが平行であり、かつ、板状Ｖ析出物の＜１００＞方向と母相の＜１１０＞方向とが平行となる整合界面又は半整合界面を形成する。この整合界面又は半整合界面は、板状Ｖ析出物の周辺に整合ひずみ場を形成する。この整合ひずみ場は、転位の運動を阻害する。つまり、板状Ｖ析出物は、当該板状Ｖ析出物に直接衝突する転位の運動だけでなく、板状Ｖ析出物の周辺を通過する転位の運動も阻害する。このため、板状Ｖ析出物の転位運動に対する抵抗は、球状Ｖ析出物よりも強い。On the other hand, the plate-shaped V precipitate has a NaCl-type crystal structure and forms a coherent or semi-coherent interface that has a Baker-Nutting (B-N) relationship with the parent phase (α). Specifically, the plate-shaped V precipitate forms a coherent or semi-coherent interface in which the {100} of the plate-shaped V precipitate is parallel to the {100} of the parent phase, and the <100> direction of the plate-shaped V precipitate is parallel to the <110> direction of the parent phase. This coherent or semi-coherent interface forms a coherent strain field around the plate-shaped V precipitate. This coherent strain field inhibits dislocation movement. In other words, the plate-shaped V precipitate inhibits not only the movement of dislocations that directly collide with the plate-shaped V precipitate, but also the movement of dislocations that pass around the plate-shaped V precipitate. For this reason, the resistance of the plate-shaped V precipitate to dislocation movement is stronger than that of the spherical V precipitate.
したがって、化学組成中の各元素含有量が上述の範囲内であり、ミクロ組織がポリゴナルフェライトと、硬質相とからなる組織であり、式（１）を満たす鋼素形材において、Ｖ析出物中の板状Ｖ析出物の割合が多ければ、転位運動の抵抗をさらに高めることができ、その結果、高い疲労強度だけでなく高い引張強度も得られる。Therefore, in a steel material in which the content of each element in the chemical composition is within the above-mentioned range, the microstructure is composed of polygonal ferrite and a hard phase, and the formula (1) is satisfied, if the proportion of plate-shaped V precipitates among the V precipitates is high, the resistance to dislocation motion can be further increased, and as a result, not only high fatigue strength but also high tensile strength can be obtained.
ところで、Ｖ析出物（球状Ｖ析出物及び板状Ｖ析出物）のサイズはナノレベルである。そのため、ミクロ組織観察により、板状Ｖ析出物及び球状Ｖ析出物を識別し、Ｖ析出物中の板状Ｖ析出物の割合を求めることは極めて困難である。一方、整合界面及び半整合界面では水素がトラップされやすく、非整合界面では、水素がトラップされにくい。つまり、板状Ｖ析出物は水素をトラップしやすく、球状Ｖ析出物は水素をトラップしにくい。したがって、化学組成中の各元素含有量が上述の範囲内であり、ミクロ組織がポリゴナルフェライトと、硬質相とからなる組織であり、式（１）を満たす量のＶ析出物が析出された鋼素形材において、陰極水素チャージ法で水素をチャージした場合の水素トラップ量（つまり、拡散性水素量）が多ければ、疲労強度を高めるＶ析出物中において、引張強度も高める板状Ｖ析出物の割合が多いことを意味する。By the way, the size of V precipitates (spherical V precipitates and plate-like V precipitates) is at the nano level. Therefore, it is extremely difficult to distinguish between plate-like V precipitates and spherical V precipitates by microstructural observation and to determine the proportion of plate-like V precipitates in V precipitates. On the other hand, hydrogen is easily trapped at coherent interfaces and semi-coherent interfaces, and hydrogen is not easily trapped at incoherent interfaces. In other words, plate-like V precipitates are easy to trap hydrogen, and spherical V precipitates are not easy to trap hydrogen. Therefore, in a steel material in which the content of each element in the chemical composition is within the above-mentioned range, the microstructure is a structure consisting of polygonal ferrite and a hard phase, and an amount of V precipitates that satisfies formula (1) are precipitated, if the amount of hydrogen traps (i.e., the amount of diffusible hydrogen) is large when hydrogen is charged by the cathodic hydrogen charging method, it means that the proportion of plate-like V precipitates that also increase tensile strength is high among the V precipitates that increase fatigue strength.
以上の理由により、化学組成中の各元素含有量が上述の範囲内であり、ミクロ組織がポリゴナルフェライトと、硬質相とからなる組織であり、式（１）を満たす鋼素形材においてさらに、陰極水素チャージ法で水素をチャージした場合の拡散性水素量が０．１０ｐｐｍ以上であれば、高い疲労強度と高い引張強度とが得られると考えられる。以上の理由は推定である。しかしながら、化学組成中の各元素含有量が上述の範囲内であり、ミクロ組織がポリゴナルフェライトと、硬質相とからなる組織であり、式（１）を満たす鋼素形材においてさらに、陰極水素チャージ法で水素をチャージした場合の拡散性水素量が０．１０ｐｐｍ以上であれば、高い疲労強度と高い引張強度とが得られることは、後述の実施例が証明している。For the above reasons, it is believed that high fatigue strength and high tensile strength can be obtained if the content of each element in the chemical composition is within the above-mentioned range, the microstructure is a structure consisting of polygonal ferrite and a hard phase, and the steel preform satisfies formula (1), and the amount of diffusible hydrogen when hydrogen is charged by the cathodic hydrogen charging method is 0.10 ppm or more. The above reasons are speculations. However, the examples described below prove that high fatigue strength and high tensile strength can be obtained if the content of each element in the chemical composition is within the above-mentioned range, the microstructure is a structure consisting of polygonal ferrite and a hard phase, and the steel preform satisfies formula (1), and the amount of diffusible hydrogen when hydrogen is charged by the cathodic hydrogen charging method is 0.10 ppm or more.
以上の知見に基づいて完成した本実施形態の鋼素材、及び、その製造方法は、次の構成を有する。The steel material of this embodiment, completed based on the above findings, and its manufacturing method have the following configuration.
［１］
鋼素形材であって、
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０３～０．２５％、
Ｓｉ：０．０２～０．５０％、
Ｍｎ：０．７０超～２．５０％、
Ｐ：０．０３５％以下、
Ｓ：０．０５０％以下、
Ａｌ：０．００５～０．０５０％、
Ｖ：０．１０超～０．４０％、
Ｎ：０．００３～０．０３０％、
Ｃｒ：０～０．７０％、
Ｎｂ：０～０．１００％、
Ｂ：０～０．０１００％、
Ｃｕ：０～０．３０％、
Ｎｉ：０～０．３０％、
Ｃａ：０～０．００５０％、
Ｂｉ：０～０．１００％、
Ｐｂ：０～０．０９０％、
Ｍｏ：０～０．０５％、
Ｔｉ：０～０．００５％、
Ｚｒ：０～０．０１０％、
Ｓｅ：０～０．１０％、
Ｔｅ：０～０．１０％、
希土類元素：０～０．０１０％、
Ｓｂ：０～０．１０％、
Ｍｇ：０～０．００５０％、
Ｗ：０～０．０５０％、及び、
残部：Ｆｅ及び不純物からなり、
ミクロ組織は、
面積率が２０～９０％のポリゴナルフェライトと、
パーライト及び／又はベイナイトからなり、面積率が１０～８０％である硬質相とからなり、
前記化学組成中のＶ含有量を［Ｖ］（質量％）と定義し、前記鋼素形材中のＶ析出物中のＶの総含有量を［析出物中Ｖ］（質量％）と定義したとき、式（１）を満たし、
陰極水素チャージ法で水素をチャージした場合の拡散性水素量が０．１０ｐｐｍ以上である、
鋼素形材。
［析出物中Ｖ］／［Ｖ］≧０．３０ （１）
[1]
A steel shaped material,
The chemical composition, in mass%, is
C: 0.03 to 0.25%,
Si: 0.02 to 0.50%,
Mn: more than 0.70 to 2.50%,
P: 0.035% or less,
S: 0.050% or less,
Al: 0.005 to 0.050%,
V: more than 0.10 to 0.40%,
N: 0.003 to 0.030%,
Cr: 0 to 0.70%,
Nb: 0 to 0.100%,
B: 0 to 0.0100%,
Cu: 0 to 0.30%,
Ni: 0 to 0.30%,
Ca: 0 to 0.0050%,
Bi: 0 to 0.100%,
Pb: 0 to 0.090%,
Mo: 0 to 0.05%,
Ti: 0 to 0.005%,
Zr: 0 to 0.010%,
Se: 0 to 0.10%,
Te: 0 to 0.10%,
Rare earth elements: 0 to 0.010%,
Sb: 0 to 0.10%,
Mg: 0 to 0.0050%,
W: 0 to 0.050%, and
The balance is composed of Fe and impurities.
The microstructure is
polygonal ferrite having an area ratio of 20 to 90%;
A hard phase consisting of pearlite and/or bainite and having an area ratio of 10 to 80%,
When the V content in the chemical composition is defined as [V] (mass%) and the total V content in the V precipitates in the steel material is defined as [V in precipitates] (mass%), formula (1) is satisfied,
The amount of diffusible hydrogen when hydrogen is charged by a cathodic hydrogen charging method is 0.10 ppm or more.
Steel basic materials.
[V in precipitate]/[V]≧0.30 (1)
［２］
［１］に記載の鋼素形材であって、
前記化学組成は、Ｆｅの一部に代えて、
Ｃｒ：０．０１～０．７０％、
Ｎｂ：０．００１～０．１００％、
Ｂ：０．０００１～０．０１００％、
Ｃｕ：０．０１～０．３０％、
Ｎｉ：０．０１～０．３０％、
Ｃａ：０．０００１～０．００５０％、
Ｂｉ：０．００１～０．１００％、
Ｐｂ：０．００１～０．０９０％、
Ｍｏ：０．０１～０．０５％、
Ｔｉ：０．００１～０．００５％、
Ｚｒ：０．００２～０．０１０％、
Ｓｅ：０．０１～０．１０％、
Ｔｅ：０．０１～０．１０％、
希土類元素：０．０１～０．０１０％、
Ｓｂ：０．０１～０．１０％、
Ｍｇ：０．０００５～０．００５０％、
Ｗ：０．００１～０．０５０％、からなる群から選択される１元素以上を含有する、
鋼素形材。
[2]
The steel material according to [1],
The chemical composition is, in place of a part of Fe,
Cr: 0.01 to 0.70%,
Nb: 0.001 to 0.100%,
B: 0.0001 to 0.0100%,
Cu: 0.01 to 0.30%,
Ni: 0.01 to 0.30%,
Ca: 0.0001 to 0.0050%,
Bi: 0.001 to 0.100%,
Pb: 0.001 to 0.090%,
Mo: 0.01 to 0.05%,
Ti: 0.001 to 0.005%,
Zr: 0.002 to 0.010%,
Se: 0.01 to 0.10%,
Te: 0.01 to 0.10%,
Rare earth elements: 0.01 to 0.010%,
Sb: 0.01 to 0.10%,
Mg: 0.0005 to 0.0050%,
W: 0.001 to 0.050%, containing one or more elements selected from the group consisting of;
Steel basic materials.
［３］
［１］又は［２］に記載の鋼素形材の製造方法であって、
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０３～０．２５％、
Ｓｉ：０．０２～０．５０％、
Ｍｎ：０．７０超～２．５０％、
Ｐ：０．０３５％以下、
Ｓ：０．０５０％以下、
Ａｌ：０．００５～０．０５０％、
Ｖ：０．１０超～０．４０％、
Ｎ：０．００３～０．０３０％、
Ｃｒ：０～０．７０％、
Ｎｂ：０～０．１００％、
Ｂ：０～０．０１００％、
Ｃｕ：０～０．３０％、
Ｎｉ：０～０．３０％、
Ｃａ：０～０．００５０％、
Ｂｉ：０～０．１００％、
Ｐｂ：０～０．０９０％、
Ｍｏ：０～０．０５％、
Ｔｉ：０～０．００５％、
Ｚｒ：０～０．０１０％、
Ｓｅ：０～０．１０％、
Ｔｅ：０～０．１０％、
希土類元素：０～０．０１０％、
Ｓｂ：０～０．１０％、
Ｍｇ：０～０．００５０％、
Ｗ：０～０．０５０％、及び、
残部：Ｆｅ及び不純物からなり、
ミクロ組織は、
面積率が２０～９０％のポリゴナルフェライトと、
パーライト及び／又はベイナイトからなり、面積率が１０～８０％である硬質相とからなり、
前記化学組成中のＶ含有量を［Ｖ］（質量％）と定義し、鋼中のＶ析出物中のＶの総含有量を［析出物中Ｖ］（質量％）と定義したとき、［析出物中Ｖ］／［Ｖ］が０．０５～０．３０未満である鋼材を準備する鋼材準備工程と、
前記鋼材を冷間加工する冷間加工工程と、
冷間加工後の前記鋼材に対して、処理温度を５００℃～Ａｃ１点とし、前記処理温度での保持時間を１５～１５０分とする時効硬化処理を実施する時効硬化処理工程とを備え、
前記冷間加工工程では、
前記鋼材に対して、第１方向から、加工歪量が０．０５以上となる冷間加工を実施する第１方向冷間加工工程と、
前記鋼材に対して、前記第１方向と異なる第２方向から、加工歪量が０．０５以上となる冷間加工を実施する第２方向冷間加工工程とを含み、
前記第１方向冷間加工工程で前記鋼材に生じる加工歪量と前記第２方向冷間加工工程で前記鋼材に生じる加工歪量との合計を０．２０以上とする、
鋼素形材の製造方法。
[3]
A method for producing a steel preform according to [1] or [2],
The chemical composition, in mass%, is
C: 0.03 to 0.25%,
Si: 0.02 to 0.50%,
Mn: more than 0.70 to 2.50%,
P: 0.035% or less,
S: 0.050% or less,
Al: 0.005 to 0.050%,
V: more than 0.10 to 0.40%,
N: 0.003 to 0.030%,
Cr: 0 to 0.70%,
Nb: 0 to 0.100%,
B: 0 to 0.0100%,
Cu: 0 to 0.30%,
Ni: 0 to 0.30%,
Ca: 0 to 0.0050%,
Bi: 0 to 0.100%,
Pb: 0 to 0.090%,
Mo: 0 to 0.05%,
Ti: 0 to 0.005%,
Zr: 0 to 0.010%,
Se: 0 to 0.10%,
Te: 0 to 0.10%,
Rare earth elements: 0 to 0.010%,
Sb: 0 to 0.10%,
Mg: 0 to 0.0050%,
W: 0 to 0.050%, and
The balance is composed of Fe and impurities.
The microstructure is
polygonal ferrite having an area ratio of 20 to 90%;
A hard phase consisting of pearlite and/or bainite and having an area ratio of 10 to 80%,
a steel material preparation step of preparing a steel material in which [V in precipitates]/[V] is 0.05 to less than 0.30, where the V content in the chemical composition is defined as [V] (mass%) and the total V content in V precipitates in the steel is defined as [V in precipitates] (mass%);
a cold working step of cold working the steel material;
and an age hardening treatment step of performing age hardening treatment on the steel material after cold working at a treatment temperature of 500° C. to A c1 point and a holding time at the treatment temperature of 15 to 150 minutes,
In the cold working step,
A first direction cold working process in which cold working is performed on the steel material from a first direction such that the processing strain amount is 0.05 or more;
A second direction cold working process is performed on the steel material from a second direction different from the first direction, so that the processing strain amount is 0.05 or more.
The sum of the amount of processing strain generated in the steel material in the first direction cold working step and the amount of processing strain generated in the steel material in the second direction cold working step is set to 0.20 or more.
A manufacturing method for steel blanks.
以下、本実施形態の鋼素形材、及び、その製造方法について詳述する。元素に関する％は、特に断りがない限り、質量％を意味する。The steel material of this embodiment and its manufacturing method are described in detail below. Percentages for elements refer to mass percent unless otherwise specified.
［鋼素形材について］
本明細書において、鋼素形材とは、鋼材に外力による加工又は熱処理が施されて、形状が付与された部品を意味する。鋼素形材は最終製品であってもよい。また、鋼素形材に対して切削加工等の加工がさらに施されて、最終製品が製造されてもよい。
[About steel materials]
In this specification, the term "steel preform" refers to a part in which a steel material is subjected to processing by an external force or heat treatment to give a shape. The steel preform may be a final product. The steel preform may also be further subjected to processing such as cutting to produce a final product.
［化学組成］
本実施形態の鋼素形材の化学組成は、次の元素を含有する。
[Chemical composition]
The chemical composition of the steel material of this embodiment contains the following elements.
Ｃ：０．０３～０．２５％
炭素（Ｃ）は、鋼材のＶと結合してＶ析出物を形成する。Ｖ析出物は、析出強化により、鋼素形材の疲労強度及び引張強度を高める。Ｃ含有量が０．０３％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｃ含有量が０．２５％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼素形材の素材である鋼材の冷間加工性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．０３～０．２５％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．０４％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．０６％であり、さらに好ましくは０．０７％であり、さらに好ましくは０．０８％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．２４％であり、さらに好ましくは０．２３％であり、さらに好ましくは０．２２％であり、さらに好ましくは０．２１％であり、さらに好ましくは０．２０％である。
C: 0.03 to 0.25%
Carbon (C) combines with V in the steel material to form V precipitates. The V precipitates increase the fatigue strength and tensile strength of the steel preform through precipitation strengthening. If the C content is less than 0.03%, the above effect cannot be sufficiently obtained even if the contents of other elements are within the range of this embodiment. On the other hand, if the C content exceeds 0.25%, the cold workability of the steel material, which is the raw material of the steel preform, decreases even if the contents of other elements are within the range of this embodiment. Therefore, the C content is 0.03 to 0.25%. The preferred lower limit of the C content is 0.04%, more preferably 0.05%, more preferably 0.06%, more preferably 0.07%, and more preferably 0.08%. The preferred upper limit of the C content is 0.24%, more preferably 0.23%, more preferably 0.22%, more preferably 0.21%, and more preferably 0.20%.
Ｓｉ：０．０２～０．５０％
シリコン（Ｓｉ）は、鋼素形材の疲労強度を高める。Ｓｉはさらに、鋼を脱酸する。Ｓｉ含有量が０．０２％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｓｉ含有量が０．５０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼素形材の素材である鋼材の冷間加工性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．０２～０．５０％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．０３％であり、さらに好ましくは０．０４％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．０６％であり、さらに好ましくは０．０７％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．４５％であり、さらに好ましくは０．４０％であり、さらに好ましくは０．３５％であり、さらに好ましくは０．３０％であり、さらに好ましくは０．２５％である。
Si: 0.02 to 0.50%
Silicon (Si) increases the fatigue strength of the steel preform. Si also deoxidizes the steel. If the Si content is less than 0.02%, the above effect cannot be sufficiently obtained even if the contents of other elements are within the range of this embodiment. On the other hand, if the Si content exceeds 0.50%, the cold workability of the steel material, which is the raw material of the steel preform, decreases even if the contents of other elements are within the range of this embodiment. Therefore, the Si content is 0.02 to 0.50%. The preferred lower limit of the Si content is 0.03%, more preferably 0.04%, more preferably 0.05%, more preferably 0.06%, and more preferably 0.07%. The preferred upper limit of the Si content is 0.45%, more preferably 0.40%, more preferably 0.35%, more preferably 0.30%, and more preferably 0.25%.
Ｍｎ：０．７０超～２．５０％
マンガン（Ｍｎ）は、鋼素形材の疲労強度を高める。Ｍｎ含有量が０．７０％以下であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｍｎ含有量が２．５０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼素形材の素材である鋼材の冷間加工性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．７０超～２．５０％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．７５％であり、さらに好ましくは０．８０％であり、さらに好ましくは１．００％であり、さらに好ましくは１．２０％であり、さらに好ましくは１．４０％であり、さらに好ましくは１．５０％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は２．４０％であり、さらに好ましくは２．３０％であり、さらに好ましくは２．２０％であり、さらに好ましくは２．１０％であり、さらに好ましくは２．００％であり、さらに好ましくは１．９０％である。
Mn: more than 0.70 to 2.50%
Manganese (Mn) increases the fatigue strength of the steel preform. If the Mn content is 0.70% or less, the above effect cannot be sufficiently obtained even if the contents of other elements are within the range of this embodiment. On the other hand, if the Mn content exceeds 2.50%, the cold workability of the steel material, which is the raw material of the steel preform, decreases even if the contents of other elements are within the range of this embodiment. Therefore, the Mn content is more than 0.70 to 2.50%. The preferred lower limit of the Mn content is 0.75%, more preferably 0.80%, more preferably 1.00%, more preferably 1.20%, more preferably 1.40%, and more preferably 1.50%. The preferred upper limit of the Mn content is 2.40%, more preferably 2.30%, more preferably 2.20%, more preferably 2.10%, more preferably 2.00%, and more preferably 1.90%.
