KR20200118854A - Steel - Google Patents

Steel Download PDF

Info

Publication number
KR20200118854A
KR20200118854A KR1020207026131A KR20207026131A KR20200118854A KR 20200118854 A KR20200118854 A KR 20200118854A KR 1020207026131 A KR1020207026131 A KR 1020207026131A KR 20207026131 A KR20207026131 A KR 20207026131A KR 20200118854 A KR20200118854 A KR 20200118854A
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
content
ferrite
steel
fraction
steel material
Prior art date
Application number
KR1020207026131A
Other languages
Korean (ko)
Other versions
KR102463278B1 (en
Inventor
다츠야 고야마
유타카 네이시
Original Assignee
닛폰세이테츠 가부시키가이샤
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 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 filed Critical 닛폰세이테츠 가부시키가이샤
Publication of KR20200118854A publication Critical patent/KR20200118854A/en
Application granted granted Critical
Publication of KR102463278B1 publication Critical patent/KR102463278B1/en

Links

Images

Classifications

    • 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
    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/06—Surface hardening
    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/26—Methods of annealing
    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/74—Methods of treatment in inert gas, controlled atmosphere, vacuum or pulverulent material
    • C21D1/76—Adjusting the composition of the atmosphere
    • 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
    • C21D6/007—Heat treatment of ferrous alloys containing Co
    • 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
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/0075—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for rods of limited length
    • 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
    • C21D9/32—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for gear wheels, worm wheels, or the like
    • 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
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • 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
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • 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
    • C22C38/30—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with cobalt
    • 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
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • 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
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel 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
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • 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
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel 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
    • C22C38/40—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
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C8/00—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals
    • C23C8/02—Pretreatment of the material to be coated
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C8/00—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals
    • C23C8/06—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using gases
    • C23C8/08—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using gases only one element being applied
    • C23C8/20—Carburising
    • C23C8/22—Carburising of ferrous surfaces
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C8/00—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals
    • C23C8/06—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using gases
    • C23C8/28—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using gases more than one element being applied in one step
    • C23C8/30—Carbo-nitriding
    • C23C8/32—Carbo-nitriding of ferrous surfaces
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C8/00—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals
    • C23C8/80—After-treatment
    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/56—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering characterised by the quenching agents
    • C21D1/58—Oils
    • 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
    • C21D2261/00—Machining or cutting being involved
    • 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

Landscapes

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

Abstract

본 발명의 일 양태에 관한 강재는, 소정의 화학 성분을 갖고, 길이 방향에 수직인 단면의 중심으로부터의 거리 r이 0.7R≤r≤0.9R을 만족시키는 영역에 있어서, 조직이 페라이트와 베이나이트를 포함하고, 면적률로 상기 페라이트의 평균 분율이 40 내지 70％의 범위이며, 상기 페라이트와 상기 베이나이트 이외의 조직의 평균 분율의 합계가, 평균값에서 0％ 이상 3％ 이하이고, 잔부가 베이나이트를 포함하는 조직이며, 상기 영역 중의 상기 페라이트의 분율의 표준 편차가 4％ 이하이다.The steel material according to an aspect of the present invention has a predetermined chemical composition, in a region in which the distance r from the center of the cross section perpendicular to the longitudinal direction satisfies 0.7R≤r≤0.9R, the structure is ferrite and bainite. Including, in terms of area ratio, the average fraction of ferrite is in the range of 40 to 70%, the sum of the average fraction of the ferrite and the structure other than bainite is 0% or more and 3% or less from the average value, and the remainder is bay It is a structure containing knight, and the standard deviation of the fraction of the ferrite in the region is 4% or less.

Description

강재Steel

본 발명은 강재에 관한 것이다.The present invention relates to a steel material.

본원은, 2018년 3월 23일에, 일본에 출원된 일본 특허 출원 제2018-056867호에 기초하여 우선권을 주장하고, 그 내용을 여기에 원용한다.This application claims priority based on Japanese Patent Application No. 2018-056867 for which it applied to Japan on March 23, 2018, and uses the content here.

자동차나 건설 기계, 산업 기계 등에 사용되는 기어는, 정밀한 치수 정밀도와 강도를 양립하기 위해, 일반적으로 기계 가공 후에 침탄 ??칭을 실시하여 사용된다. 근년, 운전 시의 정숙성이 종래와 비교하여 강하게 요구되고 있으며, 기어의 치수 정밀도, 특히 톱니부의 치수 정밀도의 향상이 요구되고 있다. 기어의 톱니부의 치수 정밀도는, 침탄 ??칭 시의 열처리에 수반되는 변형(이하, 열처리 변형이라고 칭함)에 기인한다. 이 열처리 변형이 기어의 톱니부마다 달라 안정되지 않기 때문에, 동일 기어 내에 있어서 대칭적인 형상으로부터 벗어남으로써 사용 중에 진동을 만들어 내, 정숙성이 상실된다. 이 때문에, 대칭적인 형상이 되도록, 기어의 톱니부의 열처리 변형을 안정화시키는 것이 요구되고 있다.Gears used in automobiles, construction machinery, industrial machinery, and the like are generally used by carrying out carburizing after machining in order to achieve both precise dimensional accuracy and strength. In recent years, quietness during operation is demanded more strongly than in the prior art, and improvement in dimensional accuracy of gears, especially dimensional accuracy of toothed portions, is required. The dimensional accuracy of the toothed portion of the gear is due to the deformation (hereinafter referred to as heat treatment deformation) accompanying heat treatment during carburization and quenching. Since this heat treatment deformation differs for each tooth portion of the gear and is not stable, it deviates from a symmetrical shape in the same gear, thereby generating vibration during use, resulting in loss of quietness. For this reason, it is required to stabilize the heat treatment deformation of the toothed portion of the gear so as to have a symmetric shape.

종래의 침탄 기어용 강의 기술 개발에 관한 것으로, 특허문헌 1에서는 냉간 단조성과 템퍼링 연화 저항이 우수한 강재를 제공하는 기술이 기재되어 있다. 그러나 특허문헌 1은 본 발명에서 해결하고자 하는 과제인, 침탄 ??칭 시의 기어의 톱니부의 열처리 변형을 안정화하는 기술을 제공하는 것은 아니다.It relates to the technology development of a conventional steel for carburizing gears, and Patent Document 1 discloses a technology for providing a steel material having excellent cold forging property and tempering softening resistance. However, Patent Document 1 does not provide a technique for stabilizing the heat treatment deformation of the toothed portion of the gear during carburizing, which is a problem to be solved in the present invention.

특허문헌 2에서는 조직이 페라이트ㆍ펄라이트 조직, 페라이트ㆍ펄라이트ㆍ베이나이트 조직 또는 페라이트ㆍ베이나이트 조직으로 구성되고, 횡단면을 1 시야당의 면적을 62500㎛2로서 랜덤하게 15 시야 관찰 측정하였을 때의, 페라이트 분율의 표준 편차가 0.10 이하이고, 횡단면에 있어서 표면으로부터 반경의 1/5까지의 영역 및 중심부로부터 반경의 1/5까지의 영역을 관찰하였을 때, 각각의 영역에 있어서, AlN으로서 석출되고 있는 Al양이 0.005％ 이하이고, 또한, 직경 100㎚ 이상의 AlN의 개수 밀도가 5개/100㎛2 이하인 것을 특징으로 하는 열간 압연 봉강 또는 선재를 제공하는 기술이 개시되어 있다. 그러나 특허문헌 2에 개시된 실시예에 비추어 보면, 특허문헌 2의 기술에서는 페라이트 분율의 표준 편차를 억제하기 위해 펄라이트 조직이 사용되고 있다고 추정된다. 즉 특허문헌 2의 기술에 의하면, 펄라이트를 실질적으로 포함하지 않도록 조직 제어하면서, 페라이트 분율의 표준 편차를 충분히 낮출 수는 없다.In Patent Document 2, when the structure is composed of a ferrite/pearlite structure, a ferrite/pearlite/bainite structure, or a ferrite/bainite structure, the area per view is 62500 μm 2 in a cross section, and 15 views are observed and measured randomly. The standard deviation of the fraction is 0.10 or less, and when the area from the surface to 1/5 of the radius and the area from the center to 1/5 of the radius are observed in the cross section, Al precipitated as AlN in each area A technique for providing a hot-rolled bar or wire is disclosed, wherein the amount is 0.005% or less, and the number density of AlN having a diameter of 100 nm or more is 5/100 μm 2 or less. However, in view of the examples disclosed in Patent Document 2, it is estimated that in the technique of Patent Document 2, a pearlite structure is used to suppress the standard deviation of the ferrite fraction. That is, according to the technique of Patent Document 2, the standard deviation of the ferrite fraction cannot be sufficiently lowered while controlling the structure so as not to contain pearlite substantially.

국제 공개 제2014/171472호 공보International Publication No. 2014/171472 국제 공개 제2011/055651호 공보International Publication No. 2011/055651

본 발명의 목적은, 침탄 ??칭 시의 기어의 톱니부의 열처리 변형을 안정화시키는 강재를 제공하는 것이다.An object of the present invention is to provide a steel material that stabilizes heat treatment deformation of a toothed portion of a gear during carburization and quenching.

본 발명의 요지는 이하와 같다.The summary of the present invention is as follows.

(1) 본 발명의 일 양태에 관한 강재는, 질량％로, C: 0.17 내지 0.21％, Si: 0.40 내지 0.60％, Mn: 0.25 내지 0.50％, Cr: 1.35 내지 1.55％, Mo: 0.20 내지 0.40％, S: 0.010 내지 0.05％, N: 0.005 내지 0.020％, Al: 0.001％ 내지 0.100％, Nb: 0.001 내지 0.030％ Ni: 0 내지 3.0％, Cu: 0 내지 1.0％, Co: 0 내지 3.0％, W: 0 내지 1.0％, V: 0 내지 0.3％, Ti: 0 내지 0.3％, B: 0 내지 0.005％ O: 0.005％ 이하, P: 0.03％ 이하, Pb: 0 내지 0.5％, Bi: 0 내지 0.5％, Ca: 0 내지 0.01％, Mg: 0 내지 0.01％, Zr: 0 내지 0.05％, Te: 0 내지 0.1％, 희토류 원소: 0 내지 0.005％ 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지고, 길이 방향에 수직인 단면의 중심으로부터의 거리 r이 하기 식을 만족시키는 영역에 있어서, 조직이 페라이트와 베이나이트를 포함하고, 면적률로 상기 페라이트의 평균 분율이 40 내지 70％의 범위이며, 상기 페라이트와 상기 베이나이트 이외의 조직의 평균 분율의 합계가, 평균값에서 0％ 이상 3％ 이하이고, 잔부가 베이나이트를 포함하는 조직이며, 상기 영역 중의 상기 페라이트의 분율의 표준 편차가 4％ 이하이다.(1) The steel material according to one aspect of the present invention is, by mass, C: 0.17 to 0.21%, Si: 0.40 to 0.60%, Mn: 0.25 to 0.50%, Cr: 1.35 to 1.55%, Mo: 0.20 to 0.40 %, S: 0.010 to 0.05%, N: 0.005 to 0.020%, Al: 0.001% to 0.100%, Nb: 0.001 to 0.030% Ni: 0 to 3.0%, Cu: 0 to 1.0%, Co: 0 to 3.0% , W: 0 to 1.0%, V: 0 to 0.3%, Ti: 0 to 0.3%, B: 0 to 0.005% O: 0.005% or less, P: 0.03% or less, Pb: 0 to 0.5%, Bi: 0 To 0.5%, Ca: 0 to 0.01%, Mg: 0 to 0.01%, Zr: 0 to 0.05%, Te: 0 to 0.1%, rare earth elements: 0 to 0.005% The balance consists of Fe and impurities, in the longitudinal direction In a region where the distance r from the center of the cross-section perpendicular to the following equation satisfies, the structure contains ferrite and bainite, and the average fraction of ferrite is in the range of 40 to 70% by area ratio, and the ferrite and The sum of the average fractions of the structures other than bainite is 0% or more and 3% or less from the average value, the remainder is the structure containing bainite, and the standard deviation of the fraction of ferrite in the region is 4% or less.

0.7R≤r≤0.9R0.7R≤r≤0.9R

단, R은 강재의 원 상당 반경을 나타낸다.However, R represents the equivalent circle radius of the steel material.

