JP3817105B2

JP3817105B2 - High strength steel with excellent fatigue characteristics and method for producing the same

Info

Publication number: JP3817105B2
Application number: JP2000046163A
Authority: JP
Inventors: 敏三樽井; 真吾山崎; 達郎小畑
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2000-02-23
Filing date: 2000-02-23
Publication date: 2006-08-30
Anticipated expiration: 2020-02-23
Also published as: JP2001234277A

Description

【０００１】
【産業上の利用分野】
本発明は、ばね、シャフト、軸受けなどに使われている高強度鋼に関するものであり、特に疲労特性の優れた高強度鋼に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
ばね、シャフト、軸受け鋼などで使われている鋼は、伸線、冷間鍛造あるいは熱間鍛造等により所定の形状に成形した後、焼入れ・焼戻し処理によって製造され、強度が１５００MPa以上の高強度鋼が使用されている。部品の軽量化、あるいは高疲労強度化のニーズが強く、これに応じるためには鋼材の一層の高強度化が必要である。
【０００３】
鋼材を高強度化する際にネックとなる課題の一つは疲労特性である。通常の疲労破壊は鋼材表面で亀裂が生成し内部に亀裂が伝播するプロセスで起きる。しかし、鋼材を高強度化していくと疲労亀裂が内部から発生し（以下、内部破壊）、疲労寿命が低下する現象が生じる。内部破壊の起点には、非金属介在物が多く観察されることから、非金属介在物量の減少あるいは非金属介在物サイズを小さくする手段がとられている。
【０００４】
しかしながら、鋼材を高強度化するほど要求される非金属介在物のサイズ・量は一層厳しくなり、工業的規模で非金属介在物のサイズ・量を制御することは困難であった。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は上記の如き実状に鑑みなされたものであって、疲労特性の優れた高強度鋼を提供することを目的とするものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、まず高強度鋼において生じる内部破壊の原因について詳細に究明した。この結果、内部破壊は非金属介在物のサイズと量以外に、鋼材中に含まれる水素に大きく影響されることを初めて見いだした。即ち、鋼材中の水素を低下させれば、内部破壊が発生しなくなり、疲労寿命が大幅に向上することを見いだした。更に、鋼材の高強度化手段と鋼材中の水素量を低下させる技術を確立した。
本発明は以上の知見に基づいてなされたものであって、その要旨とするところは、次の通りである。
（１）質量％で、
Ｃ：０．２〜１．３％、Ｓｉ：０．０１〜３．０％、
Ｍｎ：０．２〜３．０％を含有し残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、下記（１）式で示す炭素当量（Ｃｅｑ）が０．８％以上であり、且つ鋼中の水素量が０．３ppm 以下であり、全面が焼き戻しマルテンサイト組織であることを特徴とする疲労特性の優れた高強度鋼。
Ｃｅｑ=C%+Si%/15+Mn%/10+Cr%/11+Mo%/7+V%/5+Ni%/45+Cu%/45 ・・・（１）
（２）鋼成分がさらに、質量％で、
Ｃｒ：０．０５〜３．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、
Ｎｉ：０．０５〜３．０％、Ｃｕ：０．０５〜１．５％、
Ｂ：０．０００３〜０．０１％の１種または２種以上を含有することを特徴とする前項（１）記載の疲労特性の優れた高強度鋼。
