JP2011246784A - 強度および靭性に優れた圧延非調質棒鋼ならびにその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】圧延後に焼入焼もどし処理を行うことなしに、高い強度・靭性を併せ持つ圧延非調質棒鋼を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：0.30〜0.80％、Si：0.01〜2.0％、Mn：0.1〜2.0％、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.05％以下およびAl：0.1％以下を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる組成とし、かつ棒鋼の表層部（表面から半径の１/５内部に入った部位）の組織を、平均粒径：0.8μm以下の微細フェライトと球状セメンタイトとの混合組織として、当該部位における降伏比を0.8以上とする。
【選択図】なし
【解決手段】質量％で、Ｃ：0.30〜0.80％、Si：0.01〜2.0％、Mn：0.1〜2.0％、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.05％以下およびAl：0.1％以下を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる組成とし、かつ棒鋼の表層部（表面から半径の１/５内部に入った部位）の組織を、平均粒径：0.8μm以下の微細フェライトと球状セメンタイトとの混合組織として、当該部位における降伏比を0.8以上とする。
【選択図】なし
Description
本発明は、圧延後の工程で焼入れ焼戻し処理を行うことなしに高い強度および靭性が得られる圧延非調質棒鋼ならびにその製造方法に関するものである。
従来、産業機械分野や建築機械分野、造船機械分野等において、高強度が要求される部品には、S45Cに代表される機械構造用炭素鋼や、これにCrやMo、Niなどの合金元素を添加した低合金鋼の焼入れ焼戻し材が用いられてきた。
ところが、1980年代のオイルショックを機に、焼入れ焼戻し処理を省略可能な非調質鋼の開発が進められ、多くの部品に適用されている。
ところが、1980年代のオイルショックを機に、焼入れ焼戻し処理を省略可能な非調質鋼の開発が進められ、多くの部品に適用されている。
代表的な非調質鋼としては、フェライト・パーライト型非調質鋼がある（例えば、非特許文献１参照）。この技術では、炭素鋼をベースとしてCrやMnなどを添加した鋼に、微量のＶを添加することで、圧延後の冷却過程において、フェライト変態とほぼ同時に析出するＶ炭化物によりフェライトを強化し、焼入れ焼戻し鋼並の引張強さを達成している。
この他にも、高強度高靭性を狙ったマルテンサイト型やベイナイト型の非調質鋼も開発されている（非特許文献２）が、最適な特性が得られる製造条件の制約が多く、適用部品が小型部品に限られるため、太径棒鋼（例えば、直径：100mm以上）には、フェライト・パーライト型非調質鋼が用いられてきた。
この他にも、高強度高靭性を狙ったマルテンサイト型やベイナイト型の非調質鋼も開発されている（非特許文献２）が、最適な特性が得られる製造条件の制約が多く、適用部品が小型部品に限られるため、太径棒鋼（例えば、直径：100mm以上）には、フェライト・パーライト型非調質鋼が用いられてきた。
このようなフェライト・パーライト型非調質鋼は、フェライト・パーライト変態が得られる幅広い条件範囲で適用可能であるため、その強度特性も安定して得られるという特徴がある一方で、冷却速度が遅い太径棒鋼、特に直径が120mm以上の棒鋼においては、結晶粒が粗大化し、靭性が低くなるという問題があった。
太径材が主に適用される部品は、タイバーなどの太径の軸部品であり、大型の機械部品に組み込むために部分的にねじ加工が施されることが多く、ねじ加工が行われる表層部（表面から半径の１/５内部に入った部位）では、焼入れ焼戻し鋼と同等の靭性が望まれている。