(2) 상기 (1)에 기재된 강재는, 질량％로, Ni: 0.01 내지 3.0％, Cu: 0.01 내지 1.0％, Co: 0.01 내지 3.0％, W: 0.01 내지 1.0％, V: 0.01 내지 0.3％, Ti: 0.001 내지 0.3％, B: 0.0001 내지 0.005％의 1종 또는 2종 이상을 함유해도 된다.(2) The steel material described in the above (1) is, by mass, Ni: 0.01 to 3.0%, Cu: 0.01 to 1.0%, Co: 0.01 to 3.0%, W: 0.01 to 1.0%, V: 0.01 to 0.3% , Ti: 0.001 to 0.3%, B: 0.0001 to 0.005% of 1 type or 2 or more types may be contained.

(3) 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 강재는, 질량％로, Pb: 0.01 내지 0.5％, Bi: 0.0001 내지 0.5％, Ca: 0.0001 내지 0.01％, Mg: 0.0001 내지 0.01％, Zr: 0.0001 내지 0.05％, Te: 0.0001 내지 0.1％, 희토류 원소: 0.0001 내지 0.005％의 1종 또는 2종 이상을 함유해도 된다.(3) The steel material described in the above (1) or (2) is, by mass, Pb: 0.01 to 0.5%, Bi: 0.0001 to 0.5%, Ca: 0.0001 to 0.01%, Mg: 0.0001 to 0.01%, Zr: It may contain 0.0001 to 0.05%, Te: 0.0001 to 0.1%, and rare earth elements: 0.0001 to 0.005% of one or two or more.

본 발명의 강재를 사용하고, 침탄 ??칭하여 제조되는 기어의 톱니부의 열처리 변형을 안정화시킬 수 있다.Using the steel material of the present invention, it is possible to stabilize the heat treatment deformation of the toothed portion of the gear produced by carburizing.

도 1은 페라이트의 평균 분율 및 페라이트 분율의 표준 편차의 측정 위치를 설명하는 강재의 단면 모식도이다.1 is a schematic cross-sectional view of a steel material explaining the measurement positions of the average fraction of ferrite and the standard deviation of the ferrite fraction.

이하에, 본 발명을 실시하기 위한 형태에 대해 상세하게 설명한다.Hereinafter, an embodiment for carrying out the present invention will be described in detail.

먼저, 본 발명에 이른 경위를 설명한다.First, the process of reaching the present invention will be described.

본 발명자들은, 침탄 ??칭 후의 기어의 톱니부의 열처리 변형을 안정화시키는 방법에 대해 예의 조사를 행하였다. 그 결과, 강재 중, 기계 가공 후에 톱니부가 되는 영역에서의 조직의 균일성을 향상시킴으로써, 열처리 변형이 안정화하는 것을 알아내었다. 그래서 또한, 본 발명자들은 강재에 있어서의 기어의 톱니부에 대응하는 영역의 조직을 균일화하는 방법에 대해, 강재의 화학 성분 및 제조 방법을 변화시켰을 때의 영향을 조사하였다. 그 결과, 강재 성분을 소정의 범위로 한 후에, 주조 방법 및 압연 후의 냉각 속도를 제어함으로써, 강재에 있어서의 기어의 톱니부에 대응하는 영역의 조직을 균일화할 수 있음을 알아내었다. 주조 방법의 제어에 관한 것으로, 주조의 단면적과 주조 속도 및 표면에 있어서의 주입 개시부터 교정점까지의 평균 냉각 속도를 조합하여 제어를 행한다. 이에 의해 주편에 있어서의 최종적으로 기어의 톱니부가 되는 영역의 주조 조직을 균질화할 수 있다. 또한, 압연 후의 냉각 속도의 제어에 관한 것으로, 강재 표면의 냉각 속도를 제어한다. 이에 의해, 강재에 있어서의 기어의 톱니부에 대응하는 영역의 조직을 균질화할 수 있다.The present inventors intensively investigated a method of stabilizing the heat treatment deformation of the toothed portion of the gear after carburizing and quenching. As a result, it was found that the heat treatment strain stabilized by improving the uniformity of the structure in the region serving as a toothed portion in the steel material after machining. Therefore, the present inventors also investigated the effect of changing the chemical composition of the steel material and the manufacturing method for a method of homogenizing the structure of the region corresponding to the toothed portion of the gear in the steel material. As a result, it was found that the structure of the region corresponding to the toothed portion of the gear in the steel can be made uniform by controlling the casting method and the cooling rate after rolling after the steel component is in a predetermined range. It relates to the control of the casting method, and is controlled by combining the cross-sectional area of the casting, the casting rate, and the average cooling rate from the start of injection to the calibration point on the surface. This makes it possible to homogenize the cast structure in the region of the cast steel that will finally become the toothed portion of the gear. Moreover, it relates to the control of the cooling rate after rolling, and controls the cooling rate of a steel material surface. Thereby, the structure of the region corresponding to the tooth|gear part of a gear in a steel material can be homogenized.

다음으로 본 실시 형태에 관한 강재의 화학 성분의 한정 이유에 대해 설명한다. 이하, 합금 원소의 함유량에 관한 단위인 「질량％」는, 간단히 「％」로 기재한다.Next, the reason for limiting the chemical composition of the steel material according to the present embodiment will be described. Hereinafter, "mass%" which is a unit related to the content of the alloying element is simply described as "%".

C: 0.17 내지 0.21％C: 0.17 to 0.21%

C 함유량은, 기어의 비침탄부의 경도에 영향을 미친다. 필요한 경도를 확보하기 위해, C 함유량을 0.17％ 이상으로 한다. 한편, C 함유량이 너무 많으면 침탄 후의 비침탄부 경도가 높아지고, 충격에 대한 강도가 저하되기 때문에, C 함유량을 0.21％ 이하로 한다. C 함유량의 바람직한 하한은 0.175％, 0.18％, 0.185％, 또는 0.19％이다. C 함유량의 바람직한 상한은 0.205％, 0.200％, 0.195％, 또는 0.19％이다.The C content affects the hardness of the non-carburized portion of the gear. In order to ensure the required hardness, the C content is made 0.17% or more. On the other hand, when the C content is too large, the hardness of the non-carburized portion after carburization increases and the strength against impact decreases, so the C content is set to 0.21% or less. The preferable lower limit of the C content is 0.175%, 0.18%, 0.185%, or 0.19%. The preferable upper limit of the C content is 0.205%, 0.200%, 0.195%, or 0.19%.

Si: 0.40 내지 0.60％Si: 0.40 to 0.60%

Si는, 강재에 있어서의, 기계 가공 후의 기어 강의 톱니부에 대응하는 영역의 조직을 균질화시키는 데 있어서 엄격하게 함유량이 제한될 필요가 있는 원소이다. 단, Si 함유량이 너무 높은 경우, 강재의 페라이트량이 부족하고, 베이나이트 등의 양이 증대하고, 가공성이 손상된다. 상술한 효과를 얻기 위해, Si 함유량을 0.40 내지 0.60％의 범위 내로 할 필요가 있다. Si 함유량의 바람직한 하한은 0.42％, 0.45％, 0.48％, 또는 0.50％이다. Si 함유량의 바람직한 상한은 0.58％, 0.55％, 0.53％, 또는 0.51％이다.Si is an element whose content needs to be strictly limited in homogenizing the structure of a region corresponding to a toothed portion of a gear steel after machining in a steel material. However, when the Si content is too high, the amount of ferrite in the steel material is insufficient, the amount of bainite or the like increases, and workability is impaired. In order to obtain the above-described effect, it is necessary to set the Si content in the range of 0.40 to 0.60%. The preferred lower limit of the Si content is 0.42%, 0.45%, 0.48%, or 0.50%. The preferred upper limit of the Si content is 0.58%, 0.55%, 0.53%, or 0.51%.

Mn: 0.25 내지 0.50％Mn: 0.25 to 0.50%

Mn은, 강재에 있어서의, 기계 가공 후의 기어 강의 톱니부에 대응하는 영역의 조직을 균질화시키는 데 있어서 엄격하게 함유량이 제한될 필요가 있는 원소이다. 상술한 효과를 얻기 위해, Mn 함유량을 0.25％ 이상으로 할 필요가 있다. 단, Mn 함유량이 너무 높은 경우, 강재의 페라이트량이 부족하고, 베이나이트 등의 양이 증대하고, 가공성이 손상된다. 따라서, Mn 함유량은 0.50％ 이하로 한다. Mn 함유량의 바람직한 하한은 0.27％, 0.30％, 0.32％, 또는 0.35％이다. Mn 함유량의 바람직한 상한은 0.48％, 0.45％, 0.42％, 또는 0.40％이다.Mn is an element whose content needs to be strictly limited in order to homogenize the structure of a region corresponding to a toothed portion of a gear steel after machining in a steel material. In order to obtain the above-described effect, it is necessary to make the Mn content 0.25% or more. However, when the Mn content is too high, the amount of ferrite in the steel material is insufficient, the amount of bainite or the like increases, and workability is impaired. Therefore, the Mn content is set to 0.50% or less. The preferable lower limit of the Mn content is 0.27%, 0.30%, 0.32%, or 0.35%. The preferable upper limit of the Mn content is 0.48%, 0.45%, 0.42%, or 0.40%.

Cr: 1.35 내지 1.55％Cr: 1.35 to 1.55%

Cr은, 강재에 있어서의, 기계 가공 후의 기어 강의 톱니부에 대응하는 영역의 조직을 균질화시키는 데 있어서 엄격하게 함유량이 제한될 필요가 있는 원소이다. 단, Cr 함유량이 너무 높은 경우, 강재의 페라이트량이 부족하고, 베이나이트 등의 양이 증대하고, 가공성이 손상된다. 상술한 효과를 얻기 위해, Cr 함유량을 1.35 내지 1.55％의 범위 내로 할 필요가 있다. Cr 함유량의 바람직한 하한은 1.37％, 1.40％, 1.42％, 또는 1.45％이다. Cr 함유량의 바람직한 상한은 1.53％, 1.50％, 1.49％, 또는 1.47％이다.Cr is an element whose content needs to be strictly limited in homogenizing the structure of the region corresponding to the toothed portion of the gear steel after machining in the steel material. However, when the Cr content is too high, the amount of ferrite in the steel material is insufficient, the amount of bainite or the like increases, and workability is impaired. In order to obtain the above-described effect, it is necessary to make the Cr content within the range of 1.35 to 1.55%. The preferable lower limit of the Cr content is 1.37%, 1.40%, 1.42%, or 1.45%. The preferable upper limit of the Cr content is 1.53%, 1.50%, 1.49%, or 1.47%.

Mo: 0.20 내지 0.40％Mo: 0.20 to 0.40%

Mo는, 강재에 있어서의, 기계 가공 후의 기어 강의 톱니부에 대응하는 영역의 조직을 균질화시키는 데 있어서 엄격하게 함유량이 제한될 필요가 있는 원소이다. 또한, Mo는, 후술하는 Nb와 함께 강재에 함유된 경우, 강재의 ??칭성을 증가시켜 펄라이트 변태를 억제하고, 또한, 강재 가열 시의 오스테나이트 결정립 조대화를 억제한다. 이에 의해, ??칭성을 적절하게 제어하는 것이 가능해지고, 마르텐사이트 변태를 억제하여 원하는 베이나이트 조직을 얻는 것이 가능하게 된다. 단, Mo 함유량이 너무 높은 경우, 강재의 페라이트량이 부족하고, 베이나이트 등의 양이 증대하고, 가공성이 손상된다. 상술한 효과를 얻기 위해, Mo 함유량을 0.20 내지 0.40％의 범위 내로 할 필요가 있다. Mo 함유량의 바람직한 하한은 0.22％, 0.25％, 0.28％, 또는 0.30％이다. Mo 함유량의 바람직한 상한은 0.38％, 0.35％, 0.32％, 또는 0.30％이다.Mo is an element whose content needs to be strictly limited in homogenizing the structure of a region corresponding to a toothed portion of a gear steel after machining in a steel material. Further, when Mo is contained in a steel material together with Nb to be described later, it increases the quenching property of the steel material to suppress pearlite transformation, and also suppresses coarsening of austenite crystal grains during heating of the steel material. Thereby, it becomes possible to appropriately control the quenching property, and it becomes possible to suppress martensite transformation and obtain a desired bainite structure. However, when the Mo content is too high, the amount of ferrite in the steel material is insufficient, the amount of bainite or the like increases, and workability is impaired. In order to obtain the above-described effect, it is necessary to make the Mo content within the range of 0.20 to 0.40%. The preferable lower limit of the Mo content is 0.22%, 0.25%, 0.28%, or 0.30%. The preferable upper limit of the Mo content is 0.38%, 0.35%, 0.32%, or 0.30%.

