KR20170121267A - Hot rolled bar stock, manufacturing method of parts and hot rolled bar stock - Google Patents

Hot rolled bar stock, manufacturing method of parts and hot rolled bar stock Download PDF

Info

Publication number
KR20170121267A
KR20170121267A KR1020177027440A KR20177027440A KR20170121267A KR 20170121267 A KR20170121267 A KR 20170121267A KR 1020177027440 A KR1020177027440 A KR 1020177027440A KR 20177027440 A KR20177027440 A KR 20177027440A KR 20170121267 A KR20170121267 A KR 20170121267A
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
steel
content
fatigue strength
hot
less
Prior art date
Application number
KR1020177027440A
Other languages
Korean (ko)
Other versions
KR102010684B1 (en
Inventor
아키라 시가
마나부 구보타
하지메 하세가와
Original Assignee
신닛테츠스미킨 카부시키카이샤
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 filed Critical 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤
Publication of KR20170121267A publication Critical patent/KR20170121267A/en
Application granted granted Critical
Publication of KR102010684B1 publication Critical patent/KR102010684B1/en

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/52—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length
    • C21D9/525—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length for wire, for rods
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B1/00—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations
    • B21B1/16—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling wire rods, bars, merchant bars, rounds wire or material of like small cross-section
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/06—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/06—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires
    • C21D8/065—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/20—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/009—Pearlite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

본 발명은 C: 0.05 내지 0.30%, Si: 0.30 내지 0.60%, Mn: 0.40 내지 1.0%, S: 0.008 내지 0.040% 미만, Cr: 1.60 내지 2.00%, Mo: 0.1% 이하, Al: 0.025 내지 0.05%, N: 0.010 내지 0.025%, Ti: 0.003% 이하, Bi: 0.0001 내지 0.0050%를 함유함과 함께 잔부가 Fe 및 불순물을 포함하고, 불순물 중의 P 및 O가 각각 P: 0.025% 이하 및 O: 0.002% 이하인 화학 조성을 갖고, 조직이 페라이트·펄라이트 또는 페라이트·펄라이트·베이나이트로 이루어지고, 또한 식 (1)을 충족하는 열간 압연 봉선재를 채용한다. 1.70≤Cr+2×Mo≤2.10 … (1)The present invention relates to a ferritic steel comprising 0.05 to 0.30% of C, 0.30 to 0.60% of Si, 0.40 to 1.0% of Mn, 0.008 to less than 0.040% of S, 1.60 to 2.00% of Cr, % Of N, 0.010 to 0.025% of N, 0.003% or less of Ti, 0.0001 to 0.0050% of Bi, and the balance of Fe and impurities. P and O in the impurities are 0.025% 0.002% or less, and the structure is made of ferrite, pearlite, ferrite, pearlite, bainite, and satisfies the formula (1). 1.70? Cr + 2 占 Mo? (One)

Description

열간 압연 봉선재, 부품 및 열간 압연 봉선재의 제조 방법Hot rolled bar stock, manufacturing method of parts and hot rolled bar stock

본 발명은 열간 압연 봉선재, 부품 및 열간 압연 봉선재의 제조 방법에 관한 것이다.The present invention relates to a hot rolled bar stock, a component and a method of producing hot rolled bar stock.

본원은 2015년 3월 31일에 일본에 출원된 일본 특허 출원 제2015-071714호에 기초하여 우선권을 주장하고, 그 내용을 여기에 원용한다.The present application claims priority based on Japanese Patent Application No. 2015-071714 filed on March 31, 2015, the contents of which are incorporated herein by reference.

기어, 풀리 등의 기계 부품은 자동차 또는 산업 기계에 이용된다. 이들 기계 부품의 대부분은 다음 방법으로 제조된다. 기계 구조용 합금강으로 이루어지는 소재를 준비한다. 소재는 예를 들어 JIS 규격의 SCr420, SCM420 또는 SNCM420에 상당하는 화학 조성을 갖는 열간 압연 봉선재이다. 먼저 소재에 대하여 필요에 따라 불림을 실시한다. 이어서 소재에 대하여 절삭 가공을 실시한다. 절삭된 중간품에 대하여 표면 경화 처리를 실시한다. 표면 경화 처리는 예를 들어 침탄 ??칭, 침탄 질화 ??칭, 또는 고주파 ??칭이다. 표면 경화 처리된 중간품에 대하여 200℃ 이하의 템퍼링 온도에서 템퍼링을 실시한다. 템퍼링 후의 중간품에 대하여 필요에 따라 숏 피닝 처리를 실시한다. 이상의 공정에 의해 기계 부품이 제조된다.Mechanical parts such as gears and pulleys are used in automobiles or industrial machines. Most of these mechanical parts are manufactured in the following way. Prepare materials made of alloy steel for machine structural use. The material is, for example, a hot rolled bar stock having a chemical composition equivalent to JIS standard SCr420, SCM420 or SNCM420. First, the material is called as needed. Then, the material is cut. The surface hardening treatment is performed on the cut intermediate product. The surface hardening treatment is, for example, a carburizing method, a carbo-nitriding method, or a high-frequency method. The surface hardened intermediate product is tempered at a tempering temperature of 200 ° C or less. The intermediate product after tempering is subjected to shot peening as necessary. The mechanical parts are manufactured by the above process.

최근 들어 자동차의 연비 향상이나 엔진의 고출력화에 대응하기 위해서 기계 부품이 경량화되고, 소형화되고 있다. 기계 부품에 가해지는 부하는 종래와 비교하여 증가하고 있다. 그 때문에 기계 부품에는 우수한 굽힘 피로 강도, 면 피로 강도(접촉 피로 강도) 및 내마모성이 요구되고 있다.2. Description of the Related Art In recent years, mechanical parts have become lightweight and miniaturized in order to cope with improvement in fuel efficiency of automobiles and high output of engines. The load applied to the mechanical parts is increasing compared to the conventional one. Therefore, mechanical parts are required to have excellent bending fatigue strength, surface fatigue strength (contact fatigue strength), and wear resistance.

특허문헌 1에는 Si: 0.1% 이하, P: 0.01% 이하인 기어용 강이 기재되어 있다. 특허문헌 1에 기재된 기어용 강은 Si 및 P를 저감함으로써 높은 강도를 갖고, 강인하며 신뢰성이 높아진다고 여겨지고 있다.Patent Literature 1 discloses a steel for gears having a Si content of 0.1% or less and a P content of 0.01% or less. The steel for gears disclosed in Patent Document 1 is believed to have high strength, high strength and high reliability by reducing Si and P.

특허문헌 2에는 Cr: 1.50 내지 5.0%를 함유하고, 또한 필요에 따라 7.5%＞2.2×Si(%)+2.5×Mn(%)+Cr(%)+5.7×Mo(%)을 충족하고, Si: 0.40 내지 1.0%를 함유하는 기어용 강이 기재되어 있다. 특허문헌 2에 기재된 기어용 강에서는 이러한 화학 조성을 가짐으로써 우수한 치면 강도를 갖는다고 여겨지고 있다.In Patent Document 2, it is found that the steel sheet contains 1.50 to 5.0% of Cr and satisfies 7.5%> 2.2 x Si (%) + 2.5 x Mn (%) + Cr (%) + 5.7 x Mo (% And 0.40 to 1.0% of Si. In the gear steel described in Patent Document 2, it is considered that the gear steel has excellent tooth surface strength by having such a chemical composition.

특허문헌 3에는 Si: 0.35 내지 3.0% 이하, V: 0.05 내지 0.5% 등을 함유하는 침탄 기어용 강이 개시되어 있다. 특허문헌 3에 기재된 침탄 기어용 강에서는 이러한 화학 조성을 가짐으로써 높은 굽힘 피로 강도와 높은 면 피로 강도를 갖는다고 여겨지고 있다.Patent Document 3 discloses steel for carburizing gears containing 0.35 to 3.0% Si, 0.05 to 0.5% V, and the like. The steels for carburizing gear described in Patent Document 3 are believed to have high bending fatigue strength and high surface fatigue strength by having such a chemical composition.

특허문헌 4에는 황화물의 조대화를 억제하기 위해서 주조시의 응고 속도를 제어하고, 황화물을 미세하게 분산시킴으로써 피삭성을 향상시키는 기소강이 개시되어 있다.Patent Document 4 discloses a progesterous steel which improves machinability by controlling the solidification rate during casting to suppress coarsening of sulfides and finely dispersing sulfides.

특허문헌 5에는 Si: 0.30 내지 0.60%, Cr: 1.60 내지 2.00%를 함유하고, 또한 Cr 함유량과 Mo 함유량을 규정한 열간 단조용 봉강 및 선재가 개시되어 있다. 특허문헌 5에 기재된 열간 단조용 봉강 및 선재로는 피로 강도 및 피삭성을 양립시킨다고 여겨지고 있다.Patent Document 5 discloses a steel strip and a wire rod for hot forging, which contains 0.30 to 0.60% of Si and 1.60 to 2.00% of Cr, and also defines a Cr content and a Mo content. It is believed that the steel bars and wire rods for hot forging described in Patent Document 5 have both fatigue strength and machinability.

특허문헌 6에는 합금 원소를 엄밀하게 제어하여 소성 변형 저항능과 입계 강도의 향상을 도모함으로써, 큰 왜곡을 수반하는 저 사이클 피로 강도가 우수한 기소강이 개시되어 있다.Patent Document 6 discloses indigestion steels excellent in low cycle fatigue strength accompanied by large distortion by strictly controlling alloying elements to improve plastic deformation resistance and grain boundary strength.

일본 특허 공개 소60-21359호 공보Japanese Patent Application Laid-Open No. 60-21359 일본 특허 공개 평7-242994호 공보Japanese Patent Application Laid-Open No. 7-242994 일본 특허 공개 평7-126803호 공보Japanese Patent Application Laid-Open No. 7-126803 일본 특허 제5114689호 공보Japanese Patent No. 5114689 일본 특허 제5561436호 공보Japanese Patent No. 5561436 일본 특허 공개 평10-259450호 공보Japanese Patent Application Laid-Open No. 10-259450

그러나 특허문헌 1에 기재된 기어용 강은 면 피로 강도에 대하여 검토되어 있지 않기 때문에 면 피로 강도가 낮은 경우가 있다. 또한, 특허문헌 2에 기재된 기어용 강은 굽힘 피로 강도에 대하여 검토되어 있지 않기 때문에 굽힘 피로 강도가 낮은 경우가 있다. 특허문헌 3에 기재된 침탄 기어용 강은 V를 함유하지만, V는 열간 압연 또는 열간 단조 후의 강의 경도를 높이기 때문에 열간 압연 또는 열간 단조 후의 강의 피삭성이 저하되는 경우가 있다.However, since the gear steel described in Patent Document 1 has not been studied for surface fatigue strength, the surface fatigue strength may be low. In addition, since the gear steel described in Patent Document 2 has not been studied for the bending fatigue strength, the bending fatigue strength may be low. The steels for carburizing gear described in Patent Document 3 contain V, but V may increase the hardness of the steel after hot rolling or hot forging, so that the machinability of steel after hot rolling or hot forging may be lowered.

또한, 특허문헌 4에 기재된 기소강은 면 피로 강도 및 굽힘 피로 강도에 대하여 검토되어 있지 않아 이들이 낮은 경우를 생각할 수 있다. 특허문헌 5에 기재된 열간 단조용 봉강은 Cr 및 Mo 함유량의 총량을 규정함으로써 높은 굽힘 피로 강도, 면 피로 강도 및 피삭성을 양립시키고 있다. 그러나 특허문헌 5에 기재된 열간 단조용 봉강에서는 편석에 대한 고려가 이루어져 있지 않기 때문에, 대규모 양산의 경우, 피삭성이 불충분해질 우려가 있다. 특허문헌 6에 기재된 기소강은 저 사이클 피로 강도 향상만 언급되어 있고, 굽힘 피로 강도, 면 피로 강도, 내마모성, 피삭성에 대하여 검토되어 있지 않다.In addition, the indefinite steel described in Patent Document 4 has not been studied on the surface fatigue strength and the bending fatigue strength, and therefore, a case where these are low can be considered. The hot forging steel bars described in Patent Document 5 satisfy the high bending fatigue strength, surface fatigue strength and machinability by specifying the total amount of Cr and Mo contents. However, in the hot forging steel described in Patent Document 5, there is no consideration for segregation, and therefore, in the case of large-scale mass production, the machinability may become insufficient. Progressive steels described in Patent Document 6 only mention improvement in low cycle fatigue strength and have not been studied for bending fatigue strength, surface fatigue strength, abrasion resistance, and machinability.

이상과 같이 특허문헌 1 내지 특허문헌 6에는 우수한 굽힘 피로 강도, 면 피로 강도 및 내마모성을 가지면서 또한 우수한 피삭성을 갖는 강이 개시되어 있지 않다.As described above, Patent Document 1 to Patent Document 6 do not disclose a steel having excellent bending fatigue strength, surface fatigue strength, and wear resistance and having excellent machinability.

본 발명은 전술한 문제점을 감안하여 이루어진 것으로, 본 발명의 과제는 우수한 굽힘 피로 강도, 면 피로 강도, 내마모성 및 피삭성을 갖는 열간 압연 봉선재, 부품 및 그의 제조 방법을 제공하는 것이다.SUMMARY OF THE INVENTION The present invention has been made in view of the above-described problems, and it is an object of the present invention to provide a hot rolled bar stock, a component, and a manufacturing method thereof having excellent bending fatigue strength, surface fatigue strength, abrasion resistance and machinability.

종래, Si, Cr 및 Mo 함유량의 조정 등에 의해 침탄 또는 침탄 질화 후의 굽힘·면 피로 강도가 우수한 강재를 얻을 수 있는 것이 알려져 있었다. 그러나 일반적으로는 상반되는 굽힘·면 피로 강도와 피삭성을 높은 레벨로 양립시킬 수는 없었다. 그래서 굽힘·면 피로 강도와 피삭성을 높은 레벨로 양립시킬 수 있는 열간 압연 봉선재의 개발을 목표로 조사·연구를 거듭하고, 그 결과 하기의 지견을 얻었다.It has been conventionally known that a steel material excellent in bending and surface fatigue strength after carburization or carbo-nitriding can be obtained by adjustment of Si, Cr and Mo contents. However, in general, it was impossible to make the bending and fatigue strength and machinability opposite to each other at a high level. Therefore, the present inventors have repeatedly conducted research and studies aiming at the development of a hot-rolled bar stock material capable of achieving a high level of bending and fatigue strength and machinability at high levels. As a result, the following findings were obtained.