太径材が主に適用される部品は、タイバーなどの太径の軸部品であり、大型の機械部品に組み込むために部分的にねじ加工が施されることが多く、ねじ加工が行われる表層部（表面から半径の１/５内部に入った部位）では、焼入れ焼戻し鋼と同等の靭性が望まれている。
また、フェライト・パーライト型非調質鋼は、Ｖ析出物の析出強化により高強度を達成しているものの、降伏強さ（ＹＳ）と引張強さ（ＴＳ）の比を表す降伏比（ＹＲ＝ＹＳ/ＴＳ）が0.7以下と低く、そのためＹＳ設計である部品の引張強さが過剰に上昇する結果、部品加工工程における被削性が低下し、量産性を阻害する一因となっていた。そのため、焼入れ焼戻し鋼並の高い降伏比（≧0.8）が求められていた。
Ｖ含有非調質鋼の靭性を改善する方法として、特許文献１には、オーステナイト再結晶域にて圧延前の粗大なオーステナイト結晶粒に再結晶を起こさせる圧延（第１圧延）と、オーステナイト未再結晶域にてオーステナイトに歪みを付与する圧延（第２圧延）を実施し、未再結晶域で付与した歪みにより結晶粒内での初析フェライトの発生を促進して微細なフェライト・パーライト組織を得ることによって、低温靭性を改善する方法が開示されている。しかしながら、この方法によって得られる非調質鋼であっても、焼入れ焼戻し鋼並の衝撃値は達成されておらず、また高ＹＲ化に関する対策がなされていない。
また、特許文献２には、高価なＶを含有することなく、制御圧延により高強度、高靭性棒鋼を製造する方法が開示されている。この技術は、鋼片を850〜1000℃に加熱し、圧延温度がＡcl〜850℃の間で圧延を終了し、ついで最終圧延後の鋼の表面温度を170〜500℃の間の温度域に一旦急冷し、鋼の保有熱により鋼表面温度を540〜650℃の間の温度に復熱せしめて、表層に粒度番号10以上の細粒フェライトと粒状または層状炭化物を生成させ、しかも圧延直後に400℃まで急冷処理を施すことにより表層を軟化して、被削性を向上させるものである。しかしながら、この技術でも、切削後のネジ底に相当する部位の降伏比は0.7以下であり、やはり焼入れ焼戻し鋼並のレベルには達していない。
「特殊鋼 第42巻 第５号 第８〜14頁」（1993年発行）
「自動車用材料の経済性に係わる諸要因の調査研究報告書P.82〜98」（出版者：(財)機械振興協会経済研究所 委託先：(社)日本鉄鋼協会(平成８年２月)）
本発明は、上記したような非調質鋼の課題である靭性および降伏比を改善するために開発されたものであり、圧延後に焼入焼もどし処理を行うことなしに、高い強度および靭性を兼備する圧延非調質棒鋼を、その有利な製造方法と共に得ることを目的とする。
さて、焼戻しマルテンサイト以外で、高降伏比と高靱性を達成する組織として微細フェライト組織が知られている。特許文献２では、細粒フェライト粒を単に表面軟化処理に利用しているたけであるが、発明者らは、種々検討を重ねた結果、圧延条件の最適化を図ることにより、表面に平均結晶粒径が0.8μm以下の微細フェライト組織と球状セメンタイトの混合組織を形成させることができ、その結果、降伏比の高い高強度・高靭性非調質鋼が得られることを見出した。
本発明は、上記の知見に立脚するものである。
本発明は、上記の知見に立脚するものである。
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．質量％で、Ｃ：0.30〜0.80％、Si：0.01〜2.0％、Mn：0.1〜2.0％、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.05％以下およびAl：0.1％以下を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる棒鋼であって、該棒鋼の表層部（表面から半径の１/５内部に入った部位）の組織が平均粒径：0.8μm以下の微細フェライトと球状セメンタイトとの混合組織で構成され、当該部位の降伏強さと引張強さの比が0.8以上であることを特徴とする、強度および靭性に優れた圧延非調質棒鋼。