Ｐ：０．０３５％以下
リン（Ｐ）は不可避に含有される不純物である。つまり、Ｐ含有量は０％超である。Ｐは粒界に偏析して、鋼素形材の疲労強度及び引張強度を低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０３５％以下である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０３０％であり、さらに好ましくは０．０２５％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｐ含有量の過剰な低減は製造コストを引き上げる。したがって、通常の工業生産を考慮すれば、Ｐ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００５％であり、さらに好ましくは０．００８％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。
P: 0.035% or less Phosphorus (P) is an impurity that is inevitably contained. In other words, the P content is more than 0%. P segregates at grain boundaries and reduces the fatigue strength and tensile strength of the steel material. Therefore, the P content is 0.035% or less. The preferred upper limit of the P content is 0.030%, more preferably 0.025%, and even more preferably 0.020%. The P content is preferably as low as possible. However, excessive reduction of the P content increases the manufacturing cost. Therefore, in consideration of normal industrial production, the preferred lower limit of the P content is 0.001%, more preferably 0.005%, more preferably 0.008%, and even more preferably 0.010%.
Ｓ：０．０５０％以下
硫黄（Ｓ）は不可避に含有される不純物である。つまり、Ｓ含有量は０％超である。ＳはＭｎと結合してＭｎＳを形成し、鋼材の被削性を高める。しかしながら、Ｓ含有量が０．０５０％を超えれば、粗大なＭｎＳが生成する。粗大なＭｎＳは冷間加工時に割れの起点となりやすい。そのため、鋼素形材の素材である鋼材の冷間加工性が低下する。したがって、Ｓ含有量は０．０５０％以下である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．０４５％であり、さらに好ましくは０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０３０％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｓ含有量の過剰な低減は製造コストを引き上げる。したがって、通常の工業生産を考慮すれば、Ｓ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００５％であり、さらに好ましくは０．００６％である。
S: 0.050% or less Sulfur (S) is an impurity that is inevitably contained. That is, the S content is more than 0%. S combines with Mn to form MnS, which improves the machinability of the steel material. However, if the S content exceeds 0.050%, coarse MnS is generated. The coarse MnS is likely to become the starting point of cracks during cold working. Therefore, the cold workability of the steel material, which is the raw material of the steel preform, is reduced. Therefore, the S content is 0.050% or less. The preferred upper limit of the S content is 0.045%, more preferably 0.040%, more preferably 0.030%, and even more preferably 0.020%. The S content is preferably as low as possible. However, excessive reduction of the S content increases the manufacturing cost. Therefore, in consideration of normal industrial production, the preferred lower limit of the S content is 0.001%, more preferably 0.005%, and even more preferably 0.006%.
Ａｌ：０．００５～０．０５０％
アルミニウム（Ａｌ）は鋼を脱酸する。Ａｌ含有量が０．００５％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ａｌ含有量が０．０５０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材中にＡｌ酸化物等の粗大なＡｌ系介在物が生成する。粗大なＡｌ系介在物は冷間加工時に割れの基点となりやすい。そのため、鋼素形材の素材である鋼材の冷間加工性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．００５～０．０５０％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．００５％であり、さらに好ましくは０．００６％であり、さらに好ましくは０．００７％であり、さらに好ましくは０．００８％であり、さらに好ましくは０．００９％であり、さらに好ましくは０．０１０％であり、さらに好ましくは０．０１５％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０４５％であり、さらに好ましくは０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０３０％であり、さらに好ましくは０．０２５％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。なお、本実施形態の鋼素形材において、Ａｌ含有量とは全Ａｌの含有量を意味する。
Al: 0.005 to 0.050%
Aluminum (Al) deoxidizes steel. If the Al content is less than 0.005%, the above effect cannot be sufficiently obtained even if the other element contents are within the range of this embodiment. On the other hand, if the Al content exceeds 0.050%, coarse Al-based inclusions such as Al oxides are generated in the steel material even if the other element contents are within the range of this embodiment. The coarse Al-based inclusions are likely to become the starting point of cracks during cold working. Therefore, the cold workability of the steel material, which is the raw material for the steel preform, is reduced. Therefore, the Al content is 0.005 to 0.050%. The preferred lower limit of the Al content is 0.005%, more preferably 0.006%, more preferably 0.007%, more preferably 0.008%, more preferably 0.009%, more preferably 0.010%, and more preferably 0.015%. The upper limit of the Al content is preferably 0.045%, more preferably 0.040%, more preferably 0.030%, more preferably 0.025%, and even more preferably 0.020%. In the steel material of the present embodiment, the Al content means the total Al content.
Ｖ：０．１０超～０．４０％
バナジウム（Ｖ）は、鋼材中のＣ及び／又はＮと結合してＶ析出物を形成する。Ｖ析出物は、析出強化により、鋼素形材の疲労強度及び引張強度を高める。Ｖ含有量が０．１０％以下であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｖ含有量が０．４０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼素形材の素材である鋼材の冷間加工性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０．１０超～０．４０％である。Ｖ含有量の好ましい下限は０．１１％であり、さらに好ましくは０．１２％であり、さらに好ましくは０．１３％であり、さらに好ましくは０．１４％であり、さらに好ましくは０．１５％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．３８％であり、さらに好ましくは０．３５％であり、さらに好ましくは０．３３％であり、さらに好ましくは０．３０％であり、さらに好ましくは０．２８％であり、さらに好ましくは０．２５％である。
V: more than 0.10 to 0.40%
Vanadium (V) combines with C and/or N in the steel material to form V precipitates. The V precipitates increase the fatigue strength and tensile strength of the steel preform through precipitation strengthening. If the V content is 0.10% or less, the above effect cannot be sufficiently obtained even if the contents of other elements are within the range of this embodiment. On the other hand, if the V content exceeds 0.40%, the cold workability of the steel material, which is the raw material of the steel preform, decreases even if the contents of other elements are within the range of this embodiment. Therefore, the V content is more than 0.10 to 0.40%. The preferred lower limit of the V content is 0.11%, more preferably 0.12%, more preferably 0.13%, more preferably 0.14%, and more preferably 0.15%. The preferred upper limit of the V content is 0.38%, more preferably 0.35%, more preferably 0.33%, more preferably 0.30%, more preferably 0.28%, and more preferably 0.25%.
Ｎ：０．００３～０．０３０％
窒素（Ｎ）は、鋼材中のＶと結合してＶ析出物を形成する。Ｖ析出物は、析出強化により、鋼素形材の疲労強度及び引張強度を高める。Ｎ含有量が０．００３％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｎ含有量が０．０３０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、Ｖ析出物中における球状Ｖ析出物の個数割合が多くなる。この場合、鋼素形材の疲労強度及び引張強度が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．００３～０．０３０％である。Ｎ含有量の好ましい下限は０．００３％超であり、さらに好ましくは０．００４％であり、さらに好ましくは０．００５％である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．０２８％であり、さらに好ましくは０．０２５％であり、さらに好ましくは０．０２３％であり、さらに好ましくは０．０２０％であり、さらに好ましくは０．０１８％であり、さらに好ましくは０．０１５％である。
N: 0.003 to 0.030%
Nitrogen (N) combines with V in the steel material to form V precipitates. The V precipitates increase the fatigue strength and tensile strength of the steel material by precipitation strengthening. If the N content is less than 0.003%, the above effect cannot be sufficiently obtained even if the contents of other elements are within the range of this embodiment. On the other hand, if the N content exceeds 0.030%, the ratio of the number of spherical V precipitates in the V precipitates increases even if the contents of other elements are within the range of this embodiment. In this case, the fatigue strength and tensile strength of the steel material decrease. Therefore, the N content is 0.003 to 0.030%. The preferred lower limit of the N content is more than 0.003%, more preferably 0.004%, and even more preferably 0.005%. The preferred upper limit of the N content is 0.028%, more preferably 0.025%, more preferably 0.023%, more preferably 0.020%, more preferably 0.018%, and even more preferably 0.015%.
本実施形態の鋼素形材の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここで、不純物とは、鋼素形材の素材となる鋼材を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、又は製造環境などから混入されるものであって、意図的に鋼素形材に含有させたものではない元素を意味する。不純物はたとえば酸素（Ｏ）が想定される。不純物としてのＯが０．０４０％以下含有されても、本実施形態の鋼素形材の効果は得られる。なお、不純物に含まれ得る元素はＯ以外も考えられる。The remainder of the chemical composition of the steel preform of this embodiment is composed of Fe and impurities. Here, impurities refer to elements that are mixed in from raw materials such as ore, scrap, or the manufacturing environment when the steel material that is the raw material for the steel preform is industrially manufactured, and are not intentionally contained in the steel preform. An example of an impurity is assumed to be oxygen (O). Even if the content of O as an impurity is 0.040% or less, the effect of the steel preform of this embodiment can be obtained. It is to be noted that elements other than O may be included as impurities.
［任意元素（ｏｐｔｉｏｎａｌ ｅｌｅｍｅｎｔｓ）について］
本実施形態の鋼素形材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｂ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃａ、Ｂｉ、Ｐｂ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｓｅ、Ｔｅ、希土類元素（ＲＥＭ）、Ｓｂ、Ｍｇ及びＷからなる群から選択される１元素以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも任意元素である。以下、各任意元素について説明する。
[Regarding optional elements]
The chemical composition of the steel material of this embodiment may further contain, in place of a portion of Fe, one or more elements selected from the group consisting of Cr, Nb, B, Cu, Ni, Ca, Bi, Pb, Mo, Ti, Zr, Se, Te, rare earth elements (REM), Sb, Mg, and W. All of these elements are optional elements. Each optional element will be described below.
［第１群］
本実施形態の鋼素形材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｂ、Ｃｕ及びＮｉからなる群から選択される１元素以上を次に示す含有量の範囲で含有してもよい。これらの元素はいずれも、鋼素形材の疲労強度及び引張強度を高める。
[First Group]
The chemical composition of the steel material of this embodiment may further contain, in place of a portion of Fe, one or more elements selected from the group consisting of Cr, Nb, B, Cu and Ni in the content ranges shown below. All of these elements increase the fatigue strength and tensile strength of the steel material.
Ｃｒ：０～０．７０％
クロム（Ｃｒ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｃｒ含有量は０％であってもよい。含有される場合、つまり、Ｃｒ含有量が０％超である場合、Ｃｒは鋼材の焼入れ性を向上し、鋼素形材の疲労強度及び引張強度を高める。Ｃｒが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃｒ含有量が０．７０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼素形材の素材ある鋼材の冷間加工性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０～０．７０％である。含有される場合、Ｃｒ含有量は０．７０％以下である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０３％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．０７％であり、さらに好ましくは０．０９％であり、さらに好ましくは０．１０％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は０．６５％であり、さらに好ましくは０．６０％であり、さらに好ましくは０．５０％であり、さらに好ましくは０．４５％であり、さらに好ましくは０．４０％であり、さらに好ましくは０．３５％であり、さらに好ましくは０．３０％である。
Cr: 0 to 0.70%
Chromium (Cr) is an optional element and may not be contained. In other words, the Cr content may be 0%. When Cr is contained, that is, when the Cr content is more than 0%, Cr improves the hardenability of the steel material and increases the fatigue strength and tensile strength of the steel preform. If even a small amount of Cr is contained, the above effects can be obtained to a certain extent. However, if the Cr content exceeds 0.70%, the cold workability of the steel material, which is the raw material of the steel preform, decreases even if the contents of other elements are within the range of this embodiment. Therefore, the Cr content is 0 to 0.70%. When Cr is contained, the Cr content is 0.70% or less. The preferred lower limit of the Cr content is 0.01%, more preferably 0.03%, more preferably 0.05%, more preferably 0.07%, more preferably 0.09%, and more preferably 0.10%. The upper limit of the Cr content is preferably 0.65%, more preferably 0.60%, more preferably 0.50%, more preferably 0.45%, more preferably 0.40%, more preferably 0.35%, and more preferably 0.30%.
Ｎｂ：０～０．１００％
ニオブ（Ｎｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｎｂ含有量は０％であってもよい。含有される場合、つまり、Ｎｂ含有量が０％超である場合、Ｎｂは鋼材中のＣ及び／又はＮと結合してＮｂ析出物を形成する。Ｎｂ析出物は、析出強化により、鋼素形材の疲労強度及び引張強度を高める。Ｎｂが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｎｂ含有量が０．１００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼素形材の素材である鋼材の冷間加工性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は、０～０．１００％である。含有される場合、Ｎｂ含有量は０．１００％以下である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．００１％であり、さらに好ましくは０．０１０％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０８０％であり、さらに好ましくは０．０６０％である。
Nb: 0 to 0.100%
Niobium (Nb) is an optional element and may not be contained. That is, the Nb content may be 0%. When it is contained, that is, when the Nb content is more than 0%, Nb combines with C and/or N in the steel material to form Nb precipitates. The Nb precipitates increase the fatigue strength and tensile strength of the steel preform by precipitation strengthening. If even a small amount of Nb is contained, the above effect can be obtained to a certain extent. However, if the Nb content exceeds 0.100%, the cold workability of the steel material, which is the raw material of the steel preform, decreases even if the contents of other elements are within the range of this embodiment. Therefore, the Nb content is 0 to 0.100%. When it is contained, the Nb content is 0.100% or less. The preferable lower limit of the Nb content is more than 0%, more preferably 0.001%, more preferably 0.010%, and more preferably 0.020%. The preferable upper limit of the Nb content is 0.080%, and more preferably 0.060%.
Ｂ：０～０．０１００％
ボロン（Ｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｂ含有量は０％であってもよい。含有される場合、つまり、Ｂ含有量が０％超である場合、Ｂは鋼素形材の結晶粒界を強化する。その結果、鋼素形材の疲労強度及び引張強度が高まる。Ｂが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｂ含有量が０．０１００％を超えれば、上記効果が飽和する。Ｂ含有量が０．０１００％を超えればさらに、原料コストが高くなり、かつ、製造性も低下する。したがって、Ｂ含有量は、０～０．０１００％である。含有される場合、Ｂ含有量は０．０１００％以下である。Ｂ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０００１％であり、さらに好ましくは０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００２０％であり、さらに好ましくは０．００３０％である。Ｂ含有量の好ましい上限は０．００８０％であり、さらに好ましくは０．００７０％であり、さらに好ましくは０．００６０％である。
B: 0 to 0.0100%
Boron (B) is an optional element and may not be contained. In other words, the B content may be 0%. When it is contained, that is, when the B content is more than 0%, B strengthens the grain boundaries of the steel preform. As a result, the fatigue strength and tensile strength of the steel preform are increased. If even a small amount of B is contained, the above effect can be obtained to a certain extent. However, if the B content exceeds 0.0100%, the above effect is saturated. If the B content exceeds 0.0100%, the raw material cost further increases and the manufacturability also decreases. Therefore, the B content is 0 to 0.0100%. If it is contained, the B content is 0.0100% or less. The preferable lower limit of the B content is more than 0%, more preferably 0.0001%, more preferably 0.0010%, more preferably 0.0020%, and even more preferably 0.0030%. The upper limit of the B content is preferably 0.0080%, more preferably 0.0070%, and further preferably 0.0060%.
Ｃｕ：０～０．３０％
銅（Ｃｕ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｃｕ含有量は０％であってもよい。含有される場合、つまり、Ｃｕ含有量が０％超である場合、Ｃｕは鋼材の焼入れ性を向上し、鋼素形材の疲労強度及び引張強度を高める。Ｃｕが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃｕ含有量が０．３０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼素形材の素材である鋼材の冷間加工性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は０～０．３０％である。含有される場合、Ｃｕ含有量は０．３０％以下である。Ｃｕ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．２９％であり、さらに好ましくは０．２８％であり、さらに好ましくは０．２５％である。
Cu: 0 to 0.30%
Copper (Cu) is an optional element and may not be contained. That is, the Cu content may be 0%. When it is contained, that is, when the Cu content is more than 0%, Cu improves the hardenability of the steel material and increases the fatigue strength and tensile strength of the steel preform. If even a small amount of Cu is contained, the above effect can be obtained to a certain degree. However, if the Cu content exceeds 0.30%, the cold workability of the steel material, which is the raw material of the steel preform, decreases even if the contents of other elements are within the range of this embodiment. Therefore, the Cu content is 0 to 0.30%. When it is contained, the Cu content is 0.30% or less. The preferred lower limit of the Cu content is more than 0%, more preferably 0.01%, more preferably 0.05%, and even more preferably 0.10%. The preferred upper limit of the Cu content is 0.29%, more preferably 0.28%, and even more preferably 0.25%.
Ｎｉ：０～０．３０％
ニッケル（Ｎｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｎｉ含有量は０％であってもよい。含有される場合、つまり、Ｎｉ含有量が０％超の場合、Ｎｉは鋼材の焼入れ性を向上し、鋼素形材の疲労強度及び引張強度を高める。Ｎｉが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｎｉ含有量が０．３０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼素形材の素材である鋼材の冷間鍛造性が低下する。したがって、Ｎｉ含有量は０～０．３０％である。含有される場合、Ｎｉ含有量は０．３０％以下である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は０．２９％であり、さらに好ましくは０．２８％であり、さらに好ましくは０．２７％であり、さらに好ましくは０．２５％である。
Ni: 0 to 0.30%
Nickel (Ni) is an optional element and may not be contained. In other words, the Ni content may be 0%. When it is contained, that is, when the Ni content is more than 0%, Ni improves the hardenability of the steel material and increases the fatigue strength and tensile strength of the steel preform. If even a small amount of Ni is contained, the above effects can be obtained to a certain extent. However, if the Ni content exceeds 0.30%, the cold forgeability of the steel material, which is the raw material of the steel preform, decreases even if the contents of other elements are within the range of this embodiment. Therefore, the Ni content is 0 to 0.30%. When it is contained, the Ni content is 0.30% or less. The preferred lower limit of the Ni content is more than 0%, more preferably 0.01%, more preferably 0.05%, and even more preferably 0.10%. The preferred upper limit of the Ni content is 0.29%, more preferably 0.28%, more preferably 0.27%, and even more preferably 0.25%.
［第２群］
本実施形態の鋼素形材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃａ、Ｂｉ及びＰｂからなる群から選択される１元素以上を次に示す含有量の範囲で含有してもよい。これらの元素はいずれも、鋼素形材の被削性を高める。
[Group 2]
The chemical composition of the steel material of this embodiment may further contain, in place of a portion of Fe, one or more elements selected from the group consisting of Ca, Bi and Pb in the following content ranges. All of these elements improve the machinability of the steel material.
Ｃａ：０～０．００５０％
カルシウム（Ｃａ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｃａ含有量は０％であってもよい。含有される場合、つまり、Ｃａ含有量が０％超の場合、Ｃａは鋼素形材の被削性を高める。Ｃａが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃａ含有量が０．００５０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、粗大なＣａＯを生成する。この場合、鋼素形材の素材である鋼材の冷間加工性が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０～０．００５０％である。含有される場合、Ｃａ含有量は０．００５０％以下である。Ｃａ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０００１％であり、さらに好ましくは０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００２０％である。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００４５％であり、さらに好ましくは０．００４０％である。
Ca: 0 to 0.0050%
Calcium (Ca) is an optional element and may not be contained. In other words, the Ca content may be 0%. When contained, that is, when the Ca content is more than 0%, Ca enhances the machinability of the steel preform. If even a small amount of Ca is contained, the above effect can be obtained to some extent. However, when the Ca content exceeds 0.0050%, coarse CaO is generated even if the contents of other elements are within the range of this embodiment. In this case, the cold workability of the steel material, which is the raw material of the steel preform, is reduced. Therefore, the Ca content is 0 to 0.0050%. When contained, the Ca content is 0.0050% or less. The preferred lower limit of the Ca content is more than 0%, more preferably 0.0001%, more preferably 0.0010%, and even more preferably 0.0020%. The preferred upper limit of the Ca content is 0.0045%, and even more preferably 0.0040%.
Ｂｉ：０～０．１００％
ビスマス（Ｂｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｂｉ含有量は０％であってもよい。含有される場合、つまり、Ｂｉ含有量が０％超の場合、Ｂｉは鋼素形材の被削性を高める。Ｂｉが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｂｉ含有量が０．１００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼素形材の素材である鋼材の冷間加工性が低下する。したがって、Ｂｉ含有量は０～０．１００％である。含有される場合、Ｂｉ含有量は０．１００％以下である。Ｂｉ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．００１％であり、さらに好ましくは０．０１０％であり、さらに好ましくは０．０２０％であり、さらに好ましくは０．０３０％である。Ｂｉ含有量の好ましい上限は０．０９０％であり、さらに好ましくは０．０８０％であり、さらに好ましくは０．０７０％であり、さらに好ましくは０．０６５％である。
Bi: 0 to 0.100%
Bismuth (Bi) is an optional element and may not be contained. In other words, the Bi content may be 0%. When contained, that is, when the Bi content is more than 0%, Bi enhances the machinability of the steel preform. If even a small amount of Bi is contained, the above effect can be obtained to a certain extent. However, if the Bi content exceeds 0.100%, the cold workability of the steel material, which is the raw material of the steel preform, decreases even if the contents of other elements are within the range of this embodiment. Therefore, the Bi content is 0 to 0.100%. When contained, the Bi content is 0.100% or less. The preferred lower limit of the Bi content is more than 0%, more preferably 0.001%, more preferably 0.010%, more preferably 0.020%, and more preferably 0.030%. The preferred upper limit of the Bi content is 0.090%, more preferably 0.080%, more preferably 0.070%, and more preferably 0.065%.