(a) Si 함유량이 높으면 강의 면 피로 강도 및 내마모성이 높아진다. 또한, Cr 함유량 및 Mo 함유량이 높으면 강의 굽힘 피로 강도, 면 피로 강도 및 내마모성이 높아진다.(a) If the Si content is high, the surface fatigue strength and wear resistance of the steel become high. When the Cr content and the Mo content are high, the bending fatigue strength, the surface fatigue strength and the wear resistance of the steel become high.

(b) Mo 함유량을 높이면 열간 압연 또는 열간 단조 후 혹은 추가로 불림을 행한 후에 페라이트 조직, 펄라이트 조직에 더하여 베이나이트 조직의 생성이 촉진되어 강이 단단해지기 때문에 피삭성이 저하된다. 또한, Mo를 첨가하지 않은 경우에서도 Cr 함유량이 너무 많아지면 마찬가지로 베이나이트 조직의 생성이 촉진되어 피삭성이 저하된다.(b) When the Mo content is increased, the formation of bainite structure is promoted in addition to the ferrite structure and pearlite structure after hot rolling or hot forging, or additionally called, so that the steel is hardened and the machinability is lowered. Further, even when Mo is not added, if the Cr content is too large, the formation of bainite structure is promoted similarly and the machinability is lowered.

(c) 이상으로부터 열간 압연 봉선재에 있어서 우수한 굽힘 피로 강도, 면 피로 강도, 내마모성 및 피삭성을 얻기 위해서는 Si, Cr 및 Mo의 각 함유량의 한정에 더하여 Cr 함유량 및 Mo 함유량과의 총량을 조정하는 것이 바람직한 것을 알았다. 구체적으로는 강의 화학 조성이 하기의 식 (1)을 충족하면 우수한 굽힘 피로 강도, 면 피로 강도, 내마모성 및 피삭성이 얻어지는 것이 판명되었다. 식 (1) 중의 각 원소 기호에는 대응하는 원소의 함유량(질량%)이 대입된다.(c) From the above, in order to obtain excellent bending fatigue strength, surface fatigue strength, abrasion resistance and machinability in the hot-rolled bar stock, it is necessary to adjust the total amount of the Cr content and the Mo content in addition to the respective contents of Si, Cr and Mo . Specifically, it has been found that excellent bending fatigue strength, surface fatigue strength, abrasion resistance and machinability can be obtained when the chemical composition of the steel satisfies the following formula (1). The content (mass%) of the corresponding element is substituted into each symbol of the element in the formula (1).

1.70≤Cr+2×Mo≤2.10 … (1)1.70? Cr + 2 占 Mo? 2.10 ... (One)

(d) 전술한 바와 같이 열간 압연 봉선재에 있어서 피삭성을 높이기 위해서는 열간 단조 후 혹은 추가로 불림을 행한 후의 베이나이트 조직의 생성을 억제할 필요가 있다. 베이나이트 생성을 억제하기 위해서는 ??칭성을 높이는 원소인 Cr, Mo 함유량을 조정하는 것이 바람직하다.(d) In order to increase the machinability in the hot-rolled bar stock as described above, it is necessary to suppress the formation of bainite structure after hot forging or additionally called. In order to suppress the production of bainite, it is preferable to adjust the contents of Cr and Mo, which are elements for improving the symmetry.

(e) 한편, 열간 압연 봉선재의 Mn의 마이크로 편석이 큰 경우, 피삭성이 저하되는 경향이 있었다. Cr, Mo 함유량을 조정했다고 하더라도 대규모 양산의 경우, Mn의 마이크로 편석에 의해 베이나이트 생성량이 증가하여 피삭성이 불충분해질 우려가 있다.(e) On the other hand, when the micro-segregation of Mn in the hot-rolled bar stock is large, the machinability tends to decrease. Even if the Cr and Mo contents are adjusted, in the case of large-scale mass production, the micro-segregation of Mn may increase the amount of bainite produced and may lead to insufficient machinability.

(f) 연속 주조시에 강 중에 Mn이 마이크로 편석하고, 이 마이크로 편석이 압연, 단조시에 사라지지 않고 강 중에 존재한다. Mn이 마이크로 편석함으로써, 열간 압연 또는 열간 단조 후 혹은 추가로 불림을 행한 후에도 강 중에 있어서 페라이트 조직, 펄라이트 조직에 더하여 베이나이트 조직의 생성이 촉진되어 단단해지기 때문에 피삭성이 저하된다.(f) During continuous casting, Mn is micro-segregated in steel, and this micro-segregation does not disappear during rolling and forging, but is present in the steel. Since Mn is micro-segregated, the formation of the bainite structure in addition to the ferrite structure and the pearlite structure is promoted and hardened in the steel after the hot rolling or hot forging or further addition, thereby lowering the machinability.

(g) 용강으로부터 주조한 주조편에 있어서의 Mn의 마이크로 편석을 저감시킴으로써, 열간 압연 봉선재에 있어서 마이크로 편석에 기인한 경질의 베이나이트 조직의 생성을 억제하여 피삭성이 향상된다. 보다 구체적으로는 주조편이 다음 식 (2)를 충족하면 열간 압연 봉선재의 피삭성이 높아진다. 또한, 식 (2) 중의 Mn은 강 중의 Mn의 함유량(질량%)이고, Mnmax는 주조편의 덴드라이트의 1차 아암의 수간(樹間)의 Mn 함유율이다.(g) By reducing the micro segregation of Mn in the cast pieces cast from molten steel, the formation of a hard bainite structure due to micro segregation in the hot-rolled bar stock is suppressed and the machinability is improved. More specifically, if the cast strip satisfies the following formula (2), the machinability of the hot rolled bar stock becomes high. In the formula (2), Mn is the content (% by mass) of Mn in the steel, and Mn max is the content of Mn in the inter-tree between the primary arms of the casting dendrite.

Mnmax/Mn＜2.4 … (2)Mn max / Mn < / RTI > (2)

Mnmax는 다음 방법으로 구해진다. 제조한 연속 주조 주조편의 표층으로부터 두께 방향으로 폭 50mm×길이 50mm×두께 8mm의 시험편을 채취한다. 폭 50mm×길이 50mm의 표면을 「피검면」으로 한다. 시험편을 수지 매립한 후, 피검면을 경면 연마한다.Mn max is obtained by the following method. Test specimens having a width of 50 mm, a length of 50 mm and a thickness of 8 mm in thickness direction are collected from the surface layer of the continuous casting die manufactured. The surface having a width of 50 mm and a length of 50 mm is referred to as " surface to be inspected ". After the test piece is filled with resin, the surface to be inspected is mirror-polished.

Mn 함유율의 분포의 측정에는 EPMA(Electron Probe Micro Analyzer)를 사용한다. EPMA에 의한 측정시의 빔 직경은 1㎛로 하고, 주조편 표면으로부터 15mm 이격된 위치에 있어서 표면과 평행하게 50mm의 범위에서 선 분석을 행한다.EPMA (Electron Probe Micro Analyzer) is used to measure the distribution of the Mn content. The beam diameter at the time of measurement by EPMA is 1 占 퐉, and line analysis is performed in a range of 50 mm parallel to the surface at a position spaced 15 mm from the surface of the cast piece.

EPMA에 의한 선 분석에 의해 덴드라이트의 1차 아암 간의 Mn 함유율의 분포를 측정하고, 측정된 Mn 함유율의 최댓값을 덴드라이트 수간의 Mn 함유율로 한다. 식 (2)는 선 분석으로 측정된 덴드라이트 수간의 Mn 함유율을 미리 측정한 주조편의 Mn 평균 함유율로 제산한 값이라고 정의하였다.The distribution of the Mn content among the primary arms of the dendrite is measured by line analysis by EPMA, and the maximum value of the measured Mn content is regarded as the Mn content among the dendrites. The formula (2) is defined as a value obtained by dividing the Mn content of the dendrite water measured by the line analysis by the Mn average content of the casting piece measured in advance.

식 (2)가 1.0인 경우에는 주조편의 덴드라이트의 1차 아암의 수심(樹芯)과 수간에서 Mn 함유율에 차가 없고, Mn의 편석이 없는 이상적인 상태를 나타낸다. Mn 편석비가 클수록 주조편의 덴드라이트 1차 아암의 수심과 수간의 Mn 함유율의 차가 크고, 많은 경질의 베이나이트 조직을 생성하여 피삭성이 저하되는 것을 나타낸다.When the formula (2) is 1.0, there is no difference in the depth of the core of the primary arm of the cast iron dendrites and in the number of moles, and an ideal state in which there is no segregation of Mn is exhibited. The larger the Mn segregation ratio is, the larger the difference in the Mn content between the depth and the water depth of the primary dendrite arm of the casting crucible is, and it indicates that many hard bainite structures are formed and the machinability is lowered.

본 발명의 열간 압연 봉선재는 전술한 지견에 기초하여 완성되었다. 이하, 본 발명에 의한 열간 압연 봉선재에 대하여 상세하게 설명한다. 이하, 화학 조성을 구성하는 원소의 함유량 「%」는 「질량%」를 의미한다.The hot rolled bar stock of the present invention was completed on the basis of the above findings. Hereinafter, the hot rolled bar stock according to the present invention will be described in detail. Hereinafter, the content "%" of the elements constituting the chemical composition means "% by mass".

(1) 본 발명은 질량%로 (1) In the present invention,

C: 0.05 내지 0.30%, C: 0.05 to 0.30%

Si: 0.30 내지 0.60%, Si: 0.30 to 0.60%

Mn: 0.40 내지 1.0%, Mn: 0.40 to 1.0%

S: 0.008 내지 0.040% 미만, S: less than 0.008 to less than 0.040%

Cr: 1.60 내지 2.00%, Cr: 1.60 to 2.00%

Mo: 0 내지 0.1%, Mo: 0 to 0.1%,

Al: 0.025 내지 0.05%, Al: 0.025 to 0.05%

N: 0.010 내지 0.025%, N: 0.010 to 0.025%

Ti: 0 내지 0.003%, Ti: 0 to 0.003%,

Bi: 0.0001 내지 0.0050%를 함유함과 함께 Bi: 0.0001 to 0.0050%

잔부가 Fe 및 불순물을 포함하고, 불순물 중의 P 및 O가 각각 The remainder contains Fe and impurities, and P and O in the impurities are respectively

P: 0.025% 이하 및 P: 0.025% or less and

O: 0.002% 이하인 화학 조성을 갖고, 조직이 페라이트·펄라이트 또는 페라이트·펄라이트·베이나이트로 이루어지고, 또한 식 (1)을 충족하는 것을 특징으로 하는 열간 압연 봉선재에 관한 것이다.O: 0.002% or less, and the structure is composed of ferrite, pearlite, ferrite, pearlite, bainite, and satisfies the formula (1).

1.70≤Cr+2×Mo≤2.10 … (1)1.70? Cr + 2 占 Mo? 2.10 ... (One)

여기서 식 (1) 중의 원소 기호에는 대응하는 원소의 함유량(질량%)이 대입된다.Here, the content of the corresponding element (mass%) is substituted into the symbol of the element in the formula (1).

(2) 본 발명은 Fe의 일부 대신에 질량%로 Nb: 0.08% 이하를 함유하는 (1)에 기재된 열간 압연 봉선재에 관한 것이다.(2) The present invention relates to the hot-rolled bar stock according to (1), which contains 0.08% or less of Nb in mass% instead of a part of Fe.

(3) 본 발명은 (1) 또는 (2)에 기재된 열간 압연 봉선재로서, 상기 Fe의 일부 대신에 Cu: 0.40% 이하 및 Ni: 0.80% 이하로부터 선택되는 1종 이상을 함유하는 열간 압연 봉선재에 관한 것이다.(3) The present invention provides a hot-rolled steel bar according to (1) or (2), wherein a hot rolled bar including at least one selected from the group consisting of not more than 0.40% of Cu and not more than 0.80% It is about ashes.

(4) 본 발명은 (1) 내지 (3) 중 어느 한 항에 기재된 열간 압연 봉선재를 절삭 가공하여 얻어진 부품에 관한 것이다.(4) The present invention relates to a part obtained by cutting the hot rolled bar stock according to any one of (1) to (3).

(5) 본 발명의 제조 방법은 (1) 내지 (3) 중 어느 한 항에 기재된 화학 성분을 갖고, 또한 덴드라이트의 1차 아암의 수간의 Mn 함유율 Mnmax와 강 중의 Mn 함유율의 비(Mnmax/Mn)가 하기 식 (2)를 충족하는 주조편을 연속 주조법 또는 조괴법으로 제조하고, 상기 주조편을 열간 압연하는 것을 특징으로 하는 열간 압연 봉선재의 제조 방법에 관한 것이다.(5) The production method of the present invention (1) to (3) of having a chemical composition as described in any one of the preceding, and dendrite ratio (Mn of the Mn content of the Mn content of Mn max and river between the number of primary arms max / Mn) satisfying the following formula (2) is manufactured by a continuous casting method or a rough casting method, and the cast piece is hot-rolled.

Mnmax/Mn＜2.4 … (2)Mn max / Mn < / RTI > (2)

여기서 식 (2) 중의 Mn에는 강의 Mn 함유량(질량%)이 대입되고, Mnmax는 주조편의 덴드라이트의 1차 아암의 수간의 Mn 함유율이 대입된다.Here, the Mn content (mass%) of the steel is substituted for Mn in the formula (2), and the Mn max is substituted for the Mn content of the number of the primary arms of the casting dendrite.