（３）鋼成分がさらに、質量％で、
Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．３％、
Ｎｂ：０．００５〜０．３％、Ｖ：０．０５〜１．０％の１種または２種以上を含有することを特徴とする前記（１）または（２）に記載の疲労特性の優れた高強度鋼。
（４）鋼成分がさらに、質量％で、
Ｃａ：０．０００３〜０．０１％、Ｍｇ：０．０００３〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．００５〜０．１％の１種または２種以上を含有することを特徴とする前記（１）、（２）または（３）のいずれかに記載の疲労特性の優れた高強度鋼。
（５）前記（１）乃至（４）のいずれかに記載の成分を含有する鋼をＡｃ1点以上の温度に加熱後、冷却し全面のマルテンサイト組織にした後、５００〜６５０℃で焼き戻すことを特徴とする疲労特性の優れた高強度鋼の製造方法。
【０００７】
【発明の実施の形態】
まず本発明における疲労特性の優れた高強度とは、引張強さが１５００MPa以上であり１０ ⁸ サイクルでの疲労強度が引張強さの０．４以上であることを意味している。
【０００８】
以下に、本発明の対象とする鋼の成分の限定理由について述べる。
Ｃ：Ｃは鋼の強度を増加させるために有効な元素であるが、０．２％未満では本発明で目的とする１５００MPa以上の引張強さを得ることが困難である。一方、１．３％を超える過剰な添加は強度が高くなるものの靭性が低下しやすい。従って、Ｃの添加範囲を０．２〜１．３％に限定した。
【０００９】
Ｓｉ：Ｓｉは脱酸に有効であるとともに固溶強化および焼戻し軟化抵抗を増加させ、高強度化に有効な元素である。０．０１％未満では前記の効果が期待できず、一方、３．０％を超えて添加しても効果が飽和するため、０．０１〜３．０％の範囲に制限した。
【００１０】
Ｍｎ：Ｍｎは脱酸、脱硫のために必要であるばかりでなく、マルテンサイト組織を得るための焼入性を高めるために有効な元素である。更に焼戻し軟化抵抗を増加させる効果も有している。０．２％未満では上記の効果が得られず、一方、３．０％を超えて添加しても効果が飽和するため０．２〜３．０％の範囲に制限した。
【００１１】
以上が本発明の高強度鋼の基本成分であるが、本発明では焼入性あるいは焼戻し軟化抵抗を増加させて高強度化を達成するためにＣｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｂの１種または２種以上、またオーステナイト粒径の細粒化あるいは析出強化を図るためにＡｌ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの１種または２種以上、更に非金属介在物のサイズを小さくして内部破壊を防止するためにＣａ、Ｍｇ、ＲＥＭを１種または２種以上を必要に応じて選択含有することができる。
【００１２】
Ｃｒ：Ｃｒは焼入性の向上および焼戻し処理時の軟化抵抗を増加させるために有効な元素であるが、０．０５％未満ではその効果が十分に発揮できず、一方、３．０％を超えて添加しても効果が飽和するために０．０５〜３．０％に限定した。
【００１３】
Ｍｏ：ＭｏはＣｒと同様に強い焼戻し軟化抵抗を有し熱処理後の引張強さを高めるために有効な元素であるが、０．０５％未満ではその効果が少なく、一方、１．０％を超えて添加しても添加量に見合う効果が得られないため０．０５〜１．０％に制限した。
【００１４】
Ｎｉ：Ｎｉは高強度化に伴って劣化する延性を向上させるとともに熱処理時の焼入性を向上させて引張強さを増加させるために添加されるが、０．０５％未満ではその効果が少なく、一方、３．０％を超えても添加量に見合う効果が発揮できないため、０．０５〜３．０％の範囲に制限した。
【００１５】
Ｃｕ：Ｃｕは焼戻し軟化抵抗を高めるために有効な元素であるが、０．０５％未満では効果が発揮できず、１．５％を超えると熱間加工性が劣化するため、０．０５〜１．５％に制限した。
