JP2009052062A

JP2009052062A - 熱間圧延棒鋼または線材

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Publication number: JP2009052062A
Application number: JP2007217780A
Authority: JP
Inventors: Yoshihiro Ofuji; 善弘大藤
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2007-08-24
Filing date: 2007-08-24
Publication date: 2009-03-12
Anticipated expiration: 2027-08-24
Also published as: JP4888277B2

Abstract

【課題】熱間圧延ままの状態で、400℃以下、なかでも200℃以下でシャー切断しても割れを生じることが少ない、シャー切断性に優れる熱間圧延棒鋼または線材の提供。
【解決手段】C：0.2〜0.35％、Si：0.3〜1.5％、Mn：0.4〜1.5％、S：0.003〜0.05％、Cr：0.8〜3.0％、Al：0.01〜0.05％、N：0.008〜0.025％を含有し、残部はFeと不純物からなり、不純物中のO（酸素）≦0.002％及びP≦0.025％の化学組成を有し、熱間圧延ままの状態において、平均ビッカース硬さ≦240、表層部のビッカース硬さ≦180で、且つ、ミクロ組織が、フェライト・パーライト組織またはフェライト・パーライト・ベイナイト組織からなるとともにフェライト相の面積率が30％以上で、パーライト相および／またはベイナイト相の圧延方向において連続する最大長さが600μｍ以下である熱間圧延棒鋼または線材。
【選択図】図１

Description

本発明は、自動車や産業機械などの高強度機械部品である歯車、プーリーやシャフトなどの素材として用いられ、熱間圧延ままの状態において４００℃以下でのシャー切断性、なかでも２００℃以下でのシャー切断性に優れる熱間圧延棒鋼または線材に関する。

熱間鍛造や冷間鍛造によって所望の形状に成形される鋼製機械部品の素材として、一般に、長尺の棒鋼または線材を一定長さに切断したものが用いられている。

上記の切断方法としては、シャー切断やノコ切断などの方法があるが、生産効率やコストの観点からは、いわゆる「冷間や温間」でのシャー切断が優れている。

しかしながら、シャー切断の場合、被切断材である棒鋼や線材の直径が大きくなったり強度が高くなると、シャー切断刃の寿命が著しく短くなることを避けられず、また、切断端面に割れが発生するという問題も生じやすくなる。

特に、近年では、自動車の燃費向上やエンジンの高出力化への対応のために、歯車、プーリーやシャフトなど機械部品を軽量化、小型化および高応力負荷化したいとの産業界からの強い要望がある。これらの機械部品の軽量化、小型化および高応力負荷化を達成するためには、浸炭焼入れ、あるいは浸炭窒化焼入れを施した部品の強度、その中でも疲労強度を高めることが必要であり、特にその中でも面疲労強度を高める必要がある。そのために機械構造用合金鋼として、従来のＪＩＳ規格のＳＣｒ４２０鋼やＳＣＭ４２０鋼よりも合金元素を多く含有する鋼材が使用されることが多くなっている。それに伴って、熱間圧延ままの状態での強度が高くなり、４００℃以下、特に２００℃以下におけるシャー切断が困難になっている。

温間や冷間でのシャー切断性を高める技術は、例えば、特許文献１〜３に提案されている。

すなわち、特許文献１には、熱間仕上げ圧延直後に、その表面を、２００℃以下とならないように、５秒〜１５秒間の範囲内にて水冷して焼入れすると共に、内部保有熱にてセルフテンパーさせて、その断面表層部に硬化層を形成させる「冷間シャー切断性に優れる棒鋼素材の製造方法」が開示されている。

また、特許文献２には、Ｔｉを０．００１〜０．０１５重量％の範囲で含み、かつＪＩＳ規格の結晶粒度試験方法で測定した中心部の結晶粒度が、主として６番以上になっている「鋼材」が開示されている。

特許文献３には、Ｃ：０．１５〜１．５０ｍａｓｓ％を含有し、炭化物の長径／短径の平均が２．５０以下、かつ長径／短径２．５０以下の炭化物の全炭化物に占める体積割合が７０％以上である「冷間切断性に優れる棒鋼線材」が開示されている。

特開平２−２０９４２９号公報特開２００５−３２０６１０号公報特開平１０−６０５９５号公報

特許文献１で提案された技術は、冷間シャー切断に際して、切断面の切断方向の端部に”かえり”が発生することを防止するものである。そして、この技術は、合金元素の含有量が少ない鋼種や直径があまり大きくない場合には、シャー切断性を高めることが可能であった。

しかしながら、合金元素の含有量が多いために強度が高くなった鋼種や直径が大きい場合には、”かえり”の発生を防止しても棒鋼や線材を熱間圧延ままの状態において必ずしも安定してシャー切断することができなかった。

特許文献２で提案された技術は、シャー切断に際して、その切断端面に生じる時効割れ等の発生を抑制するものである。そして、この技術も、合金元素の含有量が少ない鋼種の場合には、シャー切断性を高めることが可能であった。