１．質量％で、Ｃ：0.30〜0.80％、Si：0.01〜2.0％、Mn：0.1〜2.0％、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.05％以下およびAl：0.1％以下を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる棒鋼であって、該棒鋼の表層部（表面から半径の１/５内部に入った部位）の組織が平均粒径：0.8μm以下の微細フェライトと球状セメンタイトとの混合組織で構成され、当該部位の降伏強さと引張強さの比が0.8以上であることを特徴とする、強度および靭性に優れた圧延非調質棒鋼。
２．前記棒鋼が、質量％でさらに、Cr：1.5％以下、Cu：0.8％以下、Ni：0.8％以下および Mo：0.5％以下のうちから選んだ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に記載の強度および靭性に優れた圧延非調質棒鋼。
３．前記棒鋼が、質量％でさらに、Ti：0.3％以下、Nb：0.3％以下およびＶ：0.3％以下のうちから選んだ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に記載の強度および靭性に優れた圧延非調質棒鋼。
４．質量％で、Ｃ：0.30〜0.80％、Si：0.01〜2.0％、Mn：0.1〜2.0％、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.05％以下およびAl：0.1％以下を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる鋼素材を、950℃以上に加熱し、900℃以上で少なくとも40％の粗圧延を行ったのち、鋼材の表層部（表面から半径の１/５内部に入った部位）を10℃/ｓ以上の冷却速度で（Ｂs点−100℃）以下の温度まで冷却し、ついで（Ｂs点＋50℃）〜Ａc1点の温度域で合計45％以上の圧延加工を行ったのち、室温まで冷却することを特徴とする、強度および靭性に優れた圧延非調質棒鋼の製造方法。
但し、Ｂs，Ａc1はそれぞれ、次式(1)，(2)で示される値である。
Ｂs ＝830−270×[%Ｃ]−90×[%Mn]−37×[%Ni]−70×[%Cr]−83×[%Mo] --- (1)
Ａc1＝723−10.7×[%Mn]−16.9×[%Ni]＋29.1×[%Si]＋16.9×[%Cr] --- (2)
なお、[%Ｍ]は、Ｍ元素の含有量（質量％）を表わす。
但し、Ｂs，Ａc1はそれぞれ、次式(1)，(2)で示される値である。
Ｂs ＝830−270×[%Ｃ]−90×[%Mn]−37×[%Ni]−70×[%Cr]−83×[%Mo] --- (1)
Ａc1＝723−10.7×[%Mn]−16.9×[%Ni]＋29.1×[%Si]＋16.9×[%Cr] --- (2)
なお、[%Ｍ]は、Ｍ元素の含有量（質量％）を表わす。
５．前記鋼素材が、質量％でさらに、Cr：1.5％以下、Cu：0.8％以下、Ni：0.8％以下およびMo：0.5％以下のうちから選んだ１種または２種以上を含有することを特徴とする前記４に記載の強度および靭性に優れた圧延非調質棒鋼の製造方法。
６．前記鋼素材が、質量％でさらに、Ti：0.3％以下、Nb：0.3％以下およびＶ：0.3％以下のうちから選んだ１種または２種以上を含有することを特徴とする前記４または５に記載の強度および靭性に優れた圧延非調質棒鋼の製造方法。
本発明によれば、高い降伏比を有する高強度・高靭性非調質鋼材を圧延ままで製造することができ、従って、本発明鋼材の産業上利用可能性は極めて大と言える。
以下、本発明を具体的に説明する。
