JP4888277B2 - Hot rolled steel bar or wire rod - Google Patents
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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。 The present invention is used as a material for gears, pulleys, shafts and the like, which are high-strength mechanical parts such as automobiles and industrial machines, and shear-cutability at 400 ° C. or lower, particularly 200 ° C. or lower, in the state of hot rolling. The present invention relates to a hot-rolled steel bar or a wire rod excellent in shear cutting performance.
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。 As a material for steel machine parts formed into a desired shape by hot forging or cold forging, generally, a long steel bar or wire cut into a certain length is used.
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。 As the above cutting method, there are methods such as shear cutting and saw cutting. From the viewpoint of production efficiency and cost, so-called “cold or warm” shear cutting is excellent.
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。 However, in the case of shear cutting, if the diameter of the steel bar or wire as the material to be cut is increased or the strength is increased, it is inevitable that the life of the shear cutting blade will be significantly shortened, and cracks will occur on the cut end face The problem is also likely to occur.
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。 In particular, in recent years, there has been a strong demand from the industry to reduce the weight, size and load of mechanical parts such as gears, pulleys, and shafts in order to improve automobile fuel efficiency and engine output. There is. In order to achieve weight reduction, downsizing, and high stress loading of these machine parts, it is necessary to increase the strength of parts subjected to carburizing and quenching or carbonitriding and quenching, and in particular, fatigue strength. In particular, it is necessary to increase the surface fatigue strength. Therefore, steel materials containing more alloy elements than conventional JIS standard SCr420 steel and SCM420 steel are often used as alloy steel for machine structure. Accordingly, the strength in the hot-rolled state is increased, and shear cutting at 400 ° C. or lower, particularly 200 ° C. or lower is difficult.
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。 For example, Patent Documents 1 to 3 propose a technique for improving shear cutting performance in warm and cold conditions.
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。 That is, in Patent Document 1, immediately after hot finish rolling, the surface is quenched by water cooling within a range of 5 to 15 seconds so that the surface does not become 200 ° C. or less, and self-maintained by internal retained heat. A “method for producing a steel bar material excellent in cold shear cutting ability” in which a tempering is performed to form a hardened layer on the cross-sectional surface layer portion is disclosed.
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。 Further, Patent Document 2 contains Ti in the range of 0.001 to 0.015% by weight, and the crystal grain size at the center measured by the crystal grain size test method of JIS standard is mainly No. 6 or more. “Steel” is disclosed.
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。 Patent Document 3 contains C: 0.15 to 1.50 mass%, and the average of the major axis / minor axis of the carbide is 2.50 or less, and occupies all the carbides of the carbide having the major axis / minor axis of 2.50 or less A “steel wire rod excellent in cold cutability” having a volume ratio of 70% or more is disclosed.
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。 The technique proposed in Patent Document 1 prevents the occurrence of “burring” at the end of the cut surface in the cutting direction during cold shear cutting. And this technique was able to improve shear cutting property, when the steel kind with a small content of alloy elements and the diameter were not so large.
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。 However, if the steel type or diameter is high due to the high alloying element content and the diameter is large, the steel bar and wire are not necessarily stable in the hot-rolled state even if the burr is prevented. The shear could not be cut.
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。 The technique proposed in Patent Document 2 suppresses the occurrence of aging cracks or the like generated on the cut end face during shear cutting. And this technique was also able to improve shear cutting property in the case of a steel type with a small content of alloy elements.
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。 However, in the case of a steel type that has increased strength due to a high content of alloy elements, shear cutting is not necessarily stable in the state of hot-rolling steel bars and wires even if aging cracks that occur on the cut end face are suppressed. I couldn't.
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。 The technique proposed in Patent Document 3 suppresses the occurrence of cold shear cracking by spheroidizing carbide by performing spheroidizing annealing (hereinafter referred to as “spheroidizing annealing”) after hot rolling. It is. For this reason, it is a technique that enables stable shear cutting even when the steel type or the diameter is high because the alloy element content is large and the diameter is large.
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。 However, in order to perform spheroidizing annealing, in addition to the need to install an annealing furnace, the number of manufacturing processes will increase, and in addition, spheroidizing annealing itself consumes a lot of energy, and productivity is also increased. It is a process to reduce. For this reason, the manufacturing cost has increased, and it has been impossible to avoid a long manufacturing period.