S: 0.010 내지 0.05％S: 0.010 to 0.05%

S는, 강 중에서 MnS를 형성하고, 이에 의해 강의 피삭성을 향상시킨다. 부품에 대한 절삭 가공이 가능한 레벨의 피삭성을 얻기 위해서는 일반적인 기계 구조용 강과 동등한 S 함유량이 필요하다. 이상의 이유로부터, S의 함유량을 0.010 내지 0.05％의 범위 내로 할 필요가 있다. S 함유량의 바람직한 하한은 0.012％, 0.014％, 0.020％, 또는 0.022％이다. S 함유량의 바람직한 상한은 0.035％, 0.030％, 0.028％, 또는 0.025％이다.S forms MnS in the steel, thereby improving the machinability of the steel. In order to obtain a level of machinability capable of cutting parts, an S content equivalent to that of general mechanical structural steel is required. From the above reason, it is necessary to make the content of S within the range of 0.010 to 0.05%. The preferable lower limit of the S content is 0.012%, 0.014%, 0.020%, or 0.022%. The preferable upper limit of the S content is 0.035%, 0.030%, 0.028%, or 0.025%.

N: 0.005 내지 0.020％N: 0.005 to 0.020%

N은, Al이나 Ti, V, Cr 등과 화합물을 형성하는 것에 의한 결정립 미세화 효과가 있기 때문에, 0.005％ 이상 함유할 필요가 있다. 그러나, 0.020％를 초과하면 화합물이 조대가 되고, 결정립 미세화 효과를 얻을 수 없다. 이상의 이유에 의해, N 함유량을 0.005 내지 0.020％의 범위 내로 할 필요가 있다. N 함유량의 바람직한 하한은 0.0055％, 0.0060％, 0.007％, 또는 0.010％이다. N 함유량의 바람직한 상한은 0.018％, 0.015％, 0.012％, 또는 0.010％이다.Since N has an effect of reducing crystal grains by forming a compound such as Al, Ti, V, Cr, etc., it is necessary to contain N at least 0.005%. However, if it exceeds 0.020%, the compound becomes coarse, and the effect of refining crystal grains cannot be obtained. For the above reasons, it is necessary to make the N content within the range of 0.005 to 0.020%. The preferable lower limit of the N content is 0.0055%, 0.0060%, 0.007%, or 0.010%. The preferred upper limit of the N content is 0.018%, 0.015%, 0.012%, or 0.010%.

Al: 0.001％ 내지 0.100％Al: 0.001% to 0.100%

Al은, 강의 탈산에 유효한 원소이며, 또한 N과 결합하여 질화물을 형성하여 결정립을 미세화하는 원소이다. Al 함유량이 0.001％ 미만이면 이 효과가 불충분하다. 한편 Al 함유량이 0.100％를 초과하면, 질화물이 조대해져 취화시킨다. Al 함유량의 바람직한 하한은 0.004％, 0.007％, 0.010％, 또는 0.020％이다. Al 함유량의 바람직한 상한은 0.080％, 0.050％, 0.040％, 또는 0.030％이다.Al is an element effective for deoxidation of steel, and is an element that combines with N to form nitrides to refine crystal grains. If the Al content is less than 0.001%, this effect is insufficient. On the other hand, when the Al content exceeds 0.100%, the nitride becomes coarse and embrittles. The preferable lower limit of the Al content is 0.004%, 0.007%, 0.010%, or 0.020%. The preferable upper limit of the Al content is 0.080%, 0.050%, 0.040%, or 0.030%.

Nb: 0.001 내지 0.030％Nb: 0.001 to 0.030%

Nb는, 강 중에서 C나 N과 미세한 화합물을 생성하고, 결정립 미세화 효과를 가져오는 원소이다. 또한, Nb는, Mo와 함께 강재에 함유된 경우, 상술된 상승 효과(펄라이트 변태와 마르텐사이트 변태의 억제 효과)를 발휘한다. Nb 함유량이 0.001％ 미만이면, 이 효과가 불충분하다. Nb 함유량이 0.030％를 초과하면, 탄질화물이 조대가 되어 이 효과가 충분히 얻어지지 않는다. 이상의 이유로부터, Nb의 함유량을 0.001 내지 0.030％로 할 필요가 있다. Nb 함유량의 바람직한 하한은 0.005％, 0.010％, 0.012％, 또는 0.015％이다. Nb 함유량의 바람직한 상한은 0.028％, 0.025％, 0.022％, 또는 0.020％이다.Nb is an element that generates a fine compound with C or N in steel and has a grain refining effect. In addition, when Nb is contained in a steel material together with Mo, the above-described synergistic effect (the effect of suppressing pearlite transformation and martensite transformation) is exhibited. If the Nb content is less than 0.001%, this effect is insufficient. When the Nb content exceeds 0.030%, the carbonitride becomes coarse, and this effect cannot be sufficiently obtained. From the above reasons, it is necessary to make the content of Nb 0.001 to 0.030%. The preferable lower limit of the Nb content is 0.005%, 0.010%, 0.012%, or 0.015%. The preferred upper limit of the Nb content is 0.028%, 0.025%, 0.022%, or 0.020%.

O: 0.005％ 이하O: 0.005% or less

O는, 강 중에서 산화물을 형성하고, 개재물로서 작용하여 피로 강도를 저하시키기 때문에, O 함유량은 0.005％ 이하로 제한되는 것이 바람직하다. O 함유량의 바람직한 상한은 0.003％, 0.002％, 0.0015％, 또는 0.001％이다. O 함유량은 적은 편이 바람직하므로, O 함유량의 하한값은 0％이다. 그러나, O의 제거를 필요 이상으로 행한 경우, 제조 비용이 증대된다. 따라서, O 함유량의 하한값을 0.0001％, 0.0002％, 0.0005％, 또는 0.0008％로 해도 된다.O forms an oxide in the steel and acts as an inclusion to lower the fatigue strength, so the O content is preferably limited to 0.005% or less. The preferred upper limit of the O content is 0.003%, 0.002%, 0.0015%, or 0.001%. Since the smaller O content is preferable, the lower limit of the O content is 0%. However, when O is removed more than necessary, manufacturing cost increases. Therefore, the lower limit of the O content may be 0.0001%, 0.0002%, 0.0005%, or 0.0008%.

P: 0.03％ 이하P: 0.03% or less

P는, ??칭 전의 가열 시에 오스테나이트 입계에 편석하고, 그에 의해 피로 강도를 저하시켜 버린다. 따라서, P 함유량을 0.03％ 이하로 제한하는 것이 바람직하다. P 함유량의 바람직한 상한은 0.025％, 0.023％, 0.020％, 또는 0.015％이다. P 함유량은 적은 편이 바람직하므로, P 함유량의 하한값은 0％이다. 그러나, P의 제거를 필요 이상으로 행한 경우, 제조 비용이 증대된다. 따라서, P 함유량의 실질적인 하한은 약 0.004％ 이상이 되는 것이 통상이다. P 함유량의 하한값을 0.005％, 0.007％, 0.010％, 또는 0.012％로 해도 된다.P segregates at the austenite grain boundary during heating before quenching, thereby reducing the fatigue strength. Therefore, it is preferable to limit the P content to 0.03% or less. The preferable upper limit of the P content is 0.025%, 0.023%, 0.020%, or 0.015%. Since it is preferable that the P content is small, the lower limit of the P content is 0%. However, when P is removed more than necessary, manufacturing cost increases. Therefore, it is common that the practical lower limit of the P content is about 0.004% or more. The lower limit of the P content may be 0.005%, 0.007%, 0.010%, or 0.012%.

본 실시 형태에 관한 강은, ??칭성 또는 결정립 미세화 효과를 높이기 위하고, 또한, Fe의 일부에 대체하여, Ni, Cu, Co, W, V, Ti 및 B로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유해도 된다. 이들 원소를 함유하지 않는 경우의 하한은 0％이다.The steel according to the present embodiment is one selected from the group consisting of Ni, Cu, Co, W, V, Ti, and B in order to increase the effect of quenching or refining grains, and replacing part of Fe Or you may contain 2 or more types. When these elements are not contained, the lower limit is 0%.

Ni: 0 내지 3.0％Ni: 0 to 3.0%

Ni는, 필요한 ??칭성을 강에 부여하기 위해 유효한 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서는, Ni 함유량을 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Ni 함유량이 3.0％를 초과하면, ??칭 후에 잔류 오스테나이트가 다량이 되어, 경도가 저하된다. 이상의 이유에 의해, Ni 함유량을 3.0％ 이하, 보다 바람직하게는 0.01 내지 3.0％로 한다. Ni 함유량의 상한은 보다 바람직하게는, 2.0％이고, 더욱 바람직하게는 1.8％이다. 더 바람직한 Ni 함유량의 하한은 0.1％이고, 더욱 바람직하게는 0.3％이다.Ni is an element that is effective in imparting necessary hardening properties to steel. In order to obtain this effect, it is preferable to make the Ni content 0.01% or more. When the Ni content exceeds 3.0%, residual austenite becomes large after quenching, and the hardness decreases. For the above reasons, the Ni content is set to 3.0% or less, more preferably 0.01 to 3.0%. The upper limit of the Ni content is more preferably 2.0%, and still more preferably 1.8%. A more preferable lower limit of the Ni content is 0.1%, and still more preferably 0.3%.

Cu: 0 내지 1.0％Cu: 0 to 1.0%

Cu는, 강의 ??칭성의 향상에 유효한 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서는, Cu 함유량을 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, Cu 함유량이 1.0％를 초과하면, 열간 연성이 저하된다. 따라서, Cu 함유량을 1.0％ 이하로 하고, 보다 바람직하게는 0.01 내지 1.0％로 한다. Cu를 함유시켜 상술한 효과를 얻는 경우에는, Cu 함유량의 더 바람직한 하한은 0.05％이고, 더욱 바람직하게는 0.1％이다.Cu is an element that is effective in improving the hardness of steel. In order to obtain this effect, it is preferable to make the Cu content 0.01% or more. In addition, when the Cu content exceeds 1.0%, hot ductility decreases. Therefore, the Cu content is 1.0% or less, more preferably 0.01 to 1.0%. When Cu is contained and the above-described effect is obtained, a more preferable lower limit of the Cu content is 0.05%, and still more preferably 0.1%.

Co: 0 내지 3.0％Co: 0 to 3.0%

Co는, 강의 ??칭성의 향상에 유효한 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서는, Co 함유량을 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Co 함유량이 3.0％를 초과하면, 그 효과가 포화된다. 따라서, Co 함유량을 3.0％ 이하로 하고, 보다 바람직하게는 0.01 내지 3.0％로 한다. Co를 함유시켜 상술한 효과를 얻는 경우, Co 함유량의 더 바람직한 하한은 0.05％이고, 더욱 바람직하게는 0.1％이다.Co is an element that is effective in improving the hardness of steel. In order to obtain this effect, it is preferable to make the Co content 0.01% or more. When the Co content exceeds 3.0%, the effect is saturated. Therefore, the Co content is made 3.0% or less, and more preferably 0.01 to 3.0%. When the above-described effect is obtained by containing Co, the lower limit of the Co content is more preferably 0.05%, and still more preferably 0.1%.

W: 0 내지 1.0％W: 0 to 1.0%

W는, 강의 ??칭성의 향상에 유효한 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서는, W 함유량을 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. W 함유량이 1.0％를 초과하면, 그 효과가 포화된다. 따라서, W 함유량을 1.0％ 이하로 하고, 보다 바람직하게는 0.01 내지 1.0％로 한다. W를 함유시켜 상술한 효과를 얻는 경우, W 함유량의 더 바람직한 하한은 0.05％이고, 더욱 바람직하게는 0.1％이다.W is an element that is effective in improving the elasticity of steel. In order to obtain this effect, it is preferable to make the W content 0.01% or more. When the W content exceeds 1.0%, the effect is saturated. Therefore, the W content is 1.0% or less, more preferably 0.01 to 1.0%. When W is contained and the above-described effect is obtained, the lower limit of the W content is more preferably 0.05%, and still more preferably 0.1%.