まず、本発明において、鋼材の成分組成を前記の範囲に限定した理由について説明する。なお、以下の説明において％で示す単位は、特に記載がある場合以外は全て質量％である。
Ｃ：0.30〜0.80％
Ｃは、強度を確保するために必要な元素である。すなわち、圧延後に球状セメンタイトとして組織内に分散し、微細粒の粒成長を抑制することにより表面部の強度を確保すると共に、微細粒を形成しない内部組織においても所定の強度を確保するために必要である。しかしながら、含有量が0.30％未満では所望の効果が得られず、一方0.80％を超えて添加すると靭性が低下するので、Ｃ量は0.30〜0.80％の範囲に限定した。
まず、本発明において、鋼材の成分組成を前記の範囲に限定した理由について説明する。なお、以下の説明において％で示す単位は、特に記載がある場合以外は全て質量％である。
Ｃ：0.30〜0.80％
Ｃは、強度を確保するために必要な元素である。すなわち、圧延後に球状セメンタイトとして組織内に分散し、微細粒の粒成長を抑制することにより表面部の強度を確保すると共に、微細粒を形成しない内部組織においても所定の強度を確保するために必要である。しかしながら、含有量が0.30％未満では所望の効果が得られず、一方0.80％を超えて添加すると靭性が低下するので、Ｃ量は0.30〜0.80％の範囲に限定した。
Si：0.01〜2.0％
Siは、脱酸剤として機能する他、フェライトに固溶して鋼を強化する元素としても有効に寄与するが、含有量が0.01％未満ではその効果に乏しく、一方2.0％を超えて添加した場合には靭性が劣化するので、Si量は0.01〜2.0％の範囲に限定した。
Siは、脱酸剤として機能する他、フェライトに固溶して鋼を強化する元素としても有効に寄与するが、含有量が0.01％未満ではその効果に乏しく、一方2.0％を超えて添加した場合には靭性が劣化するので、Si量は0.01〜2.0％の範囲に限定した。
Mn：0.1〜2.0％
Mnは、焼入れ性を高める元素である。この効果を得るためには0.1％以上の添加が必要 であるが、2.0％を超えて含有されると靭性の低下を招くため、Mn量は0.1〜2.0％の範囲に限定した。
Mnは、焼入れ性を高める元素である。この効果を得るためには0.1％以上の添加が必要 であるが、2.0％を超えて含有されると靭性の低下を招くため、Mn量は0.1〜2.0％の範囲に限定した。
Ｐ：0.05％以下
Ｐは、靭性を劣化させる元素であるので、極力低減することが好ましいが、0.05％までは許容される。
Ｐは、靭性を劣化させる元素であるので、極力低減することが好ましいが、0.05％までは許容される。
Ｓ：0.05％以下
Ｓは、Ｐと共に靭性を劣化させる元素であり、やはり極力低減することが好ましいが、0.05％までは許容される。
Ｓは、Ｐと共に靭性を劣化させる元素であり、やはり極力低減することが好ましいが、0.05％までは許容される。
Al：0.1％以下
Alは、Siと共に脱酸剤として有用な元素であるが、0.1％を超えると靭性を劣化させるため、Al量は0.1％以下とした。
Alは、Siと共に脱酸剤として有用な元素であるが、0.1％を超えると靭性を劣化させるため、Al量は0.1％以下とした。
以上、基本成分について説明したが、本発明では、これらの成分の他、以下に述べる元素を適宜含有させることができる。
Cr：1.5％以下
Crは、固溶強化元素として強度調整に有効な元素であるが、1.5％を超えて添加すると靭性が劣化するため、Crは1.5％以下で含有させるものとした。
Cr：1.5％以下
Crは、固溶強化元素として強度調整に有効な元素であるが、1.5％を超えて添加すると靭性が劣化するため、Crは1.5％以下で含有させるものとした。
Cu：0.8％以下
Cuは、固溶強化元素として強度調整に有効な元素であるが、含有量が0.8％を超えると熱間脆性が発生するため、Cuは0.8％以下で含有させるものとした。
Cuは、固溶強化元素として強度調整に有効な元素であるが、含有量が0.8％を超えると熱間脆性が発生するため、Cuは0.8％以下で含有させるものとした。