【００１６】
Ｂ：Ｂは極微量の添加で焼入性を著しく高める効果を有しているが、０．０００３％未満では前記の効果が発揮されず、０．０１％を超えても効果が飽和するため０．０００３〜０．０１％に制限した。
【００１７】
Ａｌ：Ａｌは脱酸に有効であり、更に熱処理時においてＡｌＮを形成することによりオーステナイト粒の粗大化を防止する効果とともにＮを固定し焼入性向上に有効な固溶Ｂを確保する効果も有しているが、０．００５％未満ではこれらの効果が発揮されず、０．１％を超えても効果が飽和するため０．００５〜０．１％の範囲に限定した。
【００１８】
Ｔｉ：ＴｉもＡｌと同様に脱酸に有効であり、更に熱処理時においてＴｉＮを形成することによりオーステナイト粒の粗大化を防止する効果とともにＮを固定し焼入性向上に有効な固溶Ｂを確保する効果も有しているが、０．００５％未満ではこれらの効果が発揮されず、０．３％を超えても効果が飽和するため０．００５〜０．３％の範囲に限定した。
【００１９】
Ｖ：Ｖは焼入れ処理時において炭窒化物を生成することによりオーステナイト粒を微細化させるとともに強い焼戻し軟化抵抗を有する元素であるが、０．０５％未満では前記作用の効果が得られず、一方、１．０％を超えても効果が飽和するため０．０５〜１．０％に限定した。
【００２０】
Ｎｂ：ＮｂもＶと同様に炭窒化物を生成することによりオーステナイト粒を微細化させるために有効な元素である。０．００５％未満では上記効果が不十分であり、一方、０．３％を超えるとこの効果が飽和するため０．００５〜０．３％に制限した。
【００２１】
Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ：Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭはいずれも微細な酸化物あるいは硫化物もしくはこれらの混合物を形成し、介在物サイズを小さくさせる効果があり、内部破壊の起点を減少させる作用を有している。更に、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭを含む微少な酸化物あるいは硫化物もしくはこれらの混合物はピンニング作用により熱処理時のオーステナイト粒径を細粒化させる効果も有している。これらの効果を発揮するための下限の含有量は、ＣａおよびＭｇは０．０００３％、ＲＥＭは０．００５％である。一方、過剰に添加しても効果が飽和するため、上限をそれぞれ、Ｃａ、Ｍｇは０．０１％、ＲＥＭは０．１％に制限した。
【００２２】
Ｐ、Ｓについては特に制限しないものの、高強度鋼の靭性低下を防ぐ点で、それぞれ０．０２％以下が好ましい範囲である。
また、ＮはＴｉ、Ａｌ、Ｖ、Ｎｂの窒化物を生成することによりオーステナイト粒の細粒化効果があるため、０．００３〜０．０１５％が好ましい範囲である。
【００２３】
以上の化学組成の限定に加えて、本発明においては以下の理由により、(1) 式で示す炭素当量（Ｃｅｑ）の下限を０．８に限定している。
Ｃｅｑ=C%+Si%/15+Mn%/10+Cr%/11+Mo%/7+V%/5+Ni%/45+Cu%/45 ・・・(1)
炭素当量が０．８％未満であると本発明の目的とする引張強さが１５００MPa以上の高強度鋼を製造することが困難となるため、下限を０．８％に限定した。上限は本発明の効果を得るためには特に限定する必要はないが、１．５％を超えると靭性が低下するため、１．５％とすることが好ましい。
【００２４】
次に本発明で重要な点である鋼材中に含まれる水素量の限定理由について述べる。
図１は、強度が１７１６〜１７９６MPaの高強度鋼を用いて、鋼中の水素量と回転曲げによる疲労強度（１０⁸サイクル）の関係について解析した一例である。強度および鋼材中に含まれる水素量は、化学組成および熱処理条件（焼入れ：温度、時間、雰囲気、焼戻し：温度、時間）によって変化させたものである。
【００２５】