V: 0 내지 0.3％V: 0 to 0.3%

V는, 강 중에서 C나 N과 미세한 화합물을 형성하고, 결정립 미세화 효과를 가져오는 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서는, V 함유량을 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. V 함유량이 0.3％를 초과하면 화합물이 조대가 되어, 결정립 미세화 효과를 얻지 못한다. 따라서, V 함유량을 0.3％ 이하로 하고, 보다 바람직하게는 0.01 내지 0.3％로 한다. V를 함유시켜 상술한 효과를 얻는 경우, V 함유량의 더 바람직한 하한은 0.1％이고, 더욱 바람직하게는 0.15％이다.V is an element that forms a fine compound with C or N in steel and has an effect of refining grains. In order to obtain this effect, it is preferable to make the V content 0.01% or more. When the V content exceeds 0.3%, the compound becomes coarse, and the effect of refining crystal grains cannot be obtained. Therefore, the V content is made 0.3% or less, more preferably 0.01 to 0.3%. When V is contained to obtain the above-described effect, the lower limit of the V content is more preferably 0.1%, and still more preferably 0.15%.

Ti: 0 내지 0.3％Ti: 0 to 0.3%

Ti는, 강 중에서 C나 N과 미세한 화합물을 생성하고, 결정립의 미세화 효과를 가져오는 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서는, Ti 함유량을 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Ti 함유량이 0.3％를 초과하면, 그 효과는 포화된다. 이상의 이유로부터, Ti의 함유량을 0.3％ 이하로 하고, 보다 바람직하게는 0.001 내지 0.3％로 한다. Ti 함유량의 더 바람직한 상한은 0.25％이고, 더욱 바람직하게는 0.2％이다.Ti is an element that generates fine compounds with C and N in steel, and has an effect of refining crystal grains. In order to obtain this effect, it is preferable to make the Ti content 0.001% or more. When the Ti content exceeds 0.3%, the effect is saturated. From the above reasons, the content of Ti is made 0.3% or less, more preferably 0.001 to 0.3%. A more preferable upper limit of the Ti content is 0.25%, and still more preferably 0.2%.

B: 0 내지 0.005％B: 0 to 0.005%

B는, P의 입계 편석을 억제하는 작용을 갖는다. 또한, B는 입계 강도 및 입자 내 강도의 향상 효과 및 ??칭성의 향상 효과도 갖고, 이러한 효과는 강의 피로 강도를 향상시킨다. 이 효과를 얻기 위해서는, B 함유량을 0.0001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. B 함유량이 0.005％를 초과하면, 그 효과는 포화된다. 이상의 이유로부터, B의 함유량을 0.005％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.0001 내지 0.005％로 한다. B 함유량의 더 바람직한 상한은 0.0045％이고, 더욱 바람직하게는 0.004％이다.B has an action of suppressing the grain boundary segregation of P. In addition, B also has an effect of improving grain boundary strength and intra-particle strength, and an effect of improving quenching property, and such an effect improves the fatigue strength of the steel. In order to obtain this effect, it is preferable to make the B content 0.0001% or more. When the B content exceeds 0.005%, the effect is saturated. From the above reasons, the content of B is made 0.005% or less, preferably 0.0001 to 0.005%. A more preferable upper limit of the B content is 0.0045%, and still more preferably 0.004%.

본 실시 형태에 따른 강의 화학 조성은 또한, Fe의 일부에 대체하여, Pb, Bi, Ca, Mg, Zr, Te 및 희토류 원소(REM)로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유해도 된다. 이들 원소를 함유하지 않는 경우의 하한은 0％이다.The chemical composition of the steel according to the present embodiment may also contain one or two or more selected from the group consisting of Pb, Bi, Ca, Mg, Zr, Te, and rare earth elements (REM), replacing part of Fe. do. When these elements are not contained, the lower limit is 0%.

Pb: 0 내지 0.5％Pb: 0 to 0.5%

Pb는 절삭 시에 용융, 취화함으로써 피삭성을 향상시키는 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서는, Pb 함유량을 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편 과잉으로 함유하면 제조성이 저하된다. 따라서 Pb 함유량은 0.5％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.01 내지 0.5％로 한다. Pb를 함유시켜 상술한 효과를 얻는 경우에는, Pb 함유량의 더 바람직한 하한은 0.05％이고, 더욱 바람직하게는 0.1％이다. Pb의 바람직한 상한은 0.4％이고, 더욱 바람직하게는 0.3％이다.Pb is an element that improves machinability by melting and embrittlement during cutting. In order to obtain this effect, it is preferable to make the Pb content 0.01% or more. On the other hand, when it contains excessively, manufacturability falls. Therefore, the Pb content is 0.5% or less, preferably 0.01 to 0.5%. When Pb is contained and the above-described effect is obtained, a more preferable lower limit of the Pb content is 0.05%, and still more preferably 0.1%. The upper limit of Pb is preferably 0.4%, and more preferably 0.3%.

Bi: 0 내지 0.5％Bi: 0 to 0.5%

Bi는, 황화물이 미세 분산함으로써 피삭성을 향상시키는 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서는, Bi 함유량을 0.0001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편 과잉으로 함유하면 강의 열간 가공성이 열화되고, 열간 압연이 곤란해지기 때문에, Bi 함유량을 0.5％로 하고, 보다 바람직하게는 0.0001 내지 0.5％로 한다. Bi를 함유시켜 상술한 효과를 얻는 경우에는, 바람직한 하한은 0.0001％이고, 더욱 바람직하게는 0.001％이다. Bi의 바람직한 상한은 0.4％이고, 더욱 바람직하게는 0.3％이다.Bi is an element that improves machinability by fine dispersion of sulfides. In order to obtain this effect, it is preferable to make the Bi content 0.0001% or more. On the other hand, when excessively contained, the hot workability of the steel is deteriorated and hot rolling becomes difficult, so the Bi content is made 0.5%, more preferably 0.0001 to 0.5%. When Bi is contained and the above-described effect is obtained, the preferred lower limit is 0.0001%, more preferably 0.001%. The upper limit of Bi is preferably 0.4%, and more preferably 0.3%.

Ca: 0 내지 0.01％Ca: 0 to 0.01%

Ca는, 강의 탈산에 유효하고, 산화물 중의 Al2O3의 함유율을 저하시키는 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서는, Ca 함유량을 0.0001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Ca 함유량이 0.01％를 초과하면 Ca를 포함하는 조대한 산화물이 대량으로 나타나고, 전동 피로 수명 저하의 원인이 된다. 이상의 이유로 인해, Ca 함유량을 0.0001 내지 0.01％의 범위 내로 할 필요가 있다. Ca 함유량의 바람직한 하한은 0.0003％이고, 더욱 바람직하게는 0.0005％이다. Ca 함유량의 바람직한 상한은 0.008％이고, 더욱 바람직하게는 0.006％이다.Ca is an element that is effective for deoxidation of steel and reduces the content rate of Al 2 O 3 in the oxide. In order to obtain this effect, it is preferable to make the Ca content 0.0001% or more. When the Ca content exceeds 0.01%, coarse oxides containing Ca appear in large quantities, resulting in a decrease in rolling fatigue life. For the above reasons, it is necessary to make the Ca content within the range of 0.0001 to 0.01%. The preferable lower limit of the Ca content is 0.0003%, more preferably 0.0005%. The upper limit of the Ca content is preferably 0.008%, and more preferably 0.006%.

Mg: 0 내지 0.01％Mg: 0 to 0.01%

Mg는 탈산 원소이고, 강 중에 산화물을 생성한다. 또한, Mg가 형성하는 Mg계 산화물은, MnS의 정출 및/또는 석출의 핵이 되기 쉽다. 또한, Mg의 황화물은, Mn 및 Mg의 복합 황화물이 되는 것에 의해, MnS를 구상화시킨다. 이와 같이, Mg는 MnS의 분산을 제어하고, 피삭성을 개선하기 위해 유효한 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서는, Mg 함유량을 0.0001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 그러나, Mg 함유량이 0.01％를 초과하면, MgS가 대량으로 생성되고, 강의 피삭성이 저하되므로, Mg을 함유시켜 상술한 효과를 얻는 경우에는, Mg 함유량을 0.01％ 이하로 할 필요가 있다. Mg 함유량의 바람직한 상한은 0.008％이고, 더욱 바람직하게는 0.006％이다. Mg 함유량의 바람직한 하한은 0.0005％이고, 더욱 바람직하게는 0.001％이다.Mg is a deoxidizing element and forms oxides in steel. Further, the Mg-based oxide formed by Mg tends to become a nucleus for crystallization and/or precipitation of MnS. Further, the sulfide of Mg becomes a composite sulfide of Mn and Mg, thereby spheroidizing MnS. As such, Mg is an effective element to control the dispersion of MnS and improve machinability. In order to obtain this effect, it is preferable to make the Mg content 0.0001% or more. However, when the Mg content exceeds 0.01%, a large amount of MgS is generated and the machinability of the steel is lowered. Therefore, when the Mg is contained to obtain the above-described effects, the Mg content must be 0.01% or less. The upper limit of the Mg content is preferably 0.008%, and more preferably 0.006%. The preferable lower limit of the Mg content is 0.0005%, more preferably 0.001%.

Zr: 0 내지 0.05％Zr: 0 to 0.05%

Zr은 탈산 원소이며, 산화물을 생성한다. 또한, Zr이 형성하는 Zr계 산화물은 MnS의 정출 및/또는 석출의 핵이 되기 쉽다. 이와 같이, Zr은, MnS의 분산을 제어하고, 피삭성을 개선하기 위해 유효한 원소 있다. 이 효과를 얻기 위해서는, Zr 함유량을 0.0001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 그러나, Zr양이 0.05％를 초과하면, 그 효과가 포화하므로, Zr을 함유시켜 상술한 효과를 얻는 경우에는, Zr 함유량을 0.05％ 이하로 하고, 보다 바람직하게는 0.0001 내지 0.05％로 한다. Zr 함유량의 바람직한 상한은 0.04％이고, 더욱 바람직하게는 0.03％이다. Zr 함유량의 바람직한 하한은 0.0005％이고, 더욱 바람직하게는 0.001％이다.Zr is a deoxidation element and produces an oxide. Further, the Zr-based oxide formed by Zr tends to become a nucleus of crystallization and/or precipitation of MnS. In this way, Zr is an effective element for controlling the dispersion of MnS and improving machinability. In order to obtain this effect, it is preferable to make the Zr content 0.0001% or more. However, when the amount of Zr exceeds 0.05%, the effect is saturated. When the above-described effect is obtained by including Zr, the Zr content is set to be 0.05% or less, more preferably 0.0001 to 0.05%. The upper limit of the Zr content is preferably 0.04%, and more preferably 0.03%. The preferred lower limit of the Zr content is 0.0005%, more preferably 0.001%.

Te: 0 내지 0.1％Te: 0 to 0.1%

Te는, MnS의 구상화를 촉진하므로, 강의 피삭성을 개선한다. 이 효과를 얻기 위해서는, Te 함유량을 0.0001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Te 함유량이 0.1％를 초과하면 그 효과가 포화된다. 따라서, Te 함유량을 0.1％ 이하로 하고, 보다 바람직하게는 0.0001 내지 0.1％로 한다. Te 함유량의 바람직한 상한은 0.08％이고, 더욱 바람직하게는 0.06％이다. Te 함유량의 바람직한 하한은 0.0005％이고, 더욱 바람직하게는 0.001％이다.Since Te promotes the spheroidization of MnS, the machinability of steel is improved. In order to obtain this effect, the Te content is preferably 0.0001% or more. When the Te content exceeds 0.1%, the effect is saturated. Therefore, the Te content is made 0.1% or less, more preferably 0.0001 to 0.1%. The upper limit of the Te content is preferably 0.08%, and more preferably 0.06%. The preferred lower limit of the Te content is 0.0005%, more preferably 0.001%.