Ni：0.8％以下
Niは、固溶強化元素として強度調整に有効な元素であり、かつ靭性を向上させる元素としても有用である。しかしながら、0.8％を超えて添加してもその効果は飽和に達し、むしろ高価な元素であるためコストの上昇を招くので、Niは0.8％以下で含有させるものとした。
Niは、固溶強化元素として強度調整に有効な元素であり、かつ靭性を向上させる元素としても有用である。しかしながら、0.8％を超えて添加してもその効果は飽和に達し、むしろ高価な元素であるためコストの上昇を招くので、Niは0.8％以下で含有させるものとした。
Mo：0.5％以下
Moは、固溶強化元素として強度調整に有効な元素であるが、0.5％を超えて添加すると靭性が劣化するため、Moは0.5％以下で含有させるものとした。
Moは、固溶強化元素として強度調整に有効な元素であるが、0.5％を超えて添加すると靭性が劣化するため、Moは0.5％以下で含有させるものとした。
Ti：0.3％以下
Tiは、鋼中のＣやＮと析出物を形成し、仕上げ圧延で生成した微細フェライト粒の粗大化を防止する効果を有する。しかしながら、含有量が0.3％を超えると靭性が劣化するため、Tiは0.3％以下で含有させるものとした。
Tiは、鋼中のＣやＮと析出物を形成し、仕上げ圧延で生成した微細フェライト粒の粗大化を防止する効果を有する。しかしながら、含有量が0.3％を超えると靭性が劣化するため、Tiは0.3％以下で含有させるものとした。
Nb：0.3％以下
Nbは、Tiと同様に、ＣやＮと析出物を形成し、仕上げ圧延で生成した微細フェライトの粗大化を防止する効果を有する。しかしながら、含有量が0.3％を超えると靭性が劣化するため、Nbは0.3％以下で含有させるものとした。
Nbは、Tiと同様に、ＣやＮと析出物を形成し、仕上げ圧延で生成した微細フェライトの粗大化を防止する効果を有する。しかしながら、含有量が0.3％を超えると靭性が劣化するため、Nbは0.3％以下で含有させるものとした。
Ｖ：0.3％以下
Ｖは、TiやNbと同様、ＣやＮと析出物を形成し、仕上げ圧延で生成した微細フェライトの粗大化を防止する効果の他、析出強化によって強度を高める効果を有する。しかしながら、含有量が0.3％を超えると靭性が劣化するため、Ｖは0.3％以下で含有させるものとした。
Ｖは、TiやNbと同様、ＣやＮと析出物を形成し、仕上げ圧延で生成した微細フェライトの粗大化を防止する効果の他、析出強化によって強度を高める効果を有する。しかしながら、含有量が0.3％を超えると靭性が劣化するため、Ｖは0.3％以下で含有させるものとした。
本発明は、成分組成を上記の好適範囲に調整するだけでは不十分で、棒鋼の表層部の組織を、平均結晶粒径が0.8μm以下の微細フェライト組織と球状セメンタイトの混合組織とすることが重要である。ここに、表層部とは、棒鋼の表面から半径の１/５内部までの部位を指す。
上記のように微細フェライト組織と球状セメンタイトの混合組織にすると、靱性の確保に有害なラメラ状セメンタイトが球状化しているので、微細フェライトによる高強度化効果と相まって、強度−靱性バランスが向上し、また、球状化したセメンタイトのピン止め粒子としての微細フェライトの粒成長を抑制する効果により、圧延後も微細粒を維持することができるので、棒鋼の表層部の降伏比（ＹＲ＝ＹＳ/ＴＳ）を0.8以上に高めることができる。
上記のように微細フェライト組織と球状セメンタイトの混合組織にすると、靱性の確保に有害なラメラ状セメンタイトが球状化しているので、微細フェライトによる高強度化効果と相まって、強度−靱性バランスが向上し、また、球状化したセメンタイトのピン止め粒子としての微細フェライトの粒成長を抑制する効果により、圧延後も微細粒を維持することができるので、棒鋼の表層部の降伏比（ＹＲ＝ＹＳ/ＴＳ）を0.8以上に高めることができる。
前述したような成分組成範囲および鋼組織とすることにより、直径が120mm以上の太径棒鋼についても、靱性に優れ、かつ表層部の降伏比（ＹＲ）が0.8以上の棒鋼を安定して得ることができる。