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。 Accordingly, an object of the present invention is to provide a hot-rolled steel bar or wire rod that is excellent in shear-cutting properties, and is less likely to crack even when shear-cut at 400 ° C. or lower, particularly 200 ° C. or lower, in the state of hot rolling. Is to provide.
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。 The “hot rolled steel bar” in the present invention refers to a steel material that is hot rolled into a bar shape and cut to a predetermined length. The “wire” refers to steel that is hot-rolled into a rod shape and wound in a coil shape, and includes a so-called “burn-in coil”.
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。 Conventionally, as proposed in Patent Document 3, it is well known that the shear cutting ability in cold can be improved by performing spheroidizing annealing to spheroidize and soften carbides. However, as already stated, this method cannot avoid an increase in manufacturing cost and a decrease in productivity.
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。 Therefore, the present inventors have found that the steel type that has increased strength due to the high content of alloy elements, and even when the diameter is large, the hot-rolled state remains at 400 ° C or lower, particularly 200 ° C or lower. In order to provide a hot-rolled steel bar or wire rod with excellent shear-cutability that does not generate cracks even when sheared with a shear, the surface layer portion and the entire cross-section hardness and microstructure used as the starting point during shear cutting are the above-mentioned temperatures. Investigation and research were repeated on the effect on shear cutting performance in the area. As a result, the following findings (a) to (d) were obtained.
（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。 (A) The surface layer of the hot-rolled steel bar or wire serves as the starting point for shear cutting. For this reason, in order to improve shear cutting property, it is necessary to soften a surface layer part.
（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。 (B) In order to improve shear cutting performance, not only the surface layer portion of the hot rolled steel bar or wire of (a) above, but also the average hardness needs to be a specific level or less.
（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。 (C) In order to improve the shear cutting ability, it is necessary to control the microstructure in addition to the hardness control of the hot rolled steel bar or wire. Specifically, it is necessary to include a soft ferrite phase at a specific ratio or more by area ratio. This is presumed to be because the ferrite phase easily propagates cracks during shear cutting.
（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。 (D) Hard pearlite phase and bainite phase are easily generated continuously in the rolling direction of hot-rolled steel bars or wires by microsegregation. However, in the rolling direction, the hard phase (structure) described above is continuously long. If present, shear cutting performance is reduced. This is presumed that the hard phase (structure) is an obstacle at the time of crack propagation during shear cutting.
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。 This invention is completed based on said knowledge, The summary exists in the hot-rolled steel bar or wire shown to following (1) and (2).
（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。 (1) By mass%, C: 0.2 to 0.35%, Si: 0.3 to 1.5%, Mn: 0.4 to 1.5%, S: 0.003 to 0.05% , Cr: 0.8 to 3.0%, Al: 0.01 to 0.05%, N: 0.008 to 0.025%, and the balance is made of Fe and impurities, and O ( Oxygen): 0.002% or less and P: 0.025% or less in chemical composition, in the state of hot rolling, the average Vickers hardness is 240 or less, the Vickers hardness of the surface layer is 180 or less, In addition, the microstructure is composed of a ferrite pearlite structure or a ferrite pearlite bainite structure, and the ferrite phase area ratio is 30% or more, and the maximum length continuous in the rolling direction of the pearlite phase and / or bainite phase. Is less than 600μm Hot rolling steel bars or wire rods, characterized in that.
（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。 (2) Instead of a part of Fe, by mass%, Mo: 0.8% or less, Nb: 0.08% or less, and V: 0.15% or less are contained. The hot-rolled steel bar or wire according to (1) above.
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。 “Average Vickers hardness” means a mirror-polished cross section perpendicular to the rolling direction (hereinafter also referred to as “C cross section”) using a Vickers hardness tester and a test force of 9.807 N from the center. It refers to the arithmetic average value of hardness obtained by measuring 10 points in total, each of 5 points each at a distance of 1/3 and 2/3 of the radius.
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。 The “surface layer Vickers hardness” means that the mirror-polished C cross section is arbitrarily placed at a position of 50 μm, 100 μm and 150 μm from the surface with a test force of 0.9807 N using a Vickers hardness tester. The arithmetic average value of hardness obtained by measuring 15 points in total by 5 points.
