JP7125923B2 - High-carbon hot-rolled steel sheet for vacuum carburizing, its manufacturing method, and carburized steel parts - Google Patents
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Description
本発明は、真空浸炭に供する真空浸炭用高炭素熱延鋼板、特に真空浸炭時の過剰浸炭がない耐過剰浸炭性に優れ、かつ冷間加工性にも優れる真空浸炭用高炭素熱延鋼板およびその製造方法並びに、当該熱延鋼板を用いてなる浸炭鋼部品に関する。 The present invention relates to a vacuum carburizing high-carbon hot-rolled steel sheet to be subjected to vacuum carburizing, in particular, a high-carbon hot-rolled steel sheet for vacuum carburizing that is excellent in resistance to excessive carburization without excessive carburization during vacuum carburizing and is also excellent in cold workability, and The present invention relates to a manufacturing method thereof and a carburized steel part using the hot-rolled steel sheet.
現在、自動車のギヤー、ダンパーなどの自動車の駆動系部品は、高負荷条件下で使用されるため、高耐摩耗性や高疲労強度が求められることに加えて、安価に製造することが要求されている。一般に、これらの部品の製造方法として、熱間鍛造材を用いた切削、接合および浸炭処理が行われてきた。しかしながら、安価に製造することのニーズも高いことから、JIS G4051に規定された機械構造用炭素鋼鋼材および機械構造用合金鋼鋼材である熱延鋼板(高炭素熱延鋼板)を、冷間加工によって所望の形状に加工した後、所望の硬度を確保するために浸炭油焼入れおよび高周波焼入れ等の焼入れ処理を行う技術の開発が進められてきた。また、JIS規格における、SPH270およびSAPH440のような軟質な鋼板を、冷間加工によって所望の形状に加工した後に、浸炭窒化およびさらにショットピーニングを施して製造される技術も開発されている。このため、素材となる熱延鋼板には優れた冷間加工性や焼入れ性が要求され、これまでに種々の鋼板が提案されている。 At present, automotive drive system parts such as gears and dampers are used under high load conditions, so in addition to being required to have high wear resistance and high fatigue strength, they are also required to be manufactured at low cost. ing. In general, cutting, joining, and carburizing using hot forged materials have been performed as methods of manufacturing these parts. However, since there is a high need for low-cost production, hot-rolled steel sheets (high-carbon hot-rolled steel sheets), which are carbon steel materials for machine structures and alloy steel materials for machine structures specified in JIS G4051, are cold-worked. In order to secure the desired hardness, technology has been developed to perform hardening treatments such as carburizing oil hardening and induction hardening after processing into a desired shape. A technique has also been developed in which a soft steel sheet such as SPH270 and SAPH440 according to JIS is cold worked into a desired shape and then carbonitrided and shot peened. Therefore, the hot-rolled steel sheet used as the raw material is required to have excellent cold workability and hardenability, and various steel sheets have been proposed so far.
例えば、特許文献1には、重量%で、C:0.15~0.9%、Si:0.4%以下、Mn:0.3~1.0%、さらにCr:1.2%以下、あるいはTi:0.01~0.05%、B:0.0005~0.005%を含有することを特徴とし、球状化率80%以上、平均粒径0.4~1.0μmの炭化物がフェライト中に分散した組織をもち、切欠き引張伸びが20%以上である、精密打抜き用高炭素鋼板が記載されている。 For example, in Patent Document 1, in terms of weight %, C: 0.15 to 0.9%, Si: 0.4% or less, Mn: 0.3 to 1.0%, and Cr: 1.2% or less , or Ti: 0.01 to 0.05%, B: 0.0005 to 0.005%, carbide having a spheroidization rate of 80% or more and an average particle size of 0.4 to 1.0 μm describes a high-carbon steel sheet for precision punching, which has a structure in which is dispersed in ferrite and has a notch tensile elongation of 20% or more.
特許文献2には、質量%でC:0.2%以上、Ti:0.01~0.05%、B:0.0003~0.005%を含有することを特徴とし、炭化物の平均粒径が1.0μm以下、かつ0.3μm以下の炭化物の比率を20%以下とすることで、加工性を改善した高炭素鋼板が記載されている。 In Patent Document 2, it is characterized by containing C: 0.2% or more, Ti: 0.01 to 0.05%, and B: 0.0003 to 0.005% in mass%, and the average grain size of carbide A high-carbon steel sheet with improved workability is described by setting the ratio of carbides having a diameter of 1.0 μm or less and 0.3 μm or less to 20% or less.
特許文献3には、質量%で、C:0.10~1.2%、Si:0.01~2.5%、Mn:0.1~1.5%、S:0.0005~0.05%、さらにTe:0.0005~0.05%、さらにSe:0.0005~0.05%、Sb:0.001~0.05%、さらにCr:0.2~2.0%、B:0.005%を含有し、フェライトとパーライトを主体とする組織からなり、フェライト結晶粒度が11番以上であることを特徴とする、冷間加工性と脱炭性を改善した機械構造用鋼が記載されている。 In Patent Document 3, in mass%, C: 0.10 to 1.2%, Si: 0.01 to 2.5%, Mn: 0.1 to 1.5%, S: 0.0005 to 0 0.05%, further Te: 0.0005 to 0.05%, further Se: 0.0005 to 0.05%, Sb: 0.001 to 0.05%, further Cr: 0.2 to 2.0% , B: 0.005%, consists of a structure mainly composed of ferrite and pearlite, and has a ferrite grain size of No. 11 or more, and has improved cold workability and decarburization. steel is described.
特許文献4には、質量%で、C:0.20~0.40%、Si:0.10%以下、Mn:0.50%以下、B:0.0005~0.0050%を含有し、さらにSb、Sn、Bi、Ge、Te、Seのうち1種以上を合計で0.002~0.03%含有し、フェライトとセメンタイトからなり、前記フェライト粒内のセメンタイト密度が0.10個/μm2以下であるミクロ組織を有し、硬さがHRBで75以下、全伸びが38%以上であることを特徴とする、焼入れ性および加工性に優れる高炭素熱延鋼板が記載されている。 Patent Document 4 contains C: 0.20 to 0.40%, Si: 0.10% or less, Mn: 0.50% or less, and B: 0.0005 to 0.0050% by mass%. , and further contains 0.002 to 0.03% in total of one or more of Sb, Sn, Bi, Ge, Te, and Se, is composed of ferrite and cementite, and the cementite density in the ferrite grains is 0.10. /μm 2 or less, a hardness of 75 or less in HRB, and a total elongation of 38% or more, and are characterized by excellent hardenability and workability. there is
特許文献5には、質量%で、C:0.20~0.48%、Si:0.10%以下、Mn:0.50%以下、B:0.0005~0.0050%を含有し、さらにSb、Sn、Bi、Ge、Te、Seのうち1種以上を合計で0.002~0.03%含有し、フェライトとセメンタイトからなり、前記フェライト粒内のセメンタイト密度が0.10個/μm2以下であるミクロ組織を有し、硬さがHRBで65以下、全伸びが40%以上であることを特徴とする、焼入れ性および加工性に優れる高炭素熱延鋼板が記載されている。 Patent Document 5 contains C: 0.20 to 0.48%, Si: 0.10% or less, Mn: 0.50% or less, and B: 0.0005 to 0.0050% by mass%. , and further contains 0.002 to 0.03% in total of one or more of Sb, Sn, Bi, Ge, Te, and Se, is composed of ferrite and cementite, and the cementite density in the ferrite grains is 0.10 /μm 2 or less, a hardness of 65 or less in HRB, and a total elongation of 40% or more. there is
特許文献6には、質量%で、C:0.20~0.40%、Si:0.10%以下、Mn:0.50%以下、B:0.0005~0.0050%を含有し、さらにSb、Sn、Bi、Ge、Te、Seのうち1種以上を合計で0.002~0.03%含有し、B含有量に占める固溶B量の割合が70%以上であり、フェライトとセメンタイトからなり、前記フェライト粒内のセメンタイト密度が0.08個/μm2以下であるミクロ組織を有し、硬さがHRBで73以下、全伸びが39%以上であることを特徴とする、高炭素熱延鋼板が記載されている。 Patent Document 6 contains C: 0.20 to 0.40%, Si: 0.10% or less, Mn: 0.50% or less, and B: 0.0005 to 0.0050% by mass%. , and further contains 0.002 to 0.03% in total of one or more of Sb, Sn, Bi, Ge, Te, and Se, and the proportion of solid solution B in the B content is 70% or more, It consists of ferrite and cementite, has a microstructure in which the cementite density in the ferrite grains is 0.08 pieces/μm 2 or less, has a hardness of 73 or less in HRB, and has a total elongation of 39% or more. A high carbon hot rolled steel sheet is described.
特許文献7には、質量%で、C:0.15~0.37%、Si:1%以下、Mn:2.5%以下、B:0.0010~0.0050%、およびSb、Snのうち少なくとも1種:合計で0.003~0.10%を含有し、かつ0.50≦(14[B])/(10.8[N])の関係を満足し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、フェライト相とセメンタイトからなり、フェライト相の平均粒径が10μm以下、セメンタイトの球状化率が90%以上であるミクロ組織を有し、全伸びが37%以上あることを特徴とする、高炭素熱延鋼板が記載されている。 In Patent Document 7, in mass%, C: 0.15 to 0.37%, Si: 1% or less, Mn: 2.5% or less, B: 0.0010 to 0.0050%, and Sb, Sn at least one of: 0.003 to 0.10% in total and satisfying the relationship of 0.50 ≤ (14 [B]) / (10.8 [N]), the balance being Fe and It has a composition consisting of inevitable impurities, consists of a ferrite phase and cementite, has a microstructure in which the average grain size of the ferrite phase is 10 μm or less, the cementite spheroidization rate is 90% or more, and the total elongation is 37% or more. A high carbon hot-rolled steel sheet is described which is characterized by:
特許文献8には、質量%で、C:0.02~0.30%未満、Si:0.005以上0.5%未満、Mn:0.01以上3.0%未満、Cr:0.005以上3.0%以下、さらにTi:0.010以上0.150%以下、B:0.0005以上0.01%以下を含有し、残部がFe及び不純物からなり、フェライト結晶粒の{100}<011>~{223}<110>方位群のX線ランダム強度比の平均値が、7.0以下であり、炭化物の平均円相当直径が5.0μm以下であり、アスペクト比が2.0以下である炭化物の個数割合が全炭化物に対して80%以上あり、フェライト結晶粒内に存在する炭化物の個数割合が、全炭化物に対して60%以上である、浸炭用鋼板が記載されている。 In Patent Document 8, in mass %, C: 0.02 to less than 0.30%, Si: 0.005 to less than 0.5%, Mn: 0.01 to less than 3.0%, Cr: 0.01% to less than 0.5%. 005 or more and 3.0% or less, Ti: 0.010 or more and 0.150% or less, B: 0.0005 or more and 0.01% or less, the balance being Fe and impurities, {100 } <011> to {223} <110> orientation groups with an average X-ray random intensity ratio of 7.0 or less, an average equivalent circle diameter of the carbide of 5.0 μm or less, and an aspect ratio of 2.0 μm or less. A carburizing steel sheet is described in which the number ratio of carbides of 0 or less is 80% or more with respect to all carbides, and the number ratio of carbides existing in ferrite grains is 60% or more with respect to all carbides. there is
特許文献9には、質量%で、C:0.02~0.30%未満、Si:0.005以上0.5%未満、Mn:0.01以上3.0%未満、Ti:0.010以上0.150%以下を含有し、さらにFeの一部に換えて、Cr:0.005以上3.0%以下を含有し、さらにB:0.0005以上0.01%以下を加えることもでき、残部がFe及び不純物からなり、1000μm2あたりの炭化物の個数が、100個以下であり、アスペクト比が2.0以下である炭化物の個数割合が、全炭化物に対して10%以上であり、炭化物の平均円相当直径が、5.0μm以下であり、フェライトの平均結晶粒径が10μm以下である、浸炭用鋼板が記載されている。 In Patent Document 9, in mass %, C: 0.02 to less than 0.30%, Si: 0.005 to less than 0.5%, Mn: 0.01 to less than 3.0%, Ti: 0.01% to less than 0.5%. 010 or more and 0.150% or less, Cr: 0.005 or more and 3.0% or less instead of part of Fe, and B: 0.0005 or more and 0.01% or less. The balance is composed of Fe and impurities, the number of carbides per 1000 μm 2 is 100 or less, and the number ratio of carbides having an aspect ratio of 2.0 or less is 10% or more of the total carbides. , a carburizing steel sheet in which the average equivalent circle diameter of carbide is 5.0 μm or less, and the average grain size of ferrite is 10 μm or less.
近年、例えばトランスミッションのダンパーの部品や歯車では、高負荷条件下での使用が求められることから、従来の浸炭焼入れでは耐摩耗性および疲労強度が不足することが課題となっていた。加えて、更なる生産性向上(生産時間の短縮化)も強く求められるようになっている。そこで、大気より酸素濃度が低い浸炭雰囲気中において、オーステナイト化温度以上に加熱して表層に浸炭層を形成する浸炭工程、すなわち真空浸炭と、水焼入れを適用して所望の硬さを得る工程とを組み合わせた製造方法も開発されている。この真空浸炭は、ガス浸炭に比べて粒界酸化が発生しないために、高い疲労強度をもつ浸炭処理品を得ることができると言われている。一方で、真空浸炭は、鋼板表面の炭素濃度が高くなりやすく、真空浸炭に必須な炭素の拡散期に、特に鋭角形状を有する部品では拡散場の重なりが発生するため、過剰浸炭が起こりやすくなる。例えば、歯車の歯端などのエッジ部では、先端の炭素濃度が平面部と比較して高くなりやすく、粒界に炭化物が生成した場合、高い表面硬度が得られても炭化物に囲まれた領域が巨大な欠陥として作用し、疲労強度が低下する懸念がある。さらに真空浸炭前にCr濃度が高い鋼板では、真空浸炭後表層炭素濃度が高くなりセメンタイトが析出しやすくなる。というのも、Crはセメンタイト中に濃化しやすいが、鋼中拡散速度が遅いことから一旦高いCr濃度域が存在すると、浸炭後、高Cr濃度域が残るため、浸炭後にセメンタイトが発生しやすくなる。そのため、熱処理前のセメンタイト中の最大Cr濃度を制御することは、過剰浸炭の抑制には重要な方法である。 In recent years, for example, transmission damper parts and gears have been required to be used under high load conditions, so the conventional carburizing and quenching has had the problem of insufficient wear resistance and fatigue strength. In addition, there is a strong demand for further productivity improvement (shortening of production time). Therefore, in a carburizing atmosphere with an oxygen concentration lower than that of the atmosphere, a carburizing step of heating to austenitizing temperature or higher to form a carburized layer on the surface, that is, a step of applying vacuum carburizing and water quenching to obtain a desired hardness. A manufacturing method that combines the Compared to gas carburizing, vacuum carburizing does not cause intergranular oxidation, so it is said that a carburized product with high fatigue strength can be obtained. On the other hand, vacuum carburizing tends to increase the carbon concentration on the surface of the steel sheet, and during the diffusion period of carbon, which is essential for vacuum carburizing, overlap of diffusion fields occurs, especially in parts with sharp angles, so excessive carburizing is likely to occur. . For example, in the edge part such as the tooth end of a gear, the carbon concentration at the tip tends to be higher than in the flat part. acts as a huge defect, and there is a concern that the fatigue strength will decrease. Furthermore, in a steel sheet having a high Cr concentration before vacuum carburizing, the carbon concentration in the surface layer becomes high after vacuum carburizing, and cementite is likely to precipitate. This is because Cr tends to concentrate in cementite, but since the diffusion rate in steel is slow, once a high Cr concentration region exists, the high Cr concentration region remains after carburization, so cementite is likely to occur after carburization. . Therefore, controlling the maximum Cr concentration in cementite before heat treatment is an important method for suppressing excessive carburization.
従って、所望の疲労強度を得るには、真空浸炭において粒界での炭化物生成を抑制することも重要である。上記の諸課題に対して、従来の特許文献記載の技術では、下記の理由から諸課題を解決することは難しい。 Therefore, in order to obtain the desired fatigue strength, it is also important to suppress the formation of carbides at grain boundaries in vacuum carburizing. With respect to the above problems, it is difficult to solve the problems with the conventional technologies described in the patent documents for the following reasons.
特許文献1に記載される技術は、C含有量:0.15~0.9重量%の中・高炭素鋼板において、まず精密打抜き時のせん断面率と局部延性の指標の一つである切欠き引張伸びが密接な相関関係にあり、それらは炭化物の分散形態(球状化率、炭化物の平均粒径)に大きく依存することを見出した。さらに炭化物を球状化し、平均粒径を大きくしても炭化物の分散形態を制御することで、部品成形後に施される焼入れ焼き戻し等の熱処理を阻害しない範囲で精密打抜き性が十分に改善されることを提案したものである。ただし、この特許では真空浸炭において鋭角形状でCの拡散場が重なりやすい状態で表層のC濃度を小さくすることはできない。加えて鋼板のセメンタイト中のCr濃度を制御することはできないため、真空浸炭後に表面のC濃度が高くなり、セメンタイト析出を抑制すること(過剰浸炭防止効果)ができない。 The technique described in Patent Document 1 is a medium- and high-carbon steel sheet with a C content of 0.15 to 0.9% by weight. It was found that the chipping tensile elongation is closely correlated, and that they greatly depend on the dispersion form of carbides (spheroidization ratio, average particle size of carbides). Furthermore, by spheroidizing the carbides and controlling the dispersed form of the carbides even if the average particle size is increased, the precision punchability is sufficiently improved within a range that does not interfere with the heat treatment such as quenching and tempering that is performed after the parts are formed. This is what I proposed. However, in this patent, it is not possible to reduce the C concentration in the surface layer in a state where the diffusion fields of C tend to overlap with each other due to the acute angle shape in the vacuum carburizing. In addition, since the Cr concentration in the cementite of the steel sheet cannot be controlled, the C concentration on the surface increases after vacuum carburization, making it impossible to suppress cementite precipitation (excessive carburization prevention effect).