본 발명의 열간 압연 봉선재는 우수한 굽힘 피로 강도, 면 피로 강도, 내마모성 및 피삭성을 갖는다.The hot rolled bar stock of the present invention has excellent bending fatigue strength, surface fatigue strength, abrasion resistance and machinability.

도 1은 실시예에서 제작한 롤러 피칭 시험용의 소 롤러 시험편의 측면도이다.
도 2는 실시예에서 제작한 절결을 갖는 오노식 회전 굽힘 피로 시험편의 측면도이다.
도 3은 실시예에 있어서의 침탄 ??칭 조건을 나타내는 도면이다.
도 4는 실시예에 있어서의 롤러 피칭 시험용의 대 롤러의 정면도이다.1 is a side view of a small roller test piece for a roller pitching test produced in the example.
Fig. 2 is a side view of the Ono type rotary bending fatigue test piece having the notch produced in the embodiment. Fig.
3 is a view showing the carburizing condition in the embodiment.
4 is a front view of a roller for a roller pitching test in the embodiment.

이하 본 발명의 열간 압연 봉선재를 더욱 상세하게 설명한다.Hereinafter, the hot-rolled bar stock of the present invention will be described in more detail.

열간 압연 봉선재의 성분 원소의 함유량에 대하여 설명한다. 여기서 성분에 관한 「%」는 질량%이다.The content of the constituent elements of the hot rolled bar stock will be described. Here, "% "

(C: 0.05 내지 0.30%)(C: 0.05 to 0.30%)

탄소(C)는 강의 인장 강도 및 피로 강도를 높인다. 한편, C 함유량이 너무 많으면 강의 피삭성이 저하된다. 따라서, C 함유량은 0.05 내지 0.30%이다. 바람직한 C 함유량은 0.10 내지 0.28%이고, 더욱 바람직하게는 0.15 내지 0.25%이다.Carbon (C) increases the tensile strength and fatigue strength of steel. On the other hand, if the C content is too large, the machinability of the steel decreases. Therefore, the C content is 0.05 to 0.30%. The preferred C content is 0.10 to 0.28%, more preferably 0.15 to 0.25%.

(Si: 0.30 내지 0.60%)(Si: 0.30 to 0.60%)

실리콘(Si)은 강의 ??칭성을 높인다. Si는 또한 강의 템퍼링 연화 저항을 높인다. 따라서, Si는 강의 면 피로 강도 및 내마모성을 높인다. 한편, Si가 과잉으로 함유되면 강의 열간 압연 또는 열간 단조 후의 강도가 과잉으로 높아진다. 그 결과, 강의 피삭성이 저하된다. Si가 과잉으로 함유되면 또한 굽힘 피로 강도가 저하된다. 따라서, Si 함유량은 0.30 내지 0.60%이다. 바람직한 Si 함유량의 하한은 0.30%보다도 높고, 더욱 바람직하게는 0.40% 이상이고, 더욱 바람직하게는 0.45% 이상이다. 바람직한 Si 함유량의 상한은 0.60% 미만이고, 더욱 바람직하게는 0.57% 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.55% 이하이다.Silicon (Si) improves the quenching of the steel. Si also increases the temper softening resistance of the steel. Therefore, Si improves the surface fatigue strength and wear resistance of the steel. On the other hand, if Si is contained excessively, the strength of steel after hot rolling or hot forging becomes excessively high. As a result, the machinability of the steel decreases. If Si is contained excessively, the bending fatigue strength is also lowered. Therefore, the Si content is 0.30 to 0.60%. The lower limit of the Si content is preferably higher than 0.30%, more preferably 0.40% or higher, and still more preferably 0.45% or higher. The upper limit of the Si content is preferably less than 0.60%, more preferably not more than 0.57%, still more preferably not more than 0.55%.

(Mn: 0.40 내지 1.0%)(Mn: 0.40 to 1.0%)

망간(Mn)은 강의 ??칭성을 높이고, 강의 강도를 높인다. 따라서, Mn은 침탄 ??칭 또는 침탄 질화 ??칭된 기계 부품의 코어부의 강도를 높인다. 한편, Mn이 과잉으로 함유되면 열간 압연 또는 열간 단조 후의 강의 피삭성이 저하된다. 또한, Mn은 덴드라이트 수간에서 편석하기 쉽고, 편석함으로써 경질의 베이나이트를 생성하기 쉬워 피삭성이 저하된다. 따라서, Mn 함유량은 0.40 내지 1.0%이다. 바람직한 Mn 함유량의 하한은 0.50% 초과이고, 더욱 바람직하게는 0.55% 이상이고, 더욱 바람직하게는 0.60% 이상이다. Mn 함유량의 바람직한 상한은 1.0% 미만이고, 더욱 바람직하게는 0.95% 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.9% 이하이다.Manganese (Mn) improves the toughness of the steel and increases the strength of the steel. Therefore, Mn enhances the strength of the core portion of a mechanical part called carburization or carburization. On the other hand, if Mn is contained excessively, the machinability of steel after hot rolling or hot forging is lowered. Further, Mn is liable to segregate in the dendrites, and hard seawater is easily produced by segregation, resulting in deterioration of machinability. Therefore, the Mn content is 0.40 to 1.0%. The lower limit of the preferable Mn content is more than 0.50%, more preferably not less than 0.55%, still more preferably not less than 0.60%. The upper limit of the Mn content is preferably less than 1.0%, more preferably 0.95% or less, and still more preferably 0.9% or less.

(S: 0.008 내지 0.040% 미만)(S: 0.008 to less than 0.040%).

황(S)은 Mn과 결합하여 MnS를 형성한다. MnS는 강의 피삭성을 높인다. 한편, S가 과잉으로 함유되면 조대한 MnS가 형성된다. 조대한 MnS는 강의 굽힘 피로 강도 및 면 피로 강도가 저하된다. 따라서, S 함유량은 0.008 내지 0.040% 미만이다. 바람직한 S 함유량의 하한은 0.008% 초과이고, 더욱 바람직하게는 0.009% 이상이고, 더욱 바람직하게는 0.010% 이상이다. 바람직한 S 함유량의 상한은 0.030% 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.030% 미만이고, 더욱 바람직하게는 0.020% 미만이다.Sulfur (S) combines with Mn to form MnS. MnS increases machinability of steel. On the other hand, when S is excessively contained, coarse MnS is formed. Coarse MnS reduces the bending fatigue strength and the surface fatigue strength of the steel. Therefore, the S content is less than 0.008 to 0.040%. The lower limit of the preferable S content is more than 0.008%, more preferably 0.009% or more, still more preferably 0.010% or more. The upper limit of the preferable S content is 0.030% or less, more preferably less than 0.030%, and still more preferably less than 0.020%.

(Cr: 1.60 내지 2.00%)(Cr: 1.60 to 2.00%)

크롬(Cr)은 강의 ??칭성 및 강의 템퍼링 연화 저항을 높인다. 그 때문에 Cr은 강의 굽힘 피로 강도, 면 피로 강도 및 내마모성을 높인다. 한편, Cr이 과잉으로 함유되면 열간 압연 후, 열간 단조 후 또는 불림 후의 강에서 베이나이트의 생성이 촉진된다. 그 때문에 강의 피삭성이 저하된다. 따라서, Cr 함유량은 1.60 내지 2.00%이다. 바람직한 Cr 함유량의 하한은 1.60% 초과이고, 더욱 바람직하게는 1.70% 이상이고, 더욱 바람직하게는 1.80% 이상이다. 바람직한 Cr 함유량의 상한은 2.00% 미만이고, 더욱 바람직하게는 1.95% 이하이고, 더욱 바람직하게는 1.90% 이하이다.Chromium (Cr) increases the resistance of the steel and resistance to softening of tempering steel. Therefore, Cr improves the bending fatigue strength, the surface fatigue strength and the wear resistance of the steel. On the other hand, if Cr is contained excessively, the production of bainite is promoted in the steel after hot rolling, after hot forging, or after quenching. Therefore, the machinability of the steel is deteriorated. Therefore, the Cr content is 1.60 to 2.00%. The lower limit of the preferable Cr content is more than 1.60%, more preferably not less than 1.70%, still more preferably not less than 1.80%. The upper limit of the preferable Cr content is less than 2.00%, more preferably not more than 1.95%, further preferably not more than 1.90%.

(Mo: 0 내지 0.10%(0.10% 이하, 0%를 포함함))(Mo: 0 to 0.10% (0.10% or less, including 0%))

몰리브덴(Mo)은 함유되지 않거나 함유되어도 된다. Mo는 강의 ??칭성 및 템퍼링 연화 저항을 높인다. 그 때문에 Mo는 강의 굽힘 피로 강도, 면 피로 강도 및 내마모성을 높인다. 한편, Mo가 과잉으로 함유되면 열간 압연 후, 열간 단조 후 또는 불림 후의 강에서 베이나이트 생성이 촉진된다. 그 때문에 강의 피삭성이 저하된다. 따라서, Mo 함유량은 0 내지 0.10%이다. 바람직한 Mo 함유량의 하한은 0.02% 이상이다. 바람직한 Mo 함유량의 상한은 0.10% 미만이고, 더욱 바람직하게는 0.08% 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.05% 이하이다.Molybdenum (Mo) is not contained or may be contained. Mo increases the resistance of the steel and temper softening resistance. Therefore, Mo improves the bending fatigue strength, surface fatigue strength and wear resistance of the steel. On the other hand, when Mo is contained excessively, bainite formation is promoted in the steel after hot rolling, after hot forging, or after quenching. Therefore, the machinability of the steel is deteriorated. Therefore, the Mo content is 0 to 0.10%. The lower limit of the preferable Mo content is 0.02% or more. The upper limit of the preferable Mo content is less than 0.10%, more preferably not more than 0.08%, further preferably not more than 0.05%.

(Al: 0.025 내지 0.05%)(Al: 0.025 to 0.05%)

알루미늄(Al)은 강을 탈산한다. Al은 또한 N과 결합하여 AlN을 형성한다. AlN은 침탄 가열에 의한 오스테나이트 결정립의 조대화를 억제한다. 한편, Al이 과잉으로 함유되면 조대한 Al 산화물을 형성한다. 조대한 Al 산화물은 강의 굽힘 피로 강도를 저하시킨다. 따라서, Al 함유량은 0.025 내지 0.05%이다. 바람직한 Al 함유량의 하한은 0.025% 초과이고, 더욱 바람직하게는 0.027% 이상이고, 더욱 바람직하게는 0.030% 이상이다. 바람직한 Al 함유량의 상한은 0.05% 미만이고, 더욱 바람직하게는 0.045% 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.04% 이하이다.Aluminum (Al) deoxidizes the steel. Al also combines with N to form AlN. AlN suppresses the coarsening of austenite grains by carburizing heating. On the other hand, if Al is contained excessively, coarse Al oxide is formed. Coarse Al oxides degrade the bending fatigue strength of the steel. Therefore, the Al content is 0.025 to 0.05%. The lower limit of the preferable Al content is more than 0.025%, more preferably 0.027% or more, and still more preferably 0.030% or more. The upper limit of the preferable Al content is less than 0.05%, more preferably 0.045% or less, and further preferably 0.04% or less.

(N: 0.010 내지 0.025%)(N: 0.010 to 0.025%)

질소(N)는 Al 또는 Nb와 결합하여 AlN 또는 NbN을 형성한다. AlN 또는 NbN은 침탄 가열에 의한 오스테나이트 결정립의 조대화를 억제한다. 한편, N이 과잉으로 함유되면 제강 공정에서 안정되게 제조하기 어려워진다. 따라서, N 함유량은 0.010 내지 0.025%이다. 바람직한 N 함유량의 하한은 0.010% 초과이고, 더욱 바람직하게는 0.012% 이상이고, 더욱 바람직하게는 0.013% 이상이다. 바람직한 N 함유량의 상한은 0.025% 미만이고, 더욱 바람직하게는 0.020% 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.018% 이하이다.Nitrogen (N) combines with Al or Nb to form AlN or NbN. AlN or NbN suppresses coarsening of the austenite grains by carburizing heating. On the other hand, if N is contained excessively, it becomes difficult to stably produce the steel in the steelmaking process. Therefore, the N content is 0.010 to 0.025%. The lower limit of the preferable N content is more than 0.010%, more preferably 0.012% or more, and still more preferably 0.013% or more. The upper limit of the preferable N content is less than 0.025%, more preferably 0.020% or less, and still more preferably 0.018% or less.

(Ti: 0 내지 0.003%(0.003% 이하, 0%를 포함함))(Ti: 0 to 0.003% (0.003% or less, including 0%))

티타늄(Ti)은 N과 결합하여 조대한 TiN을 형성한다. 조대한 TiN은 강의 피로 강도를 저하시킨다. 따라서, Ti 함유량은 가능한 한 낮은 편이 바람직하다. Ti 함유량은 0 내지 0.003%이다. 바람직한 Ti 함유량의 상한은 0.003% 미만이고, 더욱 바람직하게는 0.002% 이하이다.Titanium (Ti) combines with N to form a coarse TiN. Coarse TiN reduces the fatigue strength of steel. Therefore, the Ti content is preferably as low as possible. The Ti content is 0 to 0.003%. The upper limit of the preferable Ti content is less than 0.003%, more preferably 0.002% or less.