Ｐｂ：０～０．０９０％
鉛（Ｐｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｐｂ含有量は０％であってもよい。含有される場合、つまり、Ｐｂ含有量が０％超の場合、Ｐｂは鋼素形材の被削性を高める。Ｐｂが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｐｂ含有量が０．０９０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼素形材の素材である鋼材の冷間加工性が低下する。したがって、Ｐｂ含有量は０～０．０９０％である。含有される場合、Ｐｂ含有量は０．０９０％以下である。Ｐｂ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．００１％であり、さらに好ましくは０．０１０％であり、さらに好ましくは０．０２０％であり、さらに好ましくは０．０４０％である。Ｐｂ含有量の好ましい上限は０．０８０％であり、さらに好ましくは０．０７０％である。
Pb: 0 to 0.090%
Lead (Pb) is an optional element and may not be contained. In other words, the Pb content may be 0%. When it is contained, that is, when the Pb content is more than 0%, Pb enhances the machinability of the steel preform. If even a small amount of Pb is contained, the above effect can be obtained to a certain extent. However, if the Pb content exceeds 0.090%, the cold workability of the steel material, which is the raw material of the steel preform, decreases even if the contents of other elements are within the range of this embodiment. Therefore, the Pb content is 0 to 0.090%. When it is contained, the Pb content is 0.090% or less. The preferred lower limit of the Pb content is more than 0%, more preferably 0.001%, more preferably 0.010%, more preferably 0.020%, and even more preferably 0.040%. The preferred upper limit of the Pb content is 0.080%, and even more preferably 0.070%.
［第３群］
本実施形態の鋼素形材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｓｅ、Ｔｅ、希土類元素（ＲＥＭ）、Ｓｂ、Ｍｇ及びＷからなる群から選択される１元素以上を含有してもよい。これらの元素は不純物である。
[Third Group]
The chemical composition of the steel material of this embodiment may further contain, in place of a portion of Fe, one or more elements selected from the group consisting of Mo, Ti, Zr, Se, Te, rare earth elements (REM), Sb, Mg, and W. These elements are impurities.
Ｍｏ：０～０．０５％
モリブデン（Ｍｏ）は不純物であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｍｏ含有量は０％であってもよい。Ｍｏは鋼素形材の素材である鋼材の冷間加工性を低下する。Ｍｏ含有量が０．０５％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の冷間加工性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は０～０．０５％である。含有される場合、Ｍｏ含有量は０．０５％以下である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．０４％であり、さらに好ましくは０．０３％であり、さらに好ましくは０．０２％である。Ｍｏ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｍｏ含有量の過剰な低減は製造コストを引き上げる。したがって、Ｍｏ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％である。
Mo: 0 to 0.05%
Molybdenum (Mo) is an impurity and may not be contained. In other words, the Mo content may be 0%. Mo reduces the cold workability of the steel material, which is the raw material of the steel preform. If the Mo content exceeds 0.05%, the cold workability of the steel material will decrease even if the contents of other elements are within the range of this embodiment. Therefore, the Mo content is 0 to 0.05%. If contained, the Mo content is 0.05% or less. The preferred upper limit of the Mo content is 0.04%, more preferably 0.03%, and even more preferably 0.02%. It is preferable that the Mo content is as low as possible. However, excessive reduction of the Mo content increases the manufacturing cost. Therefore, the preferred lower limit of the Mo content is more than 0%, and even more preferably 0.01%.
Ｔｉ：０～０．００５％
チタン（Ｔｉ）は、不純物であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｔｉ含有量は０％であってもよい。Ｔｉは鋼素形材中のＮと結合して、Ｔｉ系介在物を形成する。Ｔｉ系介在物は冷間加工時において割れの起点となる。そのため、Ｔｉ系介在物は、鋼素形材の素材である鋼材の冷間加工性を低下する。Ｔｉ含有量が０．００５％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の冷間加工性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０～０．００５％である。含有される場合、Ｔｉ含有量は０．００５％以下である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．００４％であり、さらに好ましくは０．００３％であり、さらに好ましくは０．００２％である。Ｔｉ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｔｉ含有量の過剰な低減は製造コストを引き上げる。したがって、Ｔｉ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．００１％である。
Ti: 0 to 0.005%
Titanium (Ti) is an impurity and may not be contained. In other words, the Ti content may be 0%. Ti combines with N in the steel preform to form Ti-based inclusions. The Ti-based inclusions become the starting points of cracks during cold working. Therefore, the Ti-based inclusions reduce the cold workability of the steel material, which is the raw material of the steel preform. If the Ti content exceeds 0.005%, the cold workability of the steel material decreases even if the contents of other elements are within the range of this embodiment. Therefore, the Ti content is 0 to 0.005%. If contained, the Ti content is 0.005% or less. The preferred upper limit of the Ti content is 0.004%, more preferably 0.003%, and even more preferably 0.002%. It is preferable that the Ti content is as low as possible. However, excessive reduction of the Ti content increases the manufacturing cost. Therefore, the preferred lower limit of the Ti content is more than 0%, and more preferably 0.001%.
Ｚｒ：０～０．０１０％
ジルコニウム（Ｚｒ）は不純物であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｚｒ含有量は０％であってもよい。Ｚｒ含有量が０．０１０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、Ｚｒは粗大な介在物を形成し、鋼材の疲労特性を低下させる。したがって、Ｚｒ含有量は０～０．０１０％である。含有される場合、Ｚｒ含有量は０．０１０％以下である。Ｚｒ含有量の好ましい上限は０．００８％であり、さらに好ましくは０．００６％であり、さらに好ましくは０．００５％である。Ｚｒ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｚｒ含有量の過剰な低減は製造コストを引き上げる。したがって、Ｚｒ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．００２％である。
Zr: 0 to 0.010%
Zirconium (Zr) is an impurity and may not be contained. In other words, the Zr content may be 0%. If the Zr content exceeds 0.010%, even if the contents of other elements are within the range of this embodiment, Zr forms coarse inclusions and reduces the fatigue properties of the steel material. Therefore, the Zr content is 0 to 0.010%. If contained, the Zr content is 0.010% or less. The preferred upper limit of the Zr content is 0.008%, more preferably 0.006%, and even more preferably 0.005%. The Zr content is preferably as low as possible. However, excessive reduction of the Zr content increases the manufacturing cost. Therefore, the preferred lower limit of the Zr content is more than 0%, and even more preferably 0.002%.
Ｓｅ：０～０．１０％
セレン（Ｓｅ）は不純物であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｓｅ含有量は０％であってもよい。Ｓｅ含有量が０．１０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、Ｓｅは鋼材を脆化させ、鋼材の強度及び疲労特性を低下させる。したがって、Ｓｅ含有量は０～０．１０％である。含有される場合、Ｓｅ含有量は０．１０％以下である。Ｓｅ含有量の好ましい上限は０．０８％であり、さらに好ましくは０．０６％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｓｅ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｓｅ含有量の過剰な低減は製造コストを引き上げる。したがって、Ｓｅ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％である。
Se: 0 to 0.10%
Selenium (Se) is an impurity and may not be contained. That is, the Se content may be 0%. If the Se content exceeds 0.10%, even if the contents of other elements are within the range of this embodiment, Se embrittles the steel material and reduces the strength and fatigue properties of the steel material. Therefore, the Se content is 0 to 0.10%. If contained, the Se content is 0.10% or less. The preferred upper limit of the Se content is 0.08%, more preferably 0.06%, and even more preferably 0.05%. The Se content is preferably as low as possible. However, excessive reduction of the Se content increases the manufacturing cost. Therefore, the preferred lower limit of the Se content is more than 0%, and even more preferably 0.01%.
Ｔｅ：０～０．１０％
テルル（Ｔｅ）は不純物であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｔｅ含有量は０％であってもよい。Ｔｅ含有量が０．１０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、Ｔｅは鋼材を脆化させ、鋼材の強度及び疲労強度を低下させる。したがって、Ｔｅ含有量は０～０．１０％である。含有される場合、Ｔｅ含有量は０．１０％以下である。Ｔｅ含有量の好ましい上限は０．０８％であり、さらに好ましくは０．０６％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｔｅ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｔｅ含有量の過剰な低減は製造コストを引き上げる。したがって、Ｔｅ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％である。
Te: 0 to 0.10%
Tellurium (Te) is an impurity and may not be contained. That is, the Te content may be 0%. If the Te content exceeds 0.10%, even if the contents of other elements are within the range of this embodiment, Te embrittles the steel material and reduces the strength and fatigue strength of the steel material. Therefore, the Te content is 0 to 0.10%. If contained, the Te content is 0.10% or less. The preferred upper limit of the Te content is 0.08%, more preferably 0.06%, and even more preferably 0.05%. The Te content is preferably as low as possible. However, excessive reduction of the Te content increases the manufacturing cost. Therefore, the preferred lower limit of the Te content is more than 0%, and even more preferably 0.01%.
希土類元素（ＲＥＭ）：０～０．０１０％
希土類元素（ＲＥＭ）は不純物であり、含有されなくてもよい。つまり、ＲＥＭ含有量は０％であってもよい。ＲＥＭ含有量が０．０１０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、ＲＥＭは粗大な介在物を形成し、鋼材の疲労特性を低下させる。したがって、ＲＥＭ含有量は０～０．０１０％である。含有される場合、ＲＥＭ含有量は０．０１０％以下である。ＲＥＭ含有量の好ましい上限は０．００８％であり、さらに好ましくは０．００６％であり、さらに好ましくは０．００５％である。ＲＥＭ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、ＲＥＭ含有量の過剰な低減は製造コストを引き上げる。したがって、ＲＥＭ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．００１％である。
Rare earth elements (REM): 0-0.010%
Rare earth elements (REM) are impurities and may not be contained. In other words, the REM content may be 0%. If the REM content exceeds 0.010%, even if the contents of other elements are within the range of this embodiment, the REM will form coarse inclusions and reduce the fatigue properties of the steel. Therefore, the REM content is 0 to 0.010%. If contained, the REM content is 0.010% or less. The preferred upper limit of the REM content is 0.008%, more preferably 0.006%, and even more preferably 0.005%. The REM content is preferably as low as possible. However, excessive reduction of the REM content increases the manufacturing cost. Therefore, the preferred lower limit of the REM content is more than 0%, and even more preferably 0.001%.
なお、本明細書におけるＲＥＭとは、原子番号２１番のスカンジウム（Ｓｃ）、原子番号３９番のイットリウム（Ｙ）、及び、ランタノイドである原子番号５７番のランタン（Ｌａ）～原子番号７１番のルテチウム（Ｌｕ）からなる群から選択される１種以上の元素を意味する。本明細書におけるＲＥＭ含有量とは、これらの元素の合計含有量である。In this specification, REM refers to one or more elements selected from the group consisting of scandium (Sc), atomic number 21, yttrium (Y), atomic number 39, and the lanthanides lanthanum (La), atomic number 57, to lutetium (Lu), atomic number 71. In this specification, the REM content refers to the total content of these elements.
Ｓｂ：０～０．１０％
アンチモン（Ｓｂ）は不純物であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｓｂ含有量は０％であってもよい。Ｓｂ含有量が０．１０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、Ｓｂは鋼材を脆化させ、鋼材の強度及び疲労特性を低下させる。したがって、Ｓｂ含有量は０～０．１０％である。含有される場合、Ｓｂ含有量は０．１０％以下である。Ｓｂ含有量の好ましい上限は０．０８％であり、さらに好ましくは０．０６％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｓｂ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｓｂ含有量の過剰な低減は製造コストを引き上げる。したがって、Ｓｂ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％である。
Sb: 0 to 0.10%
Antimony (Sb) is an impurity and may not be contained. That is, the Sb content may be 0%. If the Sb content exceeds 0.10%, even if the contents of other elements are within the range of this embodiment, Sb embrittles the steel material and reduces the strength and fatigue properties of the steel material. Therefore, the Sb content is 0 to 0.10%. If contained, the Sb content is 0.10% or less. The preferred upper limit of the Sb content is 0.08%, more preferably 0.06%, and even more preferably 0.05%. The Sb content is preferably as low as possible. However, excessive reduction of the Sb content increases the manufacturing cost. Therefore, the preferred lower limit of the Sb content is more than 0%, and even more preferably 0.01%.
Ｍｇ：０～０．００５０％
マグネシウム（Ｍｇ）は不純物であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｍｇ含有量は０％であってもよい。Ｍｇ含有量が０．００５０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、Ｍｇは粗大な介在物を形成し、鋼材の疲労特性を低下させる。したがって、Ｍｇ含有量は０～０．００５０％である。含有される場合、Ｍｇ含有量は０．００５０％以下である。Ｍｇ含有量の好ましい上限は０．００４０％であり、さらに好ましくは０．００３０％であり、さらに好ましくは０．００２５％である。Ｍｇ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｍｇ含有量の過剰な低減は製造コストを引き上げる。したがって、Ｍｇ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０００５％である。
Mg: 0 to 0.0050%
Magnesium (Mg) is an impurity and may not be contained. In other words, the Mg content may be 0%. If the Mg content exceeds 0.0050%, even if the contents of other elements are within the range of this embodiment, Mg forms coarse inclusions and reduces the fatigue properties of the steel material. Therefore, the Mg content is 0 to 0.0050%. If contained, the Mg content is 0.0050% or less. The preferred upper limit of the Mg content is 0.0040%, more preferably 0.0030%, and even more preferably 0.0025%. The Mg content is preferably as low as possible. However, excessive reduction of the Mg content increases the manufacturing cost. Therefore, the preferred lower limit of the Mg content is more than 0%, and even more preferably 0.0005%.
Ｗ：０～０．０５０％
タングステン（Ｗ）は不純物であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｗ含有量は０％であってもよい。Ｗ含有量が０．０５０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、Ｗは素材である鋼材の冷間加工性を低下する。したがって、Ｗ含有量は０～０．０５０％である。含有される場合、Ｗ含有量は０．０４０％以下である。Ｗ含有量の好ましい上限は０．０３０％であり、さらに好ましくは０．０２５％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。Ｗ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｗ含有量の過剰な低減は製造コストを引き上げる。したがって、Ｗ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．００１％である。
W: 0 to 0.050%
Tungsten (W) is an impurity and may not be contained. In other words, the W content may be 0%. If the W content exceeds 0.050%, even if the contents of other elements are within the range of this embodiment, W reduces the cold workability of the steel material. Therefore, the W content is 0 to 0.050%. If W is contained, the W content is 0.040% or less. The preferred upper limit of the W content is 0.030%, more preferably 0.025%, and even more preferably 0.020%. The W content is preferably as low as possible. However, excessive reduction of the W content increases the manufacturing cost. Therefore, the preferred lower limit of the W content is more than 0%, and even more preferably 0.001%.
［ミクロ組織］
本実施形態の鋼素形材のミクロ組織は、ポリゴナルフェライトと、パーライト及び／又はベイナイトとを含有する。本明細書において、パーライト及び／又はベイナイトを「硬質相」と称する。また、本明細書において、ベイナイトはマルテンサイトを含む。後述のミクロ組織観察において、時効硬化処理後のベイナイトとマルテンサイトとは区別することが極めて困難である。そこで、本明細書では、ベイナイトとマルテンサイトとを区別せず、「ベイナイト」と総称する。
[Microstructure]
The microstructure of the steel material of this embodiment contains polygonal ferrite, and pearlite and/or bainite. In this specification, pearlite and/or bainite are referred to as "hard phases". In this specification, bainite includes martensite. In the microstructural observation described below, it is extremely difficult to distinguish between bainite and martensite after age hardening treatment. Therefore, in this specification, bainite and martensite are not distinguished from each other and are collectively referred to as "bainite".
ミクロ組織中のポリゴナルフェライトの面積率は２０～９０％である。ミクロ組織の残部は上述のとおり、硬質相である。つまり、鋼素形材のミクロ組織は、面積率で２０～９０％のポリゴナルフェライトと、総面積率が１０～８０％の硬質相とからなる。The area ratio of polygonal ferrite in the microstructure is 20-90%. The remainder of the microstructure is the hard phase, as described above. In other words, the microstructure of the steel preform is composed of polygonal ferrite with an area ratio of 20-90% and hard phase with a total area ratio of 10-80%.
ポリゴナルフェライトの面積率が２０～９０％であれば、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であって、式（１）を満たし、陰極水素チャージ法で水素をチャージした場合の拡散性水素量が０．１０ｐｐｍ以上であることを前提として、鋼素形材は、高い疲労強度及び高い引張強度が得られる。If the area ratio of polygonal ferrite is 20-90%, the content of each element in the chemical composition is within the range of this embodiment, formula (1) is satisfied, and the amount of diffusible hydrogen when hydrogen is charged by the cathodic hydrogen charging method is 0.10 ppm or more, the steel preform will have high fatigue strength and high tensile strength.
鋼素形材のミクロ組織中のポリゴナルフェライト面積率の好ましい下限は２５％であり、さらに好ましくは３０％であり、さらに好ましくは３５％である。ポリゴナルフェライト面積率の好ましい上限は８０％であり、さらに好ましくは７５％であり、さらに好ましくは７０％である。The preferred lower limit of the polygonal ferrite area ratio in the microstructure of the steel material is 25%, more preferably 30%, and even more preferably 35%. The preferred upper limit of the polygonal ferrite area ratio is 80%, more preferably 75%, and even more preferably 70%.
ミクロ組織中の硬質相の面積率は、上述のとおり、１０～８０％である。ミクロ組織中のパーライトの面積率の好ましい下限は５％であり、さらに好ましくは１０％である。パーライトの面積率の好ましい上限は５０％であり、さらに好ましくは４０％である。ミクロ組織中のベイナイトの面積率の好ましい下限は５％であり、さらに好ましくは１０％である。ミクロ組織中のベイナイトの面積率の好ましい上限は８０％であり、さらに好ましくは７０％である。As mentioned above, the area ratio of the hard phase in the microstructure is 10 to 80%. A preferred lower limit for the area ratio of pearlite in the microstructure is 5%, more preferably 10%. A preferred upper limit for the area ratio of pearlite is 50%, more preferably 40%. A preferred lower limit for the area ratio of bainite in the microstructure is 5%, more preferably 10%. A preferred upper limit for the area ratio of bainite in the microstructure is 80%, more preferably 70%.
［ミクロ組織のポリゴナルフェライト面積率、及び、パーライト及びベイナイトの総面積率の測定方法］
鋼素形材のミクロ組織中のポリゴナルフェライト面積率、パーライト及びベイナイト総面積率は次の方法で測定する。
[Method for measuring polygonal ferrite area ratio and total area ratio of pearlite and bainite in microstructure]
The area ratio of polygonal ferrite and the total area ratio of pearlite and bainite in the microstructure of a steel material are measured by the following method.
鋼素形材の任意の位置からミクロ組織観察用の試験片を採取する。試験片の表面のうちの任意の表面を観察面に特定する。観察面を鏡面研磨する。３％ナイタール腐食液（エタノール＋３％硝酸溶液）を用いて、研磨後の観察面をエッチングする。エッチングされた観察面のうちの任意の５つの観察視野を４００倍の光学顕微鏡で観察して、写真画像を生成する。このとき、各観察視野の位置は、元の鋼素形材の表面から少なくとも３ｍｍよりも深い位置とする。各観察視野のサイズは２００μｍ×２００μｍとする。各視野の写真画像において、ポリゴナルフェライトを特定する。具体的には、ラメラ構造を有する相をパーライトと特定できる。パーライトよりも明度が高い領域（白い領域）をポリゴナルフェライトと特定できる。ポリゴナルフェライト及びパーライトよりも明度が低い領域（濃い領域）をベイナイトと特定できる。５視野で求めたポリゴナルフェライトの総面積と、５視野の総面積とに基づいて、ポリゴナルフェライト面積率（％）を求める。同様に、５視野で求めたパーライト及びベイナイトの総面積と、５視野の総面積とに基づいて、パーライト及びベイナイトの総面積率（％）を求める。なお、ミクロ組織において、パーライトが０％である場合、パーライト及びベイナイトの総面積率はベイナイトの面積率に相当する。同様に、ミクロ組織において、ベイナイトが０％である場合、パーライト及びベイナイトの総面積率はパーライトの面積率に相当する。A test piece for microstructure observation is taken from an arbitrary position of the steel blank. An arbitrary surface of the test piece is specified as the observation surface. The observation surface is mirror-polished. The polished observation surface is etched using a 3% nital etching solution (ethanol + 3% nitric acid solution). Five arbitrary observation fields of the etched observation surface are observed with an optical microscope at 400x magnification to generate a photographic image. At this time, the position of each observation field is at least 3 mm deeper than the surface of the original steel blank. The size of each observation field is 200 μm × 200 μm. Polygonal ferrite is specified in the photographic image of each field. Specifically, a phase having a lamellar structure can be specified as pearlite. An area (white area) that is brighter than pearlite can be specified as polygonal ferrite. An area (dark area) that is brighter than polygonal ferrite and pearlite can be specified as bainite. The polygonal ferrite area ratio (%) is calculated based on the total area of polygonal ferrite calculated in the five fields and the total area of the five fields. Similarly, the total area ratio (%) of pearlite and bainite is calculated based on the total area of pearlite and bainite calculated in the five visual fields and the total area of the five visual fields. Note that, when pearlite is 0% in the microstructure, the total area ratio of pearlite and bainite corresponds to the area ratio of bainite. Similarly, when bainite is 0% in the microstructure, the total area ratio of pearlite and bainite corresponds to the area ratio of pearlite.