図１から明らかなように鋼材中の水素量が０．３ppm を超えると疲労強度が大幅に低下することが明らかである。また、０．３ppm を超える領域では内部疲労破壊の比率が多くなる。以上の結果から、鋼材中の水素量の上限を０．３ppm に制限した。なお、水素量が０．２ppm 以下では、水素の影響が一層低下することから、好ましい条件は０．２ppm 以下である。
【００２６】
なお、本発明での水素の測定条件は下記の通りである。水素量の測定はガスクロマトグラフによる昇温分析法（加熱抽出法）である。試料は表層のスケールを除去、脱脂したものを用い、試料重量は分析精度の点で２０ｇ以上が良い。また、昇温分析時の昇温速度は１００℃／時間である。本発明では、室温から５００℃に加熱する際に鋼材中から放出される水素量について測定を行っている。
【００２７】
次に１５００MPa 以上の高強度鋼と鋼中の水素量を０．３ppm以下にするための製造条件について説明する。
加熱温度：加熱温度がＡｃ1 点未満では完全にオーステナイト化できず、その後の冷却で全面のマルテンサイト組織にすることができないため、加熱温度の下限をＡｃ1 点に限定した。
【００２８】
鋼材中の水素は、加熱時に熱処理雰囲気中の水素ガスあるいは水分、メタン等が分解して鋼材中に侵入し、加熱温度が高くなるほど、加熱時間が長くなるほど鋼材中の水素量は増加する。このため、加熱雰囲気は水素ガス、水分等を減少させることが好ましい条件である。
【００２９】
また、加熱温度は低い方が良く、加熱温度の上限は１１００℃が好ましい条件である。加熱時間は短い方が水素量が低くなるため、むやみに長くしないことが必要である。このような点で、高周波加熱のような加熱速度が速く加熱時間が短時間ですむ方法が好ましい加熱条件である。
【００３０】
焼戻し温度：焼戻し温度が５００℃未満では鋼材中の水素量を０．３ppm 以下にすることが困難であるため、焼戻し温度の下限を５００℃に限定した。焼戻し温度が５００℃以上になると通常は強度が大幅に低下するが、炭素当量を０．８以上とすることにより５００℃以上の焼戻し温度でも１５００MPa以上の高強度鋼を製造することが可能となる。一方、焼戻し温度が６５０℃を超えると強度低下が大きくなり高強度鋼にすることが困難になるため、焼戻し温度の上限を６５０℃に限定した。また、焼戻し処理手段は、通常の電気炉、ガス炉等よりも、高周波加熱のような加熱速度が速く加熱時間が短時間ですむ方法が好ましい焼戻し条件である。これは、同一の温度で焼戻しした場合、高周波加熱では時間が短時間ですむため、焼戻し時の強度低下が少なく、より高強度化するためである。
【００３１】
【実施例】
以下、実施例により本発明の効果を更に具体的に説明する。
表１に示す化学組成を有する供試材を熱間圧延で３２mm径に仕上げた。その後、高周波加熱あるいは電気炉による焼入れ・焼戻し処理を行った。高周波加熱の場合は、焼入れ時の加熱時間が２０秒、焼戻し時の加熱時間が３〜２０秒の条件で、また電気炉の場合は焼入れおよび焼戻し時の加熱時間が４５分の条件で行った。焼戻し処理後の鋼材中の水素量および機械的性質を調査するとともに回転曲げ疲労試験によって１０⁸サイクルの疲労限を求めた。これらの結果を表２に示す。
【００３２】
表２において、試験 No.１〜１１が比較例で、試験 No.１２〜３７が本発明例である。同表に見られるように本発明例は、いずれも１５００MPa以上の高強度と高い疲労限を有する鋼が実現されている。
これに対して比較例である No.１〜９は、いずれも従来の鋼材を用いた場合である。 No.１、３、４、６〜９は、１５００MPa以上の高強度は達成できているものの、炭素当量が０．８未満であるため焼戻し温度が低くなり、この結果鋼材中の水素量が０．３ppm 以上となって疲労限が低下している。また、 No.２、５は、焼戻し温度が５００℃以上の例である。本発明の目的とする疲労限度と引張強さの比が０．４以上になっているが、引張強さは１５００MPa未満となっている。
比較例の No.１０、１１は炭素当量が０．８以上であるが、焼戻し温度が低いために水素量が０．３ppm 以上あり、疲労限度と引張強さの比が０．４未満となっている。
【００３３】
【表１】