特許文献2に記載される技術は、セメンタイトの平均粒径を1μm以下にすることで焼入れ時セメンタイトが十分に溶けて所定の焼入れ硬さが得られることと、0.3μm以下の微細炭化物を20%以下に制御することで大きさの異なる炭化物がほぼランダムに分布し、加工が全領域で均等に歪を分担することで加工性を高めることを提案している。この特許においてもセメンタイト中のCr濃度を制御することはできず、真空浸炭後に表面の炭素濃度が高くなるため、セメンタイト析出を抑制すること(過剰浸炭防止効果)ができない。 The technique described in Patent Document 2 is that by setting the average grain size of cementite to 1 μm or less, cementite is sufficiently melted during quenching to obtain a predetermined quenching hardness, and fine carbides of 0.3 μm or less are reduced to 20%. % or less, the carbides of different sizes are distributed almost randomly, and the workability is improved by sharing the strain evenly over the entire region. Even in this patent, the Cr concentration in the cementite cannot be controlled, and the carbon concentration on the surface increases after vacuum carburization, so the cementite precipitation cannot be suppressed (excessive carburization prevention effect).
特許文献3では、球状化焼鈍の代わりに熱間圧延後に徐冷して軟質化する方法では鋼種によって脱炭層が形成され、最終製品での表面硬度が確保できない問題に対してTe、Se、S、Sb等の微量元素を表面偏析することで鋼材表面での脱炭反応を抑制する方法を提案している。しかしながら、この特許においても真空浸炭後に表面の炭素濃度を制御して、セメンタイト析出を抑制することができない。 In Patent Document 3, Te, Se, and S are used to solve the problem that a decarburized layer is formed depending on the steel type and the surface hardness of the final product cannot be secured in the method of softening by slow cooling after hot rolling instead of spheroidizing annealing. , Sb, etc., to suppress the decarburization reaction on the surface of the steel material. However, even in this patent, cementite precipitation cannot be suppressed by controlling the surface carbon concentration after vacuum carburizing.
特許文献4から6では、鋼強化元素MnおよびSiをできる限り低減するに加えて、フェライト粒内のセメンタイト密度を小さくすることで、鋼板の硬さを小さく、所定の伸びを達成できることと、さらにSb、Sn、Bi、Ge、Te、Seを添加することで、例えば窒素雰囲気で焼鈍した場合においても、浸窒を防止し、固溶Bを確保することができて高い焼入れ性を得ることを提案している。しかしながら、この特許においても熱処理前の鋼板におけるセメンタイト中のCr濃度を制御することはできず、真空浸炭後に表面の炭素濃度が高くなり、セメンタイト析出を抑制すること(過剰浸炭防止効果)ができない。 In Patent Documents 4 to 6, in addition to reducing the steel strengthening elements Mn and Si as much as possible, by reducing the cementite density in the ferrite grains, the hardness of the steel sheet can be reduced and a predetermined elongation can be achieved. By adding Sb, Sn, Bi, Ge, Te, and Se, for example, even when annealing is performed in a nitrogen atmosphere, nitriding can be prevented, solid solution B can be secured, and high hardenability can be obtained. is suggesting. However, even in this patent, the Cr concentration in the cementite in the steel sheet before heat treatment cannot be controlled, and the carbon concentration on the surface increases after vacuum carburizing, making it impossible to suppress cementite precipitation (excessive carburization prevention effect).
特許文献7では、BとNの含有量[B]、[N](質量%)が、所定の関係を満足し、かつSb、Snのうち少なくとも1種を所定量添加することで、焼入れ処理時に空気を混合してカーボンポテンシャルを制御した雰囲気中で長時間加熱してもB窒化物が生成されず、固溶Bを確保できるため焼入れ性を確保でき、さらにフェライトの平均粒径と球状化率を制御することにより冷間加工性を高める方法を提案している。しかしながら、この特許においても熱処理前の鋼板におけるセメンタイト中のCr濃度を制御することはできず、真空浸炭後に表面のC濃度が高くなるため、セメンタイト析出を抑制すること(過剰浸炭防止効果)ができない。 In Patent Document 7, the contents of B and N [B] and [N] (% by mass) satisfy a predetermined relationship, and at least one of Sb and Sn is added in a predetermined amount, so that the quenching treatment Even if it is heated for a long time in an atmosphere in which air is sometimes mixed to control the carbon potential, B nitrides are not formed, and solid solution B can be secured, so hardenability can be secured. We have proposed a method to improve the cold workability by controlling the rate. However, even in this patent, the Cr concentration in the cementite in the steel sheet before heat treatment cannot be controlled, and the C concentration on the surface increases after vacuum carburization, so the cementite precipitation cannot be suppressed (excessive carburization prevention effect). .
次に、特許文献8には、鋼板中に存在する粒内のセメンタイト数を粒界のセメンタイト数に対して高くすることで、加工時に粒界を伝播経路とする亀裂の伸展を抑制し、フェライト結晶粒の{100}<011>~{223}<110>方位群のX線ランダム強度比の平均値を所定の値以下に制御することで穴広げ加工時の亀裂の発生しにくくして穴広げ性が向上することを提案している。しかしながら、この特許においても熱処理前の鋼板におけるセメンタイト中のCr濃度を制御することはできず、真空浸炭後に表面のC濃度が高くなるため、セメンタイト析出を抑制すること(過剰浸炭防止効果)ができない。 Next, in Patent Document 8, by increasing the number of cementite in the grains present in the steel plate relative to the number of cementite in the grain boundaries, cracks propagating through the grain boundaries during working are suppressed from growing, and ferrite By controlling the average value of the X-ray random intensity ratio of the {100}<011> to {223}<110> orientation group of the crystal grains to a predetermined value or less, cracks are less likely to occur during hole expansion processing, and the hole It is proposed to improve spreadability. However, even in this patent, the Cr concentration in the cementite in the steel sheet before heat treatment cannot be controlled, and the C concentration on the surface increases after vacuum carburization, so the cementite precipitation cannot be suppressed (excessive carburization prevention effect). .
特許文献9では、鋼板の炭化物の個数密度を低減し、かつTi添加によりフェライト結晶粒の微細化により、均一伸びと局部伸びの両特性を向上することが提案されている。しかしながら、この特許においても熱処理前の鋼板におけるセメンタイト中のCr濃度を制御することはできず、真空浸炭後に表面のC濃度が高くなるため、セメンタイト析出を抑制すること(過剰浸炭防止効果)ができない。 Patent Document 9 proposes to improve both the uniform elongation and the local elongation by reducing the number density of carbides in the steel sheet and refining the ferrite grains by adding Ti. However, even in this patent, the Cr concentration in the cementite in the steel sheet before heat treatment cannot be controlled, and the C concentration on the surface increases after vacuum carburization, so the cementite precipitation cannot be suppressed (excessive carburization prevention effect). .
本発明は上記した従来の諸問題に鑑み、優れた冷間加工性および真空浸炭と水焼入れを組み合わせた熱処理を施すことによる部材の疲労強度の向上、さらには真空浸炭における過剰浸炭の抑制とそれによる疲労強度低減を防止できる、真空浸炭用高炭素熱延鋼板およびその製造方法と、その鋼板を用いて真空浸炭処理を施して製造してなる浸炭鋼部品を提供することを目的とする。 In view of the above-mentioned conventional problems, the present invention improves the fatigue strength of members by applying heat treatment that combines excellent cold workability and vacuum carburizing and water quenching, and further suppresses excessive carburizing in vacuum carburizing. To provide a high-carbon hot-rolled steel sheet for vacuum carburizing, a method for manufacturing the same, and a carburized steel part manufactured by performing a vacuum carburizing treatment using the steel sheet.
本発明者らは、上記課題を解決するため、鋭意検討を行った。すなわち、高炭素熱延鋼板の冷間加工性と鋼板組織の関係、該鋼板の真空浸炭における過剰浸炭の抑制、および真空浸炭後の焼入れ後における所望の硬度確保のための成分組成、鋼板組織の関係、並びに所定の鋼板組織を得るための製造条件について、検討し以下の知見を得た。 The inventors of the present invention have made intensive studies in order to solve the above problems. That is, the relationship between the cold workability of the high-carbon hot-rolled steel sheet and the steel sheet structure, the suppression of excessive carburization in the vacuum carburizing of the steel sheet, the chemical composition for ensuring the desired hardness after quenching after vacuum carburizing, and the steel sheet structure The relationship and manufacturing conditions for obtaining a predetermined steel sheet structure were studied and the following findings were obtained.
(a)焼入れ前の高炭素熱延鋼板における硬度(硬さ)、および全伸び(以下、単に伸びと称する場合もある)には、フェライトの平均粒径が5μm以上25μm以下、全セメンタイトの平均間隔が1μm以上とすることにより、引張強さTSが420MPa以下、全伸び(El)が39%以上、穴広げ率80%以上を得ることができる。 (a) The hardness (hardness) and total elongation (hereinafter sometimes simply referred to as elongation) in the high-carbon hot-rolled steel sheet before quenching are such that the average grain size of ferrite is 5 μm or more and 25 μm or less, and the average grain size of all cementite is By setting the interval to 1 μm or more, it is possible to obtain a tensile strength TS of 420 MPa or less, a total elongation (El) of 39% or more, and a hole expansion ratio of 80% or more.
(b)浸炭前の鋼板中のセメンタイト中の最大Cr濃度を23質量%以下にすることにより、前記鋼板に真空浸炭を行う際、鋭角形状の部品においてもセメンタイトの析出を抑制することができ、十分な疲労強度を達成できる。すなわち、セメンタイト中の最大Cr濃度が23質量%超になると、60°の鋭角形状をもつ部品では、真空浸炭中にはより表層のC濃度が高くなりやすく、セメンタイトが析出しやすくなる。さらに鋭角な形状の部品、例えば45°の鋭角形状の部品では、真空浸炭中にはより表面側のC濃度が高くなりやすく、よりセメンタイトが析出しやすくなる。このような、さらに高い耐過剰浸炭性が求められる場合には、セメンタイト中最大Cr濃度を17質量%以下とすることにより、45°の鋭角形状の部品でもセメンタイトの析出が抑制できる。さらに鋭角な形状の部品、例えば30°以下の鋭角形状の部品では、真空浸炭中にはより表層のC濃度が高くなりやすく、よりセメンタイトが析出しやすくなる。このような、さらに高い耐過剰浸炭性が求められる場合には、セメンタイト中の最大Cr濃度を14質量%以下にすることにより、30°以下の鋭角形状の部品でもセメンタイトの析出が抑制できる。さらに、SbおよびSnのうち1種を鋼中に所定量添加することでも、表層のC濃度の増加を抑えられて、60°未満の鋭角(特に45°以下)形状の部品でもセメンタイト析出を大幅に低減することが可能である。 (b) By setting the maximum Cr concentration in the cementite in the steel sheet before carburizing to 23% by mass or less, precipitation of cementite can be suppressed even in sharp-angled parts when performing vacuum carburizing on the steel sheet, Sufficient fatigue strength can be achieved. That is, when the maximum Cr concentration in cementite exceeds 23% by mass, the C concentration in the surface layer tends to increase during vacuum carburization in parts having an acute angle of 60°, and cementite tends to precipitate. Furthermore, in the case of a component with an acute angle, for example, a component with an acute angle of 45°, the concentration of C on the surface side tends to increase during vacuum carburization, and cementite is more likely to precipitate. When a higher resistance to excessive carburization is required, setting the maximum Cr concentration in cementite to 17% by mass or less makes it possible to suppress precipitation of cementite even in parts having an acute angle of 45°. Furthermore, in the case of a part with an acute angle, for example, an acute angle of 30° or less, the C concentration in the surface layer tends to increase during vacuum carburization, and cementite is more likely to precipitate. When a higher resistance to excessive carburization is required, setting the maximum Cr concentration in cementite to 14% by mass or less makes it possible to suppress precipitation of cementite even in parts with an acute angle of 30° or less. Furthermore, by adding a predetermined amount of one of Sb and Sn to the steel, the increase in the C concentration in the surface layer can be suppressed, and cementite precipitation can be greatly reduced even in parts with an acute angle of less than 60° (especially 45° or less). can be reduced to
(c)所定の組織を確保するための製造条件として、鋼を1050~1270℃の温度域で1h以上保持し、980~1080℃の温度域での圧下率:40%以上で粗圧延し、終了温度:Ar3変態点以上で仕上圧延し、その後平均冷却速度:20℃/s以上で750℃まで1次冷却し、平均冷却速度:10℃/s以上で巻取温度まで2次冷却し、巻取温度:580℃超~700℃で巻き取り常温まで冷却した後、焼鈍として、
(i)Ac1変態点以上Ac3変態点以下に加熱して当該温度域で0.5h以上保持し、次いで1~20℃/hの平均冷却速度でAr1変態点未満に冷却して、600℃以上Ar1変態点未満の温度域で10h以上保持するか、または
(ii)600℃以上Ac1変態点以下の温度域で1h以上40h以下を保持する、
ことにより、所定の組織を確保できる。
(c) As manufacturing conditions for securing a predetermined structure, the steel is held in a temperature range of 1050 to 1270 ° C. for 1 hour or more, and is rough rolled at a reduction ratio of 40% or more in a temperature range of 980 to 1080 ° C. Finishing temperature: finish rolling at Ar 3 transformation point or higher, then primary cooling to 750°C at an average cooling rate of 20°C/s or higher, and secondary cooling to coiling temperature at an average cooling rate of 10°C/s or higher. , Winding temperature: over 580 ° C. to 700 ° C. After cooling to room temperature, as annealing,
(i) heating to the Ac 1 transformation point or more and the Ac 3 transformation point or less, holding in that temperature range for 0.5 hours or more, and then cooling to less than the Ar 1 transformation point at an average cooling rate of 1 to 20 ° C./h, Hold for 10 hours or longer in the temperature range of 600 ° C. or higher and lower than the Ar 1 transformation point, or (ii) hold for 1 h or higher and 40 hours or lower in the temperature range of 600 ° C. or higher and the Ac 1 transformation point or lower.
By doing so, a predetermined structure can be secured.
本発明は以上の知見に基づいてなされたものであり、以下を要旨とするものである。
[1]質量%で、
C:0.10%以上0.30%以下、
Si:0.20%以上0.80%以下、
Mn:0.25%以上1.00%以下、
P:0.03%以下、
S:0.010%以下、
sol.Al:0.10%以下、
N:0.01%以下、
Cr:0.05%以上0.80%以下および
B:0.0005%以上0.0050%以下
を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物の成分組成と、フェライトおよびセメンタイトを含むミクロ組織と、を有し、該ミクロ組織は、
フェライトの面積率が80%以上、
フェライトの平均粒径が5μm以上25μm以下、
全セメンタイト中の最大Cr濃度が23質量%以下および
全セメンタイトの平均間隔が1.0μm以上
である真空浸炭用高炭素熱延鋼板。
The present invention has been made based on the above findings, and has the following gist.
[1] % by mass,
C: 0.10% or more and 0.30% or less,
Si: 0.20% or more and 0.80% or less,
Mn: 0.25% or more and 1.00% or less,
P: 0.03% or less,
S: 0.010% or less,
sol. Al: 0.10% or less,
N: 0.01% or less,
A microstructure containing Cr: 0.05% or more and 0.80% or less and B: 0.0005% or more and 0.0050% or less, the balance being Fe and inevitable impurities, and a microstructure containing ferrite and cementite, and the microstructure is
The area ratio of ferrite is 80% or more,
The average grain size of ferrite is 5 μm or more and 25 μm or less,
A high-carbon hot-rolled steel sheet for vacuum carburizing, wherein the maximum Cr concentration in all cementite is 23% by mass or less and the average spacing of all cementite is 1.0 μm or more.
[2]前記フェライトの平均粒径が10μm以上25μm以下および
前記全セメンタイトの平均間隔が5.0μm以上
である前記[1]に記載の真空浸炭用高炭素熱延鋼板。
[2] The high-carbon hot-rolled steel sheet for vacuum carburizing according to [1], wherein the ferrite has an average grain size of 10 μm or more and 25 μm or less, and the average spacing of the total cementite is 5.0 μm or more.
[3]前記フェライトの平均粒径が5μm以上10μm未満および
前記全セメンタイトの平均間隔が1.0μm以上5.0μm未満
である前記[1]に記載の真空浸炭用高炭素熱延鋼板。
[3] The high-carbon hot-rolled steel sheet for vacuum carburizing according to [1], wherein the ferrite has an average grain size of 5 µm or more and less than 10 µm, and the average spacing of the all cementite is 1.0 µm or more and less than 5.0 µm.
[4]引張強さが420MPa以下および全伸びが39%以上である前記[1]から[3]のいずれかに記載の真空浸炭用高炭素熱延鋼板。 [4] The high-carbon hot-rolled steel sheet for vacuum carburizing according to any one of [1] to [3], which has a tensile strength of 420 MPa or less and a total elongation of 39% or more.
[5]穴広げ率が80%以上である前記[1]から[4]のいずれかに記載の真空浸炭用高炭素熱延鋼板。 [5] The high-carbon hot-rolled steel sheet for vacuum carburizing according to any one of [1] to [4], which has a hole expansion ratio of 80% or more.
[6]質量%で、さらに
Ti:0.06%以下
を含有する前記[1]から[5]のいずれかに記載の真空浸炭用高炭素熱延鋼板。
[6] The high-carbon hot-rolled steel sheet for vacuum carburizing according to any one of [1] to [5], further containing Ti: 0.06% or less in mass %.