(Bi: 0.0001% 내지 0.0050% 미만)(Bi: 0.0001% to less than 0.0050%

Bi는 본 발명에 있어서 중요한 원소이다. 미량의 Bi는 응고의 접종 핵이 되어 응고시의 덴드라이트 아암 간격을 작게 하여 응고 조직을 미세화하는 작용이 있다. 그 결과, Mn 등의 편석하기 쉬운 원소의 편석을 경감하고, 마이크로 편석 기인의 베이나이트 조직의 생성을 억제하여 피삭성을 향상시킨다. 응고 조직의 미세화 효과를 얻기 위해서는 Bi의 함유율을 0.0001% 이상으로 할 필요가 있다. 그러나 Bi의 함유율이 0.0050% 이상이 되면 응고 조직의 미세화 효과가 포화하고, 또한 강의 열간 가공성이 열화되어 열간 압연이 어려워진다. 이러한 점에서 본 발명에서는 Bi 함유율을 0.0001% 이상 0.0050% 미만으로 한다. 피삭성을 더욱 향상시키기 위해서는 Bi 함유율을 0.0010% 이상으로 하는 것이 바람직하다.Bi is an important element in the present invention. A trace amount of Bi acts as an inoculation nucleus for coagulation, thereby reducing the interval of the dendrite arm at the time of solidification, thereby finely solidifying the solidified structure. As a result, segregation of elements, such as Mn, which are liable to segregation is reduced, generation of bainite structure as a micro segregation is suppressed, and machinability is improved. It is necessary to set the Bi content to 0.0001% or more in order to obtain the effect of refining the solidification structure. However, when the content of Bi is 0.0050% or more, the refinement effect of the solidification structure is saturated and the hot workability of the steel is deteriorated, making hot rolling difficult. In this respect, in the present invention, the Bi content is set to 0.0001% or more and less than 0.0050%. In order to further improve machinability, the Bi content is preferably 0.0010% or more.

(P: 0.025% 이하)(P: 0.025% or less)

인(P)은 불순물이다. P는 강의 피로 강도나 열간 가공성을 저하시킨다. 따라서, P 함유량은 적은 편이 바람직하다. P 함유량은 0.025% 이하이다. 바람직한 P 함유량은 0.025% 미만이고, 더욱 바람직하게는 0.020% 이하이다.Phosphorus (P) is an impurity. P lowers the fatigue strength and hot workability of steel. Therefore, it is preferable that the P content is small. The P content is 0.025% or less. The preferable P content is less than 0.025%, more preferably 0.020% or less.

(O(산소): 0.002% 이하)(O (oxygen): 0.002% or less)

산소(O)는 Al과 결합하여 산화물계 개재물을 형성한다. 산화물계 개재물은 강의 굽힘 피로 강도를 저하시킨다. 따라서, O 함유량은 가능한 한 낮은 편이 바람직하다. O 함유량은 0.002% 이하이다. 바람직한 O 함유량은 0.002% 미만이고, 더욱 바람직하게는 0.001% 이하이다. 제강 공정에서의 비용 상승을 초래하지 않는 범위에서 가능한 한 적게 하는 것이 더욱 바람직하다.Oxygen (O) combines with Al to form oxide inclusions. The oxide inclusions lower the bending fatigue strength of the steel. Therefore, the O content is preferably as low as possible. O content is 0.002% or less. The preferable content of O is less than 0.002%, more preferably 0.001% or less. It is more preferable to make the amount as small as possible within a range not causing an increase in cost in the steelmaking process.

본 실시 형태에 의한 열간 압연 봉선재의 화학 조성은 Fe의 일부 대신에 Nb를 함유해도 된다.The chemical composition of the hot rolled bar stock according to the present embodiment may contain Nb instead of a part of Fe.

(Nb: 0 내지 0.08%(0.08% 이하, 0을 포함함))(Nb: 0 to 0.08% (0.08% or less, including 0))

니오븀(Nb)은 선택 원소이다. Nb는 C, N과 결합하여 Nb 탄화물, Nb 질화물 또는 Nb 탄질화물을 형성한다. Nb 탄화물, Nb 질화물 및 Nb 탄질화물은 Al 질화물과 마찬가지로 침탄 가열시에 있어서 오스테나이트 결정립이 조대화되는 것을 억제한다. Nb가 조금이라도 함유되면 상기 효과가 얻어진다. 한편, Nb가 과잉으로 함유되면 Nb 탄질화물, Nb 질화물 및 Nb 탄질화물이 조대화한다. 그 때문에 침탄 가열시에 있어서 오스테나이트 결정립의 조대화를 억제할 수 없다. 따라서, Nb 함유량은 0.08% 이하이다. 바람직한 Nb 함유량의 하한은 0.01% 이상이다. 바람직한 Nb 함유량의 상한은 0.08% 미만이고, 더욱 바람직하게는 0.05% 이하이다.Niobium (Nb) is a selective element. Nb combines with C, N to form Nb carbide, Nb nitride or Nb carbonitride. Nb carbide, Nb nitride and Nb carbonitride inhibit the coarsening of austenite grains during the carburization heating like Al nitride. When the Nb is contained in a small amount, the above effect is obtained. On the other hand, if Nb is contained excessively, Nb carbonitride, Nb nitride and Nb carbonitride are coarsened. Therefore, coarsening of the austenite grains can not be suppressed at the time of carburizing heating. Therefore, the Nb content is 0.08% or less. The lower limit of the preferable Nb content is 0.01% or more. The upper limit of the preferable Nb content is less than 0.08%, more preferably not more than 0.05%.

본 실시 형태에 의한 열간 압연 봉선재의 화학 조성의 잔부는 Fe 및 불순물이다. 여기서 말하는 불순물은 강의 원료로서 이용되는 광석이나 스크랩 또는 제조 과정의 환경 등으로부터 혼입되는 원소를 말한다. 본 실시 형태에 있어서 불순물은 예를 들어 구리(Cu), 니켈(Ni) 등이다. 불순물인 Cu 및 Ni 함유량은 JIS G4053 기계 구조용 합금강 강재에 규정된 SCr 강 및 SCM 강 중의 Cu 및 Ni 함유량과 동일한 정도이고, Cu 함유량은 0.40% 이하이고, Ni 함유량은 0.80% 이하이다.The balance of the chemical composition of the hot rolled barb according to this embodiment is Fe and impurities. The impurities referred to here are elements which are incorporated from the ore or scrap used as a raw material for steel or the environment of the manufacturing process. In this embodiment, the impurities are, for example, copper (Cu), nickel (Ni) and the like. The content of Cu and Ni, which are impurities, is about the same as the content of Cu and Ni in SCr steel and SCM steel specified in JIS G4053 alloy steel steel for mechanical structure, Cu content is 0.40% or less, and Ni content is 0.80% or less.

(Ni: 0 내지 0.8%(0.8% 이하, 0%를 포함함))(Ni: 0 to 0.8% (not more than 0.8%, including 0%))

니켈(Ni)은 ??칭성을 높이는 효과가 있고, 보다 피로 강도를 높이기 위해서 유효한 원소이기 때문에 필요에 따라 함유시켜도 된다. 그러나 Ni의 함유량이 과잉으로 함유되면 ??칭성의 향상에 의한 피로 강도를 높이는 효과가 포화할 뿐만 아니라 열간 압연 후, 열간 단조 후 또는 불림 처리 후에 있어서 강 중에 베이나이트 조직이 생성하기 쉬워진다. 그 때문에 함유시키는 경우의 Ni의 양을 0.80% 이하로 하였다. 함유시키는 경우의 Ni의 양은 0.60% 이하인 것이 바람직하다. 또한, Ni의 ??칭성 향상에 의한 피로 강도를 높이는 효과를 안정되게 얻기 위해서는 함유시키는 경우의 Ni의 양은 0.10% 이상인 것이 바람직하다.Nickel (Ni) is an effective element for increasing the fatigue strength, and may be contained as needed. However, if the Ni content is excessively contained, the effect of increasing the fatigue strength due to the improvement of the effect is saturated and the bainite structure is easily formed in the steel after the hot-rolling, after the hot forging or after the annealing. Therefore, the amount of Ni when it is contained is made 0.80% or less. It is preferable that the amount of Ni is 0.60% or less. Further, in order to stably obtain the effect of increasing the fatigue strength due to the enhancement of the Ni property, it is preferable that the amount of Ni is 0.10% or more.

(Cu: 0 내지 0.40%(0.40% 이하, 0%를 포함함))(Cu: 0 to 0.40% (0.40% or less, including 0%))

구리(Cu)는 ??칭성을 높이는 효과가 있고, 피로 강도를 보다 높이기 위해서 유효한 원소이기 때문에 필요에 따라 함유시켜도 된다. 그러나 Cu의 함유량이 과잉으로 함유되면 열간 연성 및 열간 가공성의 저하가 현저해진다. 그 때문에 함유시키는 경우의 Cu의 양을 0.40% 이하로 하였다. 또한, 함유시키는 경우의 Cu의 양은 0.30% 이하인 것이 바람직하다. 바람직한 Cu 함유량의 하한은 0.1% 이상이다.Copper (Cu) is an effective element for increasing the fatigue strength and has an effect of improving the fatigue strength. Therefore, Cu may be added as needed. However, if the Cu content is excessive, deterioration of hot-ductility and hot-workability becomes remarkable. Therefore, the amount of Cu in the case of inclusion is 0.40% or less. The content of Cu is preferably 0.30% or less. The lower limit of the preferable Cu content is 0.1% or more.

[식 (1)에 대하여][Regarding Equation (1)

본 발명의 실시 형태에 의한 열간 압연 봉선재의 화학 조성에 있어서 또한 식 (1)로 정의되는 F1은 1.70 내지 2.10이다.In the chemical composition of the hot-rolled bar stock according to the embodiment of the present invention, F1 defined by the formula (1) is 1.70 to 2.10.

F1=Cr+2×Mo … (1)F1 = Cr + 2 x Mo ... (One)

여기서 식 F1 중의 원소 기호에는 대응하는 원소의 함유량(질량%)이 대입된다.Here, the content (mass%) of the corresponding element is substituted for the symbol of the element in the formula F1.

전술한 바와 같이 Cr 및 Mo는 모두 강의 ??칭성 및 템퍼링 연화 저항을 높이고, 면 피로 강도 및 내마모성을 높인다. 또한, Cr 및 Mo는 강의 굽힘 피로 강도를 높인다. Mo와 Cr을 비교하여 Mo는 Cr의 절반의 함유량으로 Cr과 동일 정도의 효과(굽힘 피로 강도, 면 피로 강도 및 내마모성의 향상)를 발휘한다. 따라서, F1=Cr+2×Mo라고 정의한다. F1 중의 각 원소 기호에는 대응하는 원소(Cr 및 Mo)의 함유량(질량%)이 대입된다.As described above, both Cr and Mo increase the resistance of the steel and temper softening resistance, and improve the surface fatigue strength and wear resistance. Cr and Mo also increase the bending fatigue strength of the steel. Comparing Mo and Cr, Mo shows an effect equivalent to that of Cr (bending fatigue strength, surface fatigue strength and wear resistance improvement) at a content of half of Cr. Therefore, F1 = Cr + 2 x Mo is defined. The content (mass%) of the corresponding element (Cr and Mo) is substituted for each element symbol in F1.

F1이 1.70 미만이면 강의 굽힘 피로 강도, 면 피로 강도 및 내마모성 중 적어도 1종 이상이 낮아진다. 한편, F1이 2.10을 초과하면 열간 압연 후, 열간 단조 후 또는 불림 후의 강 중에서 베이나이트의 생성이 촉진된다. 그 때문에 강의 피삭성이 저하된다. F1이 1.70 내지 2.10이면 강의 피삭성의 저하를 억제하면서 강의 굽힘 피로 강도, 면 피로 강도 및 내마모성을 높일 수 있다. F1의 바람직한 하한은 1.80 이상이다. F1의 바람직한 상한은 2.00 미만이다.When F1 is less than 1.70, at least one or more of the bending fatigue strength, the surface fatigue strength and the abrasion resistance of the steel is lowered. On the other hand, when F1 exceeds 2.10, the generation of bainite is accelerated in the steel after hot rolling, after hot forging, or after quenching. Therefore, the machinability of the steel is deteriorated. When F1 is 1.70 to 2.10, bending fatigue strength, surface fatigue strength, and abrasion resistance of the steel can be increased while suppressing reduction in the machinability of the steel. The preferable lower limit of F1 is 1.80 or more. The preferred upper limit of F1 is less than 2.00.

[식 (2)에 대하여][Regarding Equation (2)

본 발명의 열간 압연 봉선재를 열간 압연에 의해 제조할 때에 이용하는 강 주조편에 있어서 Mn이 마이크로 편석하면 열간 압연 후의 강 조직 중에 있어서 경질의 베이나이트 조직의 생성을 조장하여 피삭성이 저하된다. 따라서, 강 주조편에 있어서 Mn의 마이크로 편석을 억제하는 것이 바람직하다. 식 (1)을 충족해도 Mn의 마이크로 편석이 크면 경질한 베이나이트 조직의 양이 증가하여 피삭성이 저하된다.When Mn is micro-segregated in a steel casting piece used when the hot-rolled bar stock according to the present invention is produced by hot rolling, formation of a hard bainite structure in the steel structure after hot rolling is promoted and machinability is lowered. Therefore, it is preferable to suppress microsegregation of Mn in the steel cast piece. Even if the formula (1) is satisfied, if the micro-segregation of Mn is large, the amount of hard bainite structure is increased and the machinability is lowered.

그래서 식 (2)를 충족하면 Mn의 마이크로 편석이 작고, 경질의 베이나이트 조직의 생성이 억제되어 피삭성이 향상된다.Therefore, when the formula (2) is satisfied, the micro-segregation of Mn is small and the production of hard bainite structure is suppressed, and the machinability is improved.

Mnmax/Mn＜2.4 … (2)Mn max / Mn < / RTI > (2)

식 (2)의 좌변을 F2=Mnmax/Mn이라고 정의한다. F2의 값이 식 (2)를 충족하지 않는 경우, Mn의 마이크로 편석이 크면 강재 중에 경질의 베이나이트 조직의 양이 증가하여 피삭성이 저하된다. 요컨대 F1의 값이 식 (1)을 충족해도 F2의 값이 식 (2)를 충족하지 않으면 Mn의 마이크로 편석에 의한 경질의 베이나이트 조직 생성이 조장되어 피삭성이 목표값을 충족하지 않는다.The left side of equation (2) is defined as F2 = Mn max / Mn. When the value of F2 does not satisfy the formula (2), if the micro-segregation of Mn is large, the amount of the hard bainite structure in the steel increases and the machinability decreases. In other words, even if the value of F1 satisfies the expression (1), if the value of F2 does not satisfy the expression (2), hard bainite texture formation due to microsegregation of Mn is promoted and the machinability does not satisfy the target value.