희토류 원소: 0 내지 0.005％Rare earth elements: 0 to 0.005%

희토류 원소는, 강 중에 황화물을 생성하고, 이 황화물이 MnS의 석출핵으로 됨으로써, MnS의 생성을 촉진시키는 원소이며, 강의 피삭성을 개선한다. 이 효과를 얻기 위해서는, 희토류 원소의 합계 함유량을 0.0001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 그러나, 희토류 원소의 합계 함유량이 0.005％를 초과하면, 황화물이 조대해져, 강의 피로 강도를 저하시킨다. 따라서, 희토류 원소의 합계 함유량을 0.005％ 이하로 하고, 보다 바람직하게는 0.0001 내지 0.005％로 한다. 희토류 원소의 합계 함유량의 바람직한 상한은 0.004％이고, 더욱 바람직하게는 0.003％ 以 있다. 희토류 원소의 합계 함유량의 바람직한 하한은 0.0005％이고, 더욱 바람직하게는 0.001％이다.The rare earth element is an element that promotes the formation of MnS by generating sulfides in steel, and the sulfides become precipitation nuclei of MnS, and improves the machinability of steel. In order to obtain this effect, it is preferable to make the total content of the rare earth elements 0.0001% or more. However, when the total content of the rare earth elements exceeds 0.005%, the sulfide becomes coarse, thereby reducing the fatigue strength of the steel. Therefore, the total content of the rare earth elements is set to 0.005% or less, more preferably 0.0001 to 0.005%. The upper limit of the total content of rare earth elements is preferably 0.004%, more preferably 0.003% or more. The preferable lower limit of the total content of rare earth elements is 0.0005%, more preferably 0.001%.

본 명세서에서 말하는 희토류 원소는, 주기율표 중의 원자 번호 57의 란탄(La)으로부터 원자 번호 71의 루테튬(Lu)까지의 15 원소에, 이트륨(Y) 및 스칸듐(Sc)을 첨가한 17 원소의 총칭이다. 희토류 원소의 함유량은, 이들 중 1종 또는 2종 이상의 원소 총 함유량을 의미한다.The rare earth element referred to in the present specification is a generic term for 17 elements in which yttrium (Y) and scandium (Sc) are added to 15 elements from lanthanum (La) of atomic number 57 to lutetium (Lu) of atomic number 71 in the periodic table. . The content of rare earth elements means the total content of one or two or more of these elements.

본 실시 형태에 관한 강은, 상술한 합금 성분을 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물을 포함한다. 상술한 합금 성분 이외의 원소가, 불순물로서, 원재료 및 제조 장치부터 강 중에 혼입되는 것은, 그 혼입량이 강의 특성에 영향을 미치지 않는 수준인 한 허용된다.The steel according to the present embodiment contains the alloy components described above, and the balance contains Fe and impurities. Incorporation of elements other than the above alloying components into the steel as impurities from raw materials and manufacturing equipment is allowed as long as the amount of mixing does not affect the properties of the steel.

다음으로 강재의 조직 균일성에 대해 설명한다.Next, the structure uniformity of the steel material will be described.

상술한 바와 같이, 기어의 톱니부의 열처리 변형을 개선하기 위해서는, 강재에 있어서의 기어의 톱니에 대응하는 영역의 조직 균일성을 향상시킬 필요가 있다. 여기서, 강재의 기어의 톱니에 대응하는 영역이란, 단조나 절삭 가공 후의 기어의 톱니의 끝으로부터 톱니 근본까지가 함유되는 영역이며, 압연 후의 강재에 있어서의 0.7R≤r≤0.9R의 영역이다. r은 길이 방향에 수직인 강재 단면의 중심으로부터의 거리이며, R은 강재의 길이 방향에 수직인 강재 단면에 있어서의 원 상당 반경이다.As described above, in order to improve the heat treatment deformation of the toothed portion of the gear, it is necessary to improve the structure uniformity of the region in the steel material corresponding to the toothed tooth of the gear. Here, the region corresponding to the teeth of the gear of the steel material is a region containing from the end of the teeth of the gear after forging or cutting to the root of the teeth, and is a region of 0.7R≦r≦0.9R in the steel after rolling. r is the distance from the center of the cross section of the steel material perpendicular to the longitudinal direction, and R is the radius equivalent to a circle in the cross section of the steel material perpendicular to the longitudinal direction of the steel material.

발명자들의 조사의 결과, 열처리 변형의 개선에 적합한 균일한 조직이란, 페라이트와 베이나이트를 포함하는 조직인 것, 조직 분율이 적절한 범위인 것을 밝혔다. 조직 분율과 열처리 변형의 관계를 조사한 바, 후술하는 측정 방법에 의해, 0.7R≤r≤0.9R의 영역에 있어서, 면적률로 페라이트의 분율 평균값(평균 분율)이 40 내지 70％의 범위이며, 페라이트가 베이나이트 이외의 조직의 평균 분율의 합계가 평균에서 0％ 이상 3％ 이하이고, 잔부가 베이나이트를 포함하는 조직이며, 0.7R≤r≤0.9R의 범위의 페라이트 평균 분율의 표준 편차가 4％ 이하인 경우에, 열처리 변형이 안정화하였다. 조직 분율이 상기 범위를 초과한 경우, 열처리 변형이 커졌다. 이하, 금속 조직에 관하여 단순히 「분율」이라고 기재한 경우, 그것은 후술하는 수단에 의해 구해지는 강재의 단면에 있어서의 조직 분율(단위: 면적％)의 평균값을 의미한다. 단, 「분율의 표준 편차」라는 기재에 있어서는, 후술하는 바와 같이, 「분율」은 단면 전체에서의 평균값이 아니라고, 각 측정 시야에 있어서의 분율을 의미한다.As a result of investigation by the inventors, it was found that the uniform structure suitable for improvement of heat treatment deformation is a structure containing ferrite and bainite, and that the structure fraction is in an appropriate range. When the relationship between the structure fraction and the heat treatment strain was investigated, in a region of 0.7R≦r≦0.9R by a measurement method described later, the average value of the ferrite fraction (average fraction) as an area ratio was in the range of 40 to 70%, The sum of the average fraction of the structure of ferrite other than bainite is 0% or more and 3% or less from the average, the balance is the structure containing bainite, and the standard deviation of the average ferrite fraction in the range of 0.7R ≤ r ≤ 0.9R is In the case of 4% or less, heat treatment strain stabilized. When the structure fraction exceeded the above range, heat treatment strain increased. Hereinafter, when simply describing the metal structure as "fraction", it means the average value of the structure fraction (unit: area%) in the cross section of a steel material calculated|required by means mentioned later. However, in the description of "the standard deviation of the fraction", as will be described later, "the fraction" is not an average value over the entire cross section, and means the fraction in each measurement field.

페라이트 분율이 바람직한 하한은 42％이고, 더욱 바람직하게는 45％이다. 페라이트 분율의 바람직한 상한은 68％이고, 더욱 바람직하게는 65％이다. 0.7R≤r≤0.9R의 범위의 페라이트 분율의 표준 편차는 낮을수록 바람직하기 때문에, 하한은 0％이다. 0.7R≤r≤0.9R의 영역의 페라이트 분율의 표준 편차의 바람직한 상한은 3.5％이고, 더욱 바람직하게는 3％이다.The lower limit of the ferrite fraction is preferably 42%, and more preferably 45%. The upper limit of the ferrite fraction is preferably 68%, more preferably 65%. Since the standard deviation of the ferrite fraction in the range of 0.7R≦r≦0.9R is more preferable, the lower limit is 0%. The preferred upper limit of the standard deviation of the ferrite fraction in the region of 0.7R≦r≦0.9R is 3.5%, more preferably 3%.

또한, 본 실시 형태에 관한 강재에 있어서 「베이나이트」란, 강재를 가열하여 오스테나이트 단상 조직으로 한 후, 연속 냉각에 의해 실온까지 냉각하여 얻어지는 조직 중 페라이트 조직, 펄라이트 조직 및 마르텐사이트 조직을 제외한 조직을 의미하고, 상부 베이나이트 조직혹은 하부 베이나이트 조직 혹은 상부 베이나이트 조직과 하부 베이나이트 조직의 혼합 조직의 총칭을 의미한다.In addition, in the steel material according to the present embodiment, ``bainite'' refers to a structure obtained by heating a steel material to obtain a single austenite structure and then cooling to room temperature by continuous cooling, excluding a ferrite structure, a pearlite structure, and a martensite structure. It means a structure, and means a generic term for an upper bainite structure, a lower bainite structure, or a mixed structure of an upper bainite structure and a lower bainite structure.

또한, 본 실시 형태에 관한 강재의 조직에 펄라이트가 포함되는 것은, 침탄 ??칭성을 손상시키므로 바람직하지 않다. 예를 들어, 페라이트, 펄라이트, 베이나이트의 혼합 조직을 포함하는 강재를 침탄 ??칭하면, 가열 시에, 톱니부에 대응하는 영역의 오스테나이트 결정립 조직이 불균일해진다. 이것에 기인하여 침탄 ??칭 후의 변형, 즉 열처리 변형이 증대된다. 그래서, 펄라이트의 면적률은 가능한 한 제한될 필요가 있다. 이 사정을 감안하여 페라이트와 베이나이트 이외의 조직의 합계가 0％ 이상 3％ 이하로 규정된다. 또한 일반적으로, 페라이트와 베이나이트 이외의 조직의 합계가 0％ 이상 3％ 이하인 조직은 「페라이트ㆍ베이나이트 조직」이라고 칭해진다. 바꾸어 말하면, 본 실시 형태에 관한 강재는, 페라이트ㆍ베이나이트 조직의 강재이다.In addition, containing pearlite in the structure of the steel material according to the present embodiment is not preferable because it impairs carburizing and etchability. For example, when a steel material containing a mixed structure of ferrite, pearlite, and bainite is carburized, the austenite grain structure in the region corresponding to the toothed portion becomes uneven during heating. Due to this, the deformation after carburizing and quenching, that is, the heat treatment deformation is increased. So, the area ratio of pearlite needs to be limited as much as possible. In view of this situation, the total of the structures other than ferrite and bainite is defined as 0% or more and 3% or less. In general, a structure in which the total of the structures other than ferrite and bainite is 0% or more and 3% or less is referred to as "ferrite/bainite structure". In other words, the steel material according to the present embodiment is a steel material having a ferrite bainite structure.

다음으로 조직 분율의 측정 방법에 대해 설명한다.Next, a method of measuring the tissue fraction will be described.