しかしながら、合金元素の含有量が多いために強度が高くなった鋼種の場合には、切断端面に生じる時効割れを抑制しても棒鋼や線材を熱間圧延ままの状態において必ずしも安定してシャー切断することができなかった。

特許文献３で提案された技術は、熱間圧延した後、球状化焼きなまし（以下、「球状化焼鈍」という。）を行うことで炭化物を球状化させ、冷間シャー割れの発生を抑制するものである。このため、合金元素の含有量が多いために強度が高くなった鋼種や直径が大きい場合にも安定してシャー切断することができる技術である。

しかしながら、球状化焼鈍を行うためには焼鈍炉を設置する必要があることに加えて製造工程が増えることになるし、しかも、球状化焼鈍自体が多大なエネルギーを消費するばかりか、生産性を低下させる処理である。このため、製造コストが上昇し、また、製造の長期間化も避けることができなかった。

そこで、本発明の目的は、熱間圧延ままの状態で、４００℃以下、なかでも２００℃以下でシャー切断しても割れを生じることが少ない、シャー切断性に優れる熱間圧延棒鋼または線材を提供することである。

なお、本発明における「熱間圧延棒鋼」とは、棒状に熱間圧延された鋼で所定の長さに切断された鋼材を指す。また、「線材」とは、棒状に熱間圧延された鋼で、コイル状に巻かれた鋼材を指し、いわゆる「バーインコイル」を含む。

従来、特許文献３に提案されているように、球状化焼鈍を施して炭化物を球状化し、軟質化することによって、冷間でのシャー切断性を向上させることができることはよく知られている。しかしながら、既に述べたように、この方法では製造コストの上昇や生産性の低下を避けることができない。

そこで、本発明者らは、合金元素の含有量が多いために強度が高くなった鋼種、さらには直径が大きい場合にも、熱間圧延ままの状態で、４００℃以下、なかでも２００℃以下でシャー切断しても割れを生じることが少ない、シャー切断性に優れる熱間圧延棒鋼または線材を提供するために、シャー切断時の起点となる表層部および断面全体の硬度ならびにミクロ組織が前記温度域におけるシャー切断性に与える影響について調査・研究を重ねた。その結果、下記（ａ）〜（ｄ）の知見を得た。

（ａ）熱間圧延棒鋼または線材の表層部は、シャー切断の起点となる。このため、シャー切断性を高めるためには表層部を軟質化する必要がある。

（ｂ）シャー切断性を高めるためには上記（ａ）の熱間圧延棒鋼または線材の表層部だけではなく、平均硬度も特定のレベル以下にしておく必要がある。

（ｃ）シャー切断性を高めるためには、熱間圧延棒鋼または線材の硬さ管理に加えて、ミクロ組織を制御する必要もある。具体的には、軟質なフェライト相を面積率で特定の割合以上含んでいる必要がある。これは、フェライト相がシャー切断時の亀裂を容易に進展させるためと推定される。

（ｄ）硬質なパーライト相やベイナイト相は、ミクロ偏析によって熱間圧延棒鋼または線材の圧延方向に連続して生成しやすいが、圧延方向において、上述した硬質な相（組織）が連続して長く存在する場合には、シャー切断性が低下する。これは、上記の硬質な相（組織）がシャー切断時の亀裂進展時の障害になっていると推定される。

本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであり、その要旨は、下記（１）および（２）に示す熱間圧延棒鋼または線材にある。

（１）質量％で、Ｃ：０．２〜０．３５％、Ｓｉ：０．３〜１．５％、Ｍｎ：０．４〜１．５％、Ｓ：０．００３〜０．０５％、Ｃｒ：０．８〜３．０％、Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｎ：０．００８〜０．０２５％を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＯ（酸素）：０．００２％以下およびＰ：０．０２５％以下の化学組成を有し、熱間圧延ままの状態において、平均ビッカース硬さが２４０以下、表層部のビッカース硬さが１８０以下で、且つ、ミクロ組織が、フェライト・パーライト組織またはフェライト・パーライト・ベイナイト組織からなるとともにフェライト相の面積率が３０％以上であって、しかも、パーライト相および／またはベイナイト相の圧延方向において連続する最大長さが６００μｍ以下であることを特徴とする熱間圧延棒鋼または線材。

（２）Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｍｏ：０．８％以下、Ｎｂ：０．０８％以下およびＶ：０．１５％以下のうちの１種以上を含有することを特徴とする上記（１）に記載の熱間圧延棒鋼または線材。

なお、「平均ビッカース硬さ」とは、鏡面研磨した圧延方向に垂直な断面（以下、「Ｃ断面」ともいう。）について、ビッカース硬さ試験機を用い、９．８０７Ｎの試験力で中心から半径の１／３、および２／３の距離の位置をそれぞれ、任意に各５点ずつ合計で１０点測定して求めた硬さの算術平均値を指す。

また、「表層部のビッカース硬さ」とは、鏡面研磨したＣ断面について、ビッカース硬さ試験機を用い、０．９８０７Ｎの試験力で表面から５０μｍ、１００μｍおよび１５０μｍの位置をそれぞれ、任意に各５点ずつ合計で１５点測定して求めた硬さの算術平均値を指す。