[마이크로 조직][Microstructure]

열간 압연 봉선재의 조직(상)이 마르텐사이트를 포함하는 경우에는 마르텐사이트가 경질이며 연성이 낮은 것에 기인하여 열간 압연 봉강 또는 선재의 교정이나 운반시에 깨짐이 발생하기 쉬워진다. 따라서, 본 발명의 열간 압연 봉선재는 페라이트·펄라이트 조직 또는 페라이트·펄라이트·베이나이트 조직으로 한다.When the structure (phase) of the hot-rolled bar stock includes martensite, the martensite is hard and has low ductility, so that the hot rolled bar or the wire rod tends to be cracked during the calibrating or transporting thereof. Accordingly, the hot-rolled bar stock of the present invention has a ferrite-pearlite structure or a ferrite-pearlite-bainite structure.

[제조 방법][Manufacturing method]

본 발명의 일 실시 형태에 의한 열간 압연 봉선재의 제조 방법을 설명한다.A method of manufacturing a hot rolled bar stock according to an embodiment of the present invention will be described.

[연속 주조 공정][Continuous Casting Process]

상기 화학 조성을 충족하고, 또한 덴드라이트의 1차 아암의 수간의 Mn 함유율 Mnmax와 강 중의 Mn 함유율의 비(Mnmax/Mn)가 식 (2)를 충족하는 주조편을 제조한다. 상기 화학 조성을 갖는 강을 연속 주조법에 의해 주조편으로 해도 되고, 조괴법에 의해 잉곳(강괴)으로 해도 된다. 주조 조건은 예를 들어 220×220mm인 사각형의 주형을 이용하여 턴디쉬 내의 용강의 슈퍼 히트를 10 내지 50℃로 하고, 주입 속도를 1.0 내지 1.5m/분으로 한다.A cast piece satisfying the above chemical composition and having a ratio (Mn max / Mn) of a Mn content Mn max between the number of primary arms of the dendrite to the Mn content in the steel satisfies the formula (2) is produced. The steel having the above chemical composition may be cast by a continuous casting method, or may be an ingot (ingot) by rough casting. The casting conditions are, for example, a square mold having a size of 220 mm x 220 mm, and superheating of the molten steel in the tundish is made 10 to 50 DEG C and the injection rate is set to 1.0 to 1.5 m / min.

또한, 주조 공정에서 발생하는 Mn 편석을 억제하기 위해서 상기 화학 조성을 갖는 용강을 주조할 때에 주조편 표면으로부터 15mm의 깊이에 있어서의 액상선 온도부터 고상선 온도까지의 온도 영역 내의 평균 냉각 속도를 100℃/min 이상 500℃/min 이하로 하는 것이 바람직하다. 주조편 표면으로부터 15mm의 깊이에 있어서의 액상선 온도부터 고상선 온도까지의 온도 영역 내의 평균 냉각 속도는 얻어진 주조편의 단면을 피크르산으로 에칭하고, 주조편 표면으로부터 15mm의 깊이의 위치에 있어서의 덴드라이트 1차 아암 간격 λ(㎛)를 측정하고, 다음 식에 기초하여 그 값으로부터 용강의 액상선 온도부터 고상선 온도까지의 온도 영역 내의 평균 냉각 속도 A(℃/min)를 구할 수 있다.In order to suppress the Mn segregation occurring in the casting process, the average cooling rate in the temperature range from the liquidus line temperature to the solidus temperature at a depth of 15 mm from the surface of the cast piece at the time of casting the molten steel having the chemical composition is set at 100 DEG C / min to 500 deg. C / min or less. The average cooling rate in the temperature range from the liquidus line temperature to the solidus temperature at a depth of 15 mm from the surface of the cast piece was obtained by etching the cross section of the obtained cast piece with a picric acid, The average cooling rate A (占 폚 / min) in the temperature range from the liquidus temperature of the molten steel to the solidus temperature can be obtained from the value of the primary arm spacing? (占 퐉) based on the following equation.

λ=710×A-0.39 ? = 710 x A -0.39

상기 온도 영역에서의 평균 냉각 속도가 100℃/min 미만에서는 응고가 너무 늦기 때문에 덴드라이트 수간이 넓어지고, Mn이 편석하고, 마이크로 편석 기인의 베이나이트 조직이 너무 생성되어 피삭성이 저하된다. 한편, 500℃/min 이상에서는 응고 조직이 불균일해지고, 불균일 조직을 기인으로 한 깨짐이 발생할 우려가 있다.When the average cooling rate in the temperature range is less than 100 占 폚 / min, the solidification is too late, the dendritic phase becomes wider, Mn segregates, and the bainite structure as the micro segregation is generated too much and the machinability is lowered. On the other hand, when the temperature is higher than or equal to 500 ° C / min, the solidification structure becomes uneven and cracks may occur due to the nonuniform structure.

액상선 온도부터 고상선 온도까지의 온도 영역이란 응고 개시부터 응고 종료까지의 온도 영역이다. 따라서, 이 온도 영역에서의 평균 냉각 온도란 주조편의 평균 응고 속도를 의미한다. 상기 평균 냉각 속도는 예를 들어 주형 단면의 크기, 주입 속도 등은 적정한 값으로 제어하는 것, 또는 주입 직후에 있어서 수냉에 이용하는 냉각수량을 증대시키는 등의 수단에 의해 달성할 수 있다. 이는 연속 주조법 및 조괴법 모두에 적용 가능하다.The temperature range from the liquidus temperature to the solidus temperature is a temperature range from the start of solidification to the end of solidification. Thus, the average cooling temperature in this temperature range means the average solidification rate of the casting pieces. The average cooling rate can be achieved by, for example, controlling the size of the cross-section of the mold, the injection rate and the like to an appropriate value, or increasing the amount of cooling water used for water cooling immediately after injection. This is applicable to both the continuous casting method and the roughing method.

계속해서 제조한 주조편을 가열로에 장입하고, 1250 내지 1300℃의 가열 온도에서 10시간 이상 가열한 후, 분괴 압연하여 강편을 제조한다. 또한, 상기 가열 온도는 노 내의 평균 온도를 의미하고, 가열 시간은 재로(在爐) 시간을 의미한다.Subsequently, the cast pieces are charged into a heating furnace, heated at a heating temperature of 1250 to 1300 캜 for 10 hours or more, and then subjected to crushing and rolling to produce a slab. The heating temperature means an average temperature in the furnace, and the heating time means a furnace time.

이와 같이 하여 얻은 강편을 가열로에 장입하고, 1250 내지 1300℃의 가열 온도에서 1.5시간 이상 가열한 후, 마무리 온도를 900 내지 1100℃로 하여 열간 압연한다. 마무리 압연을 행한 후에는 대기 중에서 냉각 속도가 방냉 이하가 되는 조건으로 냉각한다.The thus obtained slab is charged into a heating furnace, heated at a heating temperature of 1250 to 1300 캜 for 1.5 hours or more, and then subjected to hot rolling at a finishing temperature of 900 to 1100 캜. After finishing rolling, cooling is carried out under the condition that the cooling rate in the atmosphere is not more than the cooling.

마무리 압연을 행한 후에는 냉각 속도가 상기 방냉 이하가 되는 조건으로 실온에 이르기까지 냉각해도 상관없지만, 생산성을 높이기 위해서는 600℃에 이른 시점에서 공랭, 미스트 냉각 및 수냉 등 적당한 수단으로 냉각하는 것이 바람직하다.After finishing rolling, cooling may be carried out to room temperature under the condition that the cooling rate is not more than the above-mentioned cooling. However, in order to increase productivity, it is preferable to cool by proper means such as air cooling, mist cooling, .

또한, 상기 가열 온도 및 가열 시간도 각각 노 내의 평균 온도 및 재로 시간을 의미한다. 또한, 열간 압연의 마무리 온도는 복수의 스탠드를 구비하는 압연기의 최종 스탠드 출구에서의 봉선재의 표면 온도를 의미한다. 마무리 압연을 행한 후의 냉각 속도는 봉선재의 표면에서의 냉각 속도를 가리킨다.The heating temperature and the heating time also mean the average temperature and ash time in the furnace, respectively. The finishing temperature of the hot rolling means the surface temperature of the bar stock at the exit of the final stand of the rolling mill having a plurality of stands. The cooling rate after finishing rolling indicates the cooling rate on the surface of the bar stock.

강편으로부터 열간 압연에 의해 열간 압연 봉선재로 가공할 때, 하기의 식 (3)으로 표시되는 감면율(RD)을 87.5% 이상으로 하는 것이 바람직하다.It is preferable that the reduction ratio RD expressed by the following formula (3) is 87.5% or more when the steel is processed into a hot rolled bar stock by hot rolling.

RD={1-(봉강 또는 선재의 단면적/강편의 단면적)}×100 … (3)RD = {1- (cross-sectional area of steel bar or wire / cross-sectional area of the steel)} x 100 ... (3)

또한, 상기 단면적은 길이 방향에 대하여 수직인 단면에 있어서의 면적, 즉 횡단면의 면적을 의미한다.In addition, the cross-sectional area means the area in the cross section perpendicular to the longitudinal direction, that is, the cross-sectional area.

이와 같이 하여 본 실시 형태의 열간 압연 봉선재가 제조된다.Thus, the hot rolled bar stock according to the present embodiment is manufactured.

또한, 필요에 따라 열간 압연 봉선재에 불림을 행하고, 또한 표면 효과 처리를 행하고, 표면 경화 처리 후의 중간품을 기계 가공에 의해 소정의 형상으로 절삭함으로써 열간 압연 봉선재로 이루어지는 부품을 제조한다.Further, if necessary, the hot rolled bar stock is called, the surface effect treatment is carried out, and the intermediate product after the surface hardening treatment is cut into a predetermined shape by machining to produce a part made of the hot rolled bar stock.

실시예Example

표 1에 나타내는 화학 조성을 갖는 강 1 내지 35를 270ton 전로에서 용제하고, 연속 주조기를 이용하여 연속 주조를 실시하여 220×220mm인 사각형의 주조편을 제조하였다. 또한, 연속 주조의 응고 도중의 단계에서 압하를 가하였다. 주조 조건은 220×220mm인 사각형의 주형을 이용하여 턴디쉬 내의 용강의 슈퍼 히트를 10 내지 50℃로 하고, 주입 속도를 1.0 내지 1.5m/분으로 하였다. 또한, 연속 주조에 있어서 주조편의 표면으로부터 15mm의 깊이의 위치에 있어서의 액상선 온도부터 고상선 온도까지의 온도 영역 내의 평균 냉각 속도의 변경은 주형의 냉각수량을 변경함으로써 행하였다.Steels 1 to 35 having the chemical compositions shown in Table 1 were melted at 270 ton electric furnace, and continuous casting was carried out using a continuous casting machine to produce square casting pieces of 220 x 220 mm. Further, the pressure was applied at the stage during the solidification of the continuous casting. The casting condition was a square mold having a size of 220 mm × 220 mm, and superheating of molten steel in the tundish was made 10 to 50 ° C., and the injection rate was 1.0 to 1.5 m / min. The change in the average cooling rate in the temperature range from the liquidus line temperature to the solidus line temperature at a depth of 15 mm from the surface of the casting piece in the continuous casting was changed by changing the cooling rate of the mold.

표 1의 강 1 내지 15는 본 발명에서 규정하는 화학 조성을 갖는 강이다. 강 16 내지 35는 화학 조성이 본 발명에서 규정하는 조건으로부터 벗어난 비교예의 강, 평균 냉각 속도가 바람직한 범위로부터 벗어난 비교예의 강, 또는 F1의 값이나 F2의 값이 바람직한 범위로부터 벗어난 비교예의 강이다. 또한, 표 1 중의 수치의 밑줄은 본 실시 형태에 의한 열간 단조용 압연 봉선재의 범위 밖인 것을 나타낸다.Steel 1 to 15 in Table 1 are steels having the chemical composition specified in the present invention. Strengths 16 through 35 are steels of comparative examples in which the chemical composition deviates from the conditions specified in the present invention, steels of comparative examples in which the average cooling rate deviates from the preferable range, or steels of comparative examples in which the value of F1 or the value of F2 deviates from the preferable range. The underlines in the numerical values in Table 1 indicate that they are out of the range of the hot-forging rolled bar material according to the present embodiment.

연속 주조에 의해 얻어진 주조편을 소재로 하여 분괴 압연 및 열간 압연을 행하고, 봉강(열간 압연 봉선재)의 시작을 행하였다. 본 실시예에서는 Mnmax 측정용 시험편을 채취하기 위해서 주조편을 일단 실온까지 냉각하였다.The casting piece obtained by continuous casting was used as a material to perform crushing and hot rolling to start the bar (hot rolled bar). In this embodiment, the cast piece was once cooled to room temperature in order to collect a test piece for Mn max measurement.

그 후, 각 마크의 주조편을 1250℃에서 2시간 가열하였다. 가열 후의 주조편을 열간 압연하여 직경 35mm의 복수의 환봉을 제조하였다. 열간 압연 후, 환봉을 대기 중에서 방냉하였다. 이상과 같이 하여 각종 열간 압연 봉선재를 제조하였다.Thereafter, the cast pieces of each of the marks were heated at 1250 占 폚 for 2 hours. The cast pieces after heating were hot-rolled to produce a plurality of round bars having a diameter of 35 mm. After the hot rolling, the round bar was allowed to stand in the air. Various hot-rolled bar stocks were prepared as described above.

또한, 분괴 압연은 제조한 주조편을 가열로에 장입하고, 1250 내지 1300℃의 가열 온도에서 10시간 이상 가열한 후, 분괴 압연하였다. 또한, 열간 압연은 분괴 압연 후의 강편을 가열로에 장입하고, 1250 내지 1300℃의 가열 온도에서 1.5시간 이상 가열한 후, 마무리 온도를 900 내지 1100℃로 하여 열간 압연하였다. 마무리 압연 후에는 대기 중에서 냉각 속도가 방냉 이하가 되는 조건으로 냉각하였다. 강편으로부터 열간 압연까지의 감면율(RD)은 87.5% 이상으로 하였다.Further, in the crushing and rolling, the produced cast pieces were charged into a heating furnace, heated at a heating temperature of 1250 to 1300 캜 for 10 hours or more, and then crushed into pieces. In the hot rolling, the billet after the billet rolling was charged into a heating furnace, heated at a heating temperature of 1250 to 1300 占 폚 for 1.5 hours or more, and then subjected to hot rolling at a finishing temperature of 900 to 1100 占 폚. After finishing rolling, the steel sheet was cooled under the condition that the cooling rate in the atmosphere was equal to or lower than the cooling rate. The reduction ratio (RD) from the billet to the hot rolling was 87.5% or more.