[7]質量%で、さらに、
SbおよびSnのいずれか1種または2種以上を合計で0.002%以上0.030%以下を含有する前記[1]から[6]のいずれかに記載の真空浸炭用高炭素熱延鋼板。
[7] % by mass, and
The high-carbon hot-rolled steel sheet for vacuum carburizing according to any one of [1] to [6], containing 0.002% or more and 0.030% or less in total of any one or two or more of Sb and Sn. .
[8]前記鋼板の表面から板厚方向へ10nm以内の領域において、SbおよびSnのいずれか1種または2種以上の合計濃度が母材濃度の10倍(質量%)以上である前記[7]に記載の真空浸炭用高炭素熱延鋼板。 [8] In a region within 10 nm in the plate thickness direction from the surface of the steel sheet, the total concentration of one or more of Sb and Sn is 10 times (% by mass) or more than the concentration of the base material [7] ] The high-carbon hot-rolled steel sheet for vacuum carburizing.
[9]質量%で、さらに、
Ni:0.0005%以上2.50%以下、
Mo:0.0005%以上0.25%以下、
Ta:0.0005%以上0.1%以下、
W:0.0005%以上0.1%以下、
Cu:0.0005%以上0.1%以下、
Nb:0.0005%以上0.1%以下、
V:0.0005%以上0.1%以下および
Ca:0.0005%以上0.1%以下
のいずれか1種以上を含有する前記[1]から[8]のいずれかに記載の真空浸炭用高炭素熱延鋼板。
[9]% by mass, and
Ni: 0.0005% or more and 2.50% or less,
Mo: 0.0005% or more and 0.25% or less,
Ta: 0.0005% or more and 0.1% or less,
W: 0.0005% or more and 0.1% or less,
Cu: 0.0005% or more and 0.1% or less,
Nb: 0.0005% or more and 0.1% or less,
V: 0.0005% or more and 0.1% or less and Ca: any one or more of 0.0005% or more and 0.1% or less The vacuum carburizing according to any one of [1] to [8] High carbon hot-rolled steel sheet for
[10]前記[1]から[9]のいずれかに記載の真空浸炭用高炭素熱延鋼板の製造方法であって、
前記[1]、[6]、[7]または[9]に記載の成分組成を有する鋼素材を、1050~1270℃の温度域で1h以上保持し、980~1080℃の温度域での圧下率:40%以上で粗圧延し、終了温度:Ar3変態点以上で仕上圧延し、その後平均冷却速度:20℃/s以上で750℃まで1次冷却し、平均冷却速度:10℃/s以上で巻取温度まで2次冷却し、巻取温度:580℃超~700℃で巻き取り常温まで冷却した後、焼鈍として、(i)または(ii)の処理を施す、真空浸炭用高炭素熱延鋼板の製造方法。
(i)Ac1変態点以上Ac3変態点以下に加熱して当該温度域で0.5h以上保持し、次いで1~20℃/hの平均冷却速度でAr1変態点未満に冷却して、600℃以上Ar1変態点未満の温度域で10h以上保持する。
(ii)600℃以上Ac1変態点以下の温度域で1h以上40h以下保持する。
[10] A method for producing a high-carbon hot-rolled steel sheet for vacuum carburizing according to any one of [1] to [9],
A steel material having the chemical composition described in [1], [6], [7] or [9] is held in a temperature range of 1050 to 1270° C. for 1 hour or more, and is reduced in a temperature range of 980 to 1080° C. Rough rolling at a rate of 40% or more, finishing temperature: finish rolling at a transformation point of Ar 3 or more, then primary cooling to 750°C at an average cooling rate of 20°C/s or more, average cooling rate: 10°C/s Secondary cooling to the coiling temperature above, coiling at a coiling temperature of over 580 ° C. to 700 ° C. After cooling to room temperature, the high carbon for vacuum carburizing is subjected to the treatment (i) or (ii) as annealing. A method for producing a hot-rolled steel sheet.
(i) heating to the Ac 1 transformation point or more and the Ac 3 transformation point or less, holding in that temperature range for 0.5 hours or more, and then cooling to less than the Ar 1 transformation point at an average cooling rate of 1 to 20 ° C./h, The temperature is maintained in the temperature range of 600° C. or more and less than the Ar 1 transformation point for 10 hours or more.
(ii) Hold for 1 hour or more and 40 hours or less in a temperature range of 600° C. or more and Ac 1 transformation point or less.
[11]前記[2]、[4]から[9]のいずれかに記載の高炭素熱延鋼板の製造方法であって、
前記[1]、[6]、[7]または[9]に記載の成分組成を有する鋼素材を、1050~1270℃の温度域で1h以上保持し、980~1080℃の温度域での圧下率:40%以上で粗圧延し、終了温度:Ar3変態点以上で仕上圧延し、その後平均冷却速度:20℃/s以上で750℃まで1次冷却し、平均冷却速度:10℃/s以上で巻取温度まで2次冷却し、巻取温度:580℃超~700℃で巻き取り常温まで冷却した後、Ac1変態点以上Ac3変態点以下に加熱して当該温度域で0.5h以上保持し、次いで1~20℃/hの平均冷却速度でAr1変態点未満に冷却して、600℃以上Ar1変態点未満の温度域で10h以上保持する、真空浸炭用高炭素熱延鋼板の製造方法。
[11] A method for producing a high-carbon hot-rolled steel sheet according to any one of [2], [4] to [9],
A steel material having the chemical composition described in [1], [6], [7] or [9] is held in a temperature range of 1050 to 1270° C. for 1 hour or more, and is reduced in a temperature range of 980 to 1080° C. Rough rolling at a rate of 40% or more, finishing temperature: finish rolling at a transformation point of Ar 3 or more, then primary cooling to 750°C at an average cooling rate of 20°C/s or more, average cooling rate: 10°C/s Above, it is secondary cooled to the coiling temperature, coiled at a coiling temperature of more than 580 ° C. to 700 ° C. After cooling to normal temperature, it is heated to the Ac 1 transformation point or more and Ac 3 transformation point or less, and 0.00 in the temperature range. High carbon heat for vacuum carburizing, held for 5 hours or more, then cooled to less than the Ar 1 transformation point at an average cooling rate of 1 to 20 ° C./h, and held in the temperature range of 600 ° C. or more and less than the Ar 1 transformation point for 10 hours or more. A method for manufacturing a rolled steel sheet.
[12]前記[3]から[9]のいずれかに記載の高炭素熱延鋼板の製造方法であって、
前記[1]、[6]、[7]または[9]に記載の成分組成を有する鋼素材を、1050~1270℃の温度域で1h以上保持し、980~1080℃の温度域での圧下率:40%以上で粗圧延し、終了温度:Ar3変態点以上で仕上圧延し、その後平均冷却速度:20~65℃/s以下で750℃まで1次冷却し、平均冷却速度:10~65℃/s以下で巻取温度まで2次冷却し、巻取温度:580℃超~700℃で巻き取り常温まで冷却した後、600℃以上Ac1変態点以下の温度域で1h以上40h以下を保持することを特徴とする真空浸炭用高炭素熱延鋼板の製造方法。
[12] A method for producing a high-carbon hot-rolled steel sheet according to any one of [3] to [9],
A steel material having the chemical composition described in [1], [6], [7] or [9] is held in a temperature range of 1050 to 1270° C. for 1 hour or more, and is reduced in a temperature range of 980 to 1080° C. Rough rolling at a rate of 40% or more, finishing temperature: finish rolling at a transformation point of Ar 3 or higher, then primary cooling to 750°C at an average cooling rate of 20 to 65°C/s or less, average cooling rate: 10 to 750°C. Secondary cooling to the coiling temperature at 65 ° C./s or less, coiling temperature: over 580 ° C. to 700 ° C. After cooling to normal temperature, the temperature range of 600 ° C. or higher and Ac 1 transformation point or lower for 1 h or more and 40 h or less. A method for producing a high-carbon hot-rolled steel sheet for vacuum carburizing, characterized by holding
[13]前記[1]から[9]のいずれかに記載の熱延鋼板を浸炭処理してなる鋼部品であって、
浸炭層と非浸炭層からなり、該両層の組織はいずれもマルテンサイトであり、10μm以上のセメンタイトが存在しないことを特徴とする浸炭鋼部品。
[13] A steel part obtained by carburizing the hot-rolled steel sheet according to any one of [1] to [9],
A carburized steel part comprising a carburized layer and a non-carburized layer, both layers having a martensitic structure and free of cementite having a size of 10 μm or more.
本発明によれば、優れた伸び特性と穴広げ性を両立して冷間加工性を確保し、さらに真空浸炭における耐過剰浸炭性および焼入れ性に優れる高炭素熱延鋼板並びに当該鋼板を用いてなる浸炭鋼部品を提供することができる。当該部品は、ギヤーやトランスミッションの中のダンパーなどの駆動系向けなどの自動車用部品に適用することにより、高い疲労強度を確保することができ、かつ安定した品質が要求される自動車用部品の製造に大きく寄与でき、産業上格段の効果を奏する。 According to the present invention, a high-carbon hot-rolled steel sheet that has both excellent elongation properties and hole expansibility to ensure cold workability, and is excellent in excessive carburization resistance and hardenability in vacuum carburization, and the steel sheet are used. It is possible to provide a carburized steel part that is By applying this part to automotive parts such as gears and dampers in transmissions, it is possible to secure high fatigue strength and to manufacture automotive parts that require stable quality. It can greatly contribute to
以下に、本発明の高炭素熱延鋼板およびその製造方法と、当該鋼板を用いてなる浸炭鋼部品とについて詳細に説明する。
[成分組成]
まず、本発明の高炭素熱延鋼板の成分組成につき、各元素量の限定理由について説明する。なお、以下の成分組成の含有量の単位である「%」は、特に断らない限り「質量%」を意味するものとする。
C:0.10%以上0.30%以下
Cは、焼入れ後の強度を得るために重要な元素である。C量が0.10%未満の場合、成形した後の熱処理によって所望の硬度が得られないため、C量は0.10%以上にする必要がある。しかし、C量が0.30%以上では硬質化し、冷間加工性や熱処理後の靭性が劣化する。したがって、C量は0.10%以上0.30%以下とする。形状が複雑でプレス加工の難しい部品の冷間加工に用いる場合には、C量は0.25%以下、さらには0.20%以下とすることが好ましい。
The high-carbon hot-rolled steel sheet of the present invention, the method for producing the same, and the carburized steel parts using the steel sheet will be described below in detail.
[Component composition]
First, the reason for limiting the amount of each element in the chemical composition of the high-carbon hot-rolled steel sheet of the present invention will be described. In addition, "%", which is a unit of content in the following component compositions, means "% by mass" unless otherwise specified.
C: 0.10% or more and 0.30% or less C is an important element for obtaining strength after quenching. If the C content is less than 0.10%, the desired hardness cannot be obtained by heat treatment after molding, so the C content must be 0.10% or more. However, if the amount of C is 0.30% or more, the steel becomes hard, and cold workability and toughness after heat treatment deteriorate. Therefore, the amount of C is set to 0.10% or more and 0.30% or less. When using for cold working of parts that are complicated in shape and difficult to press, the C content is preferably 0.25% or less, more preferably 0.20% or less.
Si:0.20%以上0.80%以下
Siは、耐過剰浸炭性を高める元素である。Si量が0.20%未満になると、真空浸炭工程において、鋼板表層のC濃度が高くなる傾向があり、特に、鋭角な形状をもつ部品ではCの拡散場が重なるため、鋼板表層のC濃度が高くなってセメンタイトが析出する。この粗大なセメンタイトは疲労破壊の起点となるため、疲労特性の低下を招くことになる。従って、Siは0.20%以上とする。より好ましくは0.25%以上、0.30%超である。一方、Siは固溶強化により強度を上昇させる元素である。Si量の増加とともに鋼板が硬質化し、伸びが不足することになるため、Si量は0.80%以下とする。より好ましくは0.75%以下、0.65%以下である。
Si: 0.20% or more and 0.80% or less Si is an element that enhances resistance to excessive carburization. When the Si content is less than 0.20%, the C concentration in the surface layer of the steel sheet tends to increase in the vacuum carburizing process. increases and cementite precipitates. Since this coarse cementite becomes a starting point of fatigue fracture, it causes deterioration of fatigue characteristics. Therefore, Si should be 0.20% or more. It is more preferably 0.25% or more and more than 0.30%. On the other hand, Si is an element that increases strength by solid solution strengthening. As the amount of Si increases, the steel sheet becomes harder and the elongation becomes insufficient, so the amount of Si is made 0.80% or less. More preferably, it is 0.75% or less and 0.65% or less.
Mn:0.25%以上1.00%以下
Mnは、焼入れ性を高める元素であり、過剰に添加すると耐過剰浸炭性を阻害する。Mn量が1.00%を超えると真空浸炭工程において、鋼板表層の炭素濃度が高くなり、例えば60°の鋭角形状をもつ部材ではC拡散場の重なりにより表層のC濃度が高くなるため、旧オーステナイト粒界上に粗大なセメンタイトが析出する。このセメンタイトは疲労破壊の起点となるため、疲労特性の低下を招く。このため、Mn量は1.00%以下とする。好ましくは0.90%以下、0.75%以下、さらに好ましくは0.65%以下である。一方、0.25%未満になると水焼入れのような冷却速度が高い焼入れ工程においてフェライト変態が生じることがあり焼入れ後所定の硬度が出ない場合があるため、Mn量は0.25%以上とする。好ましくは0.30%以上である。
Mn: 0.25% or more and 1.00% or less Mn is an element that enhances hardenability, and when added in excess, inhibits excessive carburization resistance. If the Mn content exceeds 1.00%, the carbon concentration in the surface layer of the steel sheet increases in the vacuum carburizing process. Coarse cementite precipitates on austenite grain boundaries. Since this cementite becomes a starting point of fatigue fracture, it causes deterioration of fatigue characteristics. Therefore, the Mn content is set to 1.00% or less. It is preferably 0.90% or less, 0.75% or less, more preferably 0.65% or less. On the other hand, if it is less than 0.25%, ferrite transformation may occur in a quenching process with a high cooling rate such as water quenching, and the predetermined hardness may not be obtained after quenching. do. Preferably it is 0.30% or more.
P:0.03%以下
Pは、固溶強化により強度を上昇させる元素である。P量が0.03%を超えて増加すると鋼板が硬質化し、鋼板の伸びが低下し、また粒界偏析することにより焼入れ後の靱性を阻害する。したがって、P量は0.03%以下とする。より高い伸びを得るには、P量は0.02%以下が好ましい。Pは鋼板の伸びを低下させるため、P量は少ないほど好ましい。なお、過度にPを低減すると精錬コストが増大するため、P量は0.005%以上が好ましい。より好ましくは0.007%以上である。
P: 0.03% or less P is an element that increases the strength by solid solution strengthening. When the P content exceeds 0.03%, the steel sheet is hardened, the elongation of the steel sheet is lowered, and the toughness after quenching is impaired due to grain boundary segregation. Therefore, the amount of P is set to 0.03% or less. To obtain higher elongation, the P content is preferably 0.02% or less. Since P reduces the elongation of the steel sheet, the smaller the amount of P, the better. In addition, since refining cost increases when P is excessively reduced, the amount of P is preferably 0.005% or more. More preferably, it is 0.007% or more.
S:0.010%以下
Sは、硫化物を形成し、鋼板の伸びおよび熱処理後の靭性を低下させるため、低減しなければならない元素である。S量が0.010%を超えると、鋼板の伸びおよび焼入れ後の靭性が著しく劣化する。したがって、S量は0.010%以下とする。優れた冷間加工性および焼入れ後の靭性を得るには、S量は0.005%以下が好ましい。Sは、冷間加工性および焼入れ後の靭性を低下させるため、さらには0.001%以下が好ましい。なお、過度にSを低減すると精錬コストが増大するため、S量は0.0005%以上が好ましい。
S: 0.010% or less S is an element that must be reduced because it forms sulfides and reduces the elongation of the steel sheet and the toughness after heat treatment. If the S content exceeds 0.010%, the elongation of the steel sheet and the toughness after quenching are significantly degraded. Therefore, the amount of S is set to 0.010% or less. In order to obtain excellent cold workability and toughness after quenching, the S content is preferably 0.005% or less. Since S lowers cold workability and toughness after quenching, it is more preferably 0.001% or less. Note that excessive reduction of S increases the refining cost, so the S content is preferably 0.0005% or more.
sol.Al:0.10%以下
sol.Al量が0.10%を超えると、焼入れ処理の加熱時にAlNが生成されてオーステナイト粒が微細化し過ぎる。これにより、冷却時にフェライト相の生成が促進され、組織がフェライトとマルテンサイトとなり、焼入れ後の硬さが低下する。したがって、sol.Al量は、0.10%以下とする。好ましくは0.06%以下とする。なお、sol.Alは、脱酸の効果を有しており、十分に脱酸するためには、0.005%以上とすることが好ましい。
sol. Al: 0.10% or less sol. If the amount of Al exceeds 0.10%, AlN is generated during heating in the quenching treatment, and the austenite grains become too fine. This promotes the formation of ferrite phase during cooling, the structure becomes ferrite and martensite, and the hardness after quenching decreases. Therefore, sol. The amount of Al is set to 0.10% or less. It is preferably 0.06% or less. In addition, sol. Al has a deoxidizing effect, and is preferably 0.005% or more for sufficient deoxidizing.