さらに、「ミクロ組織」とは、中心線を通って圧延方向に切り出した断面を鏡面研磨した後、ナイタールで腐食して、中心から半径の１／３、および２／３の距離の位置を倍率５０倍、視野の大きさを１．６ｍｍ×１．２ｍｍとしてそれぞれ、任意に各５視野合計で１０視野観察した場合のものを指す。そして、フェライト相の面積率とは、上記のようにして観察した１０視野におけるフェライト相の各面積率の算術平均値である。ここで、フェライト相とは、ナイタールで粒界以外は、ほとんど腐食されずに、他に較べて明るいコントラストを呈する部分である。また、フェライト相の各面積率とは、その視野中のフェライト相の面積を通常の画像解析の手法によって算出し、それを視野の総面積で除した数値を１００倍にしたものである。

なお、「フェライト・パーライト組織」とは、フェライト相とパーライト相との混合組織を意味する。同様に、「フェライト・パーライト・ベイナイト組織」とは、フェライト相、パーライト相およびベイナイト相の３相からなる混合組織を意味する。

また、「パーライト相および／またはベイナイト相の圧延方向において連続する最大長さ」とは、図１の模式図に示すように、圧延方向において、連続するパーライト相の長さ、連続するベイナイト相の長さ、およびパーライト相とベイナイト相が連続する場合の長さのうちでの最大長さを指す。

既に述べたように、本発明における「熱間圧延棒鋼」とは、棒状に熱間圧延された鋼で所定の長さに切断された鋼材を指す。また、「線材」とは、棒状に熱間圧延された鋼で、コイル状に巻かれた鋼材を指し、いわゆる「バーインコイル」を含む。

以下、上記（１）および（２）の熱間圧延棒鋼または線材に係る発明を、それぞれ、「本発明（１）」および「本発明（２）」という。また、総称して「本発明」ということがある。

本発明の熱間圧延棒鋼または線材は、熱間圧延ままの状態で、４００℃以下、なかでも２００℃以下でシャー切断しても割れを生じることが少なく、シャー切断性に優れるので、製造コストの上昇や生産性の低下をきたすことがない。しかも、高い疲労強度を得ることができるため、自動車や産業機械などの高強度機械部品である歯車、プーリーやシャフトなどの素材として適している。

以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、以下の説明における各元素の含有量の「％」表示は「質量％」を意味する。

（Ａ）熱間圧延棒鋼または線材の化学組成
Ｃ：０．２〜０．３５％
Ｃは、浸炭焼入れ、あるいは浸炭窒化焼入れしたときの部品の強度を確保するために必須の元素である。近年の疲労強度向上のニーズを満たすためには、その含有量が０．２％未満では不十分で、０．２％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｃの含有量が０．３５％を超えると、本発明で規定する他の項目を満たしていても、シャー切断性が不十分になる。したがって、Ｃの含有量を０．２〜０．３５％とした。なお、Ｃの含有量は０．２５〜０．３５％とすることが好ましい。

Ｓｉ：０．３〜１．５％
Ｓｉは、焼入れ性および焼戻し軟化抵抗を高める効果が大きく、疲労強度の向上に有効な元素である。近年の疲労強度向上のニーズを満たすためには、その含有量が０．３％未満では不十分で、０．３％以上含有させる必要があり、その含有量が０．５％以上になると、高強度化が顕著になる。しかしながら、Ｓｉの含有量が１．５％を超えると、強度を高める効果が飽和するだけでなく、本発明で規定する他の項目を満たしていても、シャー切断性が不十分になる。したがって、Ｓｉの含有量を０．３〜１．５％とした。より好ましいＳｉの含有量は０．５〜１．５％である。

Ｍｎ：０．４〜１．５％
Ｍｎは、焼入れ性および焼戻し軟化抵抗を高める効果が大きく、疲労強度の向上に有効な元素である。近年の疲労強度向上のニーズを満たすためには、その含有量が０．４％未満では不十分で、０．４％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｍｎの含有量が１．５％を超えると、疲労強度を高める効果が却って低下する。したがって、Ｍｎの含有量を０．４〜１．５％とした。なお、Ｍｎの含有量は０．８〜１．５％とすることが好ましい。

Ｓ：０．００３〜０．０５％
Ｓは、Ｍｎと結合してＭｎＳを形成し、被削性を高める作用を有する。しかしながら、その含有量が０．００３％未満では、前記の効果が得難い。一方、Ｓ量が多くなると、粗大なＭｎＳを生成しやすくなり、疲労強度を低下させる傾向があり、その含有量が０．０５％を超えると、疲労強度低下が顕著になる。したがって、Ｓの含有量を０．００３〜０．０５％とした。なお、Ｓの含有量は０．０１〜０．０３％とすることが好ましい。