［式（１）について］
本実施形態の鋼素形材において、鋼素形材の化学組成中のＶ含有量を［Ｖ］（質量％）と定義する。さらに、鋼素形材の化学組成を１００％とした場合の鋼素形材中のＶ析出物中のＶの総含有量を［析出物中Ｖ］（質量％）と定義する。この場合、本実施形態の鋼素形材は式（１）を満たす。
［析出物中Ｖ］／［Ｖ］≧０．３０ （１）
[Regarding formula (1)]
In the steel preform of this embodiment, the V content in the chemical composition of the steel preform is defined as [V] (mass %). Furthermore, the total content of V in V precipitates in the steel preform when the chemical composition of the steel preform is taken as 100% is defined as [V in precipitates] (mass %). In this case, the steel preform of this embodiment satisfies formula (1).
[V in precipitate]/[V]≧0.30 (1)
ＶＰ＝［析出物中Ｖ］／［Ｖ］と定義する。ＶＰは、鋼素形材中でのＶ析出物の析出割合を示す。鋼素形材の化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、ミクロ組織が、面積率が２０～９０％のポリゴナルフェライトと、面積率が１０～８０％の硬質相とからなる組織であっても、ＶＰが０．３０未満であれば、鋼素形材中でのＶ析出物の生成が不十分である。この場合、鋼素形材中の疲労強度及び引張強度が低下する。 VP is defined as [V in precipitates]/[V]. VP indicates the precipitation ratio of V precipitates in the steel preform. Even if the content of each element in the chemical composition of the steel preform is within the range of this embodiment and the microstructure is a structure consisting of polygonal ferrite with an area ratio of 20 to 90% and a hard phase with an area ratio of 10 to 80%, if VP is less than 0.30, the formation of V precipitates in the steel preform is insufficient. In this case, the fatigue strength and tensile strength of the steel preform are reduced.
一方、ＶＰが０．３０以上であれば、鋼素形材の化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、ミクロ組織が、面積率が２０～９０％のポリゴナルフェライトと、面積率が１０～８０％の硬質相とからなる組織であり、かつ、拡散性水素量が０．１０ｐｐｍ以下であることを前提として、鋼素形材中にＶ析出物が十分に析出している。そのため、Ｖ析出物による析出強化により、鋼素形材の疲労強度及び引張強度が高まる。On the other hand, if VP is 0.30 or more, the content of each element in the chemical composition of the steel preform is within the range of this embodiment, the microstructure is a structure consisting of polygonal ferrite with an area ratio of 20 to 90% and a hard phase with an area ratio of 10 to 80%, and the amount of diffusible hydrogen is 0.10 ppm or less, and V precipitates are sufficiently precipitated in the steel preform. Therefore, precipitation strengthening by V precipitates increases the fatigue strength and tensile strength of the steel preform.
ＶＰの好ましい下限は０．３１であり、さらに好ましくは０．３２である。ＶＰの上限は特に限定されない。ＶＰの好ましい上限は０．６０であり、さらに好ましくは０．５５であり、さらに好ましくは０．５２である。The preferred lower limit of VP is 0.31, and more preferably 0.32. The upper limit of VP is not particularly limited. The preferred upper limit of VP is 0.60, and more preferably 0.55, and more preferably 0.52.
［鋼素形材中のＶ析出物中のＶの総含有量（［析出物中Ｖ］）の測定方法］
鋼素形材中のＶ析出物のＶ含有量（つまり、［析出物中Ｖ］）は、抽出残渣分析法により求められる。
[Method for measuring total V content in V precipitates in steel material ([V in precipitates])]
The V content of the V precipitates in the steel material (i.e., [V in precipitates]) is determined by an extraction residue analysis method.
具体的には、鋼素形材から約１０００ｍｍ３（約７．８ｇ）の試料を切り出す。１０％ＡＡ系溶液（テトラメチルアンモニウムクロライド、アセチルアセトン、メタノールを１：１０：１００で混合した液体）を準備する。切り出した試料を１０％ＡＡ系溶液中に浸漬する。浸漬した試料に対して、定電流電気分解を実施する。 Specifically, a sample of approximately 1000 mm 3 (approximately 7.8 g) is cut out from the steel blank. A 10% AA-based solution (a liquid in which tetramethylammonium chloride, acetylacetone, and methanol are mixed in a ratio of 1:10:100) is prepared. The cut sample is immersed in the 10% AA-based solution. Constant-current electrolysis is then performed on the immersed sample.
まず、試料に対して予備電気分解を行う。これにより、試料の表面の付着物を除去する。予備電気分解の条件は、電流：１０００ｍＡ、時間：２８分、室温（２５℃）とする。予備電気分解された試料を取り出す。取り出した試料に対して、アルコール中で超音波洗浄を実施する。これにより、試料の表面の付着物を除去する。付着物を除去された試料の質量（定電流電気分解前の試料の質量）を測定する。 First, the sample is subjected to preliminary electrolysis. This removes any adhering matter from the surface of the sample. The conditions for preliminary electrolysis are current: 1000 mA, time: 28 minutes, room temperature (25°C). The sample that has been preliminary electrolyzed is removed. The removed sample is subjected to ultrasonic cleaning in alcohol. This removes any adhering matter from the surface of the sample. The mass of the sample from which the adhering matter has been removed (mass of the sample before constant current electrolysis) is measured.
次に、予備電気分解後の試料に対して定電流電気分解を実施する。電気分解の条件は、電流：１７３ｍＡ、時間：１４２分、室温（２５℃）とする。電気分解された試料を取り出す。取り出された試料に対して、アルコール中で超音波洗浄を実施する。これにより、試料の表面の付着物（残渣）を除去する。電気分解後の溶液、及び、超音波洗浄に用いた溶液を、フィルターで吸引ろ過する。フィルターのメッシュサイズは０．２μｍとする。これにより、残渣を採取する。Next, constant current electrolysis is performed on the sample after preliminary electrolysis. The electrolysis conditions are current: 173 mA, time: 142 minutes, room temperature (25°C). The electrolyzed sample is removed. The removed sample is subjected to ultrasonic cleaning in alcohol. This removes any deposits (residue) on the surface of the sample. The solution after electrolysis and the solution used for ultrasonic cleaning are aspirated and filtered using a filter. The mesh size of the filter is 0.2 μm. This allows the residue to be collected.
付着物（残渣）を除去した試料の質量（定電流電気分解後の試料の質量）を測定する。そして定電流電気分解前後の試料の質量の測定値の差分値から、「定電流電気分解された試料の質量」を求める。The mass of the sample from which the deposits (residue) have been removed (mass of the sample after constant-current electrolysis) is measured. The "mass of the sample electrolyzed at constant current" is then calculated from the difference between the measured masses of the sample before and after constant-current electrolysis.
上記のフィルター上に採取された残渣を、シャーレに移して乾燥させる。乾燥した残渣の質量を測定する。その後、ＪＩＳ Ｇ １２５８（２０１４）に準拠して、ＩＣＰ発光分析装置（高周波誘導結合プラズマ発光分光分析装置）により残渣を分析して、「残渣中のＶの質量」を求める。The residue collected on the filter is transferred to a petri dish and dried. The mass of the dried residue is measured. The residue is then analyzed using an ICP optical emission spectrometer (inductively coupled plasma optical emission spectrometer) in accordance with JIS G 1258 (2014) to determine the "mass of V in the residue."
求めた「残渣中のＶの質量」を「定電流電気分解された試料の質量」で除して、百分率表示したものを、［析出物中Ｖ］（質量％）と定義する。The "mass of V in the residue" thus determined is divided by the "mass of the sample electrolyzed at constant current" and expressed as a percentage, which is defined as "V in precipitate" (mass %).
［拡散性水素量について］
本実施形態の鋼素形材ではさらに、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、ミクロ組織が、２０～９０％のポリゴナルフェライトと、１０～８０％の硬質相とからなり、式（１）を満たすことを前提として、陰極水素チャージ法で水素をチャージした場合の拡散性水素量が０．１０ｐｐｍ以上である。より具体的には、本実施形態の鋼素形材は、３％ＮａＣｌ－３ｇ／ＬＮＨ４ＳＣＮ水溶液中で、電流密度が０．１ｍＡ／ｃｍ２であり、通電時間が７２時間である陰極水素チャージ法で水素チャージした場合の拡散性水素量が０．１０ｐｐｍ以上である。
[About diffusible hydrogen content]
Furthermore, in the steel preform of this embodiment, the content of each element in the chemical composition is within the range of this embodiment, the microstructure is composed of 20 to 90% polygonal ferrite and 10 to 80% hard phase, and the formula (1) is satisfied, the diffusible hydrogen amount is 0.10 ppm or more when hydrogen is charged by a cathodic hydrogen charging method. More specifically, the steel preform of this embodiment has a diffusible hydrogen amount of 0.10 ppm or more when hydrogen is charged by a cathodic hydrogen charging method in a 3% NaCl-3 g/LNH 4 SCN aqueous solution, with a current density of 0.1 mA/cm 2 and a current flow time of 72 hours.
本実施形態の鋼素形材において、拡散性水素量が０．１０ｐｐｍ以上であれば、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、ミクロ組織が、２０～９０％のポリゴナルフェライトと、１０～８０％の硬質相とからなり、式（１）を満たすことを前提として、高い疲労強度と高い引張強度とが得られる。In the steel material of this embodiment, if the amount of diffusible hydrogen is 0.10 ppm or more, the content of each element in the chemical composition is within the range of this embodiment, and the microstructure consists of 20 to 90% polygonal ferrite and 10 to 80% hard phase, and high fatigue strength and high tensile strength are obtained, provided that formula (1) is satisfied.
この理由は定かではないが、上述のとおり、Ｖ析出物の形状が起因していると考えられる。Ｖ析出物のうち、球状Ｖ析出物は母相に対して非整合界面を形成する。この場合、転位運動に対して、球状Ｖ析出物自体が障害となる。しかしながら、球状析出物と非整合界面で接する母相は、転位運動の障害になりにくい。一方、板状Ｖ析出物の周辺は整合界面又は半整合界面が形成されている。この場合、転位運動に対して、板状Ｖ析出物だけでなく、板状Ｖ析出物と整合界面又は半整合界面で接する板状Ｖ析出物周辺の母相の整合ひずみ場も障害となる。したがって、板状Ｖ析出物の転位運動に対する抵抗は、球状Ｖ析出物よりも強い。したがって、ＶＰが同じ値であった場合（つまり、Ｖ析出物の析出量が同じであっても）、板状Ｖ析出物の析出量が多い方が、疲労強度及び引張強度が高くなる。The reason for this is unclear, but as mentioned above, it is thought that the shape of the V precipitates is the cause. Among the V precipitates, the spherical V precipitates form a non-coherent interface with the parent phase. In this case, the spherical V precipitates themselves become an obstacle to dislocation motion. However, the parent phase that contacts the spherical precipitates at a non-coherent interface is less likely to be an obstacle to dislocation motion. On the other hand, a coherent interface or semi-coherent interface is formed around the plate-shaped V precipitates. In this case, not only the plate-shaped V precipitates but also the coherent strain field of the parent phase around the plate-shaped V precipitates that contact the plate-shaped V precipitates at a coherent interface or semi-coherent interface become obstacles to dislocation motion. Therefore, the resistance of the plate-shaped V precipitates to dislocation motion is stronger than that of the spherical V precipitates. Therefore, when VP is the same value (i.e., even if the amount of V precipitates is the same), the fatigue strength and tensile strength are higher when the amount of plate-shaped V precipitates is larger.
ところで、整合界面及び半整合界面では水素がトラップされやすい。一方、非整合界面では、水素がトラップされにくい。つまり、板状Ｖ析出物は水素をトラップしやすく、球状Ｖ析出物は水素をトラップしにくい。したがって、式（１）を満たす量のＶ析出物が含まれる鋼素形材において、上述の拡散性水素量が多い場合、板状Ｖ析出物の割合が多いと考えられる。その結果、鋼素形材において、高い疲労強度とともに、高い引張強度が得られると考えられる。 However, hydrogen is easily trapped at coherent and semi-coherent interfaces. On the other hand, hydrogen is not easily trapped at incoherent interfaces. In other words, plate-shaped V precipitates are easy to trap hydrogen, while spherical V precipitates are not easy to trap hydrogen. Therefore, in a steel preform containing an amount of V precipitates that satisfies formula (1), if the amount of diffusible hydrogen described above is large, it is believed that the proportion of plate-shaped V precipitates is high. As a result, it is believed that the steel preform will have high tensile strength as well as high fatigue strength.
上記メカニズムは推定である。しかしながら、化学組成中の各元素含有量が上述の範囲内であり、ミクロ組織が、２０～９０％のポリゴナルフェライトと、１０～８０％の硬質相とからなり、式（１）を満たす鋼素形材においてさらに、陰極水素チャージ法で水素をチャージした場合の拡散性水素量が０．１０ｐｐｍ以上であれば、高い疲労強度と高い引張強度とが得られることは、後述の実施例が証明している。The above mechanism is an assumption. However, the examples described below prove that in a steel preform in which the content of each element in the chemical composition is within the above-mentioned range, the microstructure is made up of 20-90% polygonal ferrite and 10-80% hard phase, and formula (1) is satisfied, and further the amount of diffusible hydrogen when hydrogen is charged by a cathodic hydrogen charging method is 0.10 ppm or more, high fatigue strength and high tensile strength can be obtained.
拡散性水素量の好ましい下限は０．１１ｐｐｍであり、さらに好ましくは０．１２ｐｐｍであり、さらに好ましくは０．１３ｐｐｍであり、さらに好ましくは０．１４ｐｐｍである。拡散性水素量の好ましい上限は特に限定されないが、たとえば０．５０ｐｐｍであり、さらに好ましくは０．４５ｐｐｍであり、さらに好ましくは０．４０ｐｐｍであり、さらに好ましくは０．３５ｐｐｍであり、さらに好ましくは０．３０ｐｐｍである。The preferred lower limit of the amount of diffusible hydrogen is 0.11 ppm, more preferably 0.12 ppm, more preferably 0.13 ppm, and even more preferably 0.14 ppm. The preferred upper limit of the amount of diffusible hydrogen is not particularly limited, but is, for example, 0.50 ppm, more preferably 0.45 ppm, more preferably 0.40 ppm, more preferably 0.35 ppm, and even more preferably 0.30 ppm.
［拡散性水素量の測定方法］
拡散性水素量の測定方法は次のとおりである。鋼素形材の任意の位置から、直径７ｍｍ、長さ４０ｍｍの丸棒試験片を切り出す。切り出された丸棒試験片に対して、陰極水素チャージ法を用いて、水素を導入する。
[Method for measuring the amount of diffusible hydrogen]
The method for measuring the amount of diffusible hydrogen is as follows: A round bar test piece having a diameter of 7 mm and a length of 40 mm is cut out from an arbitrary position of the steel preform. Hydrogen is introduced into the cut out round bar test piece by using a cathodic hydrogen charging method.
具体的には、３％ＮａＣｌ－３ｇ／ＬＮＨ４ＳＣＮ水溶液中に丸棒試験片を浸漬する。その後、電流密度：０．１ｍＡ／ｃｍ２及び通電時間：７２時間の条件で、陰極水素チャージ法にて、丸棒試験片に水素を導入する。上記の通電を停止したタイミングを、丸棒試験片への水素の導入完了のタイミングとする。 Specifically, the round bar test specimen is immersed in a 3% NaCl-3 g/LNH 4 SCN aqueous solution. Hydrogen is then introduced into the round bar test specimen by a cathodic hydrogen charging method under the conditions of a current density of 0.1 mA/cm 2 and a current application time of 72 hours. The timing at which the current application is stopped is regarded as the timing at which the introduction of hydrogen into the round bar test specimen is completed.
丸棒試験片への水素の導入を完了した後、昇温離脱ガスクロマトグラフィを用いて、丸棒試験片中の水素量を測定する。丸棒試験片への水素の導入を完了してから昇温離脱ガスクロマトグラフィを用いた丸棒試験片中の水素量の測定を開始するまでの時間（以下、隙間時間という）に応じて、次の処理を行う。After completing the introduction of hydrogen into the round bar test specimen, the amount of hydrogen in the round bar test specimen is measured using thermal desorption spectrometry. The following process is carried out according to the time between completing the introduction of hydrogen into the round bar test specimen and starting the measurement of the amount of hydrogen in the round bar test specimen using thermal desorption spectrometry (hereinafter referred to as the gap time).
隙間時間が３０分以内である場合、水素の導入が完了した丸棒試験片をそのまま用いて水素量の測定を開始する。一方、隙間時間が３０分を超える場合、丸棒試験片への水素の導入を完了した後、水素量の測定を開始するまで、丸棒試験片を液体窒素に浸漬させた状態で保管する。水素量の測定を開始するまでの間に、丸棒試験片に導入した水素が丸棒試験片の外部に放出されるのを抑制するためである。If the gap time is within 30 minutes, the measurement of the amount of hydrogen is started using the round bar test specimen after the introduction of hydrogen has been completed. On the other hand, if the gap time exceeds 30 minutes, after the introduction of hydrogen into the round bar test specimen is completed, the round bar test specimen is stored immersed in liquid nitrogen until the measurement of the amount of hydrogen is started. This is to prevent the hydrogen introduced into the round bar test specimen from being released outside the round bar test specimen until the measurement of the amount of hydrogen is started.
隙間時間に応じて上述の処理が施された丸棒試験片に対して、昇温離脱ガスクロマトグラフィを用いて、丸棒試験片中の水素量を次の方法で測定する。具体的には、１００℃／時間の昇温速度で室温から４００℃まで丸棒試験片を加熱する。昇温により発生した水素量を５分間隔で測定する。得られた水素量に基づいて、図１に示す水素放出曲線が得られる。得られた水素放出曲線を用いて、室温～３５０℃までに放出された累積水素量を求める。得られた累積水素量を拡散性水素量（ｐｐｍ）とする。The amount of hydrogen in the round bar test specimens that have been subjected to the above-mentioned treatments according to the gap time is measured using thermal desorption gas chromatography in the following manner. Specifically, the round bar test specimens are heated from room temperature to 400°C at a heating rate of 100°C/hour. The amount of hydrogen generated by the heating is measured at 5-minute intervals. Based on the amount of hydrogen obtained, the hydrogen release curve shown in Figure 1 is obtained. The obtained hydrogen release curve is used to determine the cumulative amount of hydrogen released from room temperature to 350°C. The obtained cumulative amount of hydrogen is taken as the diffusible hydrogen amount (ppm).
以上のとおり、本実施形態の鋼素形材は、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、ミクロ組織は、面積率が２０～９０％のポリゴナルフェライトと、面積率が１０～８０％の硬質相とからなり、式（１）を満たし、陰極水素チャージ法で水素をチャージした場合の拡散性水素量が０．１０ｐｐｍ以上である。そのため、本実施形態の鋼素形材は、高い疲労強度が得られるだけでなく、高い引張強度も得られる。As described above, the steel preform of this embodiment has a chemical composition in which the content of each element falls within the range of this embodiment, the microstructure is composed of polygonal ferrite with an area ratio of 20 to 90% and a hard phase with an area ratio of 10 to 80%, satisfies formula (1), and has a diffusible hydrogen amount of 0.10 ppm or more when hydrogen is charged by a cathodic hydrogen charging method. Therefore, the steel preform of this embodiment not only has high fatigue strength, but also high tensile strength.
［製造方法］
以下、本実施形態の鋼素形材の製造方法を説明する。以降に説明する製造方法は、鋼素形材の製造方法の一例であって、これに限定されない。つまり、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、ミクロ組織は、面積率が２０～９０％のポリゴナルフェライトと、面積率が１０～８０％の硬質相とからなり、式（１）を満たし、陰極水素チャージ法で水素をチャージした場合の拡散性水素量が０．１０ｐｐｍ以上となれば、鋼素形材の製造方法は以降に説明する製造方法に限定されない。しかしながら、以降に説明する製造方法は、本実施形態の鋼素形材の好適な製造方法である。
[Production method]
A method for producing the steel preform of this embodiment will be described below. The ... This method is an example of the method for producing the steel preform of this embodiment, and is not limited to this method. In other words, as long as the content of each element in the chemical composition is within the range of this embodiment, the microstructure is composed of polygonal ferrite with an area ratio of 20 to 90% and a hard phase with an area ratio of 10 to 80%, satisfies formula (1), and the amount of diffusible hydrogen when hydrogen is charged by a cathodic hydrogen charging method is 0.10 ppm or more, the method for producing the steel preform of this embodiment is not limited to the method for producing the steel preform of this embodiment. However, the method for producing the steel preform of this embodiment will be described below.