도 1에 도시하는 바와 같이, 강재 단면의 중심으로부터 방사상으로 단면을 8 등분하는(중심각 45도) 직선에 대해, 0.7R+0.25㎜, 0.8R, 0.9R-0.25㎜의 원주선과 교차하는 점을 측정점으로 하고, 각 측정점이 직사각형의 중앙이 되도록 0.5㎜×1㎜=0.5㎟의 직사각형 범위를 측정 영역으로 하였다. 측정 영역은 24개소이다. 0.7R≤r≤0.9R의 범위의 페라이트 분율 및 페라이트 분율의 표준 편차는, 강재 단면을 경면 연마 후에 나이탈 부식을 행한 샘플에 대해 광학 현미경을 이용한 관찰로 산출하였다. 페라이트와 베이나이트 이외의 조직으로서 MnS 등이 존재할 수 있기 때문에, 나이탈 부식 후의 샘플에 대해, 각 측정 영역을 눈으로 보아 관찰하고, 각 측정 영역에 있어서, 관찰 배율 100배로 촬영(조직의 경계가 불명료한 경우는, 관찰 배율 400배로 촬영)한 화상 중의 0.5㎟에 대해, 화상 처리 소프트웨어 Winroof2015를 사용하고, 페라이트 및 베이나이트를 명 영역으로서 2치화하였을 때의 명 영역의 면적률을 각각 도출하고, 각 측정 영역마다 페라이트 분율 및 베이나이트 분율을 구하였다. 또한 면적률의 산출에 있어서는, 피검 면적으로부터 MnS 등의 비금속 조직의 면적을 제외한 면적을 평가 면적으로 하고, 평가 면적에 대한 페라이트 조직 및 베이나이트 조직의 면적 비율 각각을, 페라이트 조직의 면적률 및 베이나이트 조직의 면적률로 하였다. 그리고, 24개소의 측정 영역의 페라이트 분율의 평균값을 페라이트 분율, 24개소의 측정 영역의 베이나이트 분율의 평균값을 베이나이트 분율로 하였다. 페라이트와 베이나이트 이외의 조직의 면적률은, 100-(페라이트 분율+베이나이트 분율)로 산출하였다. 또한, 측정점 24개소에서의 페라이트 분율의 표준 편차를, 0.7R≤r≤0.9R의 범위의 페라이트 분율의 표준 편차로 하였다.As shown in Fig. 1, with respect to a straight line that divides the cross section radially from the center of the steel section by 8 (center angle of 45 degrees), the point at which it intersects with the circumferential lines of 0.7R+0.25mm, 0.8R, and 0.9R-0.25mm It was set as a measurement point, and the rectangular range of 0.5 mm x 1 mm = 0.5 mm 2 was made into the measurement area so that each measurement point might become the center of a rectangle. There are 24 measurement areas. The ferrite fraction in the range of 0.7R≦r≦0.9R and the standard deviation of the ferrite fraction were calculated by observation using an optical microscope for a sample subjected to nital corrosion after mirror polishing of the steel section. Since MnS or the like may exist as a structure other than ferrite and bainite, with respect to the sample after nital corrosion, each measurement area is visually observed, and in each measurement area, photographed at 100 times the observation magnification (the boundary of the structure is In the case of being unclear, for 0.5 mm 2 in the image taken at an observation magnification of 400), the image processing software Winroof 2015 was used, and the area ratios of the bright areas when the ferrite and bainite were binarized as bright areas were respectively derived, The ferrite fraction and bainite fraction were calculated for each measurement area. In the calculation of the area ratio, the area of the test area excluding the area of the non-metallic structure such as MnS is used as the evaluation area, and the area ratio of the ferrite structure and the bainite structure to the evaluation area, respectively, is the area ratio and bay of the ferrite structure. It was set as the area ratio of the night structure. And the average value of the ferrite fraction in 24 measurement areas was made into the ferrite fraction, and the average value of the bainite fraction in 24 measurement areas was made into the bainite fraction. The area ratio of the structure other than ferrite and bainite was calculated as 100-(ferrite fraction + bainite fraction). In addition, the standard deviation of the ferrite fraction at 24 measurement points was taken as the standard deviation of the ferrite fraction in the range of 0.7R≦r≦0.9R.

다음에, 주조 시의 단면적과 주조 속도 및 주입으로부터 교정점까지의 냉각 속도 및 압연 후의 냉각 속도에 대해 설명한다.Next, the cross-sectional area at the time of casting, the casting speed, the cooling rate from injection to the calibration point, and the cooling rate after rolling will be described.

발명자들이 기어의 톱니부의 열처리 변형을 개선하기 위해서는, 상술한 바와 같이 강재의 Si, Cr, Mn, Mo의 성분 범위를 엄격하게 정한 후에, 주조 방법과 압연 시의 냉각 방법의 제어를 행할 필요가 있다. 주조 방법에 관한 것으로, 주조시에 있어서의 기어의 톱니에 대응하는 영역의 온도 변화의 제어가 긴요하다. 주조 사이즈가 변화되면, 동일한 주조 속도, 동일한 냉각 속도에서도, 이 영역의 온도, 냉각 속도가 변화된다. 따라서 주조 사이즈와 주편 내부의 온도 변화에 대해 검토를 행한 결과, V×A0.5/C의 제어에 의해, 기어의 톱니에 대응하는 영역의 편석 정도를 제어할 수 있음을 밝혔다. 단, 여기서 V는 주조 속도이며, 단위는 m/분이다. 또한 A는 주조 사이즈(주편의 단면적)이며, 단위는 ㎟이다. C는 주입 직후부터 굽힘 교정점까지의 사이에서의 주편의 평균 냉각 속도이다. 주편의 평균 냉각 속도는, 용강의 주입 온도와 굽힘 교정점에 있어서의 주편 표면 온도와의 온도차를, 주형 바로 밑으로부터 교정점에 도달할 때까지의 소요 시간으로 나눈 값으로 한다. 단위는 ℃/분이다. 또한, 굽힘 교정점이란, 만곡형 연속 주조에 있어서, 주편의 형상이 만곡상으로부터 곧은 형상으로 교정되는 위치이다.In order for the inventors to improve the heat treatment deformation of the toothed portion of the gear, it is necessary to control the casting method and the cooling method during rolling after strictly determining the component ranges of Si, Cr, Mn, and Mo of the steel material as described above. . Regarding the casting method, it is essential to control the temperature change in the region corresponding to the teeth of the gear during casting. When the casting size is changed, even at the same casting rate and the same cooling rate, the temperature and cooling rate in this region are changed. Accordingly, as a result of examining the casting size and the temperature change inside the cast steel, it was found that the degree of segregation in the region corresponding to the teeth of the gear can be controlled by controlling V × A 0.5 /C. However, V is the casting speed here, and the unit is m/min. In addition, A is the casting size (cross-sectional area of a cast steel), and the unit is mm 2. C is the average cooling rate of the cast steel from immediately after injection to the bending correction point. The average cooling rate of the cast steel is a value obtained by dividing the temperature difference between the injection temperature of the molten steel and the surface temperature of the cast steel at the bending correction point by the time required from immediately below the mold until reaching the correction point. The unit is °C/min. In addition, the bending correction point is a position where the shape of a cast piece is corrected from a curved shape to a straight shape in a curved continuous casting.

기어의 톱니에 대응하는 영역의 편석 정도를 적절하게 제어하기 위해서는, V×A0.5/C의 범위를 6.0 내지 20.0으로 제어할 필요가 있다. 바람직한 하한은 6.2 이상이고, 더욱 바람직하게는 6.5 이상이다. 바람직한 상한은 19.0 이하이고, 더욱 바람직하게는 18.0 이하이다. 주조 중의 내부의 온도를 실측하는 것은 불가능하지만, 이 식을 사용함으로써 실측 가능한 항목과 주조 사이즈를 고려함으로써 추정하는 것이 가능하고, 이에 의해 주조시에 있어서의 기어의 톱니에 대응하는 영역의 주조 제어가 가능하다.In order to appropriately control the degree of segregation in the region corresponding to the teeth of the gear, it is necessary to control the range of V×A 0.5 /C to 6.0 to 20.0. The preferred lower limit is 6.2 or more, and more preferably 6.5 or more. A preferable upper limit is 19.0 or less, and more preferably 18.0 or less. It is impossible to measure the internal temperature during casting, but by using this equation, it is possible to estimate by considering the items that can be measured and the casting size, thereby controlling the casting of the region corresponding to the teeth of the gear during casting. It is possible.

또한, 압연 후의 냉각에 관한 것으로, 냉각 시의 강재의 표면 온도가 800℃에서 300℃의 사이에 있어서의 평균 냉각 속도를 제어하는 것이 중요하다. 강재의 표면 온도가 800℃에서 300℃의 사이에 있어서의 평균 냉각 속도를 0.1 내지 1.0℃/초로 제어함으로써 균일한 조직이 얻어지고, 또한 페라이트 분율을 소정 범위 내로 할 수 있다. 이 범위를 초과하면 균일한 조직이 얻어지지 않고, 열처리 변형이 커진다. 압연 후의 냉각 속도의 바람직한 하한은 0.15℃/초 이상이고, 더욱 바람직하게는 0.2℃/초 이상이다. 압연 후의 냉각 속도의 바람직한 상한은 0.9℃/초 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.8℃/초 이하이다.In addition, as for cooling after rolling, it is important to control the average cooling rate between 800°C and 300°C when the surface temperature of the steel material during cooling is performed. By controlling the average cooling rate between 800°C and 300°C of the steel material at 0.1 to 1.0°C/sec, a uniform structure can be obtained, and the ferrite fraction can be within a predetermined range. If it exceeds this range, a uniform structure cannot be obtained, and heat treatment strain increases. The preferable lower limit of the cooling rate after rolling is 0.15°C/sec or more, and more preferably 0.2°C/sec or more. A preferable upper limit of the cooling rate after rolling is 0.9°C/sec or less, and more preferably 0.8°C/sec or less.

본 실시 형태에 관한 강재의 바람직한 제조 조건에 대해 설명한다.Preferred manufacturing conditions of the steel material according to the present embodiment will be described.

정련 공정에 있어서 화학 성분을 조정한 용강을 만곡형 연속 주조기를 사용하여 주조한다(주조 공정). 주조시는 주형 사이즈, 주조 속도, 냉각 속도를 상술한 바와 같이 제어하지만, 생산성의 관점에서 이하의 범위인 것이 바람직하다. 주형 사이즈는 30000㎟ 이상 400000㎟ 이하, 주조 속도는, 0.2m/분 이상 3.0m/분 이하, 주입으로부터 교정점간의 냉각 속도는 4.0℃/분 이상 100℃/분 이하이다.In the refining process, the molten steel whose chemical composition has been adjusted is cast using a curved continuous casting machine (casting process). At the time of casting, the mold size, the casting rate, and the cooling rate are controlled as described above, but from the viewpoint of productivity, the following ranges are preferable. The mold size is 30000 mm 2 or more and 400000 mm 2 or less, the casting speed is 0.2 m/min or more and 3.0 m/min or less, and the cooling rate between injection and calibration points is 4.0° C./min or more and 100° C./min or less.

상기 주조 공정에 의해 얻어진 주편에 대해, 분괴 압연을 행하고, 강편을 얻는다(분괴 압연 공정). 분괴 압연 시의 가열 온도는, Nb 화합물을 확실하게 용체화시키기 위해, 1100℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직한 가열 온도는 1200℃ 이상이다. 한편, 가열 온도가 너무 높으면, 결정립이 조대화되므로, 가열 온도의 상한은, 1280℃가 바람직하다. 분괴 압연의 감면율은, 30％ 이상이 바람직하다. 더욱 바람직하게는 40％ 이상이다.The cast slab obtained by the above casting step is subjected to pulverization rolling to obtain a steel sheet (deposition rolling step). The heating temperature during pulverization rolling is preferably set to 1100°C or higher in order to reliably dissolve the Nb compound. A more preferable heating temperature is 1200°C or higher. On the other hand, if the heating temperature is too high, the crystal grains become coarse, so the upper limit of the heating temperature is preferably 1280°C. The reduction ratio of crush rolling is preferably 30% or more. More preferably, it is 40% or more.

상기 강편을 침탄 기어용의 강재(환단면을 갖는 봉강 또는 선재)로 하기 위해, 봉선(직선) 압연 또는 선재 압연을 행한다. 봉선(직선) 압연 또는 선재 압연의 가열 온도는, Nb 화합물을 확실하게 용체화하기 위해, 1100℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직한 가열 온도는 1150℃ 이상이다. 한편, 가열 온도가 너무 높으면, 결정립이 조대화되므로, 가열 온도의 상한은, 1250℃가 바람직하다. 압연 후의 냉각 속도는, 상술한 바와 같이, 강재의 표면 온도가 800℃에서 300℃의 사이에 있어서의 평균 냉각 속도를 0.1 내지 1.0℃/초로 제어한다.In order to make the said steel piece into a steel material for carburizing gear (a bar or wire having a circular cross section), bar wire (straight line) rolling or wire rod rolling is performed. It is preferable that the heating temperature of bar wire (straight line) rolling or wire rod rolling is 1100°C or higher in order to reliably dissolve the Nb compound. A more preferable heating temperature is 1150°C or higher. On the other hand, when the heating temperature is too high, the crystal grains become coarse, so the upper limit of the heating temperature is preferably 1250°C. As described above, the cooling rate after rolling controls the average cooling rate in the range of 800°C to 300°C in the range of 0.1 to 1.0°C/sec.

상기 강재에 대해, 기계 가공을 행하여 기어 형상을 만든 뒤에 침탄 ??칭 템퍼링을 행함으로써 침탄 기어가 얻어진다. 여기서, 기어 형상을 만드는 방법으로서, 열간 단조나 냉간 단조, 절삭 가공, 지석에 의한 가공을 행해도 된다. 또한, 가공성을 향상시키기 위해, 소준이나 어닐링을 행해도 된다. 또한, 이들을 조합해도 된다. 침탄 ??칭은, 가스 침탄, 진공 침탄 등, 침탄 방법을 따지지 않는다. 또한, 침탄질화를 행해도 된다. 제작하는 기어는, 평 기어, 헬리컬 기어, 베벨 기어, 외치, 내치 등, 기어의 종류를 불문한다.The steel material is machined to form a gear shape, and then carburized and tempered to obtain a carburized gear. Here, as a method of forming the gear shape, hot forging, cold forging, cutting, or grinding may be performed. Moreover, in order to improve workability, you may perform sintering or annealing. Moreover, you may combine these. Carburizing and quenching does not depend on a carburizing method such as gas carburizing or vacuum carburizing. In addition, carburizing nitriding may be performed. The gears to be produced are spur gears, helical gears, bevel gears, external teeth, internal teeth, etc., regardless of the type of gear.