Ｃｒ：０．８〜３．０％
Ｃｒは、焼入れ性および焼戻し軟化抵抗を高める効果が大きく、疲労強度の向上に有効な元素である。近年の高強度化のニーズを満たすためには、その含有量が０．８％未満では不十分で、０．８％以上含有させる必要があり、その含有量が１．３％以上になると、疲労強度の向上が顕著になる。しかしながら、Ｃｒの含有量が３．０％を超えると、焼入れ性が高くなりすぎてシャー切断性が不十分になる。したがって、Ｃｒの含有量を０．８〜３．０％とした。より好ましいＣｒの含有量は１．３〜３．０％である。

Ａｌ：０．０１〜０．０５％
Ａｌは、脱酸作用を有すると同時に、Ｎと結合してＡｌＮを形成しやすく、焼入れ部の結晶粒微細化に有効で、疲労強度を高める効果がある。しかしながら、Ａｌの含有量が０．０１％未満では前記の効果は得難い。一方で、Ａｌは硬質な酸化物系介在物を形成しやすく、Ａｌの含有量が０．０５％を超えると、疲労強度の低下が著しくなる。したがって、Ａｌの含有量を０．０１〜０．０５％とした。なお、Ａｌの含有量は０．０３〜０．０５％とすることが好ましい。

Ｎ：０．００８〜０．０２５％
Ｎは、Ａｌ、ＮｂおよびＶと結合してＡｌＮ、ＮｂＮおよびＶＮを形成しやすい。上記のＡｌＮ、ＮｂＮおよびＶＮは焼入れ部の結晶粒微細化に有効で、疲労強度を高める効果がある。しかしながら、Ｎの含有量が０．００８％未満では前記の効果は得難い。一方、Ｎの含有量が０．０２５％を超えると、疲労強度の低下が著しくなる。したがって、Ｎの含有量を０．００８〜０．０２５％とした。なお、Ｎの含有量は０．０１５〜０．０２５％とすることが好ましい。

本発明においては、不純物中のＯ（酸素）およびＰの含有量を下記のとおりに制限する。

Ｏ（酸素）：０．００２％以下
Ｏは、鋼中に不純物として存在し、Ａｌと結合して硬質な酸化物系介在物を形成しやすく、疲労強度を低下させてしまう。特に、Ｏの含有量が０．００２％を超えると、疲労強度の低下が著しくなる。したがって、不純物中のＯの含有量を０．００２％以下とした。なお、不純物中のＯの含有量はできる限り少なくすることが望ましいが、製鋼でのコストを考慮すると、０．００１％以下にすることが好ましい。

Ｐ：０．０２５％以下
Ｐは、不純物として鋼中に存在する元素であり、粒界偏析して粒界を脆化させ、疲労強度の低下を招き、特に、その含有量が０．０２５％を超えると、疲労強度の低下が著しくなる。したがって、不純物中のＰの含有量を０．０２５％以下とした。なお、不純物中のＰの含有量は０．０１５％以下とすることが好ましい。

上記の理由から、本発明（１）に係る熱間圧延棒鋼または線材は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｓ、Ｃｒ、ＡｌおよびＮを上述した範囲で含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＯ（酸素）：０．００２％以下およびＰ：０．０２５％以下の化学組成を有することと規定した。

なお、本発明（１）に係る熱間圧延棒鋼または線材は、上記本発明（１）におけるＦｅの一部に代えて、Ｍｏ：０．８％以下、Ｎｂ：０．０８％以下およびＶ：０．１５％以下のうちの１種以上を含有することができる。

すなわち、Ｍｏ、ＮｂおよびＶは、疲労強度を高める作用を有するので、この効果を得るために上記の元素を添加し、含有させてもよい。

以下、上記の元素に関して詳しく説明する。

Ｍｏ：０．８％以下
Ｍｏは、疲労強度を高めるのに有効な元素である。すなわち、Ｍｏは、焼入れ性および焼戻し軟化抵抗を高め、これによって疲労強度を高める作用を有するので、この効果を得るために添加し、含有させてもよい。しかしながら、Ｍｏの含有量が多くなり、特に、０．８％を超えると、焼入れ性が高くなりすぎてシャー切断性が不十分になる。したがって、添加する場合のＭｏの含有量を０．８％以下とした。

なお、前記したＭｏの効果を確実に得るためには、Ｍｏ含有量を０．１％以上とすることが好ましい。このため、添加する場合のより望ましいＭｏ含有量は０．１〜０．８％であり、０．２〜０．５％であれば一層好ましい。

Ｎｂ：０．０８％以下
Ｎｂは、疲労強度を高めるのに有効な元素である。すなわち、Ｎｂは、ＣおよびＮと結合してＮｂＣ、ＮｂＮおよびＮｂ（Ｃ、Ｎ）を形成しやすく、前述したＡｌＮによる焼入れ部の結晶粒微細化を補完するのに有効で、これによって疲労強度を高める作用を有するので、この効果を得るために添加し、含有させてもよい。しかしながら、Ｎｂの含有量が多くなり、特に、０．０８％を超えると、中心偏析部に粗大なＮｂ(Ｃ、Ｎ)が生成しやすくなり、却って疲労強度が低下する。したがって、添加する場合のＮｂの含有量を０．０８％以下とした。