本実施形態の鋼素形材の製造方法は、鋼素形材の素材となる鋼材を準備する工程（鋼材準備工程）と、鋼材から鋼素形材を製造する工程（鋼素形材製造工程）とを備える。以下、各工程について詳述する。The method for manufacturing the steel preform in this embodiment includes a process for preparing a steel material that will be the raw material for the steel preform (steel material preparation process) and a process for manufacturing the steel preform from the steel material (steel preform manufacturing process). Each process is described in detail below.
［鋼材準備工程］
鋼材準備工程では、鋼素形材の素材となる鋼材を準備する。鋼材の形状は特に限定されないが、たとえば棒鋼又は線材である。本実施形態の鋼素形材の素材となる鋼材の構成は次のとおりである。
[Steel material preparation process]
In the steel material preparation step, a steel material that will be the raw material for the steel shaped material is prepared. The shape of the steel material is not particularly limited, but it may be, for example, a steel bar or a wire rod. The configuration of the steel material that will be the raw material for the steel shaped material in this embodiment is as follows.
［鋼素形材の素材となる鋼材の構成］
本実施形態の鋼素形材の素材となる鋼材の構成は以下のとおりである。鋼素形材の素材となる鋼材の化学組成は、鋼素形材の化学組成と同じである。つまり、鋼材の化学組成は、質量％で、Ｃ：０．０３～０．２５％、Ｓｉ：０．０２～０．５０％、Ｍｎ：０．７０超～２．５０％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０５０％以下、Ａｌ：０．００５～０．０５０％、Ｖ：０．１０超～０．４０％、Ｎ：０．００３～０．０３０％、Ｃｒ：０～０．７０％、Ｎｂ：０～０．１００％、Ｂ：０～０．０１００％、Ｃｕ：０～０．３０％、Ｎｉ：０～０．３０％、Ｃａ：０～０．００５０％、Ｂｉ：０～０．１００％、Ｐｂ：０～０．０９０％、Ｍｏ：０～０．０５％、Ｔｉ：０～０．００５％、Ｚｒ：０～０．０１０％、Ｓｅ：０～０．１０％、Ｔｅ：０～０．１０％、希土類元素：０～０．０１０％、Ｓｂ：０～０．１０％、Ｍｇ：０～０．００５０％、Ｗ：０～０．０５０％、及び、残部：Ｆｅ及び不純物からなる。
[Composition of steel materials used for steel forming materials]
The composition of the steel material that is the raw material for the steel preform in this embodiment is as follows. The chemical composition of the steel material that is the raw material for the steel preform is the same as that of the steel preform. That is, the chemical composition of the steel material is, in mass%, C: 0.03 to 0.25%, Si: 0.02 to 0.50%, Mn: over 0.70 to 2.50%, P: 0.035% or less, S: 0.050% or less, Al: 0.005 to 0.050%, V: over 0.10 to 0.40%, N: 0.003 to 0.030%, Cr: 0 to 0.70%, Nb: 0 to 0.100%, B: 0 to 0.0100%, Cu: 0 to 0.30%, The composition is composed of Ni: 0-0.30%, Ca: 0-0.0050%, Bi: 0-0.100%, Pb: 0-0.090%, Mo: 0-0.05%, Ti: 0-0.005%, Zr: 0-0.010%, Se: 0-0.10%, Te: 0-0.10%, rare earth elements: 0-0.010%, Sb: 0-0.10%, Mg: 0-0.0050%, W: 0-0.050%, and the balance: Fe and impurities.
本実施形態の鋼素形材の素材である鋼材において、鋼材の化学組成中のＶを［Ｖ］（質量％）と定義する。鋼材の化学組成を１００％とした場合における、鋼材中のＶ析出物中のＶの総含有量を「析出物中Ｖ」（質量％）と定義する。この場合、鋼材における［析出物中Ｖ］／［Ｖ］は０．０５～０．３０未満である。In the steel material that is the raw material for the steel preform of this embodiment, the V in the chemical composition of the steel material is defined as [V] (mass %). When the chemical composition of the steel material is taken as 100%, the total content of V in V precipitates in the steel material is defined as "V in precipitates" (mass %). In this case, [V in precipitates]/[V] in the steel material is 0.05 to less than 0.30.
ＶＰ０＝鋼材における［析出物中Ｖ］／［Ｖ］と定義する。鋼素形材の素材となる鋼材では、Ｖ析出物はなるべく生成しておらず、固溶Ｖ量が多い方が好ましい。鋼材中に既に多量のＶ析出物が生成している場合、その鋼材を素材とした鋼素形材の製造工程中の後述の時効硬化処理において、微細なＶ析出物が生成せずに、既に鋼材中に存在するＶ析出物が粗大化する。この場合、鋼素形材において、板状Ｖ析出物が形成されにくく、球状Ｖ析出物の割合が過剰に多くなる。この場合、陰極水素チャージ法で水素をチャージした場合の鋼素形材の拡散性水素量が低くなる。そのため、鋼素形材において、十分な疲労強度及び引張強度が得られない。 VP0 is defined as [V in precipitates]/[V] in steel. In steel that is the raw material for steel preforms, it is preferable that V precipitates are not formed as much as possible and that the amount of dissolved V is large. If a large amount of V precipitates are already formed in the steel, in the age hardening treatment described below during the manufacturing process of steel preforms using that steel as the raw material, fine V precipitates are not formed and the V precipitates already present in the steel become coarse. In this case, plate-shaped V precipitates are difficult to form in the steel preform, and the proportion of spherical V precipitates becomes excessively high. In this case, the amount of diffusible hydrogen in the steel preform when hydrogen is charged by the cathodic hydrogen charging method is low. Therefore, sufficient fatigue strength and tensile strength cannot be obtained in the steel preform.
鋼材のＶＰ０が０．３０以上であれば、陰極水素チャージ法で水素をチャージした場合の鋼素形材の拡散性水素量が低くなる。そのため、鋼素形材において、十分な疲労強度及び引張強度が得られない。したがって、鋼材のＶＰ０は０．３０未満とする。鋼材のＶＰ０の下限は特に限定されないが、たとえば、０．０５である。If the VP0 of a steel material is 0.30 or more, the amount of diffusible hydrogen in the steel material will be low when hydrogen is charged using the cathodic hydrogen charging method. As a result, sufficient fatigue strength and tensile strength cannot be obtained in the steel material. Therefore, the VP0 of the steel material is set to less than 0.30. There is no particular limit to the lower limit of the VP0 of the steel material, but it is, for example, 0.05.
なお、鋼材のＶＰ０は、鋼素形材でのＶＰの測定方法と同様の測定方法で求めることができる。 The VP0 of steel material can be determined using a measurement method similar to the measurement method for VP of steel base materials.
さらに、本実施形態の鋼素形材の素材である鋼材のミクロ組織は、上述の鋼素形材のミクロ組織と同じである。つまり、鋼材のミクロ組織は、２０～９０％のポリゴナルフェライトと、１０～８０％の硬質相とからなる。Furthermore, the microstructure of the steel material that is the raw material for the steel preform of this embodiment is the same as the microstructure of the steel preform described above. In other words, the microstructure of the steel material is composed of 20 to 90% polygonal ferrite and 10 to 80% hard phase.
鋼材のミクロ組織中のポリゴナルフェライト面積率が９０％以上を超えれば、鋼材中においてＶ析出物が過剰に多く生成している。そのため、ＶＰ０が０．３０以上となる。この場合、この場合、陰極水素チャージ法で水素をチャージした場合の鋼素形材の拡散性水素量が低くなる。そのため、鋼素形材において、十分な疲労強度及び引張強度が得られない。 If the polygonal ferrite area ratio in the microstructure of the steel exceeds 90%, an excessive number of V precipitates are formed in the steel. As a result, VP0 becomes 0.30 or more. In this case, the amount of diffusible hydrogen in the steel material when hydrogen is charged using the cathodic hydrogen charging method becomes low. As a result, sufficient fatigue strength and tensile strength cannot be obtained in the steel material.
一方、鋼材のミクロ組織中のポリゴナルフェライト面積率が１０％未満であれば、鋼材の冷間加工性が低くなり過ぎる。この場合、後述の鋼素形材の製造工程中の冷間加工工程において、鋼材に割れが発生してしまう。したがって、鋼材のミクロ組織は、２０～９０％のポリゴナルフェライトと、１０～８０％の硬質相とからなる。On the other hand, if the area ratio of polygonal ferrite in the microstructure of the steel is less than 10%, the cold workability of the steel will be too low. In this case, cracks will occur in the steel during the cold working process in the manufacturing process of the steel base material described below. Therefore, the microstructure of the steel consists of 20 to 90% polygonal ferrite and 10 to 80% hard phase.
なお、鋼材のミクロ組織におけるポリゴナルフェライト面積率及び硬質相面積率は、鋼素形材のミクロ組織におけるポリゴナルフェライト面積率及び硬質相面積率と同じ測定方法で測定できる。The polygonal ferrite area ratio and hard phase area ratio in the microstructure of steel material can be measured using the same measurement method as the polygonal ferrite area ratio and hard phase area ratio in the microstructure of steel base material.
本実施形態の窒化鋼部品の素材となる鋼材は、第三者から供給されたものであってもよいし、製造してもよい。鋼材を製造する場合、鋼材準備工程は、素材を準備する工程（素材準備工程）と、素材を熱間加工して鋼材を製造する工程（熱間加工工程）とを含む。以下、これらの工程について説明する。The steel material that is the raw material for the nitriding steel parts of this embodiment may be supplied by a third party or may be manufactured. When manufacturing steel material, the steel material preparation process includes a process of preparing a raw material (raw material preparation process) and a process of hot working the raw material to manufacture the steel material (hot working process). These processes are described below.
［素材準備工程］
上記の化学組成を有する溶鋼を製造する。溶鋼を用いて素材を準備する。たとえば、上述の化学組成を有する溶鋼を、転炉及び電気炉等を用いて製造する。溶鋼を用いて連続鋳造法により鋳片を製造する。又は、溶鋼を用いて造塊法によりインゴットを製造する。
[Material preparation process]
Molten steel having the above-mentioned chemical composition is produced. A material is prepared using the molten steel. For example, the molten steel having the above-mentioned chemical composition is produced using a converter, an electric furnace, or the like. A slab is produced using the molten steel by a continuous casting method. Alternatively, an ingot is produced using the molten steel by an ingot casting method.
［熱間加工工程］
準備された素材に対して熱間加工を実施して、鋼材を製造する。熱間加工として、熱間圧延を実施する場合、たとえば、次の方法がある。熱間圧延では、素材を粗圧延してビレットにする粗圧延工程と、ビレットを仕上げ圧延して鋼材とする仕上げ圧延工程とを含む。粗圧延工程ではたとえば、次の工程を実施する。素材（鋳片、インゴット）を加熱後、分塊圧延機を用いて分塊圧延する。必要に応じて、分塊圧延後に連続圧延機でさらに圧延して、ビレットを製造する。連続圧延機では、水平ロールスタンド、垂直ロールスタンドが交互に一列に配列されており、各スタンドの圧延ロールに形成された孔型を用いて素材を圧延して、ビレットにする。なお、連続鋳造法により直接ビレットを製造してもよい。
[Hot processing process]
A prepared material is subjected to hot working to produce a steel material. When hot rolling is performed as hot working, for example, the following method is available. Hot rolling includes a rough rolling process in which the material is roughly rolled to produce a billet, and a finish rolling process in which the billet is finish rolled to produce a steel material. In the rough rolling process, for example, the following steps are performed. After heating the material (slab, ingot), it is bloomed using a blooming mill. If necessary, after blooming, the material is further rolled in a continuous rolling mill to produce a billet. In the continuous rolling mill, horizontal roll stands and vertical roll stands are alternately arranged in a row, and the material is rolled into a billet using grooves formed in the rolling rolls of each stand. It is to be noted that billets may be directly produced by a continuous casting method.
仕上げ圧延工程はたとえば、次の工程を実施する。粗圧延工程にて製造されたビレットを加熱炉に装入して加熱する。加熱されたビレットを用いて、仕上げ圧延機列で仕上げ圧延（熱間圧延）を実施して所定の径の棒線にする。仕上げ圧延機列は、一列に配列された複数のスタンドを含む。各スタンドは、パスライン周りに配置された複数のロールを含む。各スタンドの圧延ロールに形成された孔型を用いてビレットを圧延して、鋼材（棒線）を製造する。The finish rolling process, for example, involves the following steps: The billet produced in the rough rolling process is loaded into a heating furnace and heated. The heated billet is then finish rolled (hot rolled) in a finishing rolling mill row to produce a bar wire of a specified diameter. The finishing rolling mill row includes a number of stands arranged in a row. Each stand includes a number of rolls arranged around a pass line. The billet is rolled using the grooves formed in the rolling rolls of each stand to produce steel material (bar wire).
なお、熱間加工工程は熱間圧延に限定されない。熱間加工工程では、上述の熱間圧延に代えて、熱間鍛造を実施してもよいし、熱間押出を実施してもよい。The hot working process is not limited to hot rolling. In the hot working process, instead of the above-mentioned hot rolling, hot forging or hot extrusion may be performed.
［加熱温度について］
熱間加工工程において、最終の熱間加工を実施する直前の鋼材の加熱温度はたとえば、１０００～１３００℃である。たとえば、熱間加工工程が粗圧延工程と仕上げ圧延工程とを含む場合、仕上げ圧延工程の加熱炉における加熱温度が１０００～１３００℃である。仕上げ圧延工程の加熱炉における加熱温度が１０００～１３００℃であれば、他の製造条件を満たすことを前提として、熱間加工工程前に生成したＶ析出物が十分に固溶する。
[Heating temperature]
In the hot working process, the heating temperature of the steel immediately before the final hot working is performed is, for example, 1000 to 1300° C. For example, when the hot working process includes a rough rolling process and a finish rolling process, the heating temperature in the heating furnace in the finish rolling process is 1000 to 1300° C. If the heating temperature in the heating furnace in the finish rolling process is 1000 to 1300° C., V precipitates generated before the hot working process will be sufficiently dissolved, provided that other manufacturing conditions are satisfied.
［仕上げ温度について］
熱間加工工程において、最後の圧下後の鋼材温度を仕上げ温度（℃）と定義する。熱間加工工程が粗圧延工程と仕上げ圧延工程とを含む場合、仕上げ温度は、仕上げ圧延工程での仕上げ圧延機列で最後に圧下をしたスタンドの出側での鋼材温度（鋼材の表面温度）を意味する。仕上げ温度はたとえば、８００～１２００℃である。仕上げ温度が８００～１２００℃であれば、他の製造条件を満たすことを前提として、加熱炉で固溶したＶの再析出を十分に抑制できる。
[About finishing temperature]
In the hot working process, the temperature of the steel material after the final reduction is defined as the finishing temperature (°C). When the hot working process includes a rough rolling process and a finish rolling process, the finishing temperature means the temperature of the steel material (surface temperature of the steel material) at the outlet side of the stand that performed the final reduction in the finishing rolling mill train in the finish rolling process. The finishing temperature is, for example, 800 to 1200°C. If the finishing temperature is 800 to 1200°C, reprecipitation of V that has been dissolved in the heating furnace can be sufficiently suppressed, provided that other manufacturing conditions are satisfied.
［冷却速度について］
熱間加工工程において、熱間加工後の冷却速度はたとえば、０．４～４．０℃／ｓである。ここで、熱間加工後の冷却速度は、次のとおり定義される。熱間加工完了後において、鋼材温度が、仕上げ温度から２００℃に至るまでの平均の冷却速度を、熱間加工後の冷却速度（℃／ｓ）と定義する。熱間加工後の冷却速度が０．４～４．０℃／ｓであれば、他の製造条件を満たすことを前提として、鋼材中のポリゴナルフェライト面積率が２０～９０％となり、硬質相面積率が１０～８０％となり、さらに、鋼材中の［析出物中Ｖ］／［Ｖ］が０．０５～０．３０未満となる。
[Cooling rate]
In the hot working step, the cooling rate after hot working is, for example, 0.4 to 4.0°C/s. Here, the cooling rate after hot working is defined as follows. After completion of hot working, the average cooling rate at which the steel temperature reaches 200°C from the finishing temperature is defined as the cooling rate after hot working (°C/s). If the cooling rate after hot working is 0.4 to 4.0°C/s, the area ratio of polygonal ferrite in the steel is 20 to 90%, the area ratio of hard phase is 10 to 80%, and further, [V in precipitates]/[V] in the steel is 0.05 to less than 0.30, provided that other manufacturing conditions are satisfied.
以上の製造方法により、鋼素形材の素材となる鋼材を製造する。なお、熱間加工工程後の鋼材に対して、ミクロ組織を調整する目的で焼準処理工程を実施してもよい。The above manufacturing method is used to manufacture steel material that will be used to make steel preforms. Note that a normalizing process may be performed on the steel material after the hot working process in order to adjust the microstructure.
［焼準処理工程］
焼準処理工程は任意の工程であり、実施しなくてもよい。実施する場合、焼準処理の熱処理温度は１０００～１３００℃であり、熱処理温度で保持後の冷却速度は０．４～４．０℃／ｓでよい。つまり、焼準処理の熱処理温度、及び、冷却速度は、熱間加工工程での加熱温度及び冷却速度と同じ範囲とする。
[Normalizing process]
The normalizing treatment step is an optional step and may not be performed. If performed, the heat treatment temperature in the normalizing treatment may be 1000 to 1300°C, and the cooling rate after holding at the heat treatment temperature may be 0.4 to 4.0°C/s. In other words, the heat treatment temperature and cooling rate in the normalizing treatment are set to be in the same range as the heating temperature and cooling rate in the hot working step.
［鋼素形材製造工程］
上記の鋼材を用いた鋼素形材の製造方法の一例を説明する。鋼素形材製造工程は、鋼材を冷間加工する工程（冷間加工工程）と、冷間加工後の鋼材に対して時効硬化処理を実施する工程（時効硬化処理工程）と、時効硬化処理後の鋼材に対して切削加工を実施する工程（切削加工工程）とを備える。ここで、切削加工工程は任意の工程である。つまり、切削加工工程は実施しなくてもよい。以下、各工程について説明する。
[Steel material manufacturing process]
An example of a method for manufacturing a steel preform using the above-mentioned steel material will be described. The steel preform manufacturing process includes a step of cold working the steel material (cold working step), a step of performing age hardening treatment on the steel material after the cold working (age hardening treatment step), and a step of performing cutting processing on the steel material after the age hardening treatment (cutting processing step). Here, the cutting processing step is an optional step. In other words, the cutting processing step does not have to be performed. Each step will be described below.
［冷間加工工程］
冷間加工工程は、第１方向冷間加工工程と、第２方向冷間加工工程とを含む。第１方向冷間加工工程では、鋼材に対して、第１方向から加工歪量が０．０５以上となる冷間加工を実施する。第２方向冷間加工工程では、鋼材に対して、第２方向から加工歪量が０．０５以上となる冷間加工を実施する。冷間加工工程ではさらに、第１方向冷間加工工程で鋼材に生じる加工歪量と、第２方向冷間加工工程で鋼材に生じる加工歪量との合計を０．２０以上とする。
[Cold working process]
The cold working step includes a first direction cold working step and a second direction cold working step. In the first direction cold working step, cold working is performed on the steel material from the first direction such that the processing strain amount is 0.05 or more. In the second direction cold working step, cold working is performed on the steel material from the second direction such that the processing strain amount is 0.05 or more. In the cold working step, the sum of the processing strain amount generated in the steel material in the first direction cold working step and the processing strain amount generated in the steel material in the second direction cold working step is further set to 0.20 or more.
第１方向と第２方向とは、異なる方向であれば特に限定されない。たとえば、第１方向と第２方向とは交差していてもよい。また、後述する引抜加工及び据込加工のように、互いに直交していてもよい。The first direction and the second direction are not particularly limited as long as they are different directions. For example, the first direction and the second direction may intersect. Also, they may be perpendicular to each other, as in the drawing and upsetting processes described below.
要するに、冷間加工工程において、鋼材は、異なる２方向（第１方向及び第２方向）から荷重を受ける。２方向から加えられた荷重により、鋼材の結晶粒内の転位の運動方向が一定の方向だけではなく、複数の方向となる。そのため、１方向からのみ冷間加工を実施した場合と比較して、鋼材内において、交差すべりが生じやすくなる。交差すべりが生じると、転位同士が衝突しやすくなる。そのため、衝突したまま動けなくなる転位（不動転位）が増加し、結晶粒内に取り残される転位が増加する。その結果、結晶粒内の転位密度が増加する。転位密度が増加すれば、歪が形成される。後述の時効硬化処理工程では、この歪を解消するため、歪が形成された部分に板状Ｖ析出物が析出しやすくなる。つまり、形成された歪は板状Ｖ析出物の核となる。板状Ｖ析出物が析出すれば、析出強化により、製造された鋼素形材の疲労強度及び引張強度が高まる。In short, in the cold working process, the steel is subjected to loads from two different directions (first and second directions). The loads applied from two directions cause the movement direction of dislocations in the crystal grains of the steel to be not only a fixed direction but multiple directions. Therefore, cross slip is more likely to occur in the steel compared to when cold working is performed only from one direction. When cross slip occurs, dislocations are more likely to collide with each other. Therefore, the number of dislocations that cannot move after colliding (immobile dislocations) increases, and the number of dislocations left behind in the crystal grains increases. As a result, the dislocation density in the crystal grains increases. If the dislocation density increases, strain is formed. In the age hardening treatment process described later, in order to eliminate this strain, plate-shaped V precipitates are more likely to precipitate in the parts where strain is formed. In other words, the formed strain becomes the nucleus of the plate-shaped V precipitates. If the plate-shaped V precipitates precipitate, the fatigue strength and tensile strength of the manufactured steel blank are increased by precipitation strengthening.