실시예Example

이하에, 실시예에 의해 본 발명을 더 설명한다.Hereinafter, the present invention will be further described by way of examples.

표 1에 나타내는 강번 1 내지 23, 25 및 26의 화학 성분을 갖는 용강에 대해, 표 2의 No.1에 나타내는 조건으로 주조를 행하여 주편을 얻었다. 표 1에 개시된 화학 성분의 잔부는 철 및 불순물이며, 공란은, 의도적으로 함유시키지 않은 것을 나타낸다. 그 후, 주편을 1250℃로 가열하여 분괴 압연을 행하고, 한변이 162㎜인 정사각형의 강편을 얻었다. 이들 강편을 1200℃로 가열하여 봉강 압연을 행하고, 그 직경을 40㎜로 한 후에, 표 2의 No.1에 나타내는 조건으로 냉각을 행하고, 강재 1 내지 23, 33 및 34를 얻었다. 이들 강재에 대해, 상술한 방법으로 페라이트 분율 등의 조직 분율, 페라이트 분율의 표준 편차(페라이트 분율의 변동(％))를 산출하였다. 그 결과를 표 3에 나타낸다.For molten steel having the chemical components of steel numbers 1 to 23, 25, and 26 shown in Table 1, casting was performed under the conditions shown in No. 1 of Table 2 to obtain a cast steel. The balance of the chemical components disclosed in Table 1 is iron and impurities, and blanks indicate that they are not intentionally contained. Then, the cast steel was heated at 1250°C to perform pulverization rolling to obtain a square steel piece having one side of 162 mm. These steel pieces were heated at 1200°C to perform bar steel rolling, and the diameter was set to 40 mm, and then cooled under the conditions shown in No. 1 in Table 2 to obtain steel materials 1 to 23, 33 and 34. For these steel materials, the structure fraction such as the ferrite fraction and the standard deviation of the ferrite fraction (variation (%) of the ferrite fraction) were calculated by the method described above. The results are shown in Table 3.

그리고 기어의 열처리 변형을 평가하기 위해 모듈 2, 기어수 16, φ 18㎜의 내경을 갖는, 폭 30㎜의 평 기어를 절삭 가공에 의해 제작하였다. 가스 침탄을 925℃에서 카본ㆍ포텐셜 CP가 0.8이 되는 분위기 하에서 2시간 유지한 후에 130℃에서 오일 ??칭을 행하였다. 그 후, 150℃에서 템퍼링을 실시하였다. 그 후, 기어 형상 측정기에서 기어 1개에 대해 4톱니를 90도 피치로 치근 방향의 형상 측정을 행하는 것을, 기어 5개에 대해 행하고, 이에 의해 얻어진 치근 오차의 최댓값과 최솟값의 차를 치근 오차의 변동으로 하였다. 치근 오차의 변동은 15㎛ 이하인 경우에 열처리 변형이 양호로 판단하였다. 그 결과를 표 3의 시험 No.1 내지 23, 33 및 34에 나타낸다.Then, in order to evaluate the heat treatment deformation of the gear, a spur gear having a width of 30 mm having an inner diameter of module 2, number of gears of 16 and φ 18 mm was produced by cutting. Gas carburization was maintained at 925°C for 2 hours in an atmosphere in which the carbon potential CP became 0.8, followed by oil quenching at 130°C. Then, tempering was performed at 150 degreeC. Thereafter, the shape measurement in the root direction for one gear with a pitch of 4 teeth at 90 degrees with a gear shape measuring machine is performed for 5 gears, and the difference between the maximum value and the minimum value of the root error obtained thereby is determined between the root error. It was made into variation. When the variation of the root error was 15 μm or less, the heat treatment deformation was judged to be good. The results are shown in Test Nos. 1 to 23, 33 and 34 in Table 3.

발명예의 시험 No.1 내지 19는, 열처리 변형이 양호하였다. 비교예의 시험 No.20 내지 23, 33 및 34는, 화학 성분의 범위가 본 발명의 범위를 벗어나 있기 때문에, 양호한 열처리 변형이 얻어지지 않았다.In Test Nos. 1 to 19 of the invention examples, heat treatment deformation was good. In Test Nos. 20 to 23, 33, and 34 of the comparative example, since the range of the chemical component was outside the range of the present invention, good heat treatment deformation was not obtained.

구체적으로는, 시험 No.20에서는, 페라이트 분율이 부족하고, 페라이트 분율의 변동이 과잉이 되었다. 이것은, Si양이 너무 많았기 때문이라고 추정된다.Specifically, in Test No. 20, the ferrite fraction was insufficient, and the fluctuation of the ferrite fraction became excessive. It is estimated that this is because the amount of Si was too large.

시험 No.21에서는, 페라이트 분율이 부족하고, 페라이트 분율의 변동이 과잉이 되었다. 이것은, Mn양이 너무 많았기 때문이라고 추정된다.In Test No. 21, the ferrite fraction was insufficient, and the fluctuation of the ferrite fraction became excessive. It is estimated that this is because the amount of Mn was too large.

시험 No.22에서는, 페라이트 분율이 부족하고, 페라이트 분율의 변동이 과잉이 되었다. 이것은, Cr양이 너무 많았기 때문이라고 추정된다.In Test No. 22, the ferrite fraction was insufficient, and the fluctuation of the ferrite fraction became excessive. It is estimated that this is because the amount of Cr was too large.

시험 No.23에서는, 페라이트 분율이 부족하고, 페라이트 분율의 변동이 과잉이 되었다. 이것은, Mo양이 너무 많았기 때문이라고 추정된다.In Test No. 23, the ferrite fraction was insufficient, and the fluctuation of the ferrite fraction became excessive. It is estimated that this is because the amount of Mo was too large.

시험 No.33에서는, 페라이트 분율이 부족하고, 또한 페라이트 및 베이나이트 이외의 조직의 분율이 과잉이 되었다. 이것은, Nb 및 Mo 중 한쪽이 강재에 포함되지 않았으므로, Nb 및 Mo의 펄라이트 생성 억제 효과를 얻어지지 않았기 때문이라고 추정된다.In Test No. 33, the ferrite fraction was insufficient, and the fraction of structures other than ferrite and bainite became excessive. This is presumed to be because one of Nb and Mo was not contained in the steel material, and therefore the effect of suppressing pearlite formation of Nb and Mo was not obtained.

시험 No.34에서는, 페라이트 및 베이나이트 이외의 조직의 분율이 과잉이 되었다. 이것은, Nb 및 Mo 중 한쪽이 강재에 포함되지 않았으므로, Nb 및 Mo의 펄라이트 생성 억제 효과를 얻을 수 없기 때문이라고 추정된다.In Test No. 34, the fraction of the structure other than ferrite and bainite became excessive. This is presumed to be because one of Nb and Mo is not contained in the steel material, so that the effect of suppressing pearlite formation of Nb and Mo cannot be obtained.

이상 설명한 시험 No.20 내지 23, 33 및 34에서는, 페라이트 분율, 페라이트 및 베이나이트 이외의 조직의 분율 및 페라이트 분율의 변동 중 어느 하나 이상이 발명 범위 외였으므로, 치근 오차의 변동을 억제할 수 없었다.In Test Nos. 20 to 23, 33 and 34 described above, since any one or more of the fluctuations in the ferrite fraction, the structure fraction other than ferrite and bainite, and the ferrite fraction were outside the scope of the invention, the fluctuation of the root error could not be suppressed. .

다음에, 표 1의 강번 1, 3 및 24에 나타내는 화학 성분을 갖는 용강에 대해, 표 2의 제조 조건 1 내지 12에 나타내는 조건에서 주조를 행하여 주편을 얻었다. 그 후, 주편을 1250℃로 가열하여 분괴 압연을 행하고, 한변이 162㎜인 정사각형의 강편을 얻었다. 이들 강편을 1200℃로 가열하여, 표 2의 제조 조건 1 내지 12에 나타내는 형상(압연 후의 직경)으로의 봉강 압연 및 동 표에 나타내는 냉각 조건에서의 냉각을 행하고, 강재 1, 24 내지 32, 35 및 36을 얻었다. 이들 강재에 대해, 상술한 방법으로 페라이트 분율 등의 조직 분율, 페라이트 분율의 표준 편차(페라이트 분율의 변동(％)), 치근 오차의 변동을 평가하였다. 그 결과를 표 3의 시험 No.1, 24 내지 32, 35 및 36에 나타내었다. 또한, 시험 No.32는, 국제 공개 제2014/171472호의 제조 No.1에 대응하는 시험예이다.Next, about the molten steel having the chemical components shown in the steel numbers 1, 3 and 24 in Table 1, casting was performed under the conditions shown in the production conditions 1 to 12 in Table 2 to obtain a cast steel. Then, the cast steel was heated at 1250°C to perform pulverization rolling to obtain a square steel piece having one side of 162 mm. These steel pieces were heated to 1200° C., rolled to the shape (diameter after rolling) shown in Table 2, and cooled in the cooling conditions shown in the table, and steel materials 1, 24 to 32, 35 And 36 was obtained. For these steel materials, the structure fractions such as ferrite fractions, standard deviations of ferrite fractions (variation (%) of ferrite fractions), and fluctuations in root errors were evaluated by the methods described above. The results are shown in Test No. 1, 24 to 32, 35 and 36 in Table 3. In addition, Test No. 32 is a test example corresponding to Production No. 1 of International Publication No. 2014/171472.

발명예의 시험 No.1, 24 내지 28은, 열처리 변형이 양호하였다. 한편, 비교예의 시험 No.29 내지 32, 35 및 36은 제조 조건이 바람직한 것이 아니었으므로, 양호한 열처리 변형을 얻을 수 없었다.In Test Nos. 1 and 24 to 28 of the invention example, heat treatment deformation was good. On the other hand, in Tests Nos. 29 to 32, 35 and 36 of the comparative example, the production conditions were not preferable, and thus good heat treatment strain could not be obtained.

구체적으로는, 시험 No.29는, 페라이트 분율의 변동이 과잉이 되었다. 이것은, V×A0.5/C가 너무 컸으므로, 편석을 해소할 수 없었기 때문이라고 추정된다. 이 때문에, 시험 No.29에서는, 치근 오차의 변동을 억제할 수 없었다.Specifically, in Test No. 29, the fluctuation of the ferrite fraction became excessive. This is presumed to be because the segregation could not be solved because the V×A 0.5 /C was too large. For this reason, in Test No. 29, the fluctuation of the root error could not be suppressed.

시험 No.30은, 페라이트 분율의 변동이 과잉이 되었다. 이것은, V×A0.5/C가 너무 작았으므로, 편석을 해소할 수 없었기 때문이라고 추정된다. 이 때문에, 시험 No.30에서는, 치근 오차의 변동을 억제할 수 없었다.In Test No. 30, the fluctuation of the ferrite fraction became excessive. This is presumed to be because the segregation could not be resolved because V×A 0.5 /C was too small. For this reason, in Test No. 30, the fluctuation of the root error could not be suppressed.

시험 No.31은, 페라이트 분율이 부족하였다. 이것은, 압연 후의 냉각 속도가 너무 컸으므로, 그 조직의 거의 베이나이트가 되었기 때문이라고 추정된다. 이 때문에, 시험 No.31에서는, 치근 오차의 변동을 억제할 수 없었다.In Test No. 31, the ferrite fraction was insufficient. It is estimated that this is because the cooling rate after rolling was too large, and the structure became almost bainite. For this reason, in Test No. 31, the fluctuation of the root error could not be suppressed.

시험 No.32는, 페라이트 분율의 변동이 과잉이 되었다. 이것은, V×A0.5/C가 너무 컸으므로, 편석을 해소할 수 없었기 때문이라고 추정된다. 이 때문에, 시험 No.32에서는, 치근 오차의 변동을 억제할 수 없었다.In Test No. 32, the fluctuation of the ferrite fraction became excessive. This is presumed to be because the segregation could not be solved because the V×A 0.5 /C was too large. For this reason, in Test No. 32, the fluctuation of the root error could not be suppressed.