なお、前記したＮｂの効果を確実に得るためには、Ｎｂ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。このため、添加する場合のより望ましいＮｂ含有量は０．０１〜０．０８％であり、０．０２〜０．０６％であれば一層好ましい。

Ｖ：０．１５％以下
Ｖも疲労強度を高めるのに有効な元素である。すなわち、Ｖは、ＣおよびＮと結合してＶＮおよびＶＣを形成しやすく、このうち、ＶＮは前述したＡｌＮによる焼入れ部の結晶粒微細化を補完するのに有効で、疲労強度を高める作用を有する。また、浸炭窒化時にＶＮが析出すると、疲労強度をより高める効果がある。このため、前記した効果を得るためにＶを添加し、含有させてもよい。しかしながら、Ｖの含有量が多くなり、特に、０．１５％を超えると、熱間圧延棒鋼や線材の強度が高くなりすぎて、本発明で規定するビッカース硬さの範囲を満たすことができなくなり、シャー切断性の低下をきたす。したがって、添加する場合のＶの含有量を０．１５％以下とした。

なお、前記したＶの効果を確実に得るためには、Ｖ含有量を０．０２％以上とすることが好ましい。このため、添加する場合のより望ましいＶ含有量は０．０２〜０．１５％であり、０．０５〜０．１５％であれば一層好ましい。

上記のＭｏ、ＮｂおよびＶは、そのうちのいずれか１種のみ、または２種以上の複合で含有することができる。

上記の理由から、本発明（２）に係る熱間圧延棒鋼または線材は、本発明（１）におけるＦｅの一部に代えて、Ｍｏ：０．８％以下、Ｎｂ：０．０８％以下およびＶ：０．１５％以下のうちの１種以上を含有することと規定した。

なお、本発明において、より優れた疲労強度を得るために、不純物中のＴｉの含有量を下記のとおりに制限することが好ましい。

Ｔｉ：０．００３％以下
Ｔｉは、Ｎと結合してＴｉＮを形成しやすい元素である。ＴｉＮは非常に硬質で、且つ、形状が角状であるため疲労破壊の起点となりやすいので、疲労強度の低下を招いてしまう。特に、不純物中のＴｉの含有量が０．００３％を超えると、ＴｉＮが容易に形成されるようになって、疲労強度の低下が著しくなることがある。したがって、本発明の熱間圧延棒鋼または線材において、不純物中のＴｉの含有量は０．００３％以下とすることが望ましい。

（Ｂ）熱間圧延ままの状態における硬さと組織
本発明者らの検討によって、本発明に係る熱間圧延棒鋼または線材は、熱間圧延ままの状態において、平均ビッカース硬さが２４０以下、表層部のビッカース硬さが１８０以下で、且つ、ミクロ組織が、フェライト・パーライト組織またはフェライト・パーライト・ベイナイト組織からなるとともにフェライト相の面積率が３０％以上であって、しかも、パーライト相および／またはベイナイト相の圧延方向において連続する最大長さが６００μｍ以下でなければならないことが明らかになった。以下、上記の事項について詳しく説明する。

本発明者らは、先ず、表１に示す前記（Ａ）項で述べた化学組成を満たす鋼αおよび鋼βを７０トン転炉で成分調整した後、溶鋼の電磁攪拌を十分に行い、連続鋳造を行って、４００ｍｍ×３００ｍｍ角のブルームを得た。

なお、鋼αおよび鋼βのＴｉ含有量はそれぞれ、０．００１％と０．００２％であった。

次いで、上記のブルームに次の３条件での均質化処理を施した。
（イ）無し、
（ロ）１２８０℃×５時間、
（ハ）１２８０℃×１２時間。

均質化処理後、通常の条件で分塊圧延して１８０ｍｍ×１８０ｍｍ角のビレットを作製した。なお、上記（イ）の均質化処理を施さなかったブルームは、加熱炉で１２５０℃×１時間の加熱処理を行ってから分塊圧延し、一方、上記（ロ）および（ハ）の均質化処理したブルームは、均熱炉から取り出してそのまま分塊圧延した。

次いで、上記の１８０ｍｍ×１８０ｍｍ角のビレットは、そのコーナー部のみ手入れして、表２に示す条件で熱間圧延して直径が７０ｍｍの棒鋼を得た。なお、上記熱間圧延における圧下比、つまり「圧延前のビレットの断面積／圧延製品（圧延棒鋼）の断面積」は８．４である。

上記のようにして得た直径が７０ｍｍの各棒鋼について、熱間圧延ままの状態における平均ビッカース硬さ（以下、ビッカース硬さを「Ｈｖ硬さ」という。）、表層部のＨｖ硬さ、ミクロ組織およびシャー切断性を、次の方法で調査した。