N:0.01%以下
N量が0.01%を超えると、AlNの形成により焼入れ処理の加熱時にオーステナイト粒が微細化し過ぎ、冷却時にフェライト相の生成が促進され、焼入れ後の硬度が低下する。したがって、N量は、0.01%以下とする。より好ましくは0.008%以下である。さらに好ましくは、0.006%以下である。なお、下限はとくに規定しないが、Nは、AlN、Cr系窒化物およびBNを形成し、これにより、焼入れ処理の加熱時にオーステナイト粒の成長を適度に抑制して、焼入れ後の靭性を向上させる元素である。このため、N量は0.0005%以上が好ましい。
N: 0.01% or less If the N content exceeds 0.01%, the austenite grains become too fine during heating for quenching due to the formation of AlN, promoting the formation of a ferrite phase during cooling and reducing the hardness after quenching. do. Therefore, the amount of N is set to 0.01% or less. More preferably, it is 0.008% or less. More preferably, it is 0.006% or less. Although the lower limit is not particularly specified, N forms AlN, Cr-based nitrides and BN, which moderately suppresses the growth of austenite grains during heating in the quenching process, and improves the toughness after quenching. is an element. Therefore, the N content is preferably 0.0005% or more.
Cr:0.05%以上0.80%以下
Crは、焼入れ性を高める元素であり、過剰に添加すると耐過剰浸炭性を阻害する。すなわち、Cr量が0.80%を超えると、真空浸炭工程において、表層のC濃度が高くなり、例えば60°の鋭角形状をもつ部材ではC拡散場の重なりにより鋼板表層のC濃度が高くなるため、旧オーステナイト粒界上に粗大なセメンタイトが析出する。このセメンタイトは疲労破壊の起点となるため、疲労特性の低下を招く。このため、Cr量は0.80%以下とする。より鋭角な形状では、さらにC拡散場の重なりでC濃度が高くなるため、一層セメンタイトの析出を抑制することが有利であり、0.60%以下が好ましい。さらに好ましくは0.50%以下、0.40%以下、0.20%以下である。一方、鋼中のCr量が0.05%未満であると、特に浸炭焼入れにおいて表層でフェライトが発生しやすくなり、完全焼入れ組織が得られず硬度低下が起きるため、0.05%以上とする。好ましくは、0.08%以上である。
Cr: 0.05% or more and 0.80% or less Cr is an element that enhances hardenability, and when added in excess, inhibits excessive carburization resistance. That is, when the amount of Cr exceeds 0.80%, the C concentration in the surface layer increases in the vacuum carburizing process. Therefore, coarse cementite precipitates on the prior austenite grain boundaries. Since this cementite becomes a starting point of fatigue fracture, it causes deterioration of fatigue characteristics. Therefore, the Cr content is set to 0.80% or less. In a shape with a sharper angle, the C diffusion field overlaps and the C concentration increases. Therefore, it is advantageous to further suppress cementite precipitation, and the C content is preferably 0.60% or less. More preferably, it is 0.50% or less, 0.40% or less, or 0.20% or less. On the other hand, if the Cr content in the steel is less than 0.05%, ferrite is likely to occur in the surface layer, especially during carburizing and quenching, and a completely quenched structure cannot be obtained, resulting in a decrease in hardness. . Preferably, it is 0.08% or more.
B:0.0005%以上0.0050%以下
本発明においてBは、焼入れ性を高め、Pの粒界偏析を抑制する重要な元素である。B量が0.0005%未満の場合、十分な効果が認められないため、B量は0.0005%以上とする必要がある。好ましくは0.0010%以上である。一方、B量が0.0050%超えの場合、Bによるフェライト結晶粒微細化で伸びが低下する。このため、B量は0.0050%以下とする。好ましくは0.0040%以下である。
上記以外の残部は、Feおよび不可避的不純物である。
B: 0.0005% or more and 0.0050% or less In the present invention, B is an important element that enhances hardenability and suppresses grain boundary segregation of P. If the amount of B is less than 0.0005%, a sufficient effect is not recognized, so the amount of B must be 0.0005% or more. Preferably, it is 0.0010% or more. On the other hand, when the amount of B exceeds 0.0050%, elongation decreases due to the refinement of ferrite grains due to B. Therefore, the amount of B is set to 0.0050% or less. Preferably, it is 0.0040% or less.
The balance other than the above is Fe and unavoidable impurities.
以上の必須含有元素で、本発明の高炭素熱延鋼板は目的とする特性が得られる。なお、本発明の高炭素熱延鋼板は、例えば加工性や焼入れ性および耐過剰浸炭性をさらに向上させることを目的として、必要に応じて下記の元素をさらに含有することができる。 With the above essential elements, the high-carbon hot-rolled steel sheet of the present invention can obtain the desired properties. The high-carbon hot-rolled steel sheet of the present invention may further contain the following elements, if necessary, for the purpose of further improving workability, hardenability, and excessive carburization resistance.
Ti:0.06%以下
Tiは、焼入れ性を高めるために有効な元素である。CrおよびBの含有のみでは焼入れ性が不十分な場合に、Tiを含有することで、焼入れ性を向上させることができる。Ti量が0.005%未満では、その効果が認められないため、Tiを含有する場合、0.005%以上とすることが好ましい。より好ましくは0.007%以上である。一方、Ti量が0.06%を超えて含有すると、焼入れ前の鋼板が硬質化して伸びが損なわれるため、Tiを含有する場合、0.06%以下とする。好ましくは0.04%以下である。
Ti: 0.06% or less Ti is an effective element for enhancing hardenability. When the hardenability is insufficient only by containing Cr and B, the hardenability can be improved by including Ti. If the amount of Ti is less than 0.005%, the effect is not recognized, so when Ti is contained, it is preferably 0.005% or more. More preferably, it is 0.007% or more. On the other hand, if the amount of Ti exceeds 0.06%, the steel sheet before quenching hardens and the elongation is impaired. Preferably, it is 0.04% or less.
SbおよびSnのいずれか1種または2種を合計で0.002%以上0.030%以下
SbおよびSnは、鋼板の表層に濃化することから鋼板表層からの過剰浸炭を抑制するのに有効な元素である。60°よりさらに鋭角な(特に45°以下)形状の部品では、真空浸炭中にC拡散場の重なりにより鋼板表層のC濃度が高くなりやすく、セメンタイトが析出しやすくなる。そのため、より高い耐過剰浸炭性が求められる場合においてもSbおよびSnのうちの少なくとも1種を鋼中に所定量添加することは有効である。これにより鋼板表層のC濃度の増加が抑えられ、45°以下の鋭角形状の部品でもセメンタイト析出を大幅に低減することが可能である。これら元素の1種または2種の合計が0.002%未満の場合、上記の効果が十分に認められないため、含有させる場合は1種または2種の合計で0.002%以上とする。さらに好ましくは、0.005%以上である。一方、これらの元素の1種または2種の合計で0.030%を超えて含有しても、過剰浸炭防止効果は飽和する。また、これらの元素は、粒界に偏析する傾向があるため、1種または2種の合計で0.030%超えとすると、含有量が高くなりすぎ、粒界脆化を引き起こす可能性がある。したがって、SbおよびSnのうち少なくとも1種を含有する場合、これらの元素の1種または2種の合計の含有量は、0.030%以下とすることが好ましい。さらに好ましくは、0.020%以下である。
0.002% or more and 0.030% or less in total of any one or both of Sb and Sn Sb and Sn are effective in suppressing excessive carburization from the surface layer of the steel sheet because they are concentrated in the surface layer of the steel sheet. element. In the case of a part with a shape sharper than 60° (especially 45° or less), the C concentration in the surface layer of the steel sheet tends to increase due to overlapping of C diffusion fields during vacuum carburizing, and cementite tends to precipitate. Therefore, it is effective to add a predetermined amount of at least one of Sb and Sn to steel even when higher resistance to excessive carburization is required. As a result, an increase in the C concentration in the surface layer of the steel sheet can be suppressed, and cementite precipitation can be greatly reduced even in parts with an acute angle of 45° or less. If the total content of one or two of these elements is less than 0.002%, the above effects are not sufficiently obtained. More preferably, it is 0.005% or more. On the other hand, even if the total content of one or two of these elements exceeds 0.030%, the effect of preventing excessive carburization is saturated. In addition, since these elements tend to segregate at grain boundaries, if the total of one or two elements exceeds 0.030%, the content becomes too high, which may cause grain boundary embrittlement. . Therefore, when at least one of Sb and Sn is contained, the total content of one or two of these elements is preferably 0.030% or less. More preferably, it is 0.020% or less.
Ni:0.0005~2.50%
Niは靱性の向上や焼入れ性の向上に効果の高い元素である。0.0005%未満では添加効果がないため、下限を0.0005%とする。2.50%超では、添加効果が飽和する上にコスト増加も招くため、上限を2.50%とする。さらに好ましい範囲は1.00%以下であり、最も好ましくは0.10%以下である。
Ni: 0.0005-2.50%
Ni is an element highly effective in improving toughness and hardenability. If less than 0.0005%, there is no addition effect, so the lower limit is made 0.0005%. If it exceeds 2.50%, the effect of addition is saturated and the cost increases, so the upper limit is made 2.50%. A more preferable range is 1.00% or less, and most preferably 0.10% or less.
Mo:0.0005~0.25%
Moは焼入れ性の向上と、焼戻し軟化抵抗改善に有効な元素である。0.0005%未満では添加効果が小さいので、下限を0.0005%とする。0.25%を超えると添加効果は飽和するため、上限を0.25%とする。さらに好ましくは0.10%以下、0.05%以下であり、最も好ましくは0.03%以下である。
Mo: 0.0005-0.25%
Mo is an element effective in improving hardenability and temper softening resistance. If less than 0.0005%, the addition effect is small, so the lower limit is made 0.0005%. Since the addition effect saturates when it exceeds 0.25%, the upper limit is made 0.25%. It is more preferably 0.10% or less, 0.05% or less, and most preferably 0.03% or less.
Ta:0.0005~0.1%
TaはNbと同様に炭窒化物を形成し、焼入れ前加熱時の結晶粒の異常粒成長防止や結晶粒の粗大化防止、焼戻し軟化抵抗改善に有効な元素である。0.0005%未満では添加効果が小さいので、下限を0.0005%とする。また、0.1%を超えると添加効果が飽和し、また焼入れ硬度を低下させることになるため、上限を0.1%に規定する。さらに好ましくは0.05%以下であり、最も好ましくは0.03%以下である。
Ta: 0.0005-0.1%
Ta, like Nb, forms carbonitrides and is an element effective in preventing abnormal grain growth and grain coarsening during heating before quenching and improving temper softening resistance. If less than 0.0005%, the addition effect is small, so the lower limit is made 0.0005%. Further, if the content exceeds 0.1%, the effect of addition is saturated and the quenching hardness is lowered, so the upper limit is defined as 0.1%. More preferably 0.05% or less, most preferably 0.03% or less.
W:0.0005~0.1%
WはNb、Vと同様に、炭窒化物を形成し、焼入れ前加熱時のオーステナイト粒の異常粒成長防止や焼戻し軟化抵抗改善に有効な元素である。0.0005%未満では添加効果が小さいので、下限を0.0005%に規定する。0.1%を超えると添加効果が飽和し、また、焼入れ硬度を低下させることになるため、上限を0.1%に規定する。さらに好ましくは0.05%以下であり、最も好ましくは0.03%以下である。
W: 0.0005 to 0.1%
Like Nb and V, W forms carbonitrides and is an element effective in preventing abnormal grain growth of austenite grains during heating before quenching and improving temper softening resistance. If less than 0.0005%, the addition effect is small, so the lower limit is defined as 0.0005%. If the content exceeds 0.1%, the effect of addition is saturated and the quenching hardness is lowered, so the upper limit is defined as 0.1%. More preferably 0.05% or less, most preferably 0.03% or less.
Cu:0.0005~0.1%
Cuは焼入れ性の確保に有効な元素である。0.0005%未満では添加効果が十分に確認されないため、下限を0.0005%とする。0.1%超では、熱延時の疵が発生しやすくなり歩留りを落とすなど製造性を劣化させるので、上限を0.1%とする。さらに好ましい範囲は0.05%以下である。
Cu: 0.0005-0.1%
Cu is an element effective for ensuring hardenability. If it is less than 0.0005%, the effect of addition cannot be sufficiently confirmed, so the lower limit is made 0.0005%. If it exceeds 0.1%, flaws during hot rolling are likely to occur, resulting in deterioration in manufacturability such as a drop in yield, so the upper limit is made 0.1%. A more preferable range is 0.05% or less.
Nb:0.0005~0.1%
Nbは、炭窒化物を形成し、焼入れ前加熱時の結晶粒の異常粒成長の防止や靱性改善、焼戻し軟化抵抗改善に有効な元素である。0.0005%未満では含有させる効果は十分に発現しないため、下限を0.0005%とすることが好ましい。一方で、0.1%を超えると含有させる効果が飽和するだけでなく、Nb炭化物により母材の引張強さの増加に伴い伸びを低下させることになる。このため、上限を0.1%とすることが好ましい。さらに好ましくは0.05%以下であり、最も好ましくは0.03%以下である。
Nb: 0.0005-0.1%
Nb is an element that forms carbonitrides and is effective in preventing abnormal grain growth of crystal grains during heating before quenching, improving toughness, and improving temper softening resistance. If it is less than 0.0005%, the effect of containing it is not sufficiently exhibited, so the lower limit is preferably made 0.0005%. On the other hand, when the content exceeds 0.1%, not only does the effect of the Nb content saturate, but the Nb carbide increases the tensile strength of the base material and reduces the elongation. Therefore, it is preferable to set the upper limit to 0.1%. More preferably 0.05% or less, most preferably 0.03% or less.
V:0.0005~0.1%
VはNbやTaと同様に、炭窒化物を形成し、焼入れ前加熱時の結晶粒の異常粒成長防止および靱性改善、焼戻し軟化抵抗改善に有効な元素である。0.0005%未満では添加効果は十分に発現しないため、下限を0.0005%とする。0.1%を超えると添加効果が飽和するだけでなく、V炭化物により鋼板の引張強さの増加に伴い伸びを低下させることになるため、上限を0.1%とする。さらに好ましくは0.05%以下であり、最も好ましくは0.03%以下である。
V: 0.0005 to 0.1%
Like Nb and Ta, V forms carbonitrides and is an element effective in preventing abnormal grain growth of crystal grains during heating before quenching, improving toughness, and improving temper softening resistance. If it is less than 0.0005%, the effect of addition is not sufficiently exhibited, so the lower limit is made 0.0005%. If the content exceeds 0.1%, not only the effect of addition is saturated, but also the V carbide increases the tensile strength of the steel sheet and reduces the elongation, so the upper limit is made 0.1%. More preferably 0.05% or less, most preferably 0.03% or less.
Ca:0.0005~0.1%
Caは鋼を脱硫するのに有効であり、そのためには、0.0005%以上で添加する。一方、Ca添加量は多すぎると、低融点で粗大なAlとCaの酸化物が形成され、また複合酸硫化物がCaを吸収して粗大化しやすくなる。これらの粗大な酸化物は疲労破壊の起点となりやすいため、上限を0.1%に規定する。さらに好ましくは0.05%以下であり、最も好ましくは0.03%以下である。
Ca: 0.0005-0.1%
Ca is effective for desulfurizing steel, and for that purpose, it is added at 0.0005% or more. On the other hand, if the amount of Ca added is too large, low-melting and coarse oxides of Al and Ca are formed, and complex oxysulfides tend to absorb Ca and become coarse. Since these coarse oxides are likely to become starting points of fatigue fracture, the upper limit is defined as 0.1%. More preferably 0.05% or less, most preferably 0.03% or less.
[ミクロ組織]
次に、本発明の高炭素熱延鋼板のミクロ組織の限定理由について説明する。
本発明では、ミクロ組織は、フェライトおよびセメンタイトを含み、フェライトの面積率が80%以上、フェライトの平均粒径が5μm以上25μm以下、全セメンタイト中の最大Cr濃度が23質量%以下および、全セメンタイトの平均間隔が1.0μm以上である。
[Microstructure]
Next, the reasons for limiting the microstructure of the high-carbon hot-rolled steel sheet of the present invention will be explained.
In the present invention, the microstructure includes ferrite and cementite, the area ratio of ferrite is 80% or more, the average grain size of ferrite is 5 μm or more and 25 μm or less, the maximum Cr concentration in all cementite is 23% by mass or less, and all cementite is 1.0 μm or more.
本発明の高炭素熱延鋼板が有するミクロ組織は、フェライトおよびセメンタイトを含み、好ましくはフェライトおよびセメンタイトからなる。本発明の高炭素熱延鋼板の組織は、上記したフェライトとセメンタイト以外に、パーライト、ベイナイトなどの残部組織が生成されてもよい。残部組織の合計の面積率が5%以下であれば、本発明の効果を損ねるものではないため、含有しても構わない。以下に、ミクロ組織における要件について、その限定理由を要件毎に説明する。 The microstructure of the high-carbon hot-rolled steel sheet of the present invention contains ferrite and cementite, preferably ferrite and cementite. The structure of the high-carbon hot-rolled steel sheet according to the present invention may contain residual structures such as pearlite and bainite in addition to the ferrite and cementite described above. If the total area ratio of the residual structure is 5% or less, it does not impair the effects of the present invention, so it may be contained. Below, the reasons for limiting the requirements in the microstructure will be explained for each requirement.
[フェライトの面積率:80%以上]
フェライトの面積率は、80%未満では冷間加工性が劣位となり、特に加工度の高い部品で冷間加工が難しくなる場合があるため、80%以上とする、より好ましくは85%以上である。
[Ferrite area ratio: 80% or more]
If the area ratio of ferrite is less than 80%, the cold workability becomes inferior, and cold working may be difficult especially in parts with a high degree of workability. .