또한, 주조시의 표면 균열 발생의 유무를 눈으로 판정하고, 표 1에 기재하였다.The presence or absence of surface cracking during casting was visually determined and is shown in Table 1.

[Mnmax의 측정 방법][Method of measuring Mn max ]

Mnmax는 다음 방법으로 구하였다. 제조한 주조편의 표층으로부터 두께 방향으로 폭 50mm×길이 50mm×두께 8mm의 시험편을 채취하고, 폭 50mm×길이 50mm의 표면을 「피검면」으로 하였다. 시험편을 수지 매립한 후, 피검면을 경면 연마하였다. Mn 함유율의 분포의 측정에는 EPMA를 사용하였다. EPMA에 의한 측정시의 빔 직경은 1㎛로 하고, 주조편 표면으로부터 15mm 이격된 위치에 있어서 표면과 평행하게 50mm의 범위에서 선 분석을 행하였다. EPMA에 의한 선 분석에 의해 덴드라이트의 1차 아암 간의 Mn 함유율의 분포를 측정하고, 측정된 Mn 함유율의 최댓값을 덴드라이트 수간의 Mn 함유율(Mnmax)로 하였다. 그리고 선 분석으로 측정된 덴드라이트 수간의 Mn 함유율을 주조편의 Mn 평균 함유율로 제산한 값을 F2 값으로 하였다.Mn max was determined by the following method. A test piece having a width of 50 mm, a length of 50 mm and a thickness of 8 mm was taken from the surface layer of the produced casting piece in the thickness direction, and the surface having a width of 50 mm and a length of 50 mm was defined as the "tested face". After inserting the test piece into the resin, the surface to be inspected was mirror-polished. EPMA was used to measure the distribution of the Mn content. The beam diameter at the time of measurement by EPMA was 1 占 퐉, and line analysis was performed in a range of 50 mm parallel to the surface at a position spaced 15 mm from the surface of the cast piece. The distribution of the Mn content among the primary arms of the dendrites was measured by line analysis by EPMA, and the maximum value of the measured Mn content was determined as the Mn content (Mn max ) between the dendrites. The value obtained by dividing the Mn content of the dendrite water measured by the line analysis by the Mn average content of the casting pieces was taken as the F2 value.

[마이크로 조직 관찰 방법][Microstructure Observation Method]

직경 35mm의 각 봉강에 대하여 길이 방향에 수직 또한 중심부를 포함하는 단면(횡단면)을 잘라낸 후, 경면 연마하여 나이탈로 부식된 시험편을 광학 현미경을 이용하여 배율 400배로 표층의 탈탄층을 제거한 영역으로부터 랜덤하게 각 15 시야 관찰하여 조직 조사를 행하였다. 또한, 각 시야의 크기는 250㎛×250㎛이다.A cross section (transverse section) perpendicular to the longitudinal direction and including the central portion was cut out from each bar steel having a diameter of 35 mm, and then the specimen, which had been corroded by mirror polishing or decanting, was cut from the area of the surface layer decarbonized at a magnification of 400 times using an optical microscope And a tissue examination was carried out at random at each 15-field observation. In addition, the size of each field of view is 250 mu m x 250 mu m.

[면 피로 강도 시험편 및 굽힘 피로 강도 시험편의 제작][Production of surface fatigue strength test piece and bending fatigue strength test piece]

각 강 번호의 직경 35mm의 환봉을 기계 가공하여 도 1에 도시한 롤러 피칭 소 롤러 시험편(이하, 간단히 소 롤러 시험편이라고 함)과, 도 2에 도시한 절결을 갖는 오노식 회전 굽힘 피로 시험편(도 1 및 도 2 모두 도면 중의 치수의 단위는 mm)을 제작하였다. 도 1에 도시한 소 롤러 시험편은 중앙에 시험부(직경 26mm, 폭 28mm의 원기둥부)를 구비하였다.A roll pinching small roller test piece (hereinafter simply referred to as a small roller test piece) shown in Fig. 1 and an Ono type rotational bending fatigue test piece having a notch shown in Fig. 2 1 and 2, the unit of dimensions in the drawing is mm). The small roller test piece shown in Fig. 1 was provided with a test portion (cylindrical portion having a diameter of 26 mm and a width of 28 mm) in the center.

작성된 각 시험편에 대하여 가스 침탄로를 이용하여 도 3에 나타내는 조건으로 침탄 ??칭을 실시하였다. ??칭 후, 150℃에서 1.5시간의 템퍼링을 실시하였다. 소 롤러 시험편 및 오노식 회전 굽힘 피로 시험편에 대하여 열처리 왜곡을 제거할 목적으로 손잡이부의 마무리 가공을 실시하였다.Each specimen thus prepared was carburized under the conditions shown in Fig. 3 using a gas carburizing furnace. Subsequently, tempering was performed at 150 DEG C for 1.5 hours. For the small roller test piece and Ono type rotary bending fatigue test piece, finishing of the handle was carried out in order to remove heat treatment distortion.

[면 피로 강도 시험][Surface fatigue strength test]

롤러 피칭 시험에서는 상기 소 롤러 시험편과 도 4에 도시한 형상의 대 롤러(도면 중의 치수의 단위는 mm)를 조합하였다. 도 4에 도시한 대 롤러는 JIS 규격 SCM420(강 번호 17)의 규격을 충족하는 강으로 이루어지고, 일반적인 제조 공정, 즉 불림, 시험편 가공, 가스 침탄로에 의한 공석 침탄, 저온 템퍼링 및 연마의 공정에 의해 제작되었다.In the roller pitching test, the small roller test piece and the large roller (the unit of the dimension in the figure is mm) having the shape shown in Fig. 4 were combined. The large roller shown in Fig. 4 is made of steel satisfying the standard of JIS standard SCM420 (Steel No. 17), and can be manufactured by a general manufacturing process such as a blanking, a test piece machining, a vacant carburization by low temperature tempering and polishing Lt; / RTI >

소 롤러 시험편과 대 롤러를 이용한 롤러 피칭 시험을 표 2에 나타내는 조건으로 행하였다.Roller pitching tests using a small roller test piece and a large roller were conducted under the conditions shown in Table 2.

표 2에 나타내는 바와 같이 소 롤러 시험편의 회전수를 1000rpm으로 하고, 미끄럼률을 -40%, 시험 중의 대 롤러와 소 롤러 시험편의 접촉 면압을 4000MPa, 반복수를 2.0×107회로 하였다. 대 롤러의 회전 속도를 V1(m/sec), 소 롤러 시험편의 회전 속도를 V2(m/sec)로 했을 때, 미끄럼률(%)은 이하의 식에 의해 구하였다.As shown in Table 2, the number of revolutions of the small roller test piece was set to 1000 rpm, the sliding ratio was -40%, the contact surface pressure of the large roller and the small roller test piece during the test was 4000 MPa, and the number of repetitions was 2.0 x 10 7 . (%) Was obtained from the following equation, where V1 (m / sec) is the rotational speed of the large roller, and V2 (m / sec) is the rotational speed of the small roller test piece.

미끄럼률=(V2-V1)/V2×100Slip ratio = (V2 - V1) / V2 100

시험 중 윤활제(시판되는 오토매틱 트랜스미션용 오일)를 유온 90℃의 조건으로 대 롤러와 소 롤러 시험편의 접촉 부분(시험부의 표면)에 회전 방향과 반대인 방향으로부터 분사하였다. 이상의 조건으로 롤러 피칭 시험을 실시하여 면 피로 강도를 평가하였다.During the test, a lubricant (commercially available automatic transmission oil) was sprayed from the direction opposite to the rotating direction to the contact portion (the surface of the test portion) of the large roller and the small roller test piece under the condition of an oil temperature of 90 캜. The roller pitching test was conducted under the above conditions to evaluate the surface fatigue strength.

각 강 번호에 대하여 롤러 피칭 시험에 있어서의 시험수는 6으로 하였다. 시험 후, 종축에 면압, 횡축에 피칭 발생까지의 반복수를 취한 S-N 선도를 작성하였다. 반복수 2.0×107회까지 피칭이 발생하지 않은 것 중 가장 높은 면압을 그 강 번호의 면 피로 강도라고 정의하였다. 또한, 소 롤러 시험편의 표면이 손상된 개소 중 최대인 것의 면적이 1mm2 이상이 된 경우를 피칭 발생이라고 정의하였다.The number of tests in the roller pitching test was 6 for each steel number. After the test, an SN curve was drawn by taking the number of repetitions until the occurrence of pitching on the abscissa and the surface pressure on the ordinate. The highest surface pressure among those in which pitching did not occur until 2.0 x 10 7 repetitions was defined as the surface fatigue strength of the steel number. In addition, a case where the surface area of the small roller test piece where the surface of the damaged portion is the largest is 1 mm 2 or more is defined as pitching occurrence.

표 3에 시험에 의해 얻어진 면 피로 강도를 나타낸다. 표 3 중의 면 피로 강도에서는 범용 강종으로서 일반적인 JIS 규격 SCr420H의 규격을 충족하는 강 16을 침탄한 강 번호 16의 면 피로 강도를 기준값(100%)으로 하였다. 그리고 각 시험 번호의 면 피로 강도를 기준값에 대한 비(%)로 나타냈다. 면 피로 강도가 120% 이상이면 우수한 면 피로 강도가 얻어졌다고 판단하였다.Table 3 shows the surface fatigue strength obtained by the test. In Table 3, the surface fatigue strength of Steel No. 16 carburized steel 16 satisfying the general JIS standard SCr420H standard as a general purpose steel was defined as the reference value (100%). The surface fatigue strength of each test number was expressed as a ratio (%) to the reference value. It was judged that excellent fatigue strength was obtained when the surface fatigue strength was 120% or more.

[내마모성 평가][Abrasion Resistance Evaluation]

롤러 피칭 시험에 있어서 반복수가 1.0×106회가 된 소 롤러 시험편의 시험부의 마모량을 측정하였다. 구체적으로는 JIS B0601(2001)에 준거하여 최대 높이 조도(Rz)를 구하였다. Rz값이 작을수록 내마모성이 높은 것을 나타낸다. 마모량의 측정에는 조도계를 이용하였다. 표 3에 마모량을 나타낸다. 표 3 중의 마모량에서는 강 번호 16의 마모량을 기준값(100%)으로 하였다. 그리고 각 강 번호의 마모량을 기준값에 대한 비(%)로 나타냈다. 마모량이 80% 이하이면 우수한 내마모성이 얻어졌다고 판단하였다.The wear amount of the test portion of the small roller test piece having the number of repetitions of 1.0 x 10 6 in the roller pitching test was measured. Specifically, the maximum height roughness (Rz) was determined in accordance with JIS B0601 (2001). The smaller the Rz value, the higher the abrasion resistance. The wear amount was measured using an illuminometer. Table 3 shows the amount of wear. In Table 3, the wear amount of steel No. 16 was set as the reference value (100%). And the wear amount of each steel number is expressed as a ratio (%) to the reference value. When the amount of wear was 80% or less, it was judged that excellent abrasion resistance was obtained.

[굽힘 피로 강도 시험][Bending fatigue strength test]

굽힘 피로 강도는 오노식 회전 굽힘 피로 시험에 의해 구하였다. 오노식 회전 굽힘 피로 시험에서의 시험수는 각 강 번호 8개로 하였다. 시험시의 회전수는 3000rpm으로 하고, 그 외는 통상의 방법에 의해 시험을 행하였다. 반복수 1.0×104회 및 1.0×107회까지 파단하지 않은 것 중 가장 높은 응력을 각각 중 사이클 및 고 사이클 회전 굽힘 피로 강도라고 정의하였다.The bending fatigue strength was obtained by Ono's rotational bending fatigue test. The number of tests in the Ono type rotary bending fatigue test was 8 for each steel. The number of revolutions at the time of the test was 3000 rpm, and the other tests were carried out by the ordinary method. The highest stress among those without fracture up to 1.0 × 10 4 cycles and 1.0 × 10 7 cycles was defined as the middle cycle and high cycle rotational bending fatigue strength, respectively.

표 3에 중 사이클 및 고 사이클의 굽힘 피로 강도를 나타낸다. 중 사이클 및 고 사이클의 굽힘 피로 강도에서는 범용 강종으로서 일반적인 JIS 규격 SCr420H의 규격을 충족하는 강 16을 침탄한 강 번호 16의 중 사이클 및 고 사이클의 굽힘 피로 강도를 기준값(100%)으로 하였다. 그리고 각 강 번호의 중 사이클 및 고 사이클의 굽힘 피로 강도를 기준값에 대한 비(%)로 나타냈다. 중 사이클 및 고 사이클 모두 굽힘 피로 강도가 115% 이상이면 우수한 굽힘 피로 강도가 얻어졌다고 판단하였다.Table 3 shows the bending fatigue strengths in the middle and high cycles. The bending fatigue strength of the middle and high cycles of Steel No. 16, which carries steel 16 which meets the general JIS standard SCr420H standard as a general purpose steel, was defined as the reference value (100%) in the bending fatigue strength of the middle cycle and the high cycle. And the bending fatigue strength of the middle and high cycles of each steel number is expressed as a ratio (%) to the reference value. It was judged that excellent bending fatigue strength was obtained when the bending fatigue strength was 115% or more in both the middle cycle and the high cycle.