【００３４】
【表２】

【００３５】
【発明の効果】
以上の実施例からも明らかなごとく、本発明は鋼材成分と焼戻し温度を限定することによって、１５００MPa以上の高強度と高い疲労特性を有する高強度鋼を実現したものであり、産業上の効果は極めて顕著なものがある。
【図面の簡単な説明】
【図１】高強度鋼の疲労限に及ぼす水素の影響について解析した一例を示す図である。[0001]
[Industrial application fields]
The present invention relates to high-strength steel used for springs, shafts, bearings, and the like, and particularly to high-strength steel with excellent fatigue characteristics.
[0002]
[Prior art]
Steel used for springs, shafts, bearing steels, etc. is formed by wire drawing, cold forging or hot forging into a predetermined shape, and then manufactured by quenching and tempering, and has a strength of 1500 MPa or more. Steel is used. There is a strong need for weight reduction or high fatigue strength of parts, and in order to meet this demand, it is necessary to further increase the strength of steel materials.
[0003]
One of the problems that become a bottleneck when increasing the strength of steel is fatigue characteristics. Ordinary fatigue failure occurs in a process in which cracks are generated on the steel surface and the cracks propagate inside. However, when the strength of steel is increased, fatigue cracks are generated from the inside (hereinafter referred to as internal fracture), resulting in a phenomenon that the fatigue life is reduced. Since many nonmetallic inclusions are observed at the starting point of internal fracture, measures are taken to reduce the amount of nonmetallic inclusions or to reduce the size of nonmetallic inclusions.
[0004]
However, the size and amount of non-metallic inclusions required as the strength of steel is increased, and the size and amount of non-metallic inclusions are more severe, and it is difficult to control the size and amount of non-metallic inclusions on an industrial scale.
[0005]
[Problems to be solved by the invention]
The present invention has been made in view of the actual situation as described above, and an object thereof is to provide a high-strength steel excellent in fatigue characteristics.
[0006]
[Means for Solving the Problems]
The inventors first investigated in detail the cause of internal fracture that occurs in high-strength steel. As a result, it was found for the first time that internal fracture is greatly influenced by hydrogen contained in the steel material in addition to the size and amount of non-metallic inclusions. That is, it has been found that if the hydrogen in the steel material is lowered, internal fracture does not occur and the fatigue life is greatly improved. In addition, we have established means for increasing the strength of steel and technology for reducing the amount of hydrogen in the steel.
The present invention has been made on the basis of the above findings, and the gist thereof is as follows.
(1) In mass%,
C: 0.2 to 1.3%, Si: 0.01 to 3.0%,
Mn: 0.2 to 3.0%, the balance is made of Fe and inevitable impurities, the carbon equivalent (Ceq) represented by the following formula (1) is 0.8% or more, and the amount of hydrogen in the steel There Ri der below 0.3 ppm, excellent high strength steel fatigue characteristics characterized by martensite der Rukoto return entire surface tempering.
Ceq = C% + Si% / 15 + Mn% / 10 + Cr% / 11 + Mo% / 7 + V% / 5 + Ni% / 45 + Cu% / 45 (1)
(2) The steel component is further mass%,
Cr: 0.05 to 3.0%, Mo: 0.05 to 1.0%,
Ni: 0.05-3.0%, Cu: 0.05-1.5%,
B: High strength steel with excellent fatigue properties as described in the above item (1), containing one or more of 0.0003 to 0.01%.
(3) The steel component is further mass%,
Al: 0.005-0.1%, Ti: 0.005-0.3%,
Nb: 0.005 to 0.3%, V: 0.05 to 1.0% of one type or two or more types of fatigue characteristics as described in (1) or (2) above Excellent high strength steel.
(4) The steel component is further mass%,
Ca: 0.0003 to 0.01%, Mg: 0.0003 to 0.01%,
REM: 0.005 to 0.1% of one type or two or more types, (1), (2) or (3) high fatigue strength and excellent strength steel.
(5) After heating the steel containing the component according to any one of (1) to (4) above to a temperature of Ac1 point or higher and cooling to a martensitic structure on the entire surface , the steel is baked at 500 to 650 ° C. A method for producing high-strength steel with excellent fatigue characteristics characterized by returning.
[0007]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
First, the high strength with excellent fatigue characteristics in the present invention means that the tensile strength is 1500 MPa or more and the fatigue strength at 10 ⁸ cycles is 0.4 or more of the tensile strength.
[0008]
Below, the reason for limitation of the component of the steel made into the object of this invention is described.
C: C is an effective element for increasing the strength of the steel, but if it is less than 0.2%, it is difficult to obtain a tensile strength of 1500 MPa or more as intended in the present invention. On the other hand, excessive addition exceeding 1.3% tends to lower toughness although strength increases. Therefore, the addition range of C is limited to 0.2 to 1.3%.
[0009]
Si: Si is an element that is effective for deoxidation, increases solid solution strengthening and temper softening resistance, and is effective for increasing strength. If the content is less than 0.01%, the above-mentioned effect cannot be expected. On the other hand, even if added over 3.0%, the effect is saturated.
[0010]
Mn: Mn is not only necessary for deoxidation and desulfurization, but is also an effective element for enhancing the hardenability for obtaining a martensite structure. Furthermore, it has the effect of increasing the temper softening resistance. If the content is less than 0.2%, the above effect cannot be obtained. On the other hand, even if the content exceeds 3.0%, the effect is saturated, so the content is limited to 0.2 to 3.0%.