先ず、直径７０ｍｍの棒鋼の圧延方向に垂直な断面（Ｃ断面）を鏡面研磨した後、ＪＩＳＺ２２４４（２００３）における「ビッカース硬さ試験−試験方法」に準拠し、Ｈｖ硬さ試験機を用いて、９．８０７Ｎの試験力で中心から半径の１／３、および２／３の距離の位置をそれぞれ、任意に各５点ずつ合計で１０点測定し、その算術平均値から「平均Ｈｖ硬さ」を求めた。また、０．９８０７Ｎの試験力で表面から５０μｍ、１００μｍおよび１５０μｍの位置をそれぞれ、任意に各５点ずつ合計で１５点測定し、その算術平均値から「表層部のＨｖ硬さ」を求めた。

次に、直径７０ｍｍの棒鋼の中心線を通って圧延方向に切り出した断面を鏡面研磨した後、ナイタールで腐食して、中心から半径の１／３、および２／３の距離の位置を倍率５０倍、視野の大きさを１．６ｍｍ×１．２ｍｍとしてそれぞれ、任意に各５視野合計で１０視野観察して相の特定を行った。

また、通常の方法による画像解析を実施し、各視野におけるフェライト相の面積率を求め、合計１０視野におけるフェライト相の面積率の平均値を算出した。ここで、フェライト相とは、ナイタールで粒界以外は、ほとんど腐食されずに、他に較べて明るいコントラストを呈する部分である。また各視野におけるフェライト相の面積率とは、その視野中のフェライト相の面積をその視野の総面積で除した数値を１００倍したものである。

また、上記した観察方法によって、パーライト相および／またはベイナイト相の圧延方向において連続する最大長さを測定した。

さらに、一般的なシャー切断装置を用い、室温において、直径７０ｍｍの棒鋼の圧延方向に垂直な方向に長さが１５０ｍｍになるように切断してシャー切断性を調査した。なお、切断端面に長さ２ｍｍ以上の割れがある場合を不合格とし、各棒鋼について長さ１５０ｍｍのものを５０個切断したときの不合格の個数が１個以下の場合に、シャー切断性が良好とした。

表３および表４に、上記の各調査結果をまとめて示す。なお、表３および表４における均質化処理欄の記号（イ）〜（ハ）はそれぞれ、「均質化処理無し」、「１２８０℃×５時間の均質化処理を実施」および「１２８０℃×１２時間の均質化処理を実施」を意味する。また、ミクロ組織欄の「Ｆ」、「Ｐ」および「Ｂ」はそれぞれ、フェライト相、パーライト相およびベイナイト相を、また、「Ｐ、Ｂ最大長さ」は、パーライト相および／またはベイナイト相の圧延方向において連続する最大長さを意味する。

表３および表４から、熱間圧延ままの状態において、
・平均Ｈｖ硬さが２４０以下、
・表層部のＨｖ硬さが１８０以下、
・ミクロ組織が、フェライト・パーライト組織またはフェライト・パーライト・ベイナイト組織からなるとともにフェライト相の面積率が３０％以上、
・パーライト相および／またはベイナイト相の圧延方向において連続する最大長さが６００μｍ以下、
という条件をすべて満たす場合に、不合格の個数が１個以下で、シャー切断性が良好なことが明らかである。

そこで、本発明に係る熱間圧延棒鋼または線材は、熱間圧延ままの状態において、平均Ｈｖ硬さが２４０以下、表層部のＨｖ硬さが１８０以下で、且つ、ミクロ組織が、フェライト・パーライト組織またはフェライト・パーライト・ベイナイト組織からなるとともにフェライト相の面積率が３０％以上であって、しかも、パーライト相および／またはベイナイト相の圧延方向において連続する最大長さが６００μｍ以下であることと規定した。

なお、本発明におけるＣ含有量は０．２％以上であることから、フェライト相の面積率の上限は、７５％程度となる。

また、圧延仕上げ温度を７５０℃以下にするには、コストが嵩むことから、パーライト相および／またはベイナイト相の圧延方向において連続する最大長さ下限は、５０μｍ程度となる。

なお、表３および表４から、平均Ｈｖ硬さが２１０以下で表層部のＨｖ硬さが１５０以下の場合には、不合格の個数が０、つまり、切断端面に長さ２ｍｍ以上の割れが生じておらず、シャー切断性が特に良好であった。

したがって、本発明に係る熱間圧延棒鋼または線材の熱間圧延ままの状態における平均Ｈｖ硬さおよび表層部のＨｖ硬さはそれぞれ、２１０以下および１５０以下であることが好ましい。

ただし、本発明におけるＣ含有量は０．２％以上であることから、平均Ｈｖ硬さの下限は、１３０程度となる。

また、表層部のＨｖ硬さの下限は、１００程度となる。

なお、熱間圧延ままの状態におけるＨｖ硬さと組織には、鋼の化学組成、成分の偏析状態、熱間圧延条件および圧延後の冷却速度などが影響する。

そこで、Ｃ：０．２〜０．２５％、Ｓｉ：０．３〜０．８％、Ｍｎ：０．５〜０．８％およびＣｒ：１．３〜１．８％を含有する鋼を例に挙げると、前記の熱間圧延ままのＨｖ硬さと組織は、例えば、次の＜１＞〜＜６＞に示す条件を満たすことによって得ることができる。