[フェライトの平均粒径:5μm以上25μm以下]
フェライトの平均粒径は、5μm未満では冷間加工前の強度が増加し、冷間加工性が劣化するため、5μm以上とする。より好ましくは6μm以上である。一方、25μmを超えると、鋼板強度が低下する。また、一般に焼入れ処理を行って表面硬度を高くして製品にするが、熱処理方法によっては、内側まで焼入れされず鋼板強度が疲労強度に影響するケースもあり、ある程度鋼板の強度が必要である。そのため、フェライト平均粒径は、25μm以下とする。より好ましくは20μm以下、さらに好ましくは15μm以下である。
[Average grain size of ferrite: 5 μm or more and 25 μm or less]
If the average grain size of ferrite is less than 5 μm, the strength before cold working increases and the cold workability deteriorates, so the average grain size is made 5 μm or more. More preferably, it is 6 µm or more. On the other hand, if it exceeds 25 μm, the strength of the steel sheet decreases. In general, quenching is performed to increase the surface hardness of the product. Therefore, the ferrite average grain size is set to 25 μm or less. It is more preferably 20 μm or less, and still more preferably 15 μm or less.
ここで、鋼板により高い伸び(42%以上)を付与する観点からは、フェライトの平均粒径を10μm以上25μm以下とすることが好ましい。 Here, from the viewpoint of imparting a higher elongation (42% or more) to the steel sheet, it is preferable to set the average grain size of ferrite to 10 μm or more and 25 μm or less.
また、フェライト粒界が多くなると優先的にセメンタイトが粒界に析出しやすくなるため粗大なセメンタイトが生成しにくくなる。特に、2μm以上の粗大なセメンタイトを抑制して90%以上の穴広げ率を確保するには、フェライトの平均粒径は5μm以上10μm未満であることが好ましい。 In addition, when the number of ferrite grain boundaries increases, cementite tends to preferentially precipitate at the grain boundaries, making it difficult to form coarse cementite. In particular, in order to suppress coarse cementite of 2 μm or more and ensure a hole expansion ratio of 90% or more, the average grain size of ferrite is preferably 5 μm or more and less than 10 μm.
[鋼板中の全セメンタイト中の最大Cr濃度が23質量%以下]
真空浸炭のオーステナイト域での加熱時において、鋼板中のセメンタイトは溶解する。Cの拡散は速いため、浸炭保持時間はセメンタイトが溶解するには十分な時間であるが、Crの拡散は極めて遅く、保持時間中にはセメンタイト中に溶解していたCrは拡散できず、拡散期後にもCr濃度が高いところが存在する。Crはセメンタイトに溶け込みやすい元素であるため、高Cr濃度の領域が存在すると、浸炭後にセメンタイトが析出しやすいサイトとなる。浸炭前の鋼板において、最大Cr濃度が23質量%超のセメンタイトが存在すると、真空浸炭後にセメンタイトが析出しやすくなるため、鋼板中の全セメンタイト中の最大Cr濃度を23質量%以下とする。さらに好ましくは、17質量%以下、14質量%以下、10質量%以下、さらに好ましくは6質量%以下である。
[Maximum Cr concentration in all cementite in steel plate is 23% by mass or less]
During heating in the austenite region of vacuum carburizing, the cementite in the steel sheet melts. Since the diffusion of C is fast, the carburizing holding time is sufficient for the cementite to dissolve, but the diffusion of Cr is extremely slow. There are places where the Cr concentration is high even after the period. Since Cr is an element that easily dissolves into cementite, the presence of a high Cr concentration region becomes a site where cementite easily precipitates after carburizing. If cementite having a maximum Cr concentration of more than 23% by mass exists in the steel sheet before carburizing, the cementite tends to precipitate after vacuum carburizing. More preferably, it is 17% by mass or less, 14% by mass or less, 10% by mass or less, and even more preferably 6% by mass or less.
[全セメンタイトの平均間隔1.0μm以上]
穴広げ性の向上には局部延性を高める必要があり、ボイドの連結を抑制することが重要である。ボイドは、フェライトと粗大なセメンタイトの界面で発生しやすく、ボイドの連結を抑制するには全セメンタイト相互の間隔を1.0μm以上とする必要がある。その結果80%以上の穴広げ率を確保できる。
一方で粗大すぎるセメンタイトが存在すると、セメンタイトとフェライトとの界面から生じた割れを基点として板厚方向に割れが伝播する。その結果、穴広げ性が低下するおそれがあるため、粗大なセメンタイトを発生させないという観点からは、平均間隔は20.0μm以下とすることが好ましい。なお、セメンタイトの平均間隔は、セメンタイトの自由行程とする。
[Average spacing of all cementite of 1.0 μm or more]
It is necessary to increase local ductility to improve hole expansibility, and it is important to suppress the connection of voids. Voids are likely to occur at interfaces between ferrite and coarse cementite, and in order to suppress the connection of voids, it is necessary to set the interval between all cementites to 1.0 μm or more. As a result, a hole expanding ratio of 80% or more can be secured.
On the other hand, if excessively coarse cementite exists, the crack propagates in the plate thickness direction from the crack generated at the interface between cementite and ferrite. As a result, there is a possibility that the hole expansibility may deteriorate, so from the viewpoint of not generating coarse cementite, the average spacing is preferably 20.0 μm or less. The average interval of cementite is the free path of cementite.
ここで、鋼板において42%以上の高い伸びと90%以上の穴広げ率を確実に実現するには、上記したフェライト結晶粒径を10μm以上とする必要があり、そのためには、全セメンタイトの平均間隔を5.0μm以上とすることが好ましい。 Here, in order to reliably achieve a high elongation of 42% or more and a hole expansion ratio of 90% or more in a steel plate, the above ferrite crystal grain size must be 10 μm or more. It is preferable to set the interval to 5.0 μm or more.
また、粗大なセメンタイトが存在すると、板厚方向に割れが伝播して穴広げ性が低下するため、粗大なセメンタイトを存在させない必要がある。特に、2μm以上の粗大なセメンタイトを存在させないためには、全セメンタイトの平均間隔は1.0μm以上5.0μm未満であることが好ましい。 In addition, if coarse cementite is present, cracks propagate in the sheet thickness direction and the hole expansibility is lowered. Therefore, coarse cementite must not be present. In particular, in order to prevent the presence of coarse cementite of 2 μm or more, the average spacing of all cementite is preferably 1.0 μm or more and less than 5.0 μm.
なお、上述のフェライトの平均粒径、セメンタイトの円相当直径およびフェライトの面積率等は、後述する実施例に記載の方法でそれぞれ測定することができる。 The average grain size of ferrite, the circle-equivalent diameter of cementite, the area ratio of ferrite, and the like can be measured by the methods described in the examples below.
さらに、ミクロ組織において、次の好適条件を満足することが、機械的特性(延性)を向上するのに有効である。
[フェライト粒内のセメンタイトの個数に対するフェライト粒界のセメンタイトの個数の比率が0.5以上]
通常、焼入れ前に存在するセメンタイト径は、円相当直径で0.2~6.0μm程度であり、フェライト粒内と粒界に存在している。フェライト粒内に微細なセメンタイトが多数存在すると、局部延性は高くなり、穴広げ性は向上する。一方で、フェライト粒内にセメンタイトが多数存在すると、焼鈍工程においてフェライト粒の成長が抑制されてフェライト粒が微細化したり、また組織が不均一化し、伸びが低下する。従って、穴広げ性を確保しつつ、優れた伸び性を得るには、フェライト粒内のセメンタイトの個数に対するフェライト粒界のセメンタイトの個数の比率を0.5以上とすることが好ましい。好ましくは、0.7以上、さらに好ましくは1.0以上である。
Furthermore, satisfying the following favorable conditions in the microstructure is effective in improving the mechanical properties (ductility).
[The ratio of the number of cementite in the ferrite grain boundary to the number of cementite in the ferrite grain is 0.5 or more]
Usually, the diameter of cementite that exists before quenching is about 0.2 to 6.0 μm in equivalent circle diameter, and exists in ferrite grains and grain boundaries. When a large number of fine cementite particles are present in ferrite grains, the local ductility increases and the hole expansibility improves. On the other hand, if a large amount of cementite exists in the ferrite grains, the growth of the ferrite grains is suppressed in the annealing process, the ferrite grains become finer, the structure becomes non-uniform, and the elongation decreases. Therefore, in order to obtain excellent elongation while ensuring the expansibility, the ratio of the number of cementites in the ferrite grain boundaries to the number of cementites in the ferrite grains is preferably 0.5 or more. It is preferably 0.7 or more, more preferably 1.0 or more.
[セメンタイトの平均粒子径が0.2μm以上2.5μm以下]
まず、セメンタイトの平均粒子径とは、平均円相当直径のことである。このセメンタイトの平均粒子径が大きいと、引張変形時に割れが発生し、高い伸びを得ることができない。そのため、平均粒子径は2.5μm以下とするとすることが好ましい。さらに好ましくは2.0μm以下である。一方で、平均粒子径が0.2μm未満になると、析出強化に効く0.1μm以下のセメンタイトが増加し、鋼板が硬質化し伸びが低下するため、平均粒子径は0.2μm以上とすることが好ましい。さらに好ましくは0.3μm以上とする。
[Average particle size of cementite is 0.2 μm or more and 2.5 μm or less]
First, the average particle size of cementite means the average circle equivalent diameter. If the cementite has a large average particle size, cracking occurs during tensile deformation, and high elongation cannot be obtained. Therefore, the average particle size is preferably 2.5 μm or less. More preferably, it is 2.0 μm or less. On the other hand, if the average particle size is less than 0.2 μm, the amount of cementite of 0.1 μm or less, which is effective for precipitation strengthening, increases and the steel sheet hardens and elongation decreases. preferable. More preferably, the thickness is 0.3 μm or more.
[Sb、Snの鋼板表層における濃化]
また、上記したように、必要に応じてSbおよびSnのいずれか1種を添加する場合に、鋼板の表面から板厚方向へ10nm以内の領域において、SbおよびSnのいずれか1種または2種以上の合計濃度が母材濃度の10倍以上であることが好ましい。
さらに、Sb、Snは鋼板表層に濃化することで鋼板表層からの過剰浸炭を抑制する効果があるため、60°より鋭角な(特に45°以下)形状を有する部品を真空浸炭処理する場合に、セメンタイト析出を抑制する効果がある。鋼板表面から10nm以内の領域においてSbおよびSnのうち1種または2種以上の合計濃度が母材濃度の10倍未満では、上記の効果は発現しにくくなる。なお、SbおよびSnのいずれかを鋼板表層に濃化するには、例えば、スラブ加熱温度を1050~1270℃とするとよい。
[Concentration of Sb and Sn in the surface layer of the steel sheet]
Further, as described above, when one of Sb and Sn is added as necessary, in a region within 10 nm in the thickness direction from the surface of the steel sheet, one or two of Sb and Sn It is preferable that the total concentration of the above is 10 times or more the concentration of the base material.
Furthermore, Sb and Sn have the effect of suppressing excessive carburization from the steel plate surface layer by concentrating them in the steel plate surface layer. , has the effect of suppressing cementite precipitation. If the total concentration of one or more of Sb and Sn in a region within 10 nm from the steel plate surface is less than 10 times the concentration of the base material, the above effects are difficult to develop. In order to concentrate either Sb or Sn in the surface layer of the steel sheet, the slab heating temperature should be 1050 to 1270° C., for example.
[機械特性]
本発明の高炭素熱延鋼板は、ギヤー、トランスミッションのダンパーなどの自動車用部品を冷間プレスで成形するため、優れた冷間加工性が必要である。また、焼入れ処理により硬度を大きくして、耐磨耗性を付与、高い疲労特性を出す必要がある。そのため、本発明の高炭素熱延鋼板は、鋼板の引張強さを420MPa以下とし、かつ全伸び(El)を39%以上、穴広げ率を80%以上とすることで、優れた冷間加工性を有するとともに、優れた焼入れ性(焼入れ性、耐過剰浸炭性)を両立させることができる。
なお、上述の引張強さ、全伸び(El)、穴広げ性は、後述する実施例に記載の方法で測定することができる。
[Mechanical properties]
The high-carbon hot-rolled steel sheet of the present invention is required to have excellent cold workability because it is cold-pressed to form automotive parts such as gears and transmission dampers. In addition, it is necessary to increase the hardness by quenching treatment, impart wear resistance, and exhibit high fatigue properties. Therefore, the high-carbon hot-rolled steel sheet of the present invention has a tensile strength of 420 MPa or less, a total elongation (El) of 39% or more, and a hole expansion ratio of 80% or more. It is possible to achieve both excellent hardenability (hardenability and resistance to excessive carburization).
In addition, the tensile strength, total elongation (El), and hole expansibility described above can be measured by the methods described in Examples described later.
[製造方法]
本発明の高炭素熱延鋼板は、上記に従う成分組成の鋼を素材とし、該鋼素材を、1050~1270℃の温度域で1h以上保持し、980~1080℃の温度域での圧下率:40%以上で粗圧延し、終了温度:Ar3変態点以上で仕上圧延し、その後平均冷却速度:20℃/s以上で750℃まで1次冷却し、平均冷却速度:10℃/s以上で巻取温度まで2次冷却し、巻取温度:580℃超~700℃で巻き取り常温まで冷却した後、焼鈍として、(i)または(ii)の工程を経ることにより製造される。
(i)Ac1変態点以上Ac3変態点以下に加熱して当該温度域で0.5h以上保持し、次いで1~20℃/hの平均冷却速度でAr1変態点未満に冷却して、600℃以上Ar1変態点未満の温度域で10h以上保持する。
(ii)600℃以上Ac1変態点以下の温度域で1h以上40h以下を保持する。
[Production method]
The high-carbon hot-rolled steel sheet of the present invention uses steel having the chemical composition according to the above as a material, holds the steel material in a temperature range of 1050 to 1270 ° C. for 1 hour or more, and reduces the reduction in the temperature range of 980 to 1080 ° C.: Rough rolling at 40% or more, finishing temperature: finish rolling at Ar 3 transformation point or more, then primary cooling to 750°C at an average cooling rate of 20°C/s or more, average cooling rate: 10°C/s or more It is manufactured by secondary cooling to the coiling temperature, coiling at a coiling temperature of over 580° C. to 700° C., cooling to room temperature, and then undergoing the step (i) or (ii) as annealing.
(i) heating to the Ac 1 transformation point or more and the Ac 3 transformation point or less, holding in that temperature range for 0.5 hours or more, and then cooling to less than the Ar 1 transformation point at an average cooling rate of 1 to 20 ° C./h, The temperature is maintained in the temperature range of 600° C. or more and less than the Ar 1 transformation point for 10 hours or longer.
(ii) Hold for 1 hour or more and 40 hours or less in a temperature range of 600° C. or more and Ac1 transformation point or less.
以下、本発明の高炭素熱延鋼板の製造方法における限定理由について説明する。なお、説明において、温度に関する「℃」表示は、鋼板表面あるいは鋼素材の表面における温度を表すものとする。 The reasons for limitations in the method for producing a high-carbon hot-rolled steel sheet according to the present invention will be described below. In the description, "°C" regarding temperature indicates the temperature on the surface of the steel plate or the surface of the steel material.
本発明において、鋼素材の製造方法は、特に限定する必要はない。例えば、本発明の高炭素鋼を溶製するには、転炉、電気炉どちらも使用可能である。転炉等の公知の方法で溶製された高炭素鋼は、造塊-分塊圧延または連続鋳造によりスラブ等(鋼素材)とされる。スラブは、通常、加熱された後、熱間圧延(熱間粗圧延、仕上圧延)される。
例えば、連続鋳造で製造されたスラブの場合は、そのままあるいは温度低下を抑制する目的で保熱して、圧延する直送圧延を適用してもよい。なお、熱間圧延では、仕上圧延終了温度を確保するため、バーヒータ等の加熱手段により被圧延材の加熱を行ってもよい。
In the present invention, the method for manufacturing the steel material is not particularly limited. For example, both a converter and an electric furnace can be used to smelt the high carbon steel of the present invention. High-carbon steel melted by a known method such as a converter is made into a slab or the like (steel material) by ingot casting-slabbing rolling or continuous casting. A slab is usually hot rolled (rough hot rolling, finish rolling) after being heated.
For example, in the case of a slab manufactured by continuous casting, direct rolling may be applied in which the slab is rolled as it is or while being heat-retained for the purpose of suppressing a temperature drop. In the hot rolling, the material to be rolled may be heated by a heating means such as a bar heater in order to secure the finishing temperature of finish rolling.
[スラブ加熱温度:1050~1270℃の温度域で1h以上保持]
スラブ加熱中に、鋼中のCr濃度を均一にし、SbおよびSnを添加した場合はSbおよびSnを鋼板表面に濃化させる必要がある。加熱温度が高温すぎるとスケールにより表面状態が劣化し、また、SbおよびSnを添加した場合は、表面に濃化したSbおよびSnの濃化層が剥離してしまうため、上限は1270℃とした。一方、加熱温度が1100℃未満になると、Crの拡散速度が低下することで所定の時間では鋼中のCr濃度が均一にならない。また、SbおよびSnを添加した場合は、SbおよびSnの表層への濃化が遅くなり、表層全域において所定量で濃化しないため、下限を1050℃とした。保持時間が1h未満になると、Crが十分に拡散できず、鋼中のCr濃度が均一にならない。また、SbおよびSnを添加した場合は、SbおよびSnが表層全域において所定量濃化しないため、1h以上とした。一方、5h以上加熱すると、SbおよびSnを添加した場合にSbおよびSnの表層への濃化は飽和し、また表面が酸化して表面状態が劣化するため、5h以下が好ましい。
[Slab heating temperature: held in the temperature range of 1050 to 1270°C for 1 hour or more]
During slab heating, it is necessary to make the Cr concentration in the steel uniform, and to concentrate Sb and Sn on the surface of the steel sheet when Sb and Sn are added. If the heating temperature is too high, the surface condition deteriorates due to scale, and if Sb and Sn are added, the concentrated layer of Sb and Sn on the surface will peel off, so the upper limit was set to 1270 ° C. . On the other hand, if the heating temperature is less than 1100° C., the diffusion rate of Cr decreases and the Cr concentration in the steel does not become uniform within a predetermined time. Also, when Sb and Sn are added, the concentration of Sb and Sn in the surface layer slows down, and the concentration does not reach a predetermined amount over the entire surface layer. If the holding time is less than 1 hour, Cr cannot diffuse sufficiently and the Cr concentration in the steel does not become uniform. Moreover, when Sb and Sn are added, the Sb and Sn are not concentrated by a predetermined amount over the entire surface layer, so the time was set to 1 hour or more. On the other hand, heating for 5 hours or more is preferable because the concentration of Sb and Sn in the surface layer becomes saturated when Sb and Sn are added, and the surface is oxidized to deteriorate the surface condition.