次に、本発明に従う棒鋼の製造方法について説明する。
上記の好適成分に調整された鋼は、例えばスラブやブルーム、ビレット等の鋼素材に成形されたのち、熱間圧延に供される。すなわち、鋼素材を950℃以上に加熱後、圧延温度：900℃以上で少なくとも圧下率：40％の粗圧延を行ったのち、鋼材表面を10℃/ｓ以上の冷却速度で（Ｂs点−100℃）以下の温度まで冷却し、ついで自己復熱により表面温度が（Ｂs点＋50℃）〜Ａc1点の温度域に達した段階で合計45％以上の圧延加工を行ったのち、室温まで冷却する。
以下、各工程の限定理由について詳しく説明する。
上記の好適成分に調整された鋼は、例えばスラブやブルーム、ビレット等の鋼素材に成形されたのち、熱間圧延に供される。すなわち、鋼素材を950℃以上に加熱後、圧延温度：900℃以上で少なくとも圧下率：40％の粗圧延を行ったのち、鋼材表面を10℃/ｓ以上の冷却速度で（Ｂs点−100℃）以下の温度まで冷却し、ついで自己復熱により表面温度が（Ｂs点＋50℃）〜Ａc1点の温度域に達した段階で合計45％以上の圧延加工を行ったのち、室温まで冷却する。
以下、各工程の限定理由について詳しく説明する。
鋼素材の加熱温度：950℃以上
熱間圧延は、熱間変形抵抗の小さいオーステナイト域で行うことが有利であるので、鋼素材を加熱する。ここに、後述する粗圧延工程において、仕上げ温度：900℃以上で少なくとも40％の圧延を行うためには、950℃以上の温度に加熱が必要であるので、加熱温度は950℃以上とした。
熱間圧延は、熱間変形抵抗の小さいオーステナイト域で行うことが有利であるので、鋼素材を加熱する。ここに、後述する粗圧延工程において、仕上げ温度：900℃以上で少なくとも40％の圧延を行うためには、950℃以上の温度に加熱が必要であるので、加熱温度は950℃以上とした。
粗圧延条件 圧延温度：900℃以上、圧下率：40％以上
この粗圧延工程は、前工程で加熱された鋼素材のオーステナイト粒度分布が不均一なため、再結晶による結晶粒径の均一化を図るために必要な工程である。圧延温度が900℃未満では、オーステナイトの再結晶が起らない未再結晶域での圧延となるため、過度にオーステナイトが微細化することから、鋼素材の焼入れ性が低下し、次工程の冷却過程でフェライトが生成してしまうので、圧延温度を900℃以上とした。また、900℃以上の圧延で再結晶によるオーステナイト粒の分布を均一化するためには、少なくとも40％の圧下率（圧下率とは、断面減少率を示す）での圧延が必要であるため、粗圧延の条件は上記の範囲に限定した。
この粗圧延工程は、前工程で加熱された鋼素材のオーステナイト粒度分布が不均一なため、再結晶による結晶粒径の均一化を図るために必要な工程である。圧延温度が900℃未満では、オーステナイトの再結晶が起らない未再結晶域での圧延となるため、過度にオーステナイトが微細化することから、鋼素材の焼入れ性が低下し、次工程の冷却過程でフェライトが生成してしまうので、圧延温度を900℃以上とした。また、900℃以上の圧延で再結晶によるオーステナイト粒の分布を均一化するためには、少なくとも40％の圧下率（圧下率とは、断面減少率を示す）での圧延が必要であるため、粗圧延の条件は上記の範囲に限定した。
鋼材の冷却速度（鋼材表面で）：10℃/ｓ以上、冷却停止温度：（Ｂs点−100℃）以下
粗圧延後の冷却は、表面部でのフェライト変態を抑制するために、急冷とする必要がある。ここに、冷却速度が10℃/ｓに満たないと、表面部にフェライトが生成し、その後の工程で実施する仕上げ圧延において平均粒径：0.8μm以下の微細フェライトの生成が困難となるため、冷却速度を10℃/ｓ以上とした。また、冷却停止温度を（Ｂs点−100℃）以下に制限したのは、Ｂs点〜（Ｂs点−100℃）超の温度範囲で冷却を停止すると、上部ベイナイトが生成し、仕上げ圧延工程で均一な微細フェライト粒が得られないからである。すなわち、仕上げ圧延工程で平均粒径：0.8μm以下の微細組織を得るためには、粗圧延後の急冷処理によって表層部に下部ベイナイトおよび／またはマルテンサイトを生成させることが重要である。