＜１＞溶鋼の電磁攪拌を十分に行う、
＜２＞ブルームに１２５０〜１３００℃で５時間以上均質化熱処理を行う、
＜３＞ビレットの手入れはコーナー部以外は行わない、
＜４＞ビレットの加熱は、加熱温度を１１５０〜１２３０℃とし、さらに加熱時間を１時間以上とする、
＜５＞圧延仕上げ温度を８５０〜９５０℃とし、仕上げ圧延後は放冷以下の冷却速度で６００℃以下まで冷却する、
＜６＞ビレットから棒鋼または線材への圧下比、つまり「圧延前のビレットの断面積／圧延製品（圧延棒鋼または線材）の断面積」を６以上として圧延する。

以下、実施例により本発明を更に詳しく説明する。

表５に示す化学組成を有する鋼ａを７０トン転炉で成分調整した後、溶鋼の電磁攪拌を十分に行い、連続鋳造を行って、４００ｍｍ×３００ｍｍ角のブルームを得た。

次いで、上記のブルームに１２８０℃×１２時間の均質化処理を施した後、均熱炉から取り出してそのまま通常の条件で分塊圧延し、１６０ｍｍ×１６０ｍｍ角のビレットを作製した。

また、表６に示す化学組成を有する鋼ｂ〜ｎを３０ｋｇ真空炉で溶解した後、インゴットに鋳造した。

表６中の鋼ｃ〜ｆは、本発明で規定する化学組成を満たす鋼である。一方、鋼ｂおよび鋼ｇ〜ｎは、本発明で規定する化学組成の条件から外れた鋼であり、このうち鋼ｂは、ＪＩＳ規格のＳＣｒ４２０に相当する鋼である。

上記鋼ｂ〜ｎの各インゴットを１２５０℃で１０時間保持し、一旦室温まで放冷した後、再度１２００℃で１時間加熱し、仕上げ温度を９００℃以上として熱間鍛造して、直径３０ｍｍの棒鋼を得た。

次いで、上記の直径が３０ｍｍの各棒鋼に、９２５℃で１時間加熱してから室温まで放冷する処理を行った後、機械加工により図２（ａ）に示す形状のローラーピッチング試験用小ローラーを作製した。

上記のローラーピッチング試験用小ローラーには、ガス浸炭炉を用いて、図３に示す条件で浸炭焼入れを行い、次いで、１７０℃で２時間の焼戻しを行った後、熱処理ひずみを除く目的で、つかみ部の仕上げ加工を行い、さらに、試験部を２０μｍ研削した。なお、図３における「ＣＰ」は、カーボンポテンシャルを意味する。

上記のようにして得たローラーピッチング試験用小ローラーおよび表１に示す鋼ａを素材とし、図２（ｂ）に示す形状、すなわち、直径が１３０ｍｍで、接触部のＲ形状が１５０ｍｍＲの形状のローラーピッチング試験用大ローラーを用いて、表７に示す条件でローラーピッチング試験を行った。

なお、上記ローラーピッチング試験用大ローラーは一般的な製造工程、つまり、「焼きならし、試験片加工、ガス浸炭炉による共析浸炭、低温焼戻しおよび研磨」の工程によって作製したものである。

鋼ｂ〜ｎのそれぞれについて、ローラーピッチング試験における試験数は５とし、縦軸に面圧、横軸にピッチング発生までの繰り返し数をとったＳ−Ｎ線図を作成し、繰り返し数１．０×１０⁷回での面圧を、面疲労強度とした。

なお、小ローラーの試験部の表面が損傷している箇所のうちで、最大のものの面積が１ｍｍ²以上になった場合をピッチング発生とした。

そして、ＪＩＳ規格のＳＣｒ４２０に相当する鋼である鋼ｂの面疲労強度を１．００と規格化し、その１．１５倍以上の面疲労強度を有することを目標とした。これは、既に述べたように、機械部品の軽量化、小型化および高応力負荷化を達成するためには、浸炭焼入れ、あるいは浸炭窒化焼入れを施した部品の強度、その中でも疲労強度を高めることが必要であり、特にその中でも面疲労強度を高める必要があるためである。

表８に、上記のローラーピッチング試験結果をまとめて示す。

表８から明らかなように、Ｃの含有量が０．２％を下回る鋼ｇ、Ｍｎの含有量が０．４％を下回る鋼ｈ、Ｓの含有量が０．０５％を上回る鋼ｉ、Ｃｒの含有量が０．８％を下回る鋼ｋ、Ａｌの含有量が０．０５％を上回る鋼ｌ、Ｎの含有量が０．０２５％を上回る鋼ｍ、Ｏの含有量が０．００２％を上回る鋼ｎおよびＰの含有量が０．０２５％を上回る鋼ｊの場合には、目標とする面疲労強度が得られていない。