[0011]
The above are the basic components of the high-strength steel of the present invention. In the present invention, one of Cr, Mo, Ni, Cu, and B is used in order to increase the hardenability or temper softening resistance and achieve high strength. Two or more types, or one or more types of Al, Ti, Nb, and V to reduce the austenite grain size or strengthen precipitation, and further reduce the size of non-metallic inclusions to prevent internal fracture. Therefore, one, two or more of Ca, Mg, and REM can be selectively contained as necessary.
[0012]
Cr: Cr is an effective element for improving the hardenability and increasing the softening resistance during the tempering process, but if it is less than 0.05%, the effect cannot be sufficiently exhibited, while 3.0% Even if it added exceeding it, since the effect was saturated, it limited to 0.05 to 3.0%.
[0013]
Mo: Mo is an element effective for increasing the tensile strength after heat treatment and having a strong resistance to tempering softening similar to Cr. Even if added in excess, an effect commensurate with the amount added cannot be obtained, so the content was limited to 0.05 to 1.0%.
[0014]
Ni: Ni is added to improve ductility, which deteriorates with increasing strength, and to improve the hardenability during heat treatment to increase the tensile strength, but less than 0.05% has little effect. On the other hand, even if it exceeds 3.0%, an effect commensurate with the added amount cannot be exhibited, so the content is limited to the range of 0.05 to 3.0%.
[0015]
Cu: Cu is an element effective for increasing the temper softening resistance. However, if it is less than 0.05%, the effect cannot be exhibited, and if it exceeds 1.5%, the hot workability deteriorates. Limited to 1.5%.
[0016]
B: B has the effect of significantly increasing the hardenability by adding a very small amount, but if less than 0.0003%, the above effect is not exhibited, and if it exceeds 0.01%, the effect is saturated. Limited to 0.0003-0.01%.
[0017]
Al: Al is effective for deoxidation, and also has the effect of preventing the coarsening of austenite grains by forming AlN during heat treatment, and also securing the solid solution B effective for fixing N and improving the hardenability. However, when the amount is less than 0.005%, these effects are not exhibited, and even if the amount exceeds 0.1%, the effect is saturated, so the content is limited to the range of 0.005 to 0.1%.
[0018]
Ti: Ti is also effective for deoxidation in the same way as Al. Further, by forming TiN during the heat treatment, it is effective to prevent coarsening of austenite grains and to fix N, which is effective for improving hardenability. Although it has an effect to ensure, if less than 0.005%, these effects are not exhibited, and even if it exceeds 0.3%, the effect is saturated, so it is limited to a range of 0.005 to 0.3%. .
[0019]
V: V is an element that refines austenite grains and produces strong temper softening resistance by forming carbonitrides during the quenching treatment. However, if it is less than 0.05%, the effect of the above action cannot be obtained. Even if it exceeds 1.0%, the effect is saturated, so it is limited to 0.05 to 1.0%.
[0020]
Nb: Nb is also an effective element for refining austenite grains by forming carbonitrides in the same manner as V. If it is less than 0.005%, the above effect is insufficient. On the other hand, if it exceeds 0.3%, this effect is saturated, so the content is limited to 0.005 to 0.3%.
[0021]
Ca, Mg, REM: Ca, Mg, and REM all form fine oxides, sulfides, or a mixture thereof, and have the effect of reducing the size of inclusions, and have the effect of reducing the origin of internal fracture. ing. Further, a minute oxide or sulfide containing Ca, Mg, or REM or a mixture thereof has an effect of reducing the austenite grain size during heat treatment by a pinning action. The lower limit contents for exhibiting these effects are 0.0003% for Ca and Mg, and 0.005% for REM. On the other hand, since the effect is saturated even if added excessively, the upper limits were limited to 0.01% for Ca and Mg and 0.1% for REM, respectively.
[0022]
P and S are not particularly limited, but 0.02% or less is a preferable range in terms of preventing toughness deterioration of high-strength steel.
Moreover, since N has the effect of refining austenite grains by forming nitrides of Ti, Al, V, and Nb, 0.003 to 0.015% is a preferable range.
[0023]
In addition to the above chemical composition limitation, in the present invention, the lower limit of the carbon equivalent (Ceq) represented by the formula (1) is limited to 0.8 for the following reason.
Ceq = C% + Si% / 15 + Mn% / 10 + Cr% / 11 + Mo% / 7 + V% / 5 + Ni% / 45 + Cu% / 45 (1)
If the carbon equivalent is less than 0.8%, it becomes difficult to produce a high strength steel having a tensile strength of 1500 MPa or more, which is the object of the present invention, so the lower limit was limited to 0.8%. The upper limit is not particularly limited in order to obtain the effect of the present invention. However, if it exceeds 1.5%, the toughness is lowered, and therefore it is preferably 1.5%.
[0024]
Next, the reason for limiting the amount of hydrogen contained in the steel material, which is an important point in the present invention, will be described.