つまり、鋼材中に形成される歪量と鋼材中の板状Ｖ析出物の析出量とは、正の相関性があると考えられる。冷間加工工程では、冷間加工を異なる２方向（第１方向及び第２方向）から実施することにより、鋼材中に歪を生じさせる。異なる２方向からの冷間加工により生じる加工歪の合計を、本明細書では、総加工歪と称する。総加工歪を鋼材内に蓄積することにより、後述の時効硬化処理工程で、拡散性水素量が０．１０ｐｐｍ以上となるように、板状Ｖ析出物を十分に析出させることができる。In other words, it is believed that there is a positive correlation between the amount of strain formed in the steel material and the amount of plate-shaped V precipitates in the steel material. In the cold working process, cold working is performed from two different directions (first direction and second direction) to generate strain in the steel material. The sum of the processing strains generated by cold working from the two different directions is referred to as the total processing strain in this specification. By accumulating the total processing strain in the steel material, it is possible to sufficiently precipitate plate-shaped V precipitates so that the amount of diffusible hydrogen is 0.10 ppm or more in the age hardening treatment process described below.
ここで、第１冷間加工工程により生じる歪の量（第１方向加工歪量）と、第２冷間加工工程により生じる歪の量（第２方向加工歪量）との合計を総加工歪量と定義する。より具体的には、本実施形態では、第１方向加工歪量を０．０５以上とし、第２方向加工歪量を０．０５以上とする。さらに、総加工歪量を０．２０以上とする。Here, the sum of the amount of distortion (first direction processing distortion) caused by the first cold working process and the amount of distortion (second direction processing distortion) caused by the second cold working process is defined as the total processing distortion. More specifically, in this embodiment, the first direction processing distortion is set to 0.05 or more, and the second direction processing distortion is set to 0.05 or more. Furthermore, the total processing distortion is set to 0.20 or more.
総加工歪量が０．２０以上であれば、鋼材中において複数方向に運動する転位が増加し、その結果、結晶粒内の転位密度が増加する。そのため、後述する時効硬化処理工程において、式（１）を満たし、かつ、拡散性水素量が０．１０ｐｐｍ以上となるように、板状Ｖ析出物を十分に析出させることができる。その結果、鋼素形材において、十分に高い疲労強度及び十分に高い引張強度が得られる。総加工歪量が０．２０未満であれば、上記効果が十分に得られない。したがって、総加工歪量は０．２０以上である。総加工歪量の好ましい下限は０．２３であり、さらに好ましくは０．２５であり、さらに好ましくは０．２８である。If the total processing strain is 0.20 or more, the number of dislocations moving in multiple directions in the steel increases, and as a result, the dislocation density in the crystal grains increases. Therefore, in the age hardening treatment process described below, it is possible to sufficiently precipitate plate-shaped V precipitates so that formula (1) is satisfied and the amount of diffusible hydrogen is 0.10 ppm or more. As a result, the steel preform has sufficiently high fatigue strength and sufficiently high tensile strength. If the total processing strain is less than 0.20, the above effect cannot be sufficiently obtained. Therefore, the total processing strain is 0.20 or more. The preferred lower limit of the total processing strain is 0.23, more preferably 0.25, and even more preferably 0.28.
総加工歪量の上限は特に限定されない。しかしながら、総加工歪量を過剰に大きくする場合、冷間加工工程中の鋼材の変形抵抗が過剰に高くなり、製造設備に過剰な負担が掛かる。したがって、総加工歪量の好ましい上限は１．５０であり、さらに好ましくは１．２０であり、さらに好ましくは０．８０である。There is no particular upper limit to the total processing strain. However, if the total processing strain is excessively large, the deformation resistance of the steel material during the cold working process becomes excessively high, and excessive strain is placed on the manufacturing equipment. Therefore, the preferred upper limit of the total processing strain is 1.50, more preferably 1.20, and even more preferably 0.80.
本実施形態の冷間加工工程ではさらに、上述のとおり、第１方向加工歪量と第２方向加工歪量との合計である総加工歪量を０．２０以上とするだけでなく、第１方向加工歪量を０．０５以上とし、かつ、第２方向加工歪量を０．０５以上とすることも求められる。第１方向加工歪量及び第２方向加工歪量の少なくとも一方が０．０５未満である場合、総加工歪量が０．２０以上であっても、式（１）を満たす場合があるものの、陰極水素チャージ法で水素をチャージした場合の鋼素形材の拡散性水素量が過剰に低くなる。第１方向加工歪量及び第２方向加工歪量の少なくとも一方が０．０５未満である場合、結晶粒内の転位の運動方向が偏る。この場合、交差すべりが発生しにくくなる。そのため、結晶粒内の転位密度が不足する。そのため、時効硬化処理工程において板状Ｖ析出物の生成が不十分となると考えられる。In the cold working process of this embodiment, as described above, not only is the total processing strain amount, which is the sum of the first direction processing strain amount and the second direction processing strain amount, 0.20 or more, but it is also required that the first direction processing strain amount is 0.05 or more and the second direction processing strain amount is 0.05 or more. When at least one of the first direction processing strain amount and the second direction processing strain amount is less than 0.05, even if the total processing strain amount is 0.20 or more, formula (1) may be satisfied, but the diffusible hydrogen amount of the steel preform when hydrogen is charged by the cathodic hydrogen charging method becomes excessively low. When at least one of the first direction processing strain amount and the second direction processing strain amount is less than 0.05, the movement direction of dislocations in the crystal grains is biased. In this case, cross slip is difficult to occur. Therefore, the dislocation density in the crystal grains is insufficient. Therefore, it is considered that the generation of plate-shaped V precipitates becomes insufficient in the age hardening treatment process.
第１方向加工歪及び第２方向加工歪の上限は特に限定されない。第１方向加工歪量の好ましい上限はたとえば０．４０であり、さらに好ましくは０．３０である。第１方向加工歪量の好ましい下限は０．０６であり、さらに好ましくは０．０８である。第２方向加工歪量の好ましい上限はたとえば０．８０であり、さらに好ましくは０．５０である。第２方向加工歪量の好ましい下限は０．０６であり、さらに好ましくは０．０８である。The upper limits of the first direction processing strain and the second direction processing strain are not particularly limited. A preferred upper limit of the first direction processing strain amount is, for example, 0.40, and more preferably 0.30. A preferred lower limit of the first direction processing strain amount is, for example, 0.06, and more preferably 0.08. A preferred upper limit of the second direction processing strain amount is, for example, 0.80, and more preferably 0.50. A preferred lower limit of the second direction processing strain amount is, for example, 0.06, and more preferably 0.08.
［好ましい第１方向冷間加工工程及び第２方向冷間加工工程］
好ましくは、第１方向冷間加工工程を引抜加工とし、第２方向冷間加工工程を据込加工とする。
[Preferable first direction cold working step and second direction cold working step]
Preferably, the first direction cold working step is drawing, and the second direction cold working step is upsetting.
引抜加工（第１方向冷間加工工程）では、伸線加工を実施する。伸線加工は、一次伸線のみであってもよいし、二次伸線等、複数回の引抜加工を実施してもよい。引抜加工後（第１方向冷間加工工程後）、製造する鋼素形材に応じて、鋼材を適当な長さに切断してもよい。In the drawing process (first direction cold working process), wire drawing is performed. The wire drawing process may be only a primary wire drawing, or multiple drawing processes such as secondary wire drawing may be performed. After the drawing process (after the first direction cold working process), the steel material may be cut to an appropriate length depending on the steel base material to be manufactured.
据込加工（第２方向冷間加工工程）では、鋼材を長さ方向に圧縮する加工を実施する。据込加工は、１回実施してもよいし、複数回実施してもよい。In the upsetting process (second direction cold working process), the steel material is compressed in the longitudinal direction. The upsetting process may be performed once or multiple times.
第１冷間加工工程として引抜加工を採用し、第２冷間加工工程として据込加工を採用した場合、鋼材は、引抜加工及び据込加工により、鋼材の長さ方向に対して垂直な方向及び鋼材の長さ方向の２方向から荷重を受ける。この場合、交差すべりがより生じやすく、鋼材中に不動転位がより増加しやすい。その結果、結晶粒内の転位密度が増加して、板状Ｖ析出物の核となる歪が鋼材中に多く形成されやすい。 When drawing is used as the first cold working step and upsetting is used as the second cold working step, the steel is subjected to loads from two directions, a direction perpendicular to the longitudinal direction of the steel and a direction along the longitudinal direction of the steel, due to drawing and upsetting. In this case, cross slip is more likely to occur and immobile dislocations are more likely to increase in the steel. As a result, the dislocation density within the crystal grains increases, and strain that serves as the nucleus of plate-shaped V precipitates is more likely to form in the steel.
引抜加工により鋼材に生じた加工歪量（第１方向加工歪量）を引抜歪量と定義する。据込加工により鋼材に生じた加工歪量（第２方向加工歪量）を据込歪量と定義する。引抜歪量及び据込歪量は、式（２）で定義される円筒近似による真歪量ε（‐）により算出される。
ε（‐）＝｜ｌｎ｛１＋（Ｌ－Ｌ０）／Ｌ０｝｜ （２）
The amount of processing strain (first direction processing strain) generated in the steel material by drawing is defined as the amount of drawing strain. The amount of processing strain (second direction processing strain) generated in the steel material by upsetting is defined as the amount of upsetting strain. The amount of drawing strain and the amount of upsetting strain are calculated by the true strain ε(-) by the cylindrical approximation defined by the formula (2).
ε(-) = |ln{1 + (L-L0) / L0}| (2)
具体的には、引抜歪量を算出する場合、式（２）中のＬは、引抜加工工程後の鋼材の伸線方向（長手方向）の長さである。式（２）中のＬ０は、引抜加工工程前の鋼材の伸線方向（長手方向）の長さである。以上の定義に基づいて、式（２）を用いて、引抜歪量（真歪量ε）を求める。引抜加工を複数回実施する場合、各引抜加工での引抜歪量（真歪量ε）を求め、それらの合計値を、引抜加工工程での引抜歪量（真歪量ε）とする。 Specifically, when calculating the amount of drawing strain, L in formula (2) is the length in the drawing direction (longitudinal direction) of the steel material after the drawing process. L0 in formula (2) is the length in the drawing direction (longitudinal direction) of the steel material before the drawing process. Based on the above definitions, the amount of drawing strain (true strain ε) is calculated using formula (2). When drawing is performed multiple times, the amount of drawing strain (true strain ε) in each drawing process is calculated, and the sum of these values is taken as the amount of drawing strain (true strain ε) in the drawing process.
一方、据込歪量を算出する場合、式（２）中のＬは、据込加工工程後の鋼材の伸線方向（長手方向）の長さである。式（２）中のＬ０は、据込加工工程前の鋼材の伸線方向（長手方向）の長さを意味する。上の定義に基づいて、式（２）を用いて、据込歪量（真歪量ε）を求める。据込加工を複数回実施する場合、各据込加工での据込歪量（真歪量ε）を求め、それらの合計値を、据込加工工程での据込歪量（真歪量ε）とする。On the other hand, when calculating the amount of upsetting distortion, L in formula (2) is the length in the wire drawing direction (longitudinal direction) of the steel material after the upsetting process. L0 in formula (2) means the length in the wire drawing direction (longitudinal direction) of the steel material before the upsetting process. Based on the above definitions, the amount of upsetting distortion (true distortion ε) is calculated using formula (2). When upsetting is performed multiple times, the amount of upsetting distortion (true distortion ε) for each upsetting process is calculated, and the sum of these is taken as the amount of upsetting distortion (true distortion ε) for the upsetting process.
求めた引抜歪量と据込歪量との合計値を、総加工歪量（‐）とする。The sum of the calculated drawing strain and upsetting strain is the total processing strain (-).
以上のとおり、本実施形態の製造方法の冷間加工工程では、第１方向冷間加工工程及び第２方向冷間加工工程を実施することにより、鋼材に対して異なる２方向の加工歪量を付与する。このとき、第１方向加工歪量を０．０５以上とし、第２方向加工歪量を０．０５以上とし、さらに、総加工歪量を０．２０以上とする。これにより、後述の時効硬化処理工程において、板状Ｖ析出物を多数生成する核を鋼材中に形成する。その結果、時効硬化処理工程において、式（１）を満たし、かつ、拡散性水素量が０．１０ｐｐｍ以上となるように、板状Ｖ析出物を十分に析出させることができる。As described above, in the cold working process of the manufacturing method of this embodiment, a first direction cold working process and a second direction cold working process are performed to impart processing strain in two different directions to the steel material. At this time, the first direction processing strain amount is 0.05 or more, the second direction processing strain amount is 0.05 or more, and further, the total processing strain amount is 0.20 or more. This forms nuclei in the steel material that generate a large number of plate-shaped V precipitates in the age hardening treatment process described below. As a result, in the age hardening treatment process, it is possible to sufficiently precipitate plate-shaped V precipitates so that formula (1) is satisfied and the diffusible hydrogen amount is 0.10 ppm or more.
［時効硬化処理工程］
冷間加工工程後の鋼材に対して、時効硬化処理工程を実施する。時効硬化処理工程での処理温度（℃）、及び、処理温度での保持時間（分）は次のとおりである。
[Age hardening treatment process]
The steel material after the cold working process is subjected to an age hardening process. The treatment temperature (° C.) and holding time (min) at the treatment temperature in the age hardening process are as follows:
処理温度：５００℃～Ａｃ１点
時効硬化処理工程の処理温度（以下、時効硬化処理温度ともいう）が５００℃～Ａｃ１点であれば、式（１）を満たし、かつ、陰極水素チャージ法で水素をチャージした場合の鋼素形材の拡散性水素量が０．１０ｐｐｍ以上となるように、Ｖ析出物を鋼材中に析出させることができる。その結果、鋼素形材において、高い疲労強度及び高い引張強度を得ることができる。
Treatment temperature: 500°C to A c1 point If the treatment temperature in the age hardening treatment step (hereinafter also referred to as age hardening treatment temperature) is 500°C to A c1 point, V precipitates can be precipitated in the steel material so that formula (1) is satisfied and the amount of diffusible hydrogen in the steel material when hydrogen is charged by a cathodic hydrogen charging method is 0.10 ppm or more. As a result, the steel material can have high fatigue strength and high tensile strength.
時効硬化処理温度が５００℃未満であれば、Ｖ析出物の析出量が不足する。この場合、鋼素形材が式（１）を満たさなくなる。一方、時効硬化処理温度がＡｃ１点を超えれば、板状Ｖ析出物から球状Ｖ析出物への変化が促進されると考えられる。そのため、陰極水素チャージ法で水素をチャージした場合の鋼素形材の拡散性水素量が過剰に低くなる。したがって、時効硬化処理温度は５００℃～Ａｃ１点である。時効硬化処理温度の好ましい下限は５２０℃であり、さらに好ましくは５４０℃であり、さらに好ましくは５６０℃である。時効硬化処理温度の好ましい上限は７００℃であり、さらに好ましくは６８０℃であり、さらに好ましくは６６０℃である。 If the age-hardening treatment temperature is less than 500°C, the amount of V precipitates is insufficient. In this case, the steel preform does not satisfy formula (1). On the other hand, if the age-hardening treatment temperature exceeds the A c1 point, it is considered that the change from the plate-shaped V precipitates to the spherical V precipitates is promoted. Therefore, the amount of diffusible hydrogen in the steel preform when hydrogen is charged by the cathodic hydrogen charging method becomes excessively low. Therefore, the age-hardening treatment temperature is 500°C to A c1 point. The preferred lower limit of the age-hardening treatment temperature is 520°C, more preferably 540°C, and even more preferably 560°C. The preferred upper limit of the age-hardening treatment temperature is 700°C, more preferably 680°C, and even more preferably 660°C.
保持時間：１５～１５０分
上記時効硬化処理温度での保持時間を１５～１５０分とする。保持時間が１５～１５０分であれば、式（１）を満たし、かつ、陰極水素チャージ法で水素をチャージした場合の鋼素形材の拡散性水素量が０．１０ｐｐｍ以上となるように、Ｖ析出物を鋼材中に析出させることができる。その結果、鋼素形材において、高い疲労強度及び高い引張強度を得ることができる。
Holding time: 15 to 150 minutes The holding time at the above age hardening treatment temperature is set to 15 to 150 minutes. If the holding time is 15 to 150 minutes, formula (1) is satisfied, and V precipitates can be precipitated in the steel material such that the amount of diffusible hydrogen in the steel material when hydrogen is charged by a cathodic hydrogen charging method is 0.10 ppm or more. As a result, the steel material can have high fatigue strength and high tensile strength.
保持時間が１５分未満であれば、Ｖ析出物の析出量が不足する。この場合、鋼素形材が式（１）を満たさなくなる。一方、保持時間が１５０分を超えれば、板状Ｖ析出物から球状Ｖ析出物への変化が促進されると考えられる。そのため、陰極水素チャージ法で水素をチャージした場合の鋼素形材の拡散性水素量が過剰に低くなる。したがって、保持時間は１５～１５０分である。保持時間の好ましい下限は２０分であり、より好ましくは３０分である。保持時間の好ましい上限は１２０分であり、より好ましくは１００分である。If the holding time is less than 15 minutes, the amount of V precipitates will be insufficient. In this case, the steel preform will no longer satisfy formula (1). On the other hand, if the holding time exceeds 150 minutes, it is believed that the change from plate-shaped V precipitates to spherical V precipitates will be promoted. As a result, the amount of diffusible hydrogen in the steel preform will be excessively low when hydrogen is charged using the cathodic hydrogen charging method. Therefore, the holding time is 15 to 150 minutes. The preferred lower limit of the holding time is 20 minutes, more preferably 30 minutes. The preferred upper limit of the holding time is 120 minutes, more preferably 100 minutes.
以上の製造工程により、本実施形態の鋼素形材を製造することができる。なお、上述の製造方法は、本実施形態の鋼素形材の製造方法の一例である。したがって、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、ミクロ組織は、面積率が２０～９０％のポリゴナルフェライトと、面積率が１０～８０％の硬質相とからなり、式（１）を満たし、陰極水素チャージ法で水素をチャージした場合の拡散性水素量が０．１０ｐｐｍ以上となれば、鋼素形材の製造方法は以降に説明する製造方法に限定されない。しかしながら、以降に説明する製造方法は、本実施形態の鋼素形材の好適な製造方法である。The above manufacturing process allows the steel preform of this embodiment to be manufactured. The above manufacturing method is one example of a manufacturing method for the steel preform of this embodiment. Therefore, if the content of each element in the chemical composition is within the range of this embodiment, the microstructure is composed of polygonal ferrite with an area ratio of 20 to 90% and a hard phase with an area ratio of 10 to 80%, satisfies formula (1), and the amount of diffusible hydrogen when hydrogen is charged by the cathodic hydrogen charging method is 0.10 ppm or more, the manufacturing method for the steel preform is not limited to the manufacturing method described below. However, the manufacturing method described below is a suitable manufacturing method for the steel preform of this embodiment.
［任意の工程について］
上述のとおり、時効硬化処理工程後の鋼材に対して、切削加工工程を実施してもよい。
[Optional steps]
As described above, the steel material after the age hardening treatment process may be subjected to a cutting process.
［切削加工工程］
切削加工工程は任意の工程である。実施する場合、切削加工工程では、時効硬化処理後の鋼材に対して切削加工を実施して、所望の形状の鋼素形材を製造する。
[Cutting process]
The cutting process is an optional process. If the cutting process is performed, the steel material after the age hardening treatment is cut to produce a steel blank having a desired shape.
以上のとおり、本実施形態の鋼素形材は、従来の製造工程（熱間鍛造工程－切削加工工程）に代えて、上記の製造工程（冷間加工工程－時効硬化処理工程－切削加工工程、又は、冷間加工工程－時効硬化処理工程）により製造できる。熱間鍛造工程を省略することができるため、歩留まりを向上でき、また、生産性を高めることができる。以下、実施例により、本実施形態の鋼素形材を具体的に説明する。As described above, the steel preform of this embodiment can be manufactured by the above manufacturing process (cold working process - age hardening process - cutting process, or cold working process - age hardening process) instead of the conventional manufacturing process (hot forging process - cutting process). Because the hot forging process can be omitted, the yield can be improved and productivity can be increased. Below, the steel preform of this embodiment will be specifically described using examples.