시험 No.35는, 페라이트 분율의 변동이 과잉이 되었다. 이것은, 압연 후의 냉각 속도가 너무 컸으므로, 조직의 균일화를 달성할 수 없었기 때문이라고 추정된다. 이 때문에, 시험 No.35에서는, 치근 오차의 변동을 억제할 수 없었다.In test No. 35, the fluctuation of the ferrite fraction became excessive. This is presumed to be because the cooling rate after rolling was too large, and thus uniformity of the structure could not be achieved. For this reason, in Test No. 35, the fluctuation of the root error could not be suppressed.

시험 No.36은, 페라이트 및 베이나이트 이외의 조직의 분율이 과잉이 되었다. 또한, 페라이트 및 베이나이트 이외의 조직은 펄라이트였다. 이것은, V×A0.5/C가 너무 작았으므로, 편석을 해소할 수 없고, 또한 압연 후의 냉각 속도가 너무 작았기 때문이라고 추정된다. 이 때문에, 시험 No.36에서는, 치근 오차의 변동을 억제할 수 없었다. 또한, 시험 No.36에서는 V×A0.5/C가 너무 작았음에도 불구하여 페라이트 분율의 변동은 억제되어 있다. 이것은, 조직이 펄라이트를 포함하고 있었기 때문이라고 생각된다. 그러나, 펄라이트도 치근 오차의 변동을 증대시키는 요인이 되므로, 시험 No.36의 강재는 열처리 변형을 안정화시키는 강재라고는 할 수 없었다.In Test No. 36, the fraction of structures other than ferrite and bainite became excessive. In addition, structures other than ferrite and bainite were pearlite. This is estimated to be because the V×A 0.5 /C was too small, so segregation could not be eliminated, and the cooling rate after rolling was too small. For this reason, in Test No. 36, the fluctuation of the root error could not be suppressed. In addition, in Test No. 36, the fluctuation of the ferrite fraction was suppressed even though the V×A 0.5 /C was too small. This is considered to be because the structure contained pearlite. However, since pearlite also increases the fluctuation of the root error, the steel material of Test No. 36 could not be said to be a steel material that stabilizes heat treatment deformation.

Figure pct00001
Figure pct00001

Figure pct00002
Figure pct00002

Figure pct00003
Figure pct00003

Claims (3)

질량％로,
C: 0.17 내지 0.21％,
Si: 0.40 내지 0.60％,
Mn: 0.25 내지 0.50％,
Cr: 1.35 내지 1.55％,
Mo: 0.20 내지 0.40％,
S: 0.010 내지 0.05％,
N: 0.005 내지 0.020％,
Al: 0.001％ 내지 0.100％,
Nb: 0.001 내지 0.030％
Ni: 0 내지 3.0％,
Cu: 0 내지 1.0％,
Co: 0 내지 3.0％,
W: 0 내지 1.0％,
V: 0 내지 0.3％,
Ti: 0 내지 0.3％,
B: 0 내지 0.005％
O: 0.005％ 이하,
P: 0.03％ 이하,
Pb: 0 내지 0.5％,
Bi: 0 내지 0.5％,
Ca: 0 내지 0.01％,
Mg: 0 내지 0.01％,
Zr: 0 내지 0.05％,
Te: 0 내지 0.1％,
희토류 원소: 0 내지 0.005％
잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지고,
길이 방향에 수직인 단면의 중심으로부터의 거리 r이 하기 식을 만족시키는 영역에 있어서, 조직이 페라이트와 베이나이트를 포함하고, 면적률로 상기 페라이트의 평균 분율이 40 내지 70％의 범위이며, 상기 페라이트와 상기 베이나이트 이외의 조직의 평균 분율의 합계가, 평균값에서 0％ 이상 3％ 이하이고, 잔부가 베이나이트를 포함하는 조직이며,
상기 영역 중의 상기 페라이트의 분율의 표준 편차가 4％ 이하인 것을 특징으로 하는 강재.
0.7R≤r≤0.9R
단, R은 강재의 원 상당 반경을 나타낸다.In mass%,
C: 0.17 to 0.21%,
Si: 0.40 to 0.60%,
Mn: 0.25 to 0.50%,
Cr: 1.35 to 1.55%,
Mo: 0.20 to 0.40%,
S: 0.010 to 0.05%,
N: 0.005 to 0.020%,
Al: 0.001% to 0.100%,
Nb: 0.001 to 0.030%
Ni: 0 to 3.0%,
Cu: 0 to 1.0%,
Co: 0 to 3.0%,
W: 0 to 1.0%,
V: 0 to 0.3%,
Ti: 0 to 0.3%,
B: 0 to 0.005%
O: 0.005% or less,
P: 0.03% or less,
Pb: 0 to 0.5%,
Bi: 0 to 0.5%,
Ca: 0 to 0.01%,
Mg: 0 to 0.01%,
Zr: 0 to 0.05%,
Te: 0 to 0.1%,
Rare earth elements: 0 to 0.005%
The balance consists of Fe and impurities,
In a region in which the distance r from the center of the cross section perpendicular to the longitudinal direction satisfies the following equation, the structure contains ferrite and bainite, and the average fraction of ferrite in area ratio is in the range of 40 to 70%, wherein The sum of the average fraction of ferrite and the structure other than bainite is 0% or more and 3% or less from the average value, and the remainder is a structure containing bainite,
A steel material, wherein the standard deviation of the fraction of ferrite in the region is 4% or less.
0.7R≤r≤0.9R
However, R represents the equivalent circle radius of the steel material. 제1항에 있어서, 질량％로,
Ni: 0.01 내지 3.0％,
Cu: 0.01 내지 1.0％,
Co: 0.01 내지 3.0％,
W: 0.01 내지 1.0％,
V: 0.01 내지 0.3％,
Ti: 0.001 내지 0.3％,
B: 0.0001 내지 0.005％
의 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 강재.The method according to claim 1, by mass%,
Ni: 0.01 to 3.0%,
Cu: 0.01 to 1.0%,
Co: 0.01 to 3.0%,
W: 0.01 to 1.0%,
V: 0.01 to 0.3%,
Ti: 0.001 to 0.3%,
B: 0.0001 to 0.005%
A steel material comprising one or two or more of. 제1항 또는 제2항에 있어서, 질량％로,
Pb: 0.01 내지 0.5％,
Bi: 0.0001 내지 0.5％,
Ca: 0.0001 내지 0.01％,
Mg: 0.0001 내지 0.01％,
Zr: 0.0001 내지 0.05％,
Te: 0.0001 내지 0.1％,
희토류 원소: 0.0001 내지 0.005％
의 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 강재.The method according to claim 1 or 2, by mass%,
Pb: 0.01 to 0.5%,
Bi: 0.0001 to 0.5%,
Ca: 0.0001 to 0.01%,
Mg: 0.0001 to 0.01%,
Zr: 0.0001 to 0.05%,
Te: 0.0001 to 0.1%,
Rare earth elements: 0.0001 to 0.005%
A steel material comprising one or two or more of.
KR1020207026131A 2018-03-23 2019-03-20 steel KR102463278B1 (en)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JPJP-P-2018-056867 2018-03-23
JP2018056867 2018-03-23
PCT/JP2019/011847 WO2019182054A1 (en) 2018-03-23 2019-03-20 Steel material

Publications (2)

Publication Number Publication Date
KR20200118854A true KR20200118854A (en) 2020-10-16
KR102463278B1 KR102463278B1 (en) 2022-11-07

Family

ID=67986215

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020207026131A KR102463278B1 (en) 2018-03-23 2019-03-20 steel

Country Status (6)

Country Link
US (1) US20200407815A1 (en)
EP (1) EP3770291B1 (en)
JP (1) JP6919762B2 (en)
KR (1) KR102463278B1 (en)
CN (1) CN111868281B (en)
WO (1) WO2019182054A1 (en)

Families Citing this family (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN116209782A (en) * 2020-09-30 2023-06-02 日本制铁株式会社 Steel material
CN116234938A (en) * 2020-09-30 2023-06-06 日本制铁株式会社 Steel material

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2011055651A1 (en) 2009-11-05 2011-05-12 住友金属工業株式会社 Hot-rolled steel bar or wire rod
JP2011157597A (en) * 2010-02-02 2011-08-18 Sumitomo Metal Ind Ltd Hot-rolled steel bar or wire rod
WO2014171472A1 (en) 2013-04-18 2014-10-23 新日鐵住金株式会社 Case-hardening steel material and case-hardening steel member
KR20170118843A (en) * 2015-03-31 2017-10-25 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 Progressive steel parts

Family Cites Families (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO1998023784A1 (en) * 1996-11-25 1998-06-04 Sumitomo Metal Industries, Ltd. Steel having excellent machinability and machined component
JP4050829B2 (en) * 1998-07-30 2008-02-20 新日本製鐵株式会社 Carburized material with excellent rolling fatigue characteristics
JP2006097066A (en) * 2004-09-29 2006-04-13 Jfe Bars & Shapes Corp Case hardening steel
JP4528363B1 (en) * 2009-04-06 2010-08-18 新日本製鐵株式会社 Case-hardened steel with excellent cold workability, machinability, and fatigue characteristics after carburizing and quenching, and method for producing the same
EP2662462A1 (en) * 2012-05-07 2013-11-13 Valls Besitz GmbH Low temperature hardenable steels with excellent machinability
JP6073167B2 (en) * 2013-03-25 2017-02-01 株式会社神戸製鋼所 Case-hardening steel with excellent surface fatigue strength and cold forgeability
JP6713394B2 (en) 2016-09-30 2020-06-24 株式会社Ｎｔｔドコモ Control device, base station device, communication system, and communication method

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2011055651A1 (en) 2009-11-05 2011-05-12 住友金属工業株式会社 Hot-rolled steel bar or wire rod
JP2011157597A (en) * 2010-02-02 2011-08-18 Sumitomo Metal Ind Ltd Hot-rolled steel bar or wire rod
WO2014171472A1 (en) 2013-04-18 2014-10-23 新日鐵住金株式会社 Case-hardening steel material and case-hardening steel member
KR20150126699A (en) * 2013-04-18 2015-11-12 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 Case-hardening steel material and case-hardening steel member
KR20170118843A (en) * 2015-03-31 2017-10-25 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 Progressive steel parts

Also Published As

Publication number Publication date
KR102463278B1 (en) 2022-11-07
JPWO2019182054A1 (en) 2020-12-17
EP3770291A4 (en) 2021-12-22
WO2019182054A1 (en) 2019-09-26
US20200407815A1 (en) 2020-12-31
EP3770291A1 (en) 2021-01-27
CN111868281A (en) 2020-10-30
JP6919762B2 (en) 2021-08-18
CN111868281B (en) 2022-05-10
EP3770291B1 (en) 2024-01-17

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR101824352B1 (en) Steel material for induction hardening
JP5862802B2 (en) Carburizing steel
JP4688727B2 (en) Carburized parts and manufacturing method thereof
JP5182067B2 (en) Steel for vacuum carburizing or carbonitriding
KR102099768B1 (en) Steel, carburized steel parts and manufacturing method of carburized steel parts
JP4464862B2 (en) Case-hardening steel with excellent grain coarsening resistance and cold workability that can be omitted for soft annealing.
KR102099767B1 (en) Steel, carburized steel parts and manufacturing method of carburized steel parts
JP2016169433A (en) Steel sheet for carburization excellent in cold workability and toughness after carburization heat treatment
KR102463278B1 (en) steel
JP4448047B2 (en) A steel for skin hardening that has excellent grain coarsening resistance and cold workability, and can omit softening annealing.
JP2016204752A (en) Case-hardened steel and production method thereof
JP4464861B2 (en) Case hardening steel with excellent grain coarsening resistance and cold workability
JP5489497B2 (en) Method for producing boron steel sheet with excellent hardenability
JP2019011510A (en) Steel sheet for carburization excellent in cold workability and toughness after carburization heat treatment
JP2006265703A (en) Steel for case hardening having excellent crystal grain coarsening resistance and cold workability and method for producing the same
JP7417093B2 (en) steel material
JP4192885B2 (en) Steel and machine structural parts for cold forging

Legal Events

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