[980~1080℃の温度域での圧下率:40%以上で粗圧延]
熱間粗圧延において、オーステナイト域で再結晶を繰り返すことにより、結晶粒が微細化する。この段階での結晶粒が粗大すぎると、拡散速度の速い結晶粒界が少なくなり、Crの拡散が十分に行われない。従って、仕上げ圧延前の鋼においてできるだけCrの偏析を小さくすることによって、仕上げ圧延後の冷却中にパーライト変態する際に、低いCr濃度を有するセメンタイトが得られるため、焼鈍後のセメンタイト中の最大Cr濃度も所定の値以下に制御できる。そのためには、980~1080℃の温度域での圧下率:40%以上とする必要がある。なお、粗圧延におけるトータル圧下率は82~90%であることが好ましい。より好ましくは、83~88%である。
[Reduction rate in the temperature range of 980 to 1080 ° C.: Rough rolling at 40% or more]
In rough hot rolling, grains are refined by repeating recrystallization in the austenite region. If the crystal grains at this stage are too coarse, the number of crystal grain boundaries where the diffusion speed is high is reduced, and Cr cannot be diffused sufficiently. Therefore, by making the segregation of Cr as small as possible in the steel before finish rolling, cementite having a low Cr concentration can be obtained when undergoing pearlite transformation during cooling after finish rolling. Density can also be controlled below a predetermined value. For that purpose, it is necessary to set the rolling reduction in the temperature range of 980 to 1080° C. to 40% or more. The total rolling reduction in rough rolling is preferably 82 to 90%. More preferably, it is 83-88%.
[終了温度:Ar3変態点以上で仕上圧延]
仕上圧延終了温度がAr3変態点未満では、熱間圧延後および焼鈍後に粗大なフェライト粒が形成され、伸びが著しく低下する。このため、仕上圧延終了温度は、Ar3変態点以上とする。好ましくは(Ar3変態点+20℃)以上とする。なお、仕上圧延終了温度の上限は、特に規定する必要はないが、仕上圧延後の冷却を円滑に行うためには、1000℃以下とすることが好ましい。
また、上述したAr3変態点は、フォーマスター試験などによる冷却時の熱膨張測定や電気抵抗測定による実測により決定することができる。
[Finishing temperature: finish rolling at Ar 3 transformation point or higher]
If the finish rolling finish temperature is lower than the Ar 3 transformation point, coarse ferrite grains are formed after hot rolling and after annealing, resulting in a marked decrease in elongation. For this reason, the finish rolling end temperature is set to the Ar 3 transformation point or higher. It is preferably (Ar 3 transformation point + 20°C) or higher. Although the upper limit of the finishing temperature of finish rolling need not be specified, it is preferably 1000° C. or less in order to perform cooling smoothly after finish rolling.
Moreover, the above-mentioned Ar 3 transformation point can be determined by actual measurement by thermal expansion measurement during cooling such as the Formaster test or electrical resistance measurement.
[仕上圧延後の1次冷却における平均冷却速度:20℃/s以上で750℃まで冷却]
仕上圧延後の、750℃までの平均冷却速度は、球状化焼鈍後のセメンタイト粒度分布に影響する。巻取りに続く焼鈍工程後に所定のセメンタイト粒度分布を得るためには、焼鈍工程前に均一なフェライトおよびパーライト組織とする必要がある。平均冷却速度が20℃/s未満では、均一なフェライトおよびパーライト組織が得られなくなる。また、不均一なパーライトでは、セメンタイトが存在する領域で局所的にCr濃度が高くなるため、焼鈍後のセメンタイト中のCr濃度が所定濃度以上になる。従って、仕上圧延後の1次平均冷却速度は、20℃/s以上にする。上限については特に規定する必要はないが、150℃/sを超えるとパーライト組織が微細すぎて焼鈍後フェライト粒内に残りやすく、上記したフェライト粒内のセメンタイトの個数に対するフェライト粒界の炭化物の個数の比率を所定範囲内にすることが難しくなるため、好ましくは150℃/s以下である。より好ましくは100℃/s以下である。
[Average cooling rate in primary cooling after finish rolling: cooling to 750 ° C. at 20 ° C./s or more]
The average cooling rate to 750°C after finish rolling affects the cementite grain size distribution after spheroidizing annealing. In order to obtain a desired cementite grain size distribution after the annealing step following coiling, it is necessary to have a uniform ferrite and pearlite structure before the annealing step. If the average cooling rate is less than 20°C/s, uniform ferrite and pearlite structures cannot be obtained. Further, in non-uniform pearlite, the Cr concentration is locally high in a region where cementite exists, so that the Cr concentration in the cementite after annealing exceeds a predetermined concentration. Therefore, the primary average cooling rate after finish rolling is set to 20° C./s or more. There is no need to specify the upper limit, but if it exceeds 150 ° C./s, the pearlite structure is too fine and tends to remain in the ferrite grains after annealing, and the number of carbides at the ferrite grain boundaries relative to the number of cementites in the ferrite grains. is preferably 150° C./s or less, because it becomes difficult to keep the ratio of Δ within the predetermined range. More preferably, it is 100° C./s or less.
なお、焼鈍として、上記した焼鈍(ii)を選択する場合、仕上圧延後の1次平均冷却速度が65℃/s超になると、パーライト組織が微細すぎて焼鈍後フェライト粒内に残りやすく、所定のフェライト粒内のセメンタイトの個数に対するフェライト粒界の炭化物の個数の比率を所定範囲内にすることが難しくなるため、65℃/s以下とすることが好ましい。 When the above-described annealing (ii) is selected as the annealing, if the primary average cooling rate after finish rolling exceeds 65 ° C./s, the pearlite structure is too fine and tends to remain in the ferrite grains after annealing. Since it becomes difficult to keep the ratio of the number of carbides at the ferrite grain boundaries to the number of cementites in the ferrite grains within a predetermined range, it is preferably 65° C./s or less.
一方、焼鈍として、上記した焼鈍(i)を選択する場合には、仕上げ圧延後の冷却速度が大きくパーライトが微細となっても、その微細パーライトは1段目の焼鈍中に生成するオーステナイト相に溶解するため、焼鈍後のセメンタイトの分布には影響を与えにくい。 On the other hand, when the above-described annealing (i) is selected as the annealing, even if the cooling rate after finish rolling is high and the pearlite becomes fine, the fine pearlite is formed in the austenite phase generated during the first stage annealing. Since it dissolves, it hardly affects the distribution of cementite after annealing.
[2次冷却における平均冷却速度:10℃/s以上で巻取温度まで冷却]
2次平均冷却速度が10℃/s未満では、ラメラーの粗大なパーライト組織が生成され、焼鈍工程後に所定のセメンタイト粒度分布が得られず、またラメラーが粗大なパーライトではセメンタイトが存在する領域で局所的にCr濃度が高くなり、焼鈍後のセメンタイト中のCr濃度が所定濃度以上になるため、2次平均冷却速度は10℃/s以上とする。上限については特に規定する必要はないが、150℃/sを超えるとパーライト組織が微細すぎて焼鈍後フェライト粒内に残りやすく、フェライト粒内のセメンタイトの個数に対するフェライト粒界の炭化物の個数の比率を所定範囲内にすることが難しくなるため、好ましくは150℃/s以下である。より好ましくは100℃/s以下である。
[Average cooling rate in secondary cooling: cooling to winding temperature at 10 ° C./s or more]
If the secondary average cooling rate is less than 10°C/s, a pearlite structure with coarse lamellae is formed, and a predetermined cementite grain size distribution cannot be obtained after the annealing process. Since the Cr concentration in the cementite after annealing becomes higher than the predetermined concentration, the secondary average cooling rate is set to 10° C./s or more. There is no need to specify the upper limit, but if it exceeds 150 ° C./s, the pearlite structure is too fine and tends to remain in the ferrite grains after annealing, and the ratio of the number of carbides at the ferrite grain boundary to the number of cementite in the ferrite grains. within a predetermined range, it is preferably 150° C./s or less. More preferably, it is 100° C./s or less.
なお、焼鈍として、上記した焼鈍(ii)を選択する場合、2次平均冷却速度が65℃/s超では、パーライト組織が微細すぎて焼鈍後フェライト粒内に残りやすく、所定のフェライト粒内のセメンタイトの個数に対するフェライト粒界の炭化物の個数の比率が得られないため、65℃/s以下とすることが好ましい。 When the annealing (ii) described above is selected as the annealing, if the secondary average cooling rate exceeds 65 ° C./s, the pearlite structure is too fine and tends to remain in the ferrite grains after annealing, and the predetermined ferrite grains Since the ratio of the number of carbides at ferrite grain boundaries to the number of cementites cannot be obtained, it is preferable to set the rate to 65° C./s or less.
一方、焼鈍として、上記した焼鈍(i)を選択する場合には、仕上げ圧延後の冷却速度が大きくパーライトが微細となっても、その微細パーライトは1段目の焼鈍中に生成するオーステナイト相に溶解するため、焼鈍後のセメンタイトの分布には影響を与えにくい。 On the other hand, when the above-described annealing (i) is selected as the annealing, even if the cooling rate after finish rolling is high and the pearlite becomes fine, the fine pearlite is formed in the austenite phase generated during the first stage annealing. Since it dissolves, it hardly affects the distribution of cementite after annealing.
[巻取温度:580℃超~700℃]
仕上圧延後の熱延鋼板は、コイル形状に巻き取られる。巻取温度が高すぎると、熱延鋼板でラメラーの粗大なパーライト組織が生成され、焼鈍工程後にセメンタイトが存在する領域で局所的にCr濃度が高くなり、焼鈍後のセメンタイトのCr濃度が所定濃度以上になるため、巻取温度の上限を700℃とする。好ましくは690℃以下である。一方、巻取温度が低すぎると熱延鋼板が硬質化するため、好ましくない。したがって、巻取温度の下限を580℃超とする。好ましくは600℃以上である。
[Winding temperature: over 580°C to 700°C]
The hot-rolled steel sheet after finish rolling is wound into a coil shape. If the coiling temperature is too high, a lamellar coarse pearlite structure is generated in the hot-rolled steel sheet, and the Cr concentration locally increases in the region where cementite exists after the annealing process, and the Cr concentration of the cementite after annealing reaches a predetermined concentration. Therefore, the upper limit of the winding temperature is set to 700°C. It is preferably 690° C. or less. On the other hand, if the coiling temperature is too low, the hot-rolled steel sheet is hardened, which is not preferable. Therefore, the lower limit of the winding temperature is made over 580°C. It is preferably 600° C. or higher.
上記のようにコイル状に巻き取った後、常温まで冷却し、酸洗処理を施しても良い。酸洗処理後に、以下に示す焼鈍(i)または(ii)を行う。 After being wound into a coil as described above, it may be cooled to room temperature and pickled. After the pickling treatment, the following annealing (i) or (ii) is performed.
[焼鈍(i)]
2段階での焼鈍を行う焼鈍(i)における各条件の限定理由について述べる。
[Ac1変態点以上Ac3変態点以下に加熱して当該温度域で0.5h以上保持(1段目の焼鈍)]
熱延鋼板をAc1変態点以上の焼鈍温度に加熱することにより、鋼板組織のフェライトの一部をオーステナイトに変態させ、フェライト中に析出していた微細な炭化物を溶解させ、Cをオーステナイト中に固溶させる。一方、オーステナイトに変態せずに残ったフェライトは高温で焼鈍されるため、転位密度が減少して軟化する。また、フェライト中には溶解しなかった比較的粗大な炭化物(未溶解炭化物)が残存するが、オストワルド成長によりさらに粗大になる。焼鈍温度がAc1変態点未満では、オーステナイト変態が生じないため、炭化物をオーステナイト中に固溶させることができない。また、本発明では、Ac1変態点以上での保持時間が0.5h未満では微細な炭化物を十分に溶解することができない、このため、1段目の焼鈍として、Ac1変態点以上に加熱して0.5h以上保持することとする。一方、1段目の焼鈍温度がAc3変態点超になると焼鈍後に棒状のセメンタイトが多数得られて所定の伸びが得られないため、Ac3変態点以下とする。また、保持時間は10h以下とすることが好ましい。なお、焼鈍の際の雰囲気ガスは、窒素、水素、窒素と水素の混合ガスのいずれも使用できる。
[annealing (i)]
The reasons for limiting each condition in annealing (i) in which annealing is performed in two stages will be described.
[Heating to Ac 1 transformation point or more and Ac 3 transformation point or less and holding in the temperature range for 0.5 h or more (first stage annealing)]
By heating the hot-rolled steel sheet to an annealing temperature equal to or higher than the Ac 1 transformation point, part of the ferrite in the steel sheet structure is transformed into austenite, fine carbides precipitated in the ferrite are dissolved, and C is added to the austenite. Dissolve. On the other hand, the remaining ferrite that has not been transformed into austenite is annealed at a high temperature, so that the dislocation density is reduced and the ferrite is softened. In addition, relatively coarse carbides (undissolved carbides) that have not been dissolved remain in the ferrite, but become even coarser due to Ostwald growth. When the annealing temperature is lower than the Ac 1 transformation point, austenite transformation does not occur, so carbides cannot be dissolved in austenite. In addition, in the present invention, if the holding time at the Ac 1 transformation point or higher is less than 0.5 hours, the fine carbide cannot be sufficiently dissolved. and hold for 0.5 hours or more. On the other hand, if the first-stage annealing temperature exceeds the Ac3 transformation point , a large amount of rod-shaped cementite is obtained after annealing, and the predetermined elongation cannot be obtained. Also, the holding time is preferably 10 hours or less. Any of nitrogen, hydrogen, and a mixed gas of nitrogen and hydrogen can be used as the atmosphere gas during annealing.
[平均冷却速度1~20℃/hでAr1変態点未満に冷却]
上記した1段目の焼鈍の後、2段目の焼鈍の温度域であるAr1変態点未満に、1~20℃/hの平均冷却速度で冷却する。冷却途中に、オーステナイト→フェライト変態に伴いオーステナイトから吐き出されるCが、フェライトとオーステナイトの界面や未溶解炭化物を核生成サイトとして、比較的粗大な球状炭化物として析出する。この冷却においては、パーライトが生成しないように冷却速度を調整する必要がある。1段目の焼鈍後、2段目の焼鈍までの冷却速度が、1℃/h未満では生産効率が悪いため、該冷却速度は1℃/h以上とする。一方、20℃/hを超えて大きくなると、パーライトが析出し、硬度が高くなるため、20℃/h以下とする。
[Cooling to less than the Ar 1 transformation point at an average cooling rate of 1 to 20 ° C./h]
After the first stage annealing, the steel is cooled at an average cooling rate of 1 to 20° C./h below the Ar 1 transformation point, which is the temperature range for the second stage annealing. During cooling, C discharged from austenite accompanying the transformation from austenite to ferrite precipitates as relatively coarse spherical carbides at the interfaces between ferrite and austenite and undissolved carbides as nucleation sites. In this cooling, it is necessary to adjust the cooling rate so as not to generate pearlite. If the cooling rate from the first stage annealing to the second stage annealing is less than 1° C./h, the production efficiency is poor, so the cooling rate is set to 1° C./h or more. On the other hand, if the rate exceeds 20° C./h, pearlite precipitates and the hardness increases, so the rate is set to 20° C./h or less.
[600℃以上Ar1変態点未満の温度域で10h以上保持(2段目の焼鈍)]
上記した1段目の焼鈍後、所定の冷却速度で冷却してAr1変態点未満の温度域で保持することで、オストワルド成長により、粗大な球状炭化物をさらに成長させ、微細な炭化物を消失させる。Ar1変態点未満での保持時間が10h未満では、炭化物を十分に成長させることができず、焼鈍後の強度が大きくなりすぎる。このため、2段目の焼鈍はAr1変態点未満で20h以上保持とする。なお、2段目の焼鈍温度は炭化物を十分成長させるため600℃以上とする。好ましくは660℃以上であり、また、保持時間は生産効率の観点から、35h以下とすることが好ましい。
[Holding for 10 hours or longer in the temperature range of 600°C or higher and lower than the Ar 1 transformation point (second stage annealing)]
After the first stage annealing described above, the steel is cooled at a predetermined cooling rate and maintained in a temperature range below the Ar 1 transformation point, thereby further growing coarse spherical carbides and eliminating fine carbides by Ostwald growth. . If the holding time below the Ar 1 transformation point is less than 10 hours, the carbide cannot be sufficiently grown, and the strength after annealing becomes too large. For this reason, the second stage annealing is performed at a temperature lower than the Ar 1 transformation point and maintained for 20 hours or more. Note that the annealing temperature in the second stage is set to 600° C. or higher in order to sufficiently grow the carbide. The temperature is preferably 660° C. or higher, and the holding time is preferably 35 hours or shorter from the viewpoint of production efficiency.