粗圧延後の冷却は、表面部でのフェライト変態を抑制するために、急冷とする必要がある。ここに、冷却速度が10℃/ｓに満たないと、表面部にフェライトが生成し、その後の工程で実施する仕上げ圧延において平均粒径：0.8μm以下の微細フェライトの生成が困難となるため、冷却速度を10℃/ｓ以上とした。また、冷却停止温度を（Ｂs点−100℃）以下に制限したのは、Ｂs点〜（Ｂs点−100℃）超の温度範囲で冷却を停止すると、上部ベイナイトが生成し、仕上げ圧延工程で均一な微細フェライト粒が得られないからである。すなわち、仕上げ圧延工程で平均粒径：0.8μm以下の微細組織を得るためには、粗圧延後の急冷処理によって表層部に下部ベイナイトおよび／またはマルテンサイトを生成させることが重要である。
仕上げ圧延条件 圧延温度：（Ｂs点＋50℃）〜Ａc1点、合計圧下率：45％以上
粗圧延後の急冷処理によって得られた下部ベイナイトおよび／またはマルテンサイト組織を、圧延によって再結晶させて平均粒径：0.8μm以下の微細フェライトと球状セメンタイトとの混合組織とするためには、表面急冷後に内部の保有熱による自己復熱によって再結晶が起る領域まで昇温させる必要がある。復熱温度が（Ｂs点＋50℃）に満たないと、仕上げ圧延によって再結晶が起らないために微細なフェライト組織が得られず、一方Ａcl点を超えると、再結晶による微細化効果が低下するため、復熱後の圧延温度範囲は（Ｂs点＋50℃）〜Ａc1点の範囲とした。また、この温度域での圧下率を45％以上とした理由は、45％未満の圧下率では平均粒径：0.8μm以下の微細フェライト組織が得られないためである。
粗圧延後の急冷処理によって得られた下部ベイナイトおよび／またはマルテンサイト組織を、圧延によって再結晶させて平均粒径：0.8μm以下の微細フェライトと球状セメンタイトとの混合組織とするためには、表面急冷後に内部の保有熱による自己復熱によって再結晶が起る領域まで昇温させる必要がある。復熱温度が（Ｂs点＋50℃）に満たないと、仕上げ圧延によって再結晶が起らないために微細なフェライト組織が得られず、一方Ａcl点を超えると、再結晶による微細化効果が低下するため、復熱後の圧延温度範囲は（Ｂs点＋50℃）〜Ａc1点の範囲とした。また、この温度域での圧下率を45％以上とした理由は、45％未満の圧下率では平均粒径：0.8μm以下の微細フェライト組織が得られないためである。
表１に示す成分組成になる鋼を、転炉で溶製し、連続鋳造によってブルーム（断面寸法：300×400mm）を製造した。このブルームを、表２に示す種々の温度に加熱したのち、同じく表２に示す条件で圧延処理を行った。粗圧延完了温度は放射温度計で測定した。粗圧延後、圧延素材の表面にシース入り熱電対を取り付けた後、スプレー冷却し、冷却速度、冷却停止温度、復熱後の圧延開始温度を測定した。圧延後、室温まで空冷して棒鋼とした。
かくして得られた各棒鋼について、表面から１/５直径部の位置から圧延方向に、ミクロ引張試験片とJIS 3号衝撃試験片を採取して、試験に供した。引張試験は、引張速度：５mm/分で行い、降伏強さ（または、0.2％耐力）と引張強さを測定した。衝撃試験は、＋20℃で実施し、衝撃値を求めた。
また、金属組織は、引張試験片の掴み部を切断し、圧延Ｃ断面を観察した。すなわち、研磨により鏡面仕上げしたのち、３％ナイタールで腐食し、光学顕微鏡および走査型電子顕微鏡で組織観察を行った。均一な微細フェライト粒が得られた供試鋼については、さらに走査型電子顕微鏡にて倍率：20,000倍で５視野観察し、切断法により平均フェライト粒径を求めた。
得られた結果を整理して表３に示す。