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。 Furthermore, the “microstructure” means that the cross section cut out in the rolling direction through the center line is mirror-polished and then corroded with nital, and the position at a distance of 1/3 and 2/3 of the radius from the center is multiplied. 50 times, and the size of the field of view is 1.6 mm × 1.2 mm, respectively, and refers to a case where 10 fields of observation are arbitrarily observed for each of 5 fields. And the area ratio of a ferrite phase is an arithmetic average value of each area ratio of the ferrite phase in 10 visual fields observed as mentioned above. Here, the ferrite phase is a portion that is brighter than other parts and is hardly corroded except for the grain boundary in nital. Each area ratio of the ferrite phase is obtained by multiplying the numerical value obtained by dividing the area of the ferrite phase in the visual field by a normal image analysis method and dividing the calculated area by the total area of the visual field.
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。 The “ferrite / pearlite structure” means a mixed structure of a ferrite phase and a pearlite phase. Similarly, “ferrite / pearlite / bainite structure” means a mixed structure composed of three phases of a ferrite phase, a pearlite phase, and a bainite phase.
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。 In addition, the “maximum length continuous in the rolling direction of the pearlite phase and / or bainite phase” means that the length of the continuous pearlite phase and the length of the continuous bainite phase in the rolling direction, as shown in the schematic diagram of FIG. It refers to the maximum length of the length and the length when the pearlite phase and the bainite phase are continuous.
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。 As already described, the “hot rolled steel bar” in the present invention refers to a steel material that is hot rolled into a bar shape and cut into a predetermined length. The “wire” refers to steel that is hot-rolled into a rod shape and wound in a coil shape, and includes a so-called “burn-in coil”.
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。 Hereinafter, the inventions related to the hot-rolled steel bars or wires of the above (1) and (2) are referred to as “present invention (1)” and “present invention (2)”, respectively. Also, it may be collectively referred to as “the present invention”.
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。 The hot-rolled steel bar or wire of the present invention is in a state of being hot-rolled, and is less likely to crack even when shear-cut at 400 ° C. or lower, particularly 200 ° C. or lower, and is excellent in shear-cutability. No increase in productivity or decrease in productivity. Moreover, since high fatigue strength can be obtained, it is suitable as a material for gears, pulleys, shafts and the like, which are high-strength machine parts such as automobiles and industrial machines.
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。 Hereinafter, each requirement of the present invention will be described in detail. In the following description, “%” of the content of each element means “mass%”.
（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。
(A) Chemical composition of hot-rolled steel bar or wire C: 0.2 to 0.35%
C is an essential element for securing the strength of the parts when carburizing and quenching or carbonitriding and quenching. In order to satisfy the recent needs for improving fatigue strength, the content of less than 0.2% is insufficient, and it is necessary to contain 0.2% or more. However, if the content of C exceeds 0.35%, shear shearability becomes insufficient even if other items specified in the present invention are satisfied. Therefore, the content of C is set to 0.2 to 0.35%. In addition, it is preferable that content of C shall be 0.25 to 0.35%.
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。
Si: 0.3 to 1.5%
Si has a large effect of increasing hardenability and temper softening resistance, and is an element effective in improving fatigue strength. In order to satisfy the recent needs for improving fatigue strength, the content is insufficient if less than 0.3%, it is necessary to contain 0.3% or more, when the content is 0.5% or more, High strength becomes remarkable. However, when the Si content exceeds 1.5%, not only the effect of increasing the strength is saturated, but also the shear cutting property is insufficient even if the other items defined in the present invention are satisfied. Therefore, the Si content is set to 0.3 to 1.5%. A more preferable Si content is 0.5 to 1.5%.
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。
Mn: 0.4 to 1.5%
Mn has a large effect of enhancing hardenability and temper softening resistance, and is an element effective for improving fatigue strength. In order to satisfy the recent needs for improving fatigue strength, the content of less than 0.4% is insufficient, and it is necessary to contain 0.4% or more. However, when the content of Mn exceeds 1.5%, the effect of increasing the fatigue strength decreases. Therefore, the Mn content is set to 0.4 to 1.5%. In addition, it is preferable that content of Mn shall be 0.8 to 1.5%.