そこで次に、目標の面疲労強度を得ることができた成分系について、シャー切断性について調査することとした。

すなわち、Ｃ、ＭｎおよびＣｒの含有量がそれぞれ、０．２％以上、０．４％以上および０．８％以上で、さらに、Ｓ、Ａｌ、Ｎ、Ｏ及びＰの含有量がそれぞれ、０．０５％以下、０．０５％以下、０．０２５％以下、０．００２％以下および０．０２５％以下であって、しかもＳｉの含有量が０．３％以上である表９に示す鋼ｏ〜ｘを７０トン転炉で成分調整した後、溶鋼の電磁攪拌を十分に行い、連続鋳造を行って、４００ｍｍ×３００ｍｍ角のブルームを得た。

次いで、上記の１８０ｍｍ×１８０ｍｍ角のビレットは、そのコーナー部のみ手入れして、表２に示した条件で熱間圧延して直径が７０ｍｍの棒鋼を得た。なお、上記熱間圧延における圧下比、つまり「圧延前のビレットの断面積／圧延製品（圧延棒鋼）の断面積」は８．４である。

上記のようにして得た直径が７０ｍｍの各棒鋼について、熱間圧延ままの状態における平均Ｈｖ硬さ、表層部のＨｖ硬さ、ミクロ組織およびシャー切断性を、次の方法で調査した。

さらに、一般的なシャー切断装置を用い、室温において、直径７０ｍｍの棒鋼の圧延方向に垂直な方向に長さが１５０ｍｍになるように切断してシャー切断性を調査した。なお、切断端面に長さ２ｍｍ以上の割れがある場合を不合格とし、各棒鋼について長さ１５０ｍｍのものを５０個切断したときの不合格の個数が１個以下の場合に、シャー切断性が良好と判断して、これを本発明の目標とした。

表１０および表１１に、上記の各調査結果をまとめて示す。なお、表１０および表１１における均質化処理欄の記号（イ）〜（ハ）はそれぞれ、「均質化処理無し」、「１２８０℃×５時間の均質化処理を実施」および「１２８０℃×１２時間の均質化処理を実施」を意味する。また、ミクロ組織欄の「Ｆ」、「Ｐ」および「Ｂ」はそれぞれ、フェライト相、パーライト相およびベイナイト相を、また、「Ｐ、Ｂ最大長さ」は、パーライト相および／またはベイナイト相の圧延方向において連続する最大長さを意味する。

表１０および表１１から、本発明で規定する条件から外れた比較例の試験番号、具体的には、試験番号４３〜４５、試験番号４８〜５０、試験番号５３〜５５、試験番号５８〜６０、試験番号６３〜６５および試験番号６８〜７７の場合には、各棒鋼について長さ１５０ｍｍのものを５０個切断したときの不合格の個数が１個を超えており、目標とするシャー切断性が得られていないことが明らかである。

上記の比較例に対し、本発明で規定する条件を満たす本発明例の試験番号、具体的には、試験番号４６、試験番号４７、試験番号５１、試験番号５２、試験番号５６、試験番号５７、試験番号６１、試験番号６２、試験番号６６および試験番号６７の場合、各棒鋼について長さ１５０ｍｍのものを５０個切断したときの不合格の個数が１個以下という目標に達しており、良好なシャー切断性を有することが明らかである。

さらに、本発明例のうちでも、平均Ｈｖ硬さが２１０以下で表層部のＨｖ硬さが１５０以下である試験番号４６および試験番号４７の場合には、不合格の個数が０、つまり、切断端面に長さ２ｍｍ以上の割れが生じておらず、シャー切断性が特に良好であることが明らかである。

パーライト相および／またはベイナイト相の圧延方向において連続する最大長さについて模式的に説明する図である。ローラーピッチング試験用ローラーの形状を説明する図で、（ａ）は小ローラーの形状を（ｂ）は大ローラーの形状を示す図である。ガス浸炭炉を用いてローラーピッチング試験用小ローラーに施した浸炭焼入れの条件を示す図である。

Claims

質量％で、Ｃ：０．２〜０．３５％、Ｓｉ：０．３〜１．５％、Ｍｎ：０．４〜１．５％、Ｓ：０．００３〜０．０５％、Ｃｒ：０．８〜３．０％、Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｎ：０．００８〜０．０２５％を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＯ（酸素）：０．００２％以下およびＰ：０．０２５％以下の化学組成を有し、熱間圧延ままの状態において、平均ビッカース硬さが２４０以下、表層部のビッカース硬さが１８０以下で、且つ、ミクロ組織が、フェライト・パーライト組織またはフェライト・パーライト・ベイナイト組織からなるとともにフェライト相の面積率が３０％以上であって、しかも、パーライト相および／またはベイナイト相の圧延方向において連続する最大長さが６００μｍ以下であることを特徴とする熱間圧延棒鋼または線材。
Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｍｏ：０．８％以下、Ｎｂ：０．０８％以下およびＶ：０．１５％以下のうちの１種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の熱間圧延棒鋼または線材。