また、金属組織は、引張試験片の掴み部を切断し、圧延Ｃ断面を観察した。すなわち、研磨により鏡面仕上げしたのち、３％ナイタールで腐食し、光学顕微鏡および走査型電子顕微鏡で組織観察を行った。均一な微細フェライト粒が得られた供試鋼については、さらに走査型電子顕微鏡にて倍率：20,000倍で５視野観察し、切断法により平均フェライト粒径を求めた。
得られた結果を整理して表３に示す。
表３に示したとおり、発明例はいずれも、降伏比：0.81以上、衝撃値：132 J/cm2以上と、優れた靱性と高い降伏比を併せて得ることができたのに対し、本発明の適正範囲を逸脱した比較例は、高い衝撃値が得られず、また降伏比も低いものでしかなかった。
Claims (6)
- 質量％で、Ｃ：0.30〜0.80％、Si：0.01〜2.0％、Mn：0.1〜2.0％、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.05％以下およびAl：0.1％以下を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる棒鋼であって、該棒鋼の表層部（表面から半径の１/５内部に入った部位）の組織が平均粒径：0.8μm以下の微細フェライトと球状セメンタイトとの混合組織で構成され、当該部位の降伏強さと引張強さの比が0.8以上であることを特徴とする、強度および靭性に優れた圧延非調質棒鋼。
- 前記棒鋼が、質量％でさらに、Cr：1.5％以下、Cu：0.8％以下、Ni：0.8％以下および Mo：0.5％以下のうちから選んだ１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の強度および靭性に優れた圧延非調質棒鋼。
- 前記棒鋼が、質量％でさらに、Ti：0.3％以下、Nb：0.3％以下およびＶ：0.3％以下のうちから選んだ１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の強度および靭性に優れた圧延非調質棒鋼。
- 質量％で、Ｃ：0.30〜0.80％、Si：0.01〜2.0％、Mn：0.1〜2.0％、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.05％以下およびAl：0.1％以下を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる鋼素材を、950℃以上に加熱し、900℃以上で少なくとも40％の粗圧延を行ったのち、鋼材の表層部（表面から半径の１/５内部に入った部位）を10℃/ｓ以上の冷却速度で（Ｂs点−100℃）以下の温度まで冷却し、ついで（Ｂs点＋50℃）〜Ａc1点の温度域で合計45％以上の圧延加工を行ったのち、室温まで冷却することを特徴とする、強度および靭性に優れた圧延非調質棒鋼の製造方法。
但し、Ｂs，Ａc1はそれぞれ、次式(1)，(2)で示される値である。
Ｂs ＝830−270×[%Ｃ]−90×[%Mn]−37×[%Ni]−70×[%Cr]−83×[%Mo] --- (1)
Ａc1＝723−10.7×[%Mn]−16.9×[%Ni]＋29.1×[%Si]＋16.9×[%Cr] --- (2)
なお、[%Ｍ]は、Ｍ元素の含有量（質量％）を表わす。 - 前記鋼素材が、質量％でさらに、Cr：1.5％以下、Cu：0.8％以下、Ni：0.8％以下およびMo：0.5％以下のうちから選んだ１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項４に記載の強度および靭性に優れた圧延非調質棒鋼の製造方法。
- 前記鋼素材が、質量％でさらに、Ti：0.3％以下、Nb：0.3％以下およびＶ：0.3％以下のうちから選んだ１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項４または５に記載の強度および靭性に優れた圧延非調質棒鋼の製造方法。
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