FIG. 1 is an example in which the relationship between the amount of hydrogen in steel and the fatigue strength (10 ⁸ cycles) due to rotational bending is analyzed using high-strength steel having a strength of 1716 to 1796 MPa. The strength and the amount of hydrogen contained in the steel material are varied depending on the chemical composition and heat treatment conditions (quenching: temperature, time, atmosphere, tempering: temperature, time).
[0025]
As is clear from FIG. 1, it is clear that the fatigue strength is greatly reduced when the amount of hydrogen in the steel material exceeds 0.3 ppm. In the region exceeding 0.3 ppm, the ratio of internal fatigue failure increases. From the above results, the upper limit of the amount of hydrogen in the steel was limited to 0.3 ppm. In addition, when the amount of hydrogen is 0.2 ppm or less, the influence of hydrogen is further reduced. Therefore, the preferable condition is 0.2 ppm or less.
[0026]
The measurement conditions for hydrogen in the present invention are as follows. The measurement of the amount of hydrogen is a temperature rising analysis method (heating extraction method) using a gas chromatograph. A sample obtained by removing the scale of the surface layer and degreasing is used, and the sample weight is preferably 20 g or more in terms of analysis accuracy. Moreover, the temperature increase rate at the temperature analysis is 100 ° C./hour. In the present invention, the amount of hydrogen released from the steel material when heated from room temperature to 500 ° C. is measured.
[0027]
Next, high strength steel of 1500 MPa or more and manufacturing conditions for reducing the hydrogen content in the steel to 0.3 ppm or less will be described.
Heating temperature: When the heating temperature is less than the Ac1 point, complete austenite cannot be formed, and the entire martensite structure cannot be formed by subsequent cooling. Therefore, the lower limit of the heating temperature is limited to the Ac1 point.
[0028]
Hydrogen in the steel material is decomposed by hydrogen gas, moisture, methane, etc. in the heat treatment atmosphere during heating and enters the steel material, and the higher the heating temperature and the longer the heating time, the more hydrogen content in the steel material. For this reason, it is preferable that the heating atmosphere reduce hydrogen gas, moisture, and the like.
[0029]
The heating temperature is preferably low, and the upper limit of the heating temperature is preferably 1100 ° C. The shorter the heating time, the lower the amount of hydrogen, so it is necessary not to make it unnecessarily long. In this respect, a heating method such as high-frequency heating that has a high heating rate and a short heating time is a preferable heating condition.
[0030]
Tempering temperature: When the tempering temperature is less than 500 ° C, it is difficult to reduce the amount of hydrogen in the steel material to 0.3 ppm or less. Therefore, the lower limit of the tempering temperature is limited to 500 ° C. When the tempering temperature is 500 ° C. or higher, the strength is usually greatly reduced, but by setting the carbon equivalent to 0.8 or higher, it becomes possible to produce a high strength steel of 1500 MPa or higher even at a tempering temperature of 500 ° C. or higher. . On the other hand, when the tempering temperature exceeds 650 ° C., the strength decreases so much that it becomes difficult to obtain a high-strength steel. Further, the tempering means is preferably tempering conditions, such as a method in which the heating rate is high and the heating time is short, such as high-frequency heating, as compared with a normal electric furnace, gas furnace or the like. This is because, when tempering at the same temperature, high-frequency heating requires a short time, so that the strength is not lowered during tempering and the strength is further increased.
[0031]
【Example】
Hereinafter, the effects of the present invention will be described more specifically with reference to examples.
A specimen having the chemical composition shown in Table 1 was finished to a diameter of 32 mm by hot rolling. Then, quenching and tempering treatment was performed using high-frequency heating or an electric furnace. In the case of high-frequency heating, the heating time during quenching was 20 seconds, the heating time during tempering was 3 to 20 seconds, and in the case of an electric furnace, the heating time during quenching and tempering was 45 minutes. . The amount of hydrogen and mechanical properties in the steel after tempering were investigated, and a fatigue limit of 10 ⁸ cycles was determined by a rotating bending fatigue test. These results are shown in Table 2.
[0032]
In Table 2, Test Nos. 1 to 11 are comparative examples, and Test Nos. 12 to 37 are examples of the present invention. As can be seen from the table, all of the examples of the present invention realize steel having high strength of 1500 MPa or more and high fatigue limit.
On the other hand, No. 1-9 which is a comparative example is a case where all use the conventional steel materials. Nos. 1, 3, 4, 6 to 9 can achieve high strength of 1500 MPa or more, but the carbon equivalent is less than 0.8, so the tempering temperature is lowered, and as a result, the amount of hydrogen in the steel is 0. The fatigue limit is lowered at 3 ppm or more. Nos. 2 and 5 are examples in which the tempering temperature is 500 ° C. or higher. The ratio between the fatigue limit and the tensile strength targeted by the present invention is 0.4 or more, but the tensile strength is less than 1500 MPa.
Comparative Examples No. 10 and 11 have a carbon equivalent of 0.8 or more, but because the tempering temperature is low, the amount of hydrogen is 0.3 ppm or more, and the ratio of fatigue limit to tensile strength is less than 0.4. ing.
[0033]
[Table 1]