上記2段目の焼鈍後の冷却は、基本的に常温まで炉冷とする。ここで、50℃/hを超える冷却速度の場合には、セメンタイトの球状化が不十分となり、アスペクト比の大きいセメンタイトが残り鋼板の延性を阻害する可能性があるため、50℃/h以下が好ましく、より好ましくは1~30℃/hである。 Cooling after the second stage annealing is basically furnace cooling to room temperature. Here, in the case of a cooling rate exceeding 50 ° C./h, cementite spheroidization becomes insufficient, and cementite with a large aspect ratio remains and may impede the ductility of the steel plate. It is preferably 1 to 30°C/h, more preferably 1 to 30°C/h.
[焼鈍(ii)]
1段階での焼鈍を行う焼鈍(ii)における各条件の限定理由について述べる。
[焼鈍温度:600℃以上Ac1変態点未満の温度域で保持]
上記のようにして得た熱延鋼板に、焼鈍(セメンタイトの球状化焼鈍)を施す。焼鈍温度がAc1変態点以上であると、オーステナイトが析出し、焼鈍後の冷却過程において粗大なパーライト組織が形成され、不均一な組織となる。このため、焼鈍温度は、Ac1変態点未満とする。好ましくは(Ac1変態点-10℃)以下である。なお、所定のセメンタイト分散状態を得るには、焼鈍温度は600℃以上とする必要があり、好ましくは700℃以上である。なお、雰囲気ガスは、窒素、水素、窒素と水素の混合ガスのいずれも使用できる。また、焼鈍における保持時間は、0.5~40時間とすることが好ましい。焼鈍温度における保持時間が0.5時間未満であると、焼鈍の効果が乏しく、本発明の目標とする組織が得られず、その結果、本発明の目標とする鋼板の硬度および伸びが得られない。したがって、焼鈍温度における保持時間は1.0時間以上が好ましい。より好ましくは5時間以上である。一方、焼鈍温度における保持時間は、40時間以下とすることが好ましい。より好ましくは35時間以下である。
[Annealing (ii)]
The reasons for limiting each condition in annealing (ii) in which annealing is performed in one step will be described.
[Annealing temperature: maintained in a temperature range of 600° C. or more and less than the Ac 1 transformation point]
The hot-rolled steel sheet obtained as described above is subjected to annealing (cementite spheroidization annealing). When the annealing temperature is equal to or higher than the Ac 1 transformation point, austenite is precipitated and a coarse pearlite structure is formed in the cooling process after annealing, resulting in a non-uniform structure. Therefore, the annealing temperature should be less than the Ac 1 transformation point. It is preferably (Ac 1 transformation point -10°C) or less. The annealing temperature must be 600° C. or higher, preferably 700° C. or higher, in order to obtain a predetermined cementite dispersed state. Any of nitrogen, hydrogen, and a mixed gas of nitrogen and hydrogen can be used as the atmospheric gas. Further, the holding time in annealing is preferably 0.5 to 40 hours. If the holding time at the annealing temperature is less than 0.5 hours, the effect of annealing is poor and the target structure of the present invention cannot be obtained. As a result, the target hardness and elongation of the steel sheet cannot be obtained. do not have. Therefore, the holding time at the annealing temperature is preferably 1.0 hours or more. More preferably, it is 5 hours or longer. On the other hand, the holding time at the annealing temperature is preferably 40 hours or less. More preferably, it is 35 hours or less.
上記焼鈍後の冷却は、基本的に常温まで炉冷とする。ここで、50℃/hを超える冷却速度の場合には、セメンタイトの球状化が不十分となり、アスペクト比の大きいセメンタイトが残り鋼板の延性を阻害する可能性があるため、50℃/h以下が好ましく、より好ましくは1~30℃/hである。 Cooling after the annealing is basically furnace cooling to room temperature. Here, in the case of a cooling rate exceeding 50 ° C./h, cementite spheroidization becomes insufficient, and cementite with a large aspect ratio remains and may impede the ductility of the steel plate. It is preferably 1 to 30°C/h, more preferably 1 to 30°C/h.
なお、上述したAc1変態点およびAc3変態点はそれぞれ、加熱時のフェライトからオーステナイトへの変態開始温度および終了温度である。Ar3変態点およびAr1変態点はそれぞれ、冷却時のオーステナイトからフェライトへの変態開始温度および終了温度である。これらは、特に限定するものではないが、フォーマスター試験などによる加熱冷却時の熱膨張や電気抵抗の実測にて決定することができる。 The above-mentioned Ac 1 transformation point and Ac 3 transformation point are the start temperature and end temperature of transformation from ferrite to austenite during heating, respectively. The Ar 3 transformation point and the Ar 1 transformation point are the start and finish temperatures of austenite to ferrite transformation upon cooling, respectively. Although these are not particularly limited, they can be determined by actually measuring thermal expansion and electrical resistance during heating and cooling by a Formaster test or the like.
次に、浸炭処理してなる浸炭鋼部品の規定理由について述べる。
[上記浸炭層と非浸炭層のいずれもマルテンサイト組織]
例えば、ギヤーやトランスミッションのダンパーで高面圧をかけられた状態で使用する場合において、高い疲労特性や耐摩耗性を必要とするため、浸炭層と非浸炭層のいずれもマルテンサイトからなり、非浸炭層があることで所望の靱性が得られる。
Next, the reason why carburized steel parts are specified will be described.
[Both the carburized layer and the non-carburized layer have a martensitic structure]
For example, when the damper of a gear or transmission is used under high surface pressure, high fatigue properties and wear resistance are required. The presence of the carburized layer provides the desired toughness.
[10μm以上のセメンタイトが存在しないこと]
10μm以上のセメンタイトが存在すると疲労における破壊の起点となるため、10μm以上のセメンタイトは存在しない必要がある。
[No cementite of 10 µm or more]
Cementite with a size of 10 μm or more is required to be absent because it becomes a starting point of fracture in fatigue.
浸炭鋼部品の硬度分布については特に規定は説明していないが、下記に示す硬度分布および組織とすることが好ましい。Cr添加量を調整してBを添加した鋼板からなる浸炭鋼部品を、大気より酸素濃度が低い浸炭雰囲気中においてオーステナイト化温度以上に加熱して表層に浸炭層を形成する浸炭工程と、該浸炭工程に引き続き、マルテンサイト変態する冷却速度よりも遅い冷却速度により前記鋼部品を冷却し、かつ冷却による組織変態が完了する温度以下まで前記鋼部品を冷却する工程と、高密度エネルギーによって前記鋼部品における所望部分をオーステナイト領域まで加熱した後にマルテンサイト変態する冷却速度以上の冷却速度により冷却する焼入れ工程を行う処理を前記鋼部品に行うことにより、表面硬度が800HV以上となる浸炭層を表層から内側100μm(第1層)に有し、その内側に硬度が450HV以上で800HV未満となる浸炭層(第2層)を400μm以上有し、さらに上記浸炭層の内側の内部硬度が380HV以上600HV未満となる非浸炭層(母相)を有し、浸炭層および非浸炭層の組織はいずれもマルテンサイトであり、円相当径10μm以上のセメンタイトが存在しない浸炭鋼部品となる。 Although there is no particular description of the hardness distribution of the carburized steel part, it is preferable to have the hardness distribution and structure shown below. A carburizing step of heating a carburized steel part made of a steel plate to which B is added by adjusting the amount of Cr added to a carburizing atmosphere having an oxygen concentration lower than that of the air to a temperature equal to or higher than the austenitizing temperature to form a carburized layer on the surface, and the carburizing step. following the step, cooling the steel part at a cooling rate lower than the cooling rate for martensitic transformation and cooling the steel part to a temperature below the temperature at which structural transformation due to cooling is completed; A carburized layer having a surface hardness of 800 HV or more is formed from the surface layer to the inner side by performing a quenching process in which the desired part is heated to the austenite region and then cooled at a cooling rate equal to or higher than the cooling rate for martensite transformation. It has a thickness of 100 μm (first layer), has a carburized layer (second layer) of 400 μm or more with a hardness of 450 HV or more and less than 800 HV inside it, and further has an internal hardness of 380 HV or more and less than 600 HV inside the carburized layer. The structure of both the carburized layer and the non-carburized layer is martensite, and the carburized steel part has no cementite with an equivalent circle diameter of 10 μm or more.
表1に示す鋼番A~Xの成分組成を有する鋼を溶製し、次いで表2および3に示す製造条件に従って、熱間圧延を行った。次いで、酸洗し、表2および表3に示す焼鈍温度および焼鈍時間にて焼鈍を施して、板厚3.0mmの熱延焼鈍板を製造した。
このようにして得られた熱延鋼板から試験片を採取し、下記のように、ミクロ組織、引張強さ、伸び、穴広げ性および真空浸炭後の耐過剰浸炭性および硬度分布を求めた。なお、表1に示すAc3変態点、Ac1変態点、Ar1変態点およびAr3変態点はフォーマスター試験により求めたものである。
Steels having chemical compositions of Steel Nos. A to X shown in Table 1 were melted and then hot-rolled according to the production conditions shown in Tables 2 and 3. Then, it was pickled and annealed at the annealing temperature and annealing time shown in Tables 2 and 3 to produce hot-rolled and annealed sheets with a thickness of 3.0 mm.
A test piece was taken from the hot-rolled steel sheet thus obtained, and the microstructure, tensile strength, elongation, hole expansibility, resistance to excessive carburization after vacuum carburization, and hardness distribution were determined as follows. The Ac 3 transformation point, Ac 1 transformation point, Ar 1 transformation point and Ar 3 transformation point shown in Table 1 were determined by the Formaster test.
(I)ミクロ組織
熱延鋼板のミクロ組織は、板幅中央部から採取した試験片(大きさ:3mmt×10mm×10mm)を切断研磨後、ナイタール腐食を施し、走査電子顕微鏡(SEM)を用いて、1/4板厚の3箇所で1000倍の倍率で撮影した。撮影した組織写真を画像処理により各相(フェライト、セメンタイト、パーライトなど)を特定した。
また、SEM画像から画像解析ソフトを用いて、フェライトとフェライト以外の領域とを二値化して、フェライトの面積率を求めた。
(I) Microstructure The microstructure of the hot-rolled steel sheet is obtained by cutting and polishing a test piece (size: 3 mmt × 10 mm × 10 mm) taken from the center of the width of the steel plate, and then applying nital corrosion, using a scanning electron microscope (SEM). Then, images were taken at 1000 times magnification at three locations of 1/4 plate thickness. Each phase (ferrite, cementite, pearlite, etc.) was identified by image processing of the photographed structure photograph.
In addition, the area ratio of ferrite was obtained by binarizing ferrite and regions other than ferrite from the SEM image using image analysis software.
また、撮影した組織写真について、JIS G 0551に定められた結晶粒度の評価方法(切断法)を用いて、フェライトの平均粒径を求めた。 In addition, the average grain size of ferrite was obtained from the photographs of the structure by using the grain size evaluation method (cutting method) specified in JIS G 0551.
さらに、撮影した組織写真について、平均セメンタイト径を評価した。
平均セメンタイト径は、各セメンタイトの面積を測定し、次式(1)のとおり円相当直径dに換算したものを平均して求めた。
d=(4S/π)1/2 ・・・(1)
ここで、S:各セメンタイトの面積
Furthermore, the average cementite diameter was evaluated for the photographed tissue photographs.
The average diameter of cementite was obtained by measuring the area of each cementite and averaging the equivalent circle diameters d according to the following formula (1).
d=(4S/π) 1/2 (1)
Here, S: area of each cementite
また、組織写真からフェライト粒内に存在するセメンタイト数とフェライト粒界に存在するセメンタイト数を測定してフェライト粒界に存在するセメンタイト数をフェライト粒内に存在するセメンタイト数で除してフェライト粒内に存在するセメンタイトに対するフェライト粒界に存在するセメンタイト数の比率を求めた。
全セメンタイトの平均間隔は、SEM画像から画像解析ソフトを用いて、セメンタイトとセメンタイト以外の領域とを二値化して、セメンタイトの面積率を求め、面積率(体積率)と上記で求めたセメンタイト平均径により、次式(2)ref 1)から平均自由行程として求めた。
平均自由行程={1.81(f-1/2)-1.63}dp/2・・・(2)
f:セメンタイトの体積割合(面積割合)、
dp:セメンタイトの平均粒子直径
ref 1) 金属便覧改訂6版,p.319
In addition, the number of cementite present in the ferrite grains and the number of cementite present in the ferrite grain boundaries were measured from the structure photograph, and the number of cementite present in the ferrite grain boundaries was divided by the number of cementite present in the ferrite grains to obtain the number of cementite in the ferrite grains. The ratio of the number of cementite present at the ferrite grain boundary to the cementite present at the ferrite grain boundary was obtained.
The average interval of all cementite is obtained by binarizing the cementite and the area other than cementite from the SEM image using image analysis software, obtaining the area ratio of cementite, and calculating the area ratio (volume ratio) and the cementite average obtained above. Based on the diameter, the mean free path was obtained from the following formula (2) ref 1) .
Mean free path={1.81(f -1/2 )−1.63}dp/2 (2)
f: volume ratio (area ratio) of cementite,
dp: average particle diameter of cementite
ref 1) Metal Handbook 6th Revised Edition, p.319
鋼板中のセメンタイトのCr濃度は、以下のとおり求めた。
セメンタイトが析出した鋼板の断面において、FE-EPMAを用いて、50μm×50μmの領域で特性X線強度マッピングを行い、C、Crの元素分布を求めた。次に、前記マッピングにおいてCの高い領域をセメンタイトと判断し、前記領域で得られたCrのカウント数をセメンタイト中のCr濃度と定義した。EPMAの測定条件は、加速電圧:9kV、照射電流:5×10-8Aとして、定量分析にはZAF補正計算法を用いた。すなわち、分析試料から測定された特性X線強度と、99%以上のCr量を有する標準試料の特性X線の強度比である相対強度とを求め、原子番号補正ref2)、吸収補正ref2)および蛍光励起補正ref2)を実施し、定量分析を行った。
ref2) 表面分析技術選書 電子プローブ・マイクロアナライザー,第6章,p.167
The Cr concentration of cementite in the steel sheet was determined as follows.
Using FE-EPMA, a characteristic X-ray intensity mapping was performed in a region of 50 μm×50 μm in the cross section of the steel plate on which cementite was precipitated, and the elemental distribution of C and Cr was determined. Next, a region with a high C content in the mapping was determined to be cementite, and the Cr count obtained in the region was defined as the Cr concentration in the cementite. EPMA measurement conditions were acceleration voltage: 9 kV, irradiation current: 5×10 −8 A, and ZAF correction calculation method was used for quantitative analysis. That is, the characteristic X-ray intensity measured from the analysis sample and the relative intensity, which is the ratio of the characteristic X-ray intensity of the standard sample having a Cr content of 99% or more, are obtained, and atomic number correction ref2) , absorption correction ref2) and Fluorescence excitation correction ref2) was performed and quantitative analysis was performed.
ref2) Surface Analysis Technology Selection Electron Probe Microanalyzer, Chapter 6, p.167
鋼板表層のSb濃度の評価には、X線光電子分光法(XPS)を用いた。まず、全結合エネルギー範囲(ワイドスキャン)を測定し、C、O、その他鉄および鉄中の元素を検出する。Sbの3d5/2ピークはSbの状態によってはO1sピークと重なることがあるため、次のように分離した。
(1)最初にFe、O、その他の鉄中の元素のメインピークの面積を計算し、この面積を相対感度係数で徐し、全元素の原子濃度を算出した。このとき、Oのピーク面積は、Sbを含むようにエネルギー範囲(527~538ev)を決定する。正確にはOのピークではなく、O+Sbのピークとなる。
(2)エネルギー範囲を525~540evとしてOピークを中心とした結合エネルギー範囲でOとSbのピークを再測定する(ナロースキャン)。Oのピークは酸化物(528.9ev)および水酸化物(531.9ev)と、金属Sbである3d5/2(528.2ev)および3d3/2(537.6ev)にピーク分離し、金属Sbのピークとそれ以外のピークの比で前記(1)で求めたO原子濃度をOとSbに分離する。
(3)前記(1)および(2)で求めたSbおよびFe、Fe中の添加元素の合計濃度を100%とするように正規化する。
(4)前記(1)~(3)の方法で求めたSb濃度を質量%に換算する。
なお、試料表面に炭素のコンタミネーションとして多量に検出されFe、Sbのピークが認められない場合には、このコンタミネーションを除去するため、イオン銃で表面をクリーニングする。イオン銃の条件は本願を規定するものではないが、Arを用いれば良く、例えば、10mA、3kVの条件で、40s~110s間クリーニングすることができる。また、XPSの測定条件は、本願を規定するものではないが、例えばAlのX線を用いて測定条件(電圧10kV、光電子の取り出し角度35°)で測定することができる。
X-ray photoelectron spectroscopy (XPS) was used to evaluate the Sb concentration of the surface layer of the steel sheet. First, the entire binding energy range (wide scan) is measured to detect C, O, and other elements in iron and iron. Since the 3d 5/2 peak of Sb may overlap with the O 1s peak depending on the state of Sb, it was separated as follows.
(1) First, the areas of the main peaks of Fe, O, and other elements in iron were calculated, and the areas were divided by the relative sensitivity coefficients to calculate the atomic concentrations of all the elements. At this time, the peak area of O determines the energy range (527 to 538 ev) so as to include Sb. Strictly speaking, it is not the peak of O, but the peak of O+Sb.
(2) Re-measure the O and Sb peaks in the binding energy range centered on the O peak with an energy range of 525 to 540 ev (narrow scan). The O peak is separated into oxide (528.9 ev) and hydroxide (531.9 ev), and metal Sb 3d 5/2 (528.2 ev) and 3d 3/2 (537.6 ev), The O atom concentration determined in the above (1) is separated into O and Sb by the ratio of the peak of metal Sb and the peak of other peaks.
(3) Normalize so that the total concentration of additive elements in Sb, Fe, and Fe determined in (1) and (2) above is 100%.