[절삭 시험][Cutting test]

절삭 시험을 실시하여 피삭성을 평가하였다. 이하의 방법에 의해 절삭 시험편을 얻었다. 각 강 번호의 직경 70mm의 봉강을 1250℃의 가열 온도에서 30분 가열하였다. 가열된 봉강을 950℃ 이상의 마무리 온도에서 열간 단조하고, 직경 60mm의 환봉을 얻었다. 이 환봉으로부터 기계 가공에 의해 직경 55mm, 길이 450mm의 절삭 시험편을 얻었다. 절삭 시험편을 이용하여 하기 조건으로 절삭 시험을 행하였다.A cutting test was conducted to evaluate the machinability. A cutting test piece was obtained by the following method. A steel rod having a diameter of 70 mm of each steel number was heated at a heating temperature of 1250 캜 for 30 minutes. The heated bars were hot-forged at a finishing temperature of 950 DEG C or higher to obtain a round bar having a diameter of 60 mm. A cutting test piece having a diameter of 55 mm and a length of 450 mm was obtained from the round bar by machining. A cutting test was performed using the cutting test piece under the following conditions.

절삭 시험(선삭)Cutting test (turning)

칩: 모재 재질 초경 P20종 그레이드, 코팅 없음Chip: Base material Carbide P20 grade grade, No coating

조건: 주속 200m/분, 이송 0.30mm/rev, 절개 1.5mm, 수용성 절삭유를 사용Condition: 200 m / min, feed 0.30 mm / rev, incision 1.5 mm, water-soluble cutting oil

측정 항목: 절삭 시간 10분 후의 릴리프면의 주절삭날 마모량Measurement item: Main cutting edge wear amount of relief surface after 10 minutes of cutting time

표 3에 얻어진 주절삭날 마모량을 나타낸다. 표 3에서는 범용 강종으로서 일반적인 JIS 규격 SCM420H의 규격을 충족하는 강 번호 17의 주절삭날 마모량을 기준값(100%)으로 하였다. 그리고 각 강 번호의 주절삭날 마모량을 기준값에 대한 비(%)로 나타냈다. 주절삭날 마모량이 강 번호 16의 주절삭날 마모량인 70% 이하이면 우수한 피삭성이 얻어졌다고 판단하였다.Table 3 shows the main cutting edge wear amount obtained. In Table 3, the abrasion amount of the main cutting edge of steel No. 17 satisfying the standard of JIS standard SCM420H as a general purpose steel was set as the reference value (100%). And the wear amount of the main cutting edge of each steel number is expressed as a ratio to the reference value (%). It was judged that excellent machinability was obtained when the main cutting edge wear amount was 70% or less, which is the main cutting edge wear amount of steel No. 16.

표 3에 평균 냉각 속도, F2값, 주조시의 깨짐 발생 유무, 마이크로 조직, 중 사이클 굽힘 피로 강도, 고 사이클 굽힘 피로 강도, 면 피로 강도, 마모량 및 주절삭날 마모량을 나타낸다.Table 3 shows average cooling rate, F2 value, occurrence of cracks during casting, microstructure, medium cycle bending fatigue strength, high cycle bending fatigue strength, surface fatigue strength, wear amount and main cutting edge wear.

여기서 표 3 중의 밑줄은 본 발명의 식 (2)의 조건 및 목표를 충족하지 않는 것을 의미한다.Here, the underline in Table 3 means that the condition and the target of the formula (2) of the present invention are not satisfied.

Figure pct00001
Figure pct00001

Figure pct00002
Figure pct00002

Figure pct00003
Figure pct00003

표 1 및 표 3을 참조하여 강 1 내지 15의 강 화학 조성은 본 실시 형태에 의한 열간 단조용 압연 봉강 또는 선재의 화학 조성의 범위 내이고, 또한 식 (1) 및 식 (2)를 충족하였다. 그 결과, 강 1 내지 15는 우수한 굽힘 피로 강도, 면 피로 강도, 내마모성 및 피삭성을 가졌다.With reference to Tables 1 and 3, the steel chemical compositions of the steels 1 to 15 were within the chemical composition of the hot-rolled steel strip or wire according to the present embodiment and satisfied the equations (1) and (2) . As a result, steels 1 to 15 had excellent bending fatigue strength, surface fatigue strength, wear resistance and machinability.

표 3에 나타내는 바와 같이 강 16은 JIS에 규정하는 SCR420이고, Si, Cr량, F1 및 F2값이 본 발명이 범위로부터 벗어나 있고, 강 17은 JIS에 규정하는 SCM420이고, Si, Cr, Mo량 및 F2값이 본 발명이 범위로부터 벗어나 있고, 목표로 하는 굽힘 피로 강도, 면 피로 강도 및 피삭성 중 아무것도 얻어지지 않고 있다.As shown in Table 3, the steel 16 is SCR420 specified in JIS, the values of Si, Cr, F1 and F2 are deviated from the scope of the present invention, the steel 17 is SCM420 specified in JIS, and Si, Cr and Mo And F2 values are out of the range of the present invention, and none of the desired flexural fatigue strength, surface fatigue strength and machinability can be obtained.

강 18은 본 실시 형태에 의한 열간 압연 봉선재의 Mn 함유량 및 Mo 함유량의 상한을 초과하였다. Mo 함유량이 많아 굽힘 피로 강도 및 면 피로 강도는 규정 이상이었다. 그러나 F1의 값이 식 (1)의 상한을 초과하고, 또한 Mn이 과잉으로 함유되었기 때문에 경질의 베이나이트가 많이 생성되어 피삭성이 저하되었다.Steel 18 exceeded the upper limit of the Mn content and the Mo content of the hot rolled steel wire rod according to the present embodiment. The bending fatigue strength and the surface fatigue strength were more than specified because the Mo content was large. However, since the value of F1 exceeds the upper limit of the formula (1) and Mn is excessively contained, a large amount of hard bainite is generated and the machinability is lowered.

강 19는 본 실시 형태에 의한 열간 압연 봉선재의 Mo 함유량의 상한을 초과하고, Al 함유량의 하한 이하였다. Al 함유량이 적어 오스테나이트 결정립이 조대화되었지만, Mo 함유량이 과잉이어서 굽힘 피로 강도의 저하는 피할 수 있었다. 그러나 F1의 값이 식 (1)의 상한을 초과하여 피삭성이 낮아졌다.The steel 19 exceeded the upper limit of the Mo content of the hot rolled steel bar according to the present embodiment and was lower than the lower limit of the Al content. The austenite grains were coarsened because the Al content was small, but the Mo content was excessive, so that the decrease in the bending fatigue strength could be avoided. However, the value of F1 exceeded the upper limit of the formula (1) and the machinability was lowered.

강 20은 본 실시 형태에 의한 열간 압연 봉선재의 Cr 함유량을 하회하고, Mn 함유량 및 Mo 함유량의 상한을 초과하였다. 강 20은 Mo 함유량이 많아 굽힘 피로 강도 및 면 피로 강도는 규정 이상이었다. 그러나 F1의 값이 식 (1)의 상한을 초과하고, 또한 Mn이 과잉으로 함유되었기 때문에 경질의 베이나이트가 많이 생성되어 피삭성이 저하되었다. 강 21은 본 실시 형태에 의한 열간 압연 봉선재의 Cr 함유량의 상한을 초과하였다. 그 때문에 F1값이 식 (1)의 상한을 초과하여 피삭성이 낮아졌다.Steel 20 was lower than the Cr content of the hot rolled steel bar according to the present embodiment and exceeded the upper limit of the Mn content and the Mo content. Steel 20 had a high Mo content, so that the bending fatigue strength and the surface fatigue strength were more than specified. However, since the value of F1 exceeds the upper limit of the formula (1) and Mn is excessively contained, a large amount of hard bainite is generated and the machinability is lowered. The steel 21 exceeded the upper limit of the Cr content of the hot-rolled bar stock according to the present embodiment. Therefore, the F1 value exceeded the upper limit of the formula (1) and the machinability was lowered.

강 22는 본 실시 형태에 의한 열간 압연 봉선재의 화학 성분 범위 내였다. 그러나 강 22의 F1의 값이 식 (1)의 하한을 하회하여 피로 강도가 낮아졌다.Steel 22 was within the chemical composition range of the hot rolled bar stock according to the present embodiment. However, the value of F1 of steel 22 fell below the lower limit of Eq. (1) and the fatigue strength was lowered.

강 23은 본 실시 형태에 의한 열간 압연 봉선재의 Cr 함유량의 하한 이하이고, 또한 Mn 함유량 및 Mo 함유량의 상한을 초과하였다. Mo가 과잉으로 함유되어 있음에도 불구하고 Cr 함유량이 하한 이하이고, F1의 값이 식 (1)의 하한을 하회하였다. 이 때문에 그 결과 굽힘 피로 강도 및 면 피로 강도가 낮아졌다.The steel 23 was not more than the lower limit of the Cr content of the hot rolled steel bar according to the present embodiment, and exceeded the upper limit of the Mn content and the Mo content. The Cr content was not more than the lower limit and the value of F1 was less than the lower limit of the formula (1) although the Mo content was excessive. As a result, the bending fatigue strength and the surface fatigue strength were lowered.

강 24는 본 실시 형태에 의한 열간 압연 봉선재의 Si 함유량의 하한 이하이고, Mn 함유량이 상한을 초과하였다. 그 결과, 강 24는 면 피로 강도가 낮고, 피삭성도 낮아졌다.The steel 24 was not more than the lower limit of the Si content of the hot rolled steel bar according to the present embodiment, and the Mn content exceeded the upper limit. As a result, the steel 24 had low surface fatigue strength and low machinability.

강 25는 본 실시 형태에 의한 열간 압연 봉선재의 Si 함유량 및 Mn 함유량의 상한을 초과하였다. 그 결과, 강 25는 피삭성이 낮아졌다.Steel 25 exceeded the upper limit of the Si content and Mn content of the hot rolled steel bar according to the present embodiment. As a result, the steel 25 had a low machinability.

강 26은 본 실시 형태에 의한 열간 압연 봉선재의 Si 함유량, Mo 함유량 및 Mn 함유량의 상한을 초과하고, Al 함유량의 하한 이하였다. Al 함유량이 적어 오스테나이트 결정립이 조대화되었지만, Mo 함유량이 과잉이어서 굽힘 피로 강도의 저하는 피할 수 있었다. 그러나 F1의 값이 식 (1)의 상한을 초과하여 피삭성이 낮아졌다.Steel 26 exceeded the upper limit of the Si content, the Mo content, and the Mn content of the hot rolled steel bar according to the present embodiment and was lower than the lower limit of the Al content. The austenite grains were coarsened because the Al content was small, but the Mo content was excessive, so that the decrease in the bending fatigue strength could be avoided. However, the value of F1 exceeded the upper limit of the formula (1) and the machinability was lowered.

강 27 및 강 28은 Bi를 함유하지 않았다. Bi 함유량 이외는 본 실시 형태에 의한 열간 압연 봉선재의 화학 성분 범위 내이고, 식 (1)을 충족하였다. 그러나 식 (2)의 상한을 초과하였다. 그 결과, 피삭성이 낮았다. 구체적으로는 Bi를 함유하지 않았기 때문에 Mn의 마이크로 편석이 크고, 경질의 베이나이트가 생성되어 피삭성이 저하되었다고 추측된다.Steel 27 and steel 28 did not contain Bi. Except for the Bi content, was within the range of the chemical composition of the hot-rolled bar stock according to the present embodiment and satisfied the formula (1). However, the upper limit of equation (2) was exceeded. As a result, the machinability was low. Concretely, it is presumed that since Bi is not contained, micro-segregation of Mn is large and hard bainite is generated and the machinability is lowered.

강 29는 본 실시 형태에 의한 열간 압연 봉선재의 Mn 함유량의 하한 이하였다. 그 결과, 굽힘 피로 강도 및 면 피로 강도가 낮아졌다. Mn 함유량이 적기 때문에 코어부 강도가 부족하고, 굽힘 피로 강도 및 면 피로 강도가 저하되었다고 생각된다.Steel 29 was equal to or lower than the lower limit of the Mn content of the hot-rolled barb according to the present embodiment. As a result, the bending fatigue strength and the surface fatigue strength were lowered. It is considered that the strength of the core portion is insufficient and the flexural fatigue strength and the surface fatigue strength are lowered because the Mn content is small.

강 30은 본 실시 형태에 의한 열간 압연 봉선재의 Mn 함유량의 상한을 초과하였다. 그 결과, 굽힘 피로 강도, 면 피로 강도, 내마모성 및 피삭성이 낮았다. Mn이 과잉으로 함유되었기 때문에 침탄 이상층의 깊이가 커지고, 굽힘 피로 강도 및 면 피로 강도가 저하되고, 또한 Mn이 과잉으로 함유되었기 때문에 경질의 베이나이트가 많이 생성되어 피삭성이 저하되었다고 생각된다.Steel 30 exceeded the upper limit of the Mn content of the hot rolled steel bar according to the present embodiment. As a result, bending fatigue strength, surface fatigue strength, abrasion resistance and machinability were low. Mn is excessively contained, the depth of the abnormal carburizing layer is increased, the bending fatigue strength and the surface fatigue strength are lowered, and Mn is excessively contained, so that a large amount of hard bainite is generated and the machinability is considered to be lowered.

강 31은 Bi의 함유량이 본 발명 규정의 범위를 상회한 예이다. 이 때문에 열간 가공성이 저하되고, 주조시에 깨짐이 발생하였다.Steel 31 is an example in which the content of Bi exceeds the range of the present invention. As a result, hot workability deteriorated and cracking occurred during casting.

강 32는 본 실시 형태에 의한 열간 압연 봉선재의 화학 성분 범위 내였다. 그러나 F1의 값이 식 (1)의 상한을 초과했기 때문에 피삭성이 낮아졌다.Steel 32 was within the chemical composition range of the hot rolled bar stock according to the present embodiment. However, since the value of F1 exceeded the upper limit of the formula (1), the machinability was lowered.

강 33은 본 실시 형태에 의한 열간 압연 봉선재의 화학 성분 범위 내였다. 그러나 평균 냉각 속도가 바람직한 상한값 이상이어서 응고 조직이 불균일해지고, 불균일 조직을 기인으로 한 깨짐이 발생할 우려가 있다. 이 때문에 열간 가공성이 저하되고, 깨짐이 발생하였다.Steel 33 was within the chemical composition range of the hot rolled bar stock according to the present embodiment. However, since the average cooling rate is higher than the preferable upper limit value, the solidification structure becomes uneven, and there is a fear that cracks may occur due to the uneven structure. As a result, hot workability deteriorated and cracking occurred.