表１－１及び表１－２に示す化学組成を有する各試験番号の溶鋼を真空溶解により製造した。溶鋼を用いて１５０ｋｇのインゴットを製造した。表１－１及び表１－２の「化学組成」欄における「－」は、対応する元素含有量が検出限界未満であったことを意味する。なお、表１－１及び表１－２に示されるいずれの試験番号の鋼においても、Ｏの含有量は０．００４０％以下であった。Molten steel with each test number having the chemical composition shown in Tables 1-1 and 1-2 was produced by vacuum melting. A 150 kg ingot was produced using the molten steel. A "-" in the "Chemical composition" column in Tables 1-1 and 1-2 means that the content of the corresponding element was below the detection limit. In addition, the O content was 0.0040% or less in all steels with test numbers shown in Tables 1-1 and 1-2.
製造されたインゴットを用いて、鋼素形材の素材となる鋼材を製造した。具体的には、インゴットに対して、熱間加工（熱間鍛造）を実施して、直径４２ｍｍ（φ４２）の丸棒材を製造した。熱間鍛造における加熱温度は１２００℃であり、仕上げ温度は１０００℃であった。試験番号７６～７９以外の試験番号では、熱間鍛造後の冷却速度は０．５℃／秒であった。試験番号７６では、熱間鍛造後の冷却速度が０．１℃／秒であった。試験番号７７及び７８では、熱間鍛造後の冷却速度が６．０℃／秒であった。試験番号７９では、熱間鍛造後の冷却速度が０．２℃／秒であった。以上の製造工程により、鋼素形材の素材となる丸棒材（鋼材）を製造した。The produced ingot was used to produce steel material that would become the raw material for the steel preform. Specifically, the ingot was subjected to hot working (hot forging) to produce a round bar material with a diameter of 42 mm (φ42). The heating temperature in the hot forging was 1200°C, and the finishing temperature was 1000°C. For test numbers other than test numbers 76 to 79, the cooling rate after hot forging was 0.5°C/sec. For test number 76, the cooling rate after hot forging was 0.1°C/sec. For test numbers 77 and 78, the cooling rate after hot forging was 6.0°C/sec. For test number 79, the cooling rate after hot forging was 0.2°C/sec. Through the above production process, round bar material (steel material) that would become the raw material for the steel preform was produced.
製造した丸棒材に対して、冷間加工工程を実施した。具体的には、各試験番号の丸棒材に対して、第１方向冷間加工工程として引抜加工を実施し、その後、第２方向冷間加工工程として据込加工を実施した。引抜加工及び据込加工における引抜歪量及び据込歪量と、総加工歪量とは表２－１及び表２－２に示すとおりであった。なお、冷間加工工程中の丸棒材に割れが確認された場合、直ちに製造を中止し、当該試験番号では冷間加工性が低いと判定した。 A cold working process was carried out on the manufactured round bar material. Specifically, drawing was carried out as the first direction cold working process for the round bar material of each test number, and then upsetting was carried out as the second direction cold working process. The amounts of drawing distortion and upsetting distortion in the drawing and upsetting processes, and the total processing distortion, were as shown in Tables 2-1 and 2-2. If cracks were found in the round bar material during the cold working process, production was immediately stopped and the test number in question was judged to have poor cold workability.
冷間加工工程後の丸棒材に対して、時効硬化処理工程を実施して、鋼素形材を製造した。時効硬化処理において、時効硬化処理温度（℃）及び保持時間（分）は表２－１及び表２－２に示すとおりであった。The round bar material after the cold working process was subjected to an age hardening process to produce steel preforms. The age hardening temperature (°C) and holding time (min) for the age hardening process were as shown in Tables 2-1 and 2-2.
以上の製造工程により、各試験番号の鋼素形材を製造した。 Steel blanks with each test number were manufactured using the above manufacturing process.
［評価試験］
各試験番号の鋼素形材の素材となる丸棒材（鋼材）、及び、鋼素形材に対して、次の評価試験を実施した。
[Evaluation test]
The following evaluation tests were carried out on the round bar material (steel material) and the steel preforms that were the raw materials for the steel preforms with each test number.
［鋼素形材の素材となる丸棒材（鋼材）のミクロ組織観察試験］
各試験番号の丸棒材のミクロ組織を次の方法で観察した。各試験番号の丸棒材の中心軸を含む中心部から試験片を採取した。試験片の表面のうち、丸棒材の長手方向と垂直な表面を観察面とした。観察面を鏡面研磨した。３％ナイタール腐食液（エタノール＋３％硝酸溶液）を用いて、研磨後の観察面をエッチングした。エッチングされた観察面のうちの任意の５つの観察視野を４００倍の光学顕微鏡で観察して、写真画像を生成した。観察視野のサイズは２００μｍ×２００μｍとした。各視野の写真画像において、上述の方法により、ポリゴナルフェライト及び硬質相（パーライト及び／又はベイナイト）を特定した。５視野で求めたポリゴナルフェライトの総面積と、５視野の総面積とに基づいて、ポリゴナルフェライト面積率（％）を求めた。同様に、５視野で求めたパーライト及びベイナイトの総面積と、５視野の総面積とに基づいて、硬質相（パーライト及びベイナイト）の総面積率（％）を求めた。得られたポリゴナルフェライト面積率（％）を表２－１及び表２－２中の「丸棒材（鋼材）」欄の「ポリゴナルフェライト面積率（％）」欄に示す。また、得られた硬質相面積率（％）を表２－１及び表２－２中の「丸棒材（鋼材）」欄の「硬質相面積率（％）」に示す。
[Microstructure observation test of round bar material (steel material) used for steel forming materials]
The microstructure of the round bar material of each test number was observed by the following method. A test piece was taken from the center including the central axis of the round bar material of each test number. The surface of the test piece perpendicular to the longitudinal direction of the round bar material was used as the observation surface. The observation surface was mirror-polished. The polished observation surface was etched using a 3% nital etching solution (ethanol + 3% nitric acid solution). Five arbitrary observation fields of the etched observation surface were observed with an optical microscope at 400 times magnification to generate photographic images. The size of the observation field was 200 μm × 200 μm. In the photographic images of each field, polygonal ferrite and hard phases (pearlite and/or bainite) were identified by the above-mentioned method. The polygonal ferrite area ratio (%) was calculated based on the total area of polygonal ferrite obtained in the five fields and the total area of the five fields. Similarly, the total area ratio (%) of the hard phase (pearlite and bainite) was calculated based on the total area of pearlite and bainite obtained in the five fields and the total area of the five fields. The obtained polygonal ferrite area ratio (%) is shown in the "Polygonal ferrite area ratio (%)" column of the "Round bar material (steel material)" column in Tables 2-1 and 2-2. The obtained hard phase area ratio (%) is shown in the "Hard phase area ratio (%)" column of the "Round bar material (steel material)" column in Tables 2-1 and 2-2.
［鋼素形材の素材となる丸棒材（鋼材）のＶＰ０測定試験］
各試験番号の丸棒材のＶＰ０（＝［析出物中Ｖ］／［Ｖ］）を次の抽出残渣分析法により求めた。
[VP0 measurement test for round bar material (steel material) used as raw steel material]
The VP0 (= [V in precipitates]/[V]) of the round bar material of each test number was determined by the following extraction residue analysis method.
具体的には、丸棒材から約１０００ｍｍ３（約７．８ｇ）の試料を切り出した。切り出した試料を用いて、上述のＶＰの測定方法と同じ方法（抽出残渣分析法）により、丸棒材中の［析出物中Ｖ］（質量％）を求めた。丸棒材の化学組成のＶ含有量（［Ｖ］）と、［析出物中Ｖ］とに基づいて、ＶＰ０を求めた。求めたＶＰ０を表２－１及び表２－２中の「丸鋼材（鋼材）」欄の「ＶＰ０」欄に示す。 Specifically, a sample of about 1000 mm 3 (about 7.8 g) was cut out from the round bar material. Using the cut sample, the [V in precipitates] (mass%) in the round bar material was determined by the same method as the above-mentioned VP measurement method (extraction residue analysis method). VP0 was determined based on the V content ([V]) in the chemical composition of the round bar material and [V in precipitates]. The determined VP0 is shown in the "VP0" column of the "Round steel material (steel material)" column in Tables 2-1 and 2-2.
［鋼素形材のミクロ組織観察試験］
各試験番号の鋼素形材のミクロ組織を次の方法で観察した。各試験番号の鋼素形材の中心軸を含む中心部から試験片を採取した。試験片の表面のうち、鋼素形材の長手方向と垂直な表面を観察面とした。観察面を鏡面研磨した。３％ナイタール腐食液（エタノール＋３％硝酸溶液）を用いて、研磨後の観察面をエッチングした。エッチングされた観察面を用いて、丸棒材（鋼材）のミクロ組織観察と同じ方法により、鋼素形材のポリゴナルフェライト面積率（％）と、硬質相の面積率（％）とを求めた。なお、５つの観察視野の位置はいずれも、鋼素形材の表面から少なくとも３ｍｍよりも深い位置であった。得られたポリゴナルフェライト面積率（％）を表２－１及び表２－２中の「鋼素形材」欄の「ポリゴナルフェライト面積率（％）」欄に示す。また、得られた硬質相面積率（％）を表２－１及び表２－２中の「鋼素形材」欄の「硬質相面積率（％）」に示す。
[Microstructure observation test of steel material]
The microstructure of the steel preform of each test number was observed by the following method. A test piece was taken from the center including the central axis of the steel preform of each test number. The surface of the test piece perpendicular to the longitudinal direction of the steel preform was used as the observation surface. The observation surface was mirror-polished. The observation surface after polishing was etched using a 3% nital etching solution (ethanol + 3% nitric acid solution). The polygonal ferrite area ratio (%) and the hard phase area ratio (%) of the steel preform were determined using the etched observation surface by the same method as the microstructure observation of the round bar material (steel material). The positions of the five observation fields were all at least 3 mm deeper from the surface of the steel preform. The obtained polygonal ferrite area ratio (%) is shown in the "Polygonal ferrite area ratio (%)" column of the "Steel preform" column in Tables 2-1 and 2-2. The hard phase area ratio (%) thus obtained is shown in the "Hard phase area ratio (%)" in the "Steel material" column in Tables 2-1 and 2-2.
［鋼素形材のＶＰ測定試験］
各試験番号の鋼素形材のＶＰ（＝［析出物中Ｖ］／［Ｖ］）を次の抽出残渣分析法により求めた。
[VP measurement test for steel preforms]
The VP (=[V in precipitates]/[V]) of the steel material of each test number was determined by the following extraction residue analysis method.
具体的には、鋼素形材から約１０００ｍｍ３（約７．８ｇ）の試料を切り出した。切り出した試料を用いて、上述のＶＰの測定方法（抽出残渣分析法）により、鋼素形材中の［析出物中Ｖ］（質量％）を求めた。鋼素形材の化学組成のＶ含有量（［Ｖ］）と、［析出物中Ｖ］とに基づいて、ＶＰを求めた。求めたＶＰを表２－１及び表２－２中の「鋼素形材」欄の「ＶＰ」欄に示す。 Specifically, a sample of approximately 1000 mm 3 (approximately 7.8 g) was cut out from the steel material. Using the cut out sample, the [V in precipitates] (mass %) in the steel material was determined by the above-mentioned VP measurement method (extraction residue analysis method). VP was determined based on the V content ([V]) in the chemical composition of the steel material and [V in precipitates]. The determined VP is shown in the "VP" column of the "Steel material" column in Tables 2-1 and 2-2.
［拡散性水素量の測定試験］
各試験番号の鋼素形材の拡散性水素量を次の方法により求めた。鋼素形材の中心軸を含む部分から、直径７ｍｍ、長さ４０ｍｍの丸棒試験片を切り出した。切り出された丸棒試験片に対して、陰極水素チャージ法を用いて、水素を導入した。具体的には、３％ＮａＣｌ－３ｇ／ＬＮＨ４ＳＣＮ水溶液中に丸棒試験片を浸漬した。その後、電流密度：０．１ｍＡ／ｃｍ２及び通電時間：７２時間の条件で、陰極水素チャージ法にて、丸棒試験片に水素を導入した。上記の通電を停止したタイミングを、丸棒試験片への水素の導入完了のタイミングとした。丸棒試験片への水素の導入を完了した後、速やかに（つまり、隙間時間が３０分以内の間に）、昇温離脱ガスクロマトグラフィを用いて、丸棒試験片中の水素量を次の方法で測定した。具体的には、１００℃／時間の昇温速度で室温から４００℃まで丸棒試験片を加熱した。昇温により発生した水素量を５分間隔で測定した。得られた水素量に基づいて、図１に示すような水素放出曲線を得た。得られた水素放出曲線を用いて、室温～３５０℃までに放出された累積水素量を求めた。得られた累積水素量を拡散性水素量（ｐｐｍ）とした。得られた拡散性水素量を表２－１及び表２－２中の「鋼素形材」欄の「拡散性水素量（ｐｐｍ）」欄に示す。
[Measurement test of diffusible hydrogen content]
The amount of diffusible hydrogen in the steel specimens of each test number was determined by the following method. A round bar test piece with a diameter of 7 mm and a length of 40 mm was cut out from a portion including the central axis of the steel specimen. Hydrogen was introduced into the cut out round bar test piece by using a cathodic hydrogen charging method. Specifically, the round bar test piece was immersed in a 3% NaCl-3 g/LNH 4 SCN aqueous solution. Thereafter, hydrogen was introduced into the round bar test piece by using a cathodic hydrogen charging method under the conditions of a current density of 0.1 mA/cm 2 and a current application time of 72 hours. The timing at which the current application was stopped was determined as the timing at which the introduction of hydrogen into the round bar test piece was completed. After the introduction of hydrogen into the round bar test piece was completed (i.e., within a gap time of 30 minutes), the amount of hydrogen in the round bar test piece was measured by the following method using a temperature-programmed desorption gas chromatography. Specifically, the round bar test piece was heated from room temperature to 400° C. at a temperature-programmed rate of 100° C./hour. The amount of hydrogen generated by the temperature increase was measured at 5-minute intervals. Based on the obtained amount of hydrogen, a hydrogen release curve as shown in Figure 1 was obtained. Using the obtained hydrogen release curve, the cumulative amount of hydrogen released from room temperature to 350°C was determined. The obtained cumulative amount of hydrogen was taken as the diffusible hydrogen amount (ppm). The obtained diffusible hydrogen amount is shown in the "Diffusible hydrogen amount (ppm)" column in the "Steel material" column in Tables 2-1 and 2-2.
［疲労試験］
各試験番号の鋼素形材の疲労強度（曲げ疲労強度）を次の方法で測定した。鋼素形材から、ＪＩＳ Ｚ ２２７４（１９７８）に準拠した小野式回転曲げ疲労試験片を複数採取した。小野式回転曲げ疲労試験片の中心軸は、鋼素形材の中心軸と同軸であった。小野式回転曲げ疲労試験片を用いて、室温、大気雰囲気中にて、ＪＩＳ Ｚ ２２７４（１９７８）に準拠した小野式回転曲げ疲労試験を実施した。疲労試験では、回転数を３０００ｒｐｍとし、応力負荷繰返し回数が１０７サイクル後において破断しなかった最大応力を疲労強度（ＭＰａ）とした。得られた疲労強度を、表２－１及び表２－２中の「鋼素形材」欄の「疲労強度（ＭＰａ）」欄に示す。本実施例では、疲労強度が４８０ＭＰａ以上の場合、疲労強度が高いと判断した。一方、疲労強度が４８０ＭＰａ未満の場合、疲労強度が低いと判断した。
[Fatigue test]
The fatigue strength (bending fatigue strength) of the steel preforms of each test number was measured by the following method. A plurality of Ono-type rotating bending fatigue test pieces in accordance with JIS Z 2274 (1978) were taken from the steel preforms. The central axis of the Ono-type rotating bending fatigue test piece was coaxial with the central axis of the steel preform. Using the Ono-type rotating bending fatigue test piece, an Ono-type rotating bending fatigue test in accordance with JIS Z 2274 (1978) was carried out at room temperature in the air using the Ono-type rotating bending fatigue test piece. In the fatigue test, the rotation speed was set to 3000 rpm, and the maximum stress at which the specimen did not break after 107 cycles of repeated stress loading was taken as the fatigue strength (MPa). The obtained fatigue strength is shown in the "Fatigue strength (MPa)" column of the "Steel preform" column in Tables 2-1 and 2-2. In this example, when the fatigue strength was 480 MPa or more, the fatigue strength was judged to be high. On the other hand, when the fatigue strength was less than 480 MPa, the fatigue strength was judged to be low.
［引張試験］
各試験番号の鋼素形材の引張強度を次ぎの方法で測定した。鋼素形材の中心軸を含む位置から、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）に規定される１４Ａ号試験片を採取した。試験片の長手方向は鋼素形材の長手方向とほぼ一致した。試験片の平行部の直径は６ｍｍであり、標点距離は１０ｍｍであった。試験片を用いて、室温（２５℃）、大気中で引張試験を実施して、引張強度（ＭＰａ）を求めた。得られた引張強度を、表２－１及び表２－２中の「鋼素形材」欄の「引張強度（ＭＰａ）」欄に示す。本実施例では、引張強度が８４５ＭＰａ以上の場合、引張強度が高いと判断した。一方、引張強度が８４５ＭＰａ未満の場合、引張強度が低いと判断した。
[Tensile test]
The tensile strength of the steel blanks of each test number was measured by the following method. A No. 14A test piece, as specified in JIS Z 2241 (2011), was taken from a position including the central axis of the steel blank. The longitudinal direction of the test piece was approximately the same as the longitudinal direction of the steel blank. The diameter of the parallel part of the test piece was 6 mm, and the gauge length was 10 mm. Using the test piece, a tensile test was performed in air at room temperature (25°C) to determine the tensile strength (MPa). The obtained tensile strength is shown in the "Tensile strength (MPa)" column of the "Steel blank" column in Tables 2-1 and 2-2. In this example, when the tensile strength was 845 MPa or more, the tensile strength was determined to be high. On the other hand, when the tensile strength was less than 845 MPa, the tensile strength was determined to be low.
［試験結果］
表２－１及び表２－２に試験結果を示す。表１－１、表１－２、表２－１及び表２－２を参照して、試験番号１～４８の鋼素形材は、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であった。さらに、ミクロ組織は２０～９０％のポリゴナルフェライトと、１０～８０％の硬質相とからなり、ＶＰが式（１）を満たした。さらに、陰極水素チャージ法で水素をチャージした場合の鋼素形材の拡散性水素量が０．１０ｐｐｍ以上であった。そのため、試験番号１～４８の鋼素形材の疲労強度は４８０ＭＰａ以上であり、高い疲労強度を示した。さらに、試験番号１～４８の鋼素形材の引張強度は８４５ＭＰａ以上であり、高い引張強度を示した。
[Test results]
The test results are shown in Tables 2-1 and 2-2. With reference to Tables 1-1, 1-2, 2-1 and 2-2, the steel preforms of test numbers 1 to 48 had element contents in the chemical compositions within the ranges of this embodiment. Furthermore, the microstructure consisted of 20 to 90% polygonal ferrite and 10 to 80% hard phase, and the VP satisfied formula (1). Furthermore, the amount of diffusible hydrogen in the steel preforms when hydrogen was charged by the cathodic hydrogen charging method was 0.10 ppm or more. Therefore, the fatigue strength of the steel preforms of test numbers 1 to 48 was 480 MPa or more, which was a high fatigue strength. Furthermore, the tensile strength of the steel preforms of test numbers 1 to 48 was 845 MPa or more, which was a high tensile strength.
一方、試験番号４９では、Ｃ含有量が高すぎた。そのため、冷間加工工程中に丸棒材（鋼材）で割れが確認され、冷間加工性が低かった。On the other hand, in test number 49, the C content was too high. As a result, cracks were observed in the round bar material (steel material) during the cold working process, and the cold workability was poor.
試験番号５０では、Ｃ含有量が低すぎた。そのため、鋼素形材のポリゴナルフェライト面積率が高すぎた。さらに、鋼素形材のＶＰが式（１）を満たさず、陰極水素チャージ法で水素をチャージした場合の鋼素形材の拡散性水素量が０．１０ｐｐｍ未満であった。その結果、疲労強度及び引張強度が低かった。In test number 50, the C content was too low. As a result, the polygonal ferrite area ratio of the steel preform was too high. Furthermore, the VP of the steel preform did not satisfy formula (1), and the amount of diffusible hydrogen in the steel preform when hydrogen was charged by the cathodic hydrogen charging method was less than 0.10 ppm. As a result, the fatigue strength and tensile strength were low.
試験番号５１では、Ｓｉ含有量が低すぎた。そのため、鋼素形材の疲労強度及び引張強度が低かった。In test number 51, the Si content was too low. As a result, the fatigue strength and tensile strength of the steel material were low.
試験番号５２では、Ｓｉ含有量が高すぎた。そのため、丸棒鍛伸材の冷間鍛造性が低く、鋼素形材を製造することができなかった。In test number 52, the silicon content was too high. As a result, the cold forgeability of the forged round bar was poor, and it was not possible to manufacture the steel blank.