(4) Convert the Sb concentration obtained by the methods (1) to (3) above to % by mass.
If a large amount of carbon contamination is detected on the sample surface and peaks of Fe and Sb are not observed, the surface is cleaned with an ion gun to remove this contamination. The conditions of the ion gun are not defined in the present application, but Ar may be used, and cleaning can be performed for 40s to 110s under the conditions of 10 mA and 3 kV, for example. Although the XPS measurement conditions are not defined in the present application, for example, the XPS can be measured under the measurement conditions (voltage of 10 kV, photoelectron extraction angle of 35°) using Al X-rays.
(II)鋼板の引張強さと伸び
熱延鋼板から、圧延方向に対して0°の方向(L方向)に切り出したJIS5号引張試験片を用いて、10mm/分で引張試験を行い、公称応力公称歪曲線を求め、最大応力を引張強さとした。また、破断したサンプルを突き合わせて全伸びを求めた。その結果を、伸び(El)とした。
(II) Tensile strength and elongation of steel sheet A tensile test was performed at 10 mm / min using a JIS No. 5 tensile test piece cut out from a hot-rolled steel sheet in the direction of 0 ° (L direction) with respect to the rolling direction, and the nominal stress was A nominal strain curve was obtained, and the maximum stress was taken as the tensile strength. Also, the total elongation was determined by matching the broken samples. The result was defined as elongation (El).
(III)鋼板の穴広げ性
JISZ2256に記載されている方法に従って、穴広げ試験を行った。125mm角の鋼板の中央部にクリアランス12±1%となるように10mmφの穴を打ち抜き、打ち抜きばりを上になるよう鋼板をセットして円錐パンチで下から押し上げて、1か所でも破断(板厚方向において割れ貫通)した時の穴の径Dを測定し、次式(3)にて穴広げ率を求める。なお、試験を3回行った時の平均値としている。
穴広げ率(%)=(D-10)/10×100 ・・・(3)
(III) Hole expanding property of steel plate A hole expanding test was performed according to the method described in JISZ2256. A hole of 10mmφ is punched in the center of a 125mm square steel plate with a clearance of 12±1%. The diameter D of the hole when the crack penetrates in the thickness direction is measured, and the hole expansion ratio is obtained by the following formula (3). In addition, it is set as the average value when the test was performed 3 times.
Hole expansion rate (%) = (D-10)/10 x 100 (3)
(IV)耐過剰浸炭性
耐過剰浸炭性については大気より酸素濃度が低い浸炭雰囲気中においてオーステナイト化温度以上に加熱して表層に浸炭層を形成する浸炭工程において、浸炭期を930℃で浸炭時間が26分、拡散期を930℃で95分とし、平坦な試験片の表面C濃度が0.6%となるように浸炭を実施した。表4および5に示す条件で、60°、45°、30°の形状となる試験片の先端部分におけるセメンタイト析出の有無により評価した。評価方法は試験片の先端部分を切り出し板面から研磨してナイタール腐食を施し、走査電子顕微鏡(SEM)を用いて、500倍の倍率で撮影した。各試験片の先端を中心として半径50μmの領域において、◎はセメンタイトの析出はなし、○は10μm以上のセメンタイトの析出はなし、×は10μm以上セメンタイト析出ありとして評価した。60°の形状で○および◎のものを合格としている。より好ましくは45°の形状で○および◎のものであり、さらに好ましくは30°の形状で○および◎のものである。なお、ここでのセメンタイト径は、撮影した組織写真について個々のセメンタイト径を評価した。セメンタイト径は楕円と想定して長径と短径を用いて面積を求め、次式(4)にて円相当直径dに換算した。
d=2(ra×rb)1/2 ・・・(4)
ここで、ra:各セメンタイトの長径
rb:各セメンタイトの短径
(IV) Excessive carburization resistance Excessive carburization resistance is determined in a carburizing process in which a carburizing layer is formed on the surface by heating above the austenitizing temperature in a carburizing atmosphere with a lower oxygen concentration than the atmosphere. was 26 minutes, the diffusion period was 930° C. for 95 minutes, and the carburization was carried out so that the surface C concentration of the flat specimen was 0.6%. Under the conditions shown in Tables 4 and 5, the presence or absence of cementite precipitation at the tip portions of the test pieces having shapes of 60°, 45°, and 30° was evaluated. As for the evaluation method, the tip portion of the test piece was cut out from the plate surface, polished and subjected to nital corrosion, and photographed at a magnification of 500 using a scanning electron microscope (SEM). In a region with a radius of 50 μm centered on the tip of each test piece, ⊙ indicates no cementite precipitation, ◯ indicates no cementite precipitation of 10 μm or more, and × indicates cementite precipitation of 10 μm or more. Those with ◯ and ⊚ in the shape of 60° are regarded as acceptable. More preferably, the shape of 45° is ◯ and ⊚, and more preferably the shape of 30° is ◯ and ⊚. In addition, the cementite diameter here evaluated the individual cementite diameter about the structure|tissue photograph which was image|photographed. Assuming that the cementite diameter is an ellipse, the area was obtained using the major axis and the minor axis, and converted to the equivalent circle diameter d by the following formula (4).
d=2(r a ×r b ) 1/2 (4)
Here, r a : major axis of each cementite
r b : Minor diameter of each cementite
(V)浸炭後水焼入れ後の鋼板硬度分布(浸炭焼入れ性)
熱延鋼板について、大気より酸素濃度が低い浸炭雰囲気中においてオーステナイト化温度以上に加熱して表層に浸炭層を形成する浸炭工程において、浸炭期を930℃で浸炭期26分、拡散期930℃で95分とし、平坦な試験片の表面C濃度が0.6%となるように浸炭焼入れ処理を行い、860℃で30分保持した後、徐冷した。その後900℃に加熱して10s均熱保持後、マルテンサイト変態する冷却速度以上の冷却速度により冷却した。鋼板表面からの深さ0.1mmの位置と深さ1.5mmの位置まで0.1mm間隔にて硬度を荷重1kgfの条件下で測定し、浸炭焼入れ時の表層0.1mmの硬度(HV)と硬度が450HV以上800HV未満の第2層(mm)の距離と、さらにその内側に位置する母相の硬さとを求めた。
(V) Steel plate hardness distribution after water quenching after carburizing (carburizing hardenability)
In a carburizing process in which a hot-rolled steel sheet is heated to a temperature equal to or higher than the austenitizing temperature in a carburizing atmosphere having a lower oxygen concentration than the atmosphere to form a carburized layer on the surface, the carburizing period is 930°C for 26 minutes and the diffusion period is 930°C. Carburizing and quenching treatment was performed for 95 minutes so that the surface C concentration of the flat test piece was 0.6%, held at 860° C. for 30 minutes, and then slowly cooled. After that, it was heated to 900° C. and held for 10 seconds, and then cooled at a cooling rate equal to or higher than the cooling rate for martensite transformation. The hardness is measured at 0.1 mm intervals from the steel plate surface to a depth of 0.1 mm and a depth of 1.5 mm under the condition of a load of 1 kgf, and the hardness (HV) of the surface layer 0.1 mm at the time of carburizing and quenching. , the distance of the second layer (mm) having a hardness of 450 HV or more and less than 800 HV, and the hardness of the parent phase located inside it.
そして、上記(V)より得られた結果から、表2および3に示す条件で焼入れ性評価を行った。鋼板表面からの深さ0.1mmの位置における硬度が800HV以上、第2層の距離が0.4mm、母相の硬さが380HV以上あるものを焼入れ性が十分であると評価できる(焼入れ性○)。それ以外のものは焼入れ性が不合格(×)と判定し、焼入れ性に劣ると評価した。 Hardenability was evaluated under the conditions shown in Tables 2 and 3 from the results obtained from (V) above. If the hardness at a depth of 0.1 mm from the steel plate surface is 800 HV or more, the distance of the second layer is 0.4 mm, and the hardness of the matrix is 380 HV or more, it can be evaluated that the hardenability is sufficient (hardenability ○). Other than that, the hardenability was determined to be unsatisfactory (x), and evaluated as poor in hardenability.
Claims (13)
C:0.10%以上0.30%以下、
Si:0.20%以上0.80%以下、
Mn:0.30%以上1.00%以下、
P:0.03%以下、
S:0.010%以下、
sol.Al:0.10%以下、
N:0.01%以下、
Cr:0.05%以上0.80%以下および
B:0.0005%以上0.0050%以下
を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物の成分組成と、フェライトおよびセメンタイトを含むミクロ組織と、を有し、該ミクロ組織は、
フェライトの面積率が90%以上、
フェライトの平均粒径が5μm以上20μm以下、
全セメンタイト中の最大Cr濃度が23質量%以下および
全セメンタイトの平均間隔が1.0μm以上
である真空浸炭用高炭素熱延鋼板。 in % by mass,
C: 0.10% or more and 0.30% or less,
Si: 0.20% or more and 0.80% or less,
Mn: 0.30 % or more and 1.00% or less,
P: 0.03% or less,
S: 0.010% or less,
sol. Al: 0.10% or less,
N: 0.01% or less,
A microstructure containing Cr: 0.05% or more and 0.80% or less and B: 0.0005% or more and 0.0050% or less, the balance being Fe and inevitable impurities, and a microstructure containing ferrite and cementite, and the microstructure is
The area ratio of ferrite is 90 % or more,
The average grain size of ferrite is 5 μm or more and 20 μm or less,
A high-carbon hot-rolled steel sheet for vacuum carburizing, wherein the maximum Cr concentration in all cementite is 23% by mass or less and the average spacing of all cementite is 1.0 μm or more.
前記全セメンタイトの平均間隔が5.0μm以上
である請求項1に記載の真空浸炭用高炭素熱延鋼板。 The high carbon hot-rolled steel sheet for vacuum carburizing according to claim 1, wherein the ferrite has an average grain size of 10 µm or more and 25 µm or less, and the average spacing of all cementite is 5.0 µm or more.
前記全セメンタイトの平均間隔が1.0μm以上5.0μm未満
である請求項1に記載の真空浸炭用高炭素熱延鋼板。 The high carbon hot-rolled steel sheet for vacuum carburizing according to claim 1, wherein the ferrite has an average grain size of 5 µm or more and less than 10 µm, and the average spacing of the all cementite is 1.0 µm or more and less than 5.0 µm.
Ti:0.06%以下
を含有する請求項1から5のいずれかに記載の真空浸炭用高炭素熱延鋼板。 The high carbon hot-rolled steel sheet for vacuum carburizing according to any one of claims 1 to 5, further containing Ti: 0.06% or less in mass%.
SbおよびSnのいずれか1種または2種以上を合計で0.002%以上0.030%以下を含有する請求項1から6のいずれかに記載の真空浸炭用高炭素熱延鋼板。 % by mass, and
The high carbon hot-rolled steel sheet for vacuum carburizing according to any one of claims 1 to 6, containing 0.002% or more and 0.030% or less in total of one or more of Sb and Sn.
Ni:0.0005%以上2.50%以下、
Mo:0.0005%以上0.25%以下、
Ta:0.0005%以上0.001%以下、
W:0.0005%以上0.001%以下、
Cu:0.0005%以上0.001%以下、
Nb:0.0005%以上0.001%以下、
V:0.0005%以上0.001%以下および
Ca:0.0005%以上0.001%以下
のいずれか1種以上を含有する請求項1から8のいずれかに記載の真空浸炭用高炭素熱延鋼板。 % by mass, and
Ni: 0.0005% or more and 2.50% or less,
Mo: 0.0005% or more and 0.25% or less,
Ta: 0.0005% or more and 0.001 % or less,
W: 0.0005% or more and 0.001 % or less,
Cu: 0.0005% or more and 0.001 % or less,
Nb: 0.0005% or more and 0.001 % or less,
V: 0.0005% or more and 0.001 % or less and Ca: 0.0005% or more and 0.001 % or less The high carbon for vacuum carburizing according to any one of claims 1 to 8 Hot-rolled steel plate.
請求項1、6、7または9に記載の成分組成を有する鋼素材を、1050~1270℃の温度域で1h以上保持し、980~1080℃の温度域での圧下率:40%以上で粗圧延し、終了温度:Ar3変態点以上で仕上圧延し、その後平均冷却速度:20℃/s以上65℃/s以下で750℃まで1次冷却し、平均冷却速度:10℃/s以上65℃/s以下で巻取温度まで2次冷却し、巻取温度:580℃超~700℃で巻き取り常温まで冷却した後、焼鈍として、(i)または(ii)の処理を施す、真空浸炭用高炭素熱延鋼板の製造方法。
(i)Ac1変態点以上Ac3変態点以下に加熱して当該温度域で4h以上保持し、次いで1~20℃/hの平均冷却速度でAr1変態点未満に冷却して、600℃以上Ar1変態点未満の温度域で10h以上保持する。
(ii)670℃以上Ac1変態点以下の温度域で20h以上40h以下保持する。 A method for producing a high-carbon hot-rolled steel sheet for vacuum carburizing according to any one of claims 1 to 9,
The steel material having the chemical composition according to claim 1, 6, 7 or 9 is held in a temperature range of 1050 to 1270 ° C. for 1 hour or more, and the reduction ratio in the temperature range of 980 to 1080 ° C. is 40% or more. Rolling, finishing temperature: finish rolling at Ar 3 transformation point or higher, then primary cooling to 750 ° C. at average cooling rate: 20 ° C./s or higher and 65 ° C./s or lower , average cooling rate: 10 ° C./s or higher 65 Secondary cooling to the coiling temperature at ℃/s or less , coiling at a coiling temperature of over 580 ° C to 700 ° C, cooling to room temperature, and annealing (i) or (ii), vacuum carburizing. Manufacturing method of high carbon hot-rolled steel sheet for
(i) Heating to the Ac 1 transformation point or more and the Ac 3 transformation point or less, holding in the temperature range for 4 hours or more, and then cooling to less than the Ar 1 transformation point at an average cooling rate of 1 to 20 ° C./h to obtain 600 C. or more and less than the Ar 1 transformation point for 10 hours or more.
(ii) Hold for 20 hours or more and 40 hours or less in a temperature range of 670 ° C. or more and Ac 1 transformation point or less.
請求項1、6、7または9に記載の成分組成を有する鋼素材を、1050~1270℃の温度域で1h以上保持し、980~1080℃の温度域での圧下率:40%以上で粗圧延し、終了温度:Ar3変態点以上で仕上圧延し、その後平均冷却速度:20℃/s以上で750℃まで1次冷却し、平均冷却速度:10℃/s以上で巻取温度まで2次冷却し、巻取温度:580℃超~700℃で巻き取り常温まで冷却した後、Ac1変態点以上Ac3変態点以下に加熱して当該温度域で4h以上保持し、次いで1~20℃/hの平均冷却速度でAr1変態点未満に冷却して、600℃以上Ar1変態点未満の温度域で10h以上保持する、真空浸炭用高炭素熱延鋼板の製造方法。 A method for manufacturing a high-carbon hot-rolled steel sheet according to claim 2,
The steel material having the chemical composition according to claim 1, 6, 7 or 9 is held in a temperature range of 1050 to 1270 ° C. for 1 hour or more, and the reduction ratio in the temperature range of 980 to 1080 ° C. is 40% or more. Rolling, finishing temperature: Ar 3 transformation point or higher, then primary cooling to 750 ° C. at an average cooling rate of 20 ° C./s or higher, average cooling rate: 10 ° C./s or higher to coiling temperature 2 Next, cool, coil at a coiling temperature of over 580°C to 700°C, cool to room temperature, heat to Ac 1 transformation point or more and Ac 3 transformation point or less, hold in the temperature range for 4 hours or more, and then 1 to 1 to 3 hours. A method for producing a high-carbon hot-rolled steel sheet for vacuum carburizing, comprising cooling to less than the Ar 1 transformation point at an average cooling rate of 20°C/h and maintaining the temperature in a temperature range of 600°C or more and less than the Ar 1 transformation point for 10 hours or longer.
請求項1、6、7または9に記載の成分組成を有する鋼素材を、1050~1270℃の温度域で1h以上保持し、980~1080℃の温度域での圧下率:40%以上で粗圧延し、終了温度:Ar3変態点以上で仕上圧延し、その後平均冷却速度:20~65℃/s以下で750℃まで1次冷却し、平均冷却速度:10~65℃/s以下で巻取温度まで2次冷却し、巻取温度:580℃超~700℃で巻き取り常温まで冷却した後、670℃以上Ac1変態点以下の温度域で20h以上40h以下保持する、真空浸炭用高炭素熱延鋼板の製造方法。 A method for manufacturing a high-carbon hot-rolled steel sheet according to claim 3,
The steel material having the chemical composition according to claim 1, 6, 7 or 9 is held in a temperature range of 1050 to 1270 ° C. for 1 hour or more, and the reduction ratio in the temperature range of 980 to 1080 ° C. is 40% or more. Rolling, finish rolling at finish temperature: Ar 3 transformation point or higher, then primary cooling to 750°C at an average cooling rate of 20 to 65°C/s or less, winding at an average cooling rate of 10 to 65°C/s or less Secondary cooling to the take-up temperature, coiling at a coiling temperature of over 580°C to 700°C, cooling to room temperature, and then holding in the temperature range of 670 °C to Ac 1 transformation point for 20 hours to 40 hours, for vacuum carburizing. A method for producing a high-carbon hot-rolled steel sheet.
浸炭層と非浸炭層からなり、該両層の組織はいずれもマルテンサイトであり、10μm以上のセメンタイトが存在しないことを特徴とする浸炭鋼部品。 A steel part obtained by carburizing the hot-rolled steel sheet according to any one of claims 1 to 9,
A carburized steel part comprising a carburized layer and a non-carburized layer, both layers having a martensitic structure and free of cementite having a size of 10 μm or more.
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