[0034]
[Table 2]

[0035]
【The invention's effect】
As is clear from the above examples, the present invention realizes a high strength steel having a high strength of 1500 MPa or more and a high fatigue property by limiting the steel material components and the tempering temperature. Some are very prominent.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a diagram showing an example of analyzing the influence of hydrogen on the fatigue limit of high-strength steel.

Claims

% By mass
C: 0.2 to 1.3%,
Si: 0.01-3.0%,
Mn: 0.2 to 3.0%
Containing the balance consisting of Fe and unavoidable impurities, (1) the carbon equivalent represented by formula (Ceq) is not less 0.8% or more and the hydrogen content in steel is Ri der less 0.3 ppm, the entire surface excellent high strength steel fatigue characteristics characterized by martensitic organizations der Rukoto tempering.
Ceq = C% + Si% / 15 + Mn% / 10 + Cr% / 11 + Mo% / 7 + V% / 5 + Ni% / 45 + Cu% / 45 (1)

The steel component is further mass%,
Cr: 0.05-3.0%,
Mo: 0.05-1.0%,
Ni: 0.05-3.0%,
Cu: 0.05 to 1.5%,
B: 0.0003 to 0.01%
The high-strength steel with excellent fatigue characteristics according to claim 1, comprising one or more of the following.

The steel component is further mass%,
Al: 0.005 to 0.1%,
Ti: 0.005 to 0.3%,
Nb: 0.005-0.3%
V: 0.05-1.0%
The high-strength steel excellent in fatigue characteristics according to claim 1 or 2, characterized by containing one or more of the following.

The steel component is further mass%,
Ca: 0.0003 to 0.01%,
Mg: 0.0003 to 0.01%
REM: 0.005-0.1%
The high-strength steel excellent in fatigue characteristics according to any one of claims 1, 2, and 3, characterized by containing at least one of the following.

Fatigue characterized by heating the steel containing the component according to any one of claims 1 to 4 to a temperature of Ac1 or higher, cooling to a martensitic structure on the entire surface, and tempering at 500 to 650 ° C. A method for producing high strength steel with excellent properties.