試験番号５３及び５４では、Ｍｎ含有量が高すぎた。そのため、冷間加工工程中に丸棒材（鋼材）で割れが確認され、冷間加工性が低かった。In test numbers 53 and 54, the Mn content was too high. As a result, cracks were observed in the round bar material (steel material) during the cold working process, and the cold workability was poor.
試験番号５５では、Ｖ含有量が高すぎた。そのため、冷間加工工程中に丸棒材（鋼材）で割れが確認され、冷間加工性が低かった。In test number 55, the V content was too high. As a result, cracks were observed in the round bar material (steel material) during the cold working process, and the cold workability was poor.
試験番号５６では、Ｖ含有量が低すぎた。そのため、鋼素形材のＶＰが式（１）を満たさず、陰極水素チャージ法で水素をチャージした場合の鋼素形材の拡散性水素量が０．１０ｐｐｍ未満であった。そのため、鋼素形材の疲労強度及び引張強度が低かった。In test number 56, the V content was too low. As a result, the VP of the steel preform did not satisfy formula (1), and the amount of diffusible hydrogen in the steel preform when hydrogen was charged using the cathodic hydrogen charging method was less than 0.10 ppm. As a result, the fatigue strength and tensile strength of the steel preform were low.
試験番号５７及び５８では、Ｃｒ含有量が高すぎた。そのため、冷間加工工程中に丸棒材（鋼材）で割れが確認され、冷間加工性が低かった。In test numbers 57 and 58, the Cr content was too high. As a result, cracks were observed in the round bar material (steel material) during the cold working process, and the cold workability was poor.
試験番号５９では、Ｎ含有量が高すぎた。そのため、鋼素形材の素材である丸棒材において、ＶＰ０が０．３０以上であった。つまり、丸棒材内に疲労破壊の起点となる粗大なＶ析出物が過剰に生成した。そのため、陰極水素チャージ法で水素をチャージした場合の鋼素形材の拡散性水素量が０．１０ｐｐｍ未満であった。そのため、鋼素形材の疲労強度及び引張強度が低かった。In test number 59, the N content was too high. As a result, the VP0 of the round bar, which is the raw material for the steel preform, was 0.30 or more. In other words, excessive amounts of coarse V precipitates, which are the starting points for fatigue fracture, were formed in the round bar. As a result, the amount of diffusible hydrogen in the steel preform when hydrogen was charged using the cathodic hydrogen charging method was less than 0.10 ppm. As a result, the fatigue strength and tensile strength of the steel preform were low.
試験番号６０では、Ｔｉ含有量が高すぎた。そのため、冷間加工工程中に丸棒材（鋼材）で割れが確認され、冷間加工性が低かった。In test number 60, the Ti content was too high. As a result, cracks were observed in the round bar material (steel material) during the cold working process, and the cold workability was poor.
試験番号６１では、Ｍｏ含有量が高すぎた。そのため、冷間加工工程中に丸棒材（鋼材）で割れが確認され、冷間加工性が低かった。In test number 61, the Mo content was too high. As a result, cracks were observed in the round bar material (steel material) during the cold working process, and the cold workability was poor.
試験番号６２、６３及び８０では、冷間加工工程における総加工歪量が低すぎた。そのため、鋼素形材のＶＰが式（１）を満たさなかった。さらに、陰極水素チャージ法で水素をチャージした場合の鋼素形材の拡散性水素量が０．１０ｐｐｍ未満であった。そのため、鋼素形材の疲労強度及び引張強度が低かった。In test numbers 62, 63, and 80, the total processing strain in the cold working process was too low. Therefore, the VP of the steel preform did not satisfy formula (1). Furthermore, the amount of diffusible hydrogen in the steel preform when hydrogen was charged by the cathodic hydrogen charging method was less than 0.10 ppm. Therefore, the fatigue strength and tensile strength of the steel preform were low.
試験番号６４、６５及び８１では、冷間加工工程において総加工歪量が０．２０以上であったものの、据込歪量が０．０５未満であった。そのため、陰極水素チャージ法で水素をチャージした場合の鋼素形材の拡散性水素量が０．１０ｐｐｍ未満であった。その結果、鋼素形材の疲労強度及び引張強度が低かった。In test numbers 64, 65 and 81, the total processing strain in the cold working process was 0.20 or more, but the upsetting strain was less than 0.05. Therefore, the amount of diffusible hydrogen in the steel preform when hydrogen was charged by the cathodic hydrogen charging method was less than 0.10 ppm. As a result, the fatigue strength and tensile strength of the steel preform were low.
試験番号６６、６７及び８２では、冷間加工工程において総加工歪量が０．２０以上であったものの、引抜歪量が０．０５未満であった。そのため、陰極水素チャージ法で水素をチャージした場合の鋼素形材の拡散性水素量が０．１０ｐｐｍ未満であった。その結果、鋼素形材の疲労強度及び引張強度が低かった。In test numbers 66, 67, and 82, the total processing strain in the cold working process was 0.20 or more, but the drawing strain was less than 0.05. Therefore, the amount of diffusible hydrogen in the steel preform when hydrogen was charged by the cathodic hydrogen charging method was less than 0.10 ppm. As a result, the fatigue strength and tensile strength of the steel preform were low.
試験番号６８及び８３では、時効硬化処理温度が低すぎた。そのため、鋼素形材のＶＰが式（１）を満たさなかった。さらに、陰極水素チャージ法で水素をチャージした場合の鋼素形材の拡散性水素量が０．１０ｐｐｍ未満であった。そのため、鋼素形材の疲労強度及び引張強度が低かった。In test numbers 68 and 83, the age hardening treatment temperature was too low. As a result, the VP of the steel preform did not satisfy formula (1). Furthermore, when hydrogen was charged using the cathodic hydrogen charging method, the amount of diffusible hydrogen in the steel preform was less than 0.10 ppm. As a result, the fatigue strength and tensile strength of the steel preform were low.
試験番号６９、７０及び８４では、時効硬化処理温度が高すぎた。そのため、陰極水素チャージ法で水素をチャージした場合の鋼素形材の拡散性水素量が０．１０ｐｐｍ未満であった。その結果、鋼素形材の疲労強度及び引張強度が低かった。In test numbers 69, 70 and 84, the age hardening treatment temperature was too high. As a result, the amount of diffusible hydrogen in the steel preform when hydrogen was charged by the cathodic hydrogen charging method was less than 0.10 ppm. As a result, the fatigue strength and tensile strength of the steel preform were low.
試験番号７１及び８５では、時効硬化処理温度での保持時間が短すぎた。そのため、鋼素形材のＶＰが式（１）を満たさなかった。さらに、陰極水素チャージ法で水素をチャージした場合の鋼素形材の拡散性水素量が０．１０ｐｐｍ未満であった。そのため、鋼素形材の疲労強度及び引張強度が低かった。In test numbers 71 and 85, the holding time at the age hardening treatment temperature was too short. As a result, the VP of the steel preform did not satisfy formula (1). Furthermore, the amount of diffusible hydrogen in the steel preform when hydrogen was charged using the cathodic hydrogen charging method was less than 0.10 ppm. As a result, the fatigue strength and tensile strength of the steel preform were low.
試験番号７２～７５及び８６では、時効硬化処理温度での保持時間が長すぎた。そのため、陰極水素チャージ法で水素をチャージした場合の鋼素形材の拡散性水素量が０．１０ｐｐｍ未満であった。そのため、鋼素形材の疲労強度及び引張強度が低かった。 In test numbers 72 to 75 and 86, the holding time at the age hardening treatment temperature was too long. As a result, the amount of diffusible hydrogen in the steel preform when hydrogen was charged using the cathodic hydrogen charging method was less than 0.10 ppm. As a result, the fatigue strength and tensile strength of the steel preform were low.
試験番号７６では、化学組成中の各元素含有量は本実施形態の範囲内であったものの、鋼素形材の素材である丸棒材のポリゴナルフェライト面積率が高すぎた。さらに、ＶＰ０が０．３０以上であった。そのため、鋼素形材のポリゴナルフェライト面積率が高すぎた。さらに、陰極水素チャージ法で水素をチャージした場合の鋼素形材の拡散性水素量が０．１０ｐｐｍ未満であった。そのため、鋼素形材の疲労強度及び引張強度が低かった。In test number 76, although the content of each element in the chemical composition was within the range of this embodiment, the polygonal ferrite area ratio of the round bar material, which was the raw material for the steel preform, was too high. Furthermore, VP0 was 0.30 or more. Therefore, the polygonal ferrite area ratio of the steel preform was too high. Furthermore, the amount of diffusible hydrogen in the steel preform when hydrogen was charged by the cathodic hydrogen charging method was less than 0.10 ppm. Therefore, the fatigue strength and tensile strength of the steel preform were low.
試験番号７７及び７８では、化学組成中の各元素含有量は本実施形態の範囲内であったものの、鋼素形材の素材である丸棒材のポリゴナルフェライト面積率が低すぎた。そのため、冷間加工工程中に丸棒材（鋼材）で割れが確認され、冷間加工性が低かった。In test numbers 77 and 78, the content of each element in the chemical composition was within the range of this embodiment, but the polygonal ferrite area ratio of the round bar material, which is the raw material for the steel preform, was too low. As a result, cracks were confirmed in the round bar material (steel material) during the cold working process, and the cold workability was poor.
試験番号７９では、化学組成中の各元素含有量は本実施形態の範囲内であったものの、鋼素形材の素材である丸棒材のＶＰ０が０．３０以上であった。そのため、陰極水素チャージ法で水素をチャージした場合の鋼素形材の拡散性水素量が０．１０ｐｐｍ未満であった。そのため、鋼素形材の疲労強度及び引張強度が低かった。In test number 79, the content of each element in the chemical composition was within the range of this embodiment, but the VP0 of the round bar material from which the steel preform was made was 0.30 or more. Therefore, the amount of diffusible hydrogen in the steel preform when hydrogen was charged by the cathodic hydrogen charging method was less than 0.10 ppm. Therefore, the fatigue strength and tensile strength of the steel preform were low.
試験番号８７では、化学組成中の各元素含有量は本実施形態の範囲内であったものの、時効硬化処理を実施しなかった。そのため、鋼素形材のＶＰが式（１）を満たさなかった。さらに、陰極水素チャージ法で水素をチャージした場合の鋼素形材の拡散性水素量が０．１０ｐｐｍ未満であった。そのため、鋼素形材の疲労強度及び引張強度が低かった。In test number 87, although the content of each element in the chemical composition was within the range of this embodiment, age hardening treatment was not performed. Therefore, the VP of the steel preform did not satisfy formula (1). Furthermore, when hydrogen was charged by the cathodic hydrogen charging method, the amount of diffusible hydrogen in the steel preform was less than 0.10 ppm. Therefore, the fatigue strength and tensile strength of the steel preform were low.
以上、本開示の実施の形態を説明した。しかしながら、上述した実施の形態は本開示を実施するための例示に過ぎない。したがって、本開示は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変更して実施することができる。 The above describes the embodiments of the present disclosure. However, the above-described embodiments are merely examples for implementing the present disclosure. Therefore, the present disclosure is not limited to the above-described embodiments, and can be implemented by modifying the above-described embodiments as appropriate within the scope of the spirit of the present disclosure.
Claims (3)
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０３～０．２５％、
Ｓｉ：０．０２～０．５０％、
Ｍｎ：０．７０超～２．５０％、
Ｐ：０．０３５％以下、
Ｓ：０．０５０％以下、
Ａｌ：０．００５～０．０５０％、
Ｖ：０．１０超～０．４０％、
Ｎ：０．００３～０．０３０％、
Ｃｒ：０～０．７０％、
Ｎｂ：０～０．１００％、
Ｂ：０～０．０１００％、
Ｃｕ：０～０．３０％、
Ｎｉ：０～０．３０％、
Ｃａ：０～０．００５０％、
Ｂｉ：０～０．１００％、
Ｐｂ：０～０．０９０％、
Ｍｏ：０～０．０５％、
Ｔｉ：０～０．００５％、
Ｚｒ：０～０．０１０％、
Ｓｅ：０～０．１０％、
Ｔｅ：０～０．１０％、
希土類元素：０～０．０１０％、
Ｓｂ：０～０．１０％、
Ｍｇ：０～０．００５０％、
Ｗ：０～０．０５０％、及び、
残部：Ｆｅ及び不純物からなり、
前記鋼素形材の表面から少なくとも３ｍｍよりも深い位置でのミクロ組織は、
面積率が２０～９０％のポリゴナルフェライトと、
パーライト及び／又はベイナイトからなり、面積率が１０～８０％である硬質相とからなり、
前記化学組成中のＶ含有量を［Ｖ］（質量％）と定義し、前記鋼素形材中のＶ析出物中のＶの総含有量を［析出物中Ｖ］（質量％）と定義したとき、式（１）を満たし、
３％ＮａＣｌ－３ｇ／ＬＮＨ ４ ＳＣＮ水溶液を用いて、電流密度を０．１ｍＡ／ｃｍ ２ とし、通電時間を７２時間とする陰極水素チャージ法で水素をチャージした場合の拡散性水素量が０．１０ｐｐｍ以上である、
鋼素形材。
［析出物中Ｖ］／［Ｖ］≧０．３０ （１） A steel shaped material,
The chemical composition, in mass%, is
C: 0.03 to 0.25%,
Si: 0.02 to 0.50%,
Mn: more than 0.70 to 2.50%,
P: 0.035% or less,
S: 0.050% or less,
Al: 0.005 to 0.050%,
V: more than 0.10 to 0.40%,
N: 0.003 to 0.030%,
Cr: 0 to 0.70%,
Nb: 0 to 0.100%,
B: 0 to 0.0100%,
Cu: 0 to 0.30%,
Ni: 0 to 0.30%,
Ca: 0 to 0.0050%,
Bi: 0 to 0.100%,
Pb: 0 to 0.090%,
Mo: 0 to 0.05%,
Ti: 0 to 0.005%,
Zr: 0 to 0.010%,
Se: 0 to 0.10%,
Te: 0 to 0.10%,
Rare earth elements: 0 to 0.010%,
Sb: 0 to 0.10%,
Mg: 0 to 0.0050%,
W: 0 to 0.050%, and
The balance is composed of Fe and impurities.
The microstructure at a position deeper than 3 mm from the surface of the steel preform is
polygonal ferrite having an area ratio of 20 to 90%;
A hard phase consisting of pearlite and/or bainite and having an area ratio of 10 to 80%,
When the V content in the chemical composition is defined as [V] (mass%) and the total V content in the V precipitates in the steel material is defined as [V in precipitates] (mass%), formula (1) is satisfied,
The amount of diffusible hydrogen is 0.10 ppm or more when hydrogen is charged by a cathodic hydrogen charging method using a 3% NaCl-3 g/LNH 4 SCN aqueous solution, a current density of 0.1 mA/cm 2 , and a current application time of 72 hours .
Steel basic materials.
[V in precipitate]/[V]≧0.30 (1)
前記化学組成は、Ｆｅの一部に代えて、
Ｃｒ：０．０１～０．７０％、
Ｎｂ：０．００１～０．１００％、
Ｂ：０．０００１～０．０１００％、
Ｃｕ：０．０１～０．３０％、
Ｎｉ：０．０１～０．３０％、
Ｃａ：０．０００１～０．００５０％、
Ｂｉ：０．００１～０．１００％、
Ｐｂ：０．００１～０．０９０％、
Ｍｏ：０．０１～０．０５％、
Ｔｉ：０．００１～０．００５％、
Ｚｒ：０．００２～０．０１０％、
Ｓｅ：０．０１～０．１０％、
Ｔｅ：０．０１～０．１０％、
希土類元素：０．００１～０．０１０％、
Ｓｂ：０．０１～０．１０％、
Ｍｇ：０．０００５～０．００５０％、
Ｗ：０．００１～０．０５０％、からなる群から選択される１元素以上を含有する、
鋼素形材。 The steel preform according to claim 1,
The chemical composition is, in place of a part of Fe,
Cr: 0.01 to 0.70%,
Nb: 0.001 to 0.100%,
B: 0.0001 to 0.0100%,
Cu: 0.01 to 0.30%,
Ni: 0.01 to 0.30%,
Ca: 0.0001 to 0.0050%,
Bi: 0.001 to 0.100%,
Pb: 0.001 to 0.090%,
Mo: 0.01 to 0.05%,
Ti: 0.001 to 0.005%,
Zr: 0.002 to 0.010%,
Se: 0.01 to 0.10%,
Te: 0.01 to 0.10%,
Rare earth elements: 0.001 to 0.010%,
Sb: 0.01 to 0.10%,
Mg: 0.0005 to 0.0050%,
W: 0.001 to 0.050%, containing one or more elements selected from the group consisting of;
Steel basic materials.
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０３～０．２５％、
Ｓｉ：０．０２～０．５０％、
Ｍｎ：０．７０超～２．５０％、
Ｐ：０．０３５％以下、
Ｓ：０．０５０％以下、
Ａｌ：０．００５～０．０５０％、
Ｖ：０．１０超～０．４０％、
Ｎ：０．００３～０．０３０％、
Ｃｒ：０～０．７０％、
Ｎｂ：０～０．１００％、
Ｂ：０～０．０１００％、
Ｃｕ：０～０．３０％、
Ｎｉ：０～０．３０％、
Ｃａ：０～０．００５０％、
Ｂｉ：０～０．１００％、
Ｐｂ：０～０．０９０％、
Ｍｏ：０～０．０５％、
Ｔｉ：０～０．００５％、
Ｚｒ：０～０．０１０％、
Ｓｅ：０～０．１０％、
Ｔｅ：０～０．１０％、
希土類元素：０～０．０１０％、
Ｓｂ：０～０．１０％、
Ｍｇ：０～０．００５０％、
Ｗ：０～０．０５０％、及び、
残部：Ｆｅ及び不純物からなり、
ミクロ組織は、
面積率が２０～９０％のポリゴナルフェライトと、
パーライト及び／又はベイナイトからなり、面積率が１０～８０％である硬質相とからなり、
前記化学組成中のＶ含有量を［Ｖ］（質量％）と定義し、鋼中のＶ析出物中のＶの総含有量を［析出物中Ｖ］（質量％）と定義したとき、［析出物中Ｖ］／［Ｖ］が０．０５以上０．３０未満である鋼材を準備する鋼材準備工程と、
前記鋼材を冷間加工する冷間加工工程と、
冷間加工後の前記鋼材に対して、処理温度を５００℃～Ａｃ１点とし、前記処理温度での保持時間を１５～１５０分とする時効硬化処理を実施する時効硬化処理工程とを備え、
前記冷間加工工程では、
前記鋼材に対して、第１方向から、加工歪量が０．０５以上となる冷間加工を実施する第１方向冷間加工工程と、
前記鋼材に対して、前記第１方向と異なる第２方向から、加工歪量が０．０５以上となる冷間加工を実施する第２方向冷間加工工程とを含み、
前記第１方向冷間加工工程で前記鋼材に生じる加工歪量と前記第２方向冷間加工工程で前記鋼材に生じる加工歪量との合計を０．２０以上とする、
鋼素形材の製造方法。 A method for producing a steel shaped material according to claim 1 or 2,
The chemical composition, in mass%, is
C: 0.03 to 0.25%,
Si: 0.02 to 0.50%,
Mn: more than 0.70 to 2.50%,
P: 0.035% or less,
S: 0.050% or less,
Al: 0.005 to 0.050%,
V: more than 0.10 to 0.40%,
N: 0.003 to 0.030%,
Cr: 0 to 0.70%,
Nb: 0 to 0.100%,
B: 0 to 0.0100%,
Cu: 0 to 0.30%,
Ni: 0 to 0.30%,
Ca: 0 to 0.0050%,
Bi: 0 to 0.100%,
Pb: 0 to 0.090%,
Mo: 0 to 0.05%,
Ti: 0 to 0.005%,
Zr: 0 to 0.010%,
Se: 0 to 0.10%,
Te: 0 to 0.10%,
Rare earth elements: 0 to 0.010%,
Sb: 0 to 0.10%,
Mg: 0 to 0.0050%,
W: 0 to 0.050%, and
The balance is composed of Fe and impurities.
The microstructure is
polygonal ferrite having an area ratio of 20 to 90%;
A hard phase consisting of pearlite and/or bainite and having an area ratio of 10 to 80%,
a steel material preparation step of preparing a steel material in which [V in precipitates]/[V] is 0.05 or more and less than 0.30, where the V content in the chemical composition is defined as [V] (mass%) and the total V content in V precipitates in the steel is defined as [V in precipitates] (mass%);
a cold working step of cold working the steel material;
and an age hardening treatment step of performing age hardening treatment on the steel material after cold working at a treatment temperature of 500° C. to A c1 point and a holding time at the treatment temperature of 15 to 150 minutes,
In the cold working step,
A first direction cold working process in which cold working is performed on the steel material from a first direction such that the processing strain amount is 0.05 or more;
A second direction cold working process is performed on the steel material from a second direction different from the first direction, so that the processing strain amount is 0.05 or more.
The sum of the amount of processing strain generated in the steel material in the first direction cold working step and the amount of processing strain generated in the steel material in the second direction cold working step is set to 0.20 or more.
A manufacturing method for steel blanks.
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