강 34는 본 실시 형태에 의한 열간 압연 봉선재의 화학 성분 범위 내였다. 그러나 평균 냉각 속도가 하한 미만이어서 응고가 너무 늦기 때문에 덴드라이트 수간이 넓어지고, Mn이 편석하고, 결과적으로 F2의 값이 식 (2)의 상한을 초과하여 피삭성이 저하되었다.Steel 34 was within the chemical composition range of the hot-rolled bar stock according to the present embodiment. However, since the average cooling rate is less than the lower limit and the solidification is too late, the dendrites are widened and Mn segregates and consequently the value of F2 exceeds the upper limit of the formula (2) and the machinability is lowered.

강 35는 본 실시 형태에 의한 열간 압연 봉선재의 Al 함유량의 상한을 초과하였다. 이 결과, 조대한 Al 산화물이 생성되어 굽힘 피로 강도가 낮아졌다.Steel 35 exceeded the upper limit of the Al content of the hot rolled bar stock according to the present embodiment. As a result, coarse Al oxide was produced and the bending fatigue strength was lowered.

이상, 본 발명의 실시 형태를 설명했지만, 전술한 실시 형태는 본 발명을 실시하기 위한 예시에 지나지 않는다. 따라서, 본 발명은 전술한 실시 형태에 한정되지 않고, 그 취지를 일탈하지 않는 범위 내에서 전술한 실시 형태를 적절히 변형하여 실시하는 것이 가능하다.While the embodiments of the present invention have been described above, the above-described embodiments are merely examples for practicing the present invention. Therefore, the present invention is not limited to the above-described embodiments, and it is possible to appropriately modify and carry out the above-described embodiments within the scope not departing from the spirit of the present invention.

Claims (5)

질량%로
C: 0.05 내지 0.30%,
Si: 0.30 내지 0.60%,
Mn: 0.40 내지 1.0%,
S: 0.008 내지 0.040% 미만,
Cr: 1.60 내지 2.00%,
Mo: 0 내지 0.1% 이하,
Al: 0.025 내지 0.05%,
N: 0.010 내지 0.025%,
Ti: 0 내지 0.003%,
Bi: 0.0001 내지 0.0050%를 함유함과 함께
잔부가 Fe 및 불순물을 포함하고, 불순물 중의 P 및 O가 각각
P: 0.025% 이하 및
O: 0.002% 이하인 화학 조성을 갖고, 조직이 페라이트·펄라이트 또는 페라이트·펄라이트·베이나이트로 이루어지고, 또한 식 (1)을 충족하는 열간 압연 봉선재.
1.70≤Cr+2×Mo≤2.10 … (1)
여기서 식 (1) 중의 원소 기호에는 대응하는 원소의 함유량(질량%)이 대입된다.In mass%
C: 0.05 to 0.30%
Si: 0.30 to 0.60%
Mn: 0.40 to 1.0%
S: less than 0.008 to less than 0.040%
Cr: 1.60 to 2.00%
Mo: 0 to 0.1% or less,
Al: 0.025 to 0.05%
N: 0.010 to 0.025%
Ti: 0 to 0.003%,
Bi: 0.0001 to 0.0050%
The remainder contains Fe and impurities, and P and O in the impurities are respectively
P: 0.025% or less and
O: 0.002% or less, and the structure is composed of ferrite, pearlite or ferrite / pearlite / bainite, and satisfies the formula (1).
1.70? Cr + 2 占 Mo? (One)
Here, the content of the corresponding element (mass%) is substituted into the symbol of the element in the formula (1). 제1항에 있어서, Fe의 일부 대신에 질량%로 Nb: 0.08% 이하를 함유하는 열간 압연 봉선재.The hot-rolled coil material according to any one of claims 1 to 3, which contains 0.08% or less of Nb in mass% instead of a part of Fe. 제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 Fe의 일부 대신에 Cu: 0.40% 이하 및 Ni: 0.80% 이하로부터 선택되는 1종 이상을 함유하는 열간 압연 봉선재.The hot-rolled coil material according to claim 1 or 2, wherein at least one selected from the group consisting of Cu: not more than 0.40% and Ni: not more than 0.80% 제1항 내지 제3항 중 어느 한 항의 열간 압연 봉선재를 절삭 가공하여 얻어진 부품.A part obtained by cutting the hot-rolled bar stock according to any one of claims 1 to 3. 제1항 내지 제3항 중 어느 한 항의 화학 성분을 갖고, 또한 덴드라이트의 1차 아암의 수간의 Mn 함유율 Mnmax와 강 중의 Mn 함유율의 비(Mnmax/Mn)가 하기 식 (2)를 충족하는 주조편을 연속 주조법 또는 조괴법으로 제조하고, 상기 주조편을 열간 압연하는 것을 특징으로 하는 열간 압연 봉선재의 제조 방법.
Mnmax/Mn＜2.4 … (2)
여기서 식 (2) 중의 Mn에는 강의 Mn 함유량(질량%)이 대입되고, Mnmax는 주조편의 덴드라이트의 1차 아암의 수간의 Mn 함유율이 대입된다.(Mn max / Mn) of the Mn content Mn max in the number of primary arms of the dendrite and the Mn content in the steel has a chemical composition according to any one of claims 1 to 3, Wherein the casting piece is manufactured by a continuous casting process or a rough casting process, and the cast piece is hot-rolled.
Mn max / Mn < / RTI > (2)
Here, the Mn content (mass%) of the steel is substituted for Mn in the formula (2), and the Mn max is substituted for the Mn content of the number of the primary arms of the casting dendrite.
KR1020177027440A 2015-03-31 2016-03-31 Hot Rolled Bar Seals, Parts and Manufacturing Method of Hot Rolled Bar Seals KR102010684B1 (en)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2015071714 2015-03-31
JPJP-P-2015-071714 2015-03-31
PCT/JP2016/061635 WO2016159392A1 (en) 2015-03-31 2016-03-31 Hot-rolled bar member, part, and hot-rolled bar member manufacturing method

Publications (2)

Publication Number Publication Date
KR20170121267A true KR20170121267A (en) 2017-11-01
KR102010684B1 KR102010684B1 (en) 2019-08-13

Family

ID=57005169

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020177027440A KR102010684B1 (en) 2015-03-31 2016-03-31 Hot Rolled Bar Seals, Parts and Manufacturing Method of Hot Rolled Bar Seals

Country Status (6)

Country Link
US (1) US20180355455A1 (en)
EP (1) EP3279361B1 (en)
JP (1) JP6465206B2 (en)
KR (1) KR102010684B1 (en)
CN (1) CN107429359B (en)
WO (1) WO2016159392A1 (en)

Families Citing this family (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN108906884B (en) * 2018-06-22 2020-08-14 大冶特殊钢有限公司 Low-temperature rolling production method of high-performance 20CrMnTi gear steel
CN113680816B (en) * 2021-07-08 2023-08-15 天津钢铁集团有限公司 Plain carbon steel wire rod for wire drawing

Citations (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5114689A (en) 1974-07-25 1976-02-05 Mitsubishi Heavy Ind Ltd Suiryokuyusonyoru suratsujijokyosochi
JPS5561436A (en) 1978-11-02 1980-05-09 Kanegafuchi Chem Ind Co Ltd Block molding method and its mold
JPS6021359A (en) 1983-07-15 1985-02-02 Daido Steel Co Ltd Steel for gear
JPH07126803A (en) 1993-11-08 1995-05-16 Daido Steel Co Ltd Steel for carburizing gear
JPH07242994A (en) 1994-03-09 1995-09-19 Daido Steel Co Ltd Steel for gear excellent in tooth surface strength, gear, and production of gear
JPH10259450A (en) 1997-03-19 1998-09-29 Mitsubishi Motors Corp Case hardening steel excellent in low cycle fatigue strength
JP2005002441A (en) * 2003-06-13 2005-01-06 Sumitomo Metal Ind Ltd High strength steel and its production method
JP2007197784A (en) * 2006-01-27 2007-08-09 Daido Steel Co Ltd Alloy steel
JP2011099149A (en) * 2009-11-06 2011-05-19 Sumitomo Metal Ind Ltd Steel sheet for heat treatment, and method for producing the same
JP2011157597A (en) * 2010-02-02 2011-08-18 Sumitomo Metal Ind Ltd Hot-rolled steel bar or wire rod
KR20140056378A (en) * 2011-08-31 2014-05-09 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 Rolled steel bar or wire for hot forging

Family Cites Families (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4146167B2 (en) * 2002-06-12 2008-09-03 株式会社神戸製鋼所 Steel for cold forging with excellent chip disposal
JP4569458B2 (en) * 2005-12-08 2010-10-27 住友金属工業株式会社 Continuous casting method of steel material with finely dispersed precipitates and slab for steel material
JP4295314B2 (en) * 2006-12-28 2009-07-15 株式会社神戸製鋼所 Steel for high-speed cold work, method for producing the same, and method for producing high-speed cold-worked parts
JP4888277B2 (en) * 2007-08-24 2012-02-29 住友金属工業株式会社 Hot rolled steel bar or wire rod
JP2009091655A (en) * 2007-09-19 2009-04-30 Daido Steel Co Ltd Ferritic free-cutting stainless steel
WO2012073896A1 (en) * 2010-11-29 2012-06-07 住友金属工業株式会社 Rolled steel bar or wire for hot forging
MX2014011861A (en) * 2012-04-05 2014-11-21 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Steel wire rod or steel bar having excellent cold forgeability.
JP5857913B2 (en) * 2012-08-20 2016-02-10 新日鐵住金株式会社 Hot-formed steel plate member, method for producing the same, and hot-formed steel plate
JP2015007278A (en) * 2013-06-26 2015-01-15 新日鐵住金株式会社 Method for producing die steel for plastic molding and die for plastic molding
JP6241136B2 (en) * 2013-08-26 2017-12-06 新日鐵住金株式会社 Case-hardened steel

Patent Citations (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5114689A (en) 1974-07-25 1976-02-05 Mitsubishi Heavy Ind Ltd Suiryokuyusonyoru suratsujijokyosochi
JPS5561436A (en) 1978-11-02 1980-05-09 Kanegafuchi Chem Ind Co Ltd Block molding method and its mold
JPS6021359A (en) 1983-07-15 1985-02-02 Daido Steel Co Ltd Steel for gear
JPH07126803A (en) 1993-11-08 1995-05-16 Daido Steel Co Ltd Steel for carburizing gear
JPH07242994A (en) 1994-03-09 1995-09-19 Daido Steel Co Ltd Steel for gear excellent in tooth surface strength, gear, and production of gear
JPH10259450A (en) 1997-03-19 1998-09-29 Mitsubishi Motors Corp Case hardening steel excellent in low cycle fatigue strength
JP2005002441A (en) * 2003-06-13 2005-01-06 Sumitomo Metal Ind Ltd High strength steel and its production method
JP2007197784A (en) * 2006-01-27 2007-08-09 Daido Steel Co Ltd Alloy steel
JP2011099149A (en) * 2009-11-06 2011-05-19 Sumitomo Metal Ind Ltd Steel sheet for heat treatment, and method for producing the same
JP2011157597A (en) * 2010-02-02 2011-08-18 Sumitomo Metal Ind Ltd Hot-rolled steel bar or wire rod
KR20140056378A (en) * 2011-08-31 2014-05-09 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 Rolled steel bar or wire for hot forging

Also Published As

Publication number Publication date
EP3279361B1 (en) 2020-04-29
EP3279361A4 (en) 2018-10-24
EP3279361A1 (en) 2018-02-07
US20180355455A1 (en) 2018-12-13
JP6465206B2 (en) 2019-02-06
JPWO2016159392A1 (en) 2018-02-08
WO2016159392A1 (en) 2016-10-06
KR102010684B1 (en) 2019-08-13
CN107429359B (en) 2020-05-19
CN107429359A (en) 2017-12-01

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR102090196B1 (en) Rolled bar for cold forging
KR101965520B1 (en) Rolled steel bar or rolled wire material for cold-forged component
WO2014171472A1 (en) Case-hardening steel material and case-hardening steel member
JP6384626B2 (en) Induction hardening steel
JP6384629B2 (en) Induction hardening steel
KR101965521B1 (en) Rolled steel bar or rolled wire material for cold-forged component
US10597765B2 (en) Steel, carburized steel component, and method for manufacturing carburized steel component
JP6819198B2 (en) Rolled bar for cold forged tempered products
JP6652019B2 (en) Machine structural steel and induction hardened steel parts for induction hardening
CN109477179B (en) Steel for induction hardening
KR20190028781A (en) High frequency quenching steel
US20180347025A1 (en) Steel, carburized steel component, and method for manufacturing carburized steel component
KR20130108403A (en) Rolled steel bar or wire for hot forging
KR20190028757A (en) High frequency quenching steel
CN107429359B (en) Hot-rolled rod and wire material, component, and method for producing hot-rolled rod and wire material
JP2018035423A (en) Steel for carburization, carburization steel member and manufacturing method of carburization steel member
JP7099549B2 (en) Steel material
WO2017069064A1 (en) Steel for mechanical structures and induction hardened steel parts
US11111568B2 (en) Steel for cold forging and manufacturing method thereof
JP2018035420A (en) Steel for carburization, carburization steel member and manufacturing method of carburization steel member
JP2017115190A (en) Hot rolled bar wire rod
WO2021171494A1 (en) Steel material
JP2018035419A (en) Steel for carburization, carburization steel member and manufacturing method of carburization steel member
JP6766531B2 (en) Cold forging steel and its manufacturing method
JP2018035418A (en) Steel for carburization, carburization steel member and manufacturing method of carburization steel member

Legal Events

Date Code Title Description
A201 Request for examination
E902 Notification of reason for refusal
E701 Decision to grant or registration of patent right
GRNT Written decision to grant