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。
S: 0.003-0.05%
S combines with Mn to form MnS and has an effect of improving machinability. However, if the content is less than 0.003%, it is difficult to obtain the above effect. On the other hand, when the amount of S increases, coarse MnS tends to be generated and the fatigue strength tends to be reduced. When the content exceeds 0.05%, the fatigue strength is significantly reduced. Therefore, the content of S is set to 0.003 to 0.05%. In addition, it is preferable that content of S shall be 0.01-0.03%.
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。
Cr: 0.8 to 3.0%
Cr is an element that has a large effect of enhancing hardenability and temper softening resistance and is effective in improving fatigue strength. In order to satisfy the recent needs for higher strength, the content of less than 0.8% is insufficient, it is necessary to contain 0.8% or more, when the content is 1.3% or more, The improvement in fatigue strength becomes significant. However, if the Cr content exceeds 3.0%, the hardenability becomes too high, and the shear cutting property becomes insufficient. Therefore, the Cr content is set to 0.8 to 3.0%. A more preferable Cr content is 1.3 to 3.0%.
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。
Al: 0.01 to 0.05%
Al has a deoxidizing action, and at the same time, easily binds to N to form AlN, is effective in refining crystal grains in the quenched portion, and has an effect of increasing fatigue strength. However, if the Al content is less than 0.01%, the above effect is difficult to obtain. On the other hand, Al tends to form hard oxide inclusions, and when the Al content exceeds 0.05%, the fatigue strength is significantly reduced. Therefore, the Al content is set to 0.01 to 0.05%. The Al content is preferably 0.03 to 0.05%.
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。
N: 0.008 to 0.025%
N is liable to form AlN, NbN and VN by combining with Al, Nb and V. The above AlN, NbN and VN are effective for refining crystal grains in the quenched portion and have the effect of increasing fatigue strength. However, if the N content is less than 0.008%, the above effect is difficult to obtain. On the other hand, when the N content exceeds 0.025%, the fatigue strength is significantly reduced. Therefore, the N content is set to 0.008 to 0.025%. The N content is preferably 0.015 to 0.025%.
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。 In the present invention, the contents of O (oxygen) and P in the impurities are limited as follows.
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。
O (oxygen): 0.002% or less O is present as an impurity in the steel, and is liable to form a hard oxide-based inclusion by combining with Al, thereby reducing fatigue strength. In particular, when the O content exceeds 0.002%, the fatigue strength is significantly reduced. Therefore, the content of O in the impurities is set to 0.002% or less. In addition, although it is desirable to reduce the content of O in the impurities as much as possible, considering the cost in steelmaking, it is preferable to make it 0.001% or less.
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。
P: 0.025% or less P is an element present in steel as an impurity, and segregates at the grain boundaries to embrittle the grain boundaries, resulting in a decrease in fatigue strength. In particular, its content is 0.025%. If it exceeds, the fatigue strength will be significantly reduced. Therefore, the content of P in the impurities is set to 0.025% or less. In addition, it is preferable that content of P in an impurity shall be 0.015% or less.
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。 For the above reasons, the hot-rolled steel bar or wire according to the present invention (1) contains C, Si, Mn, S, Cr, Al, and N in the above-mentioned range, and the balance consists of Fe and impurities. O (oxygen) in the medium was defined as having a chemical composition of 0.002% or less and P: 0.025% or less.
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。 The hot-rolled steel bar or wire according to the present invention (1) is replaced with a part of Fe in the present invention (1), and Mo: 0.8% or less, Nb: 0.08% or less, and V: One or more of 0.15% or less can be contained.
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。 That is, since Mo, Nb, and V have the effect | action which raises fatigue strength, in order to acquire this effect, you may add and contain said element.
以下、上記の元素に関して詳しく説明する。 Hereinafter, the above elements will be described in detail.
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。
Mo: 0.8% or less Mo is an element effective for increasing fatigue strength. That is, Mo has the effect of increasing the hardenability and temper softening resistance and thereby increasing the fatigue strength. Therefore, Mo may be added and contained in order to obtain this effect. However, the Mo content increases, and particularly when it exceeds 0.8%, the hardenability becomes too high and the shear cutting property becomes insufficient. Therefore, the Mo content when added is set to 0.8% or less.
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。 In addition, in order to acquire the above-mentioned effect of Mo reliably, it is preferable to make Mo content into 0.1% or more. For this reason, the more desirable Mo content in the case of adding is 0.1 to 0.8%, and more preferably 0.2 to 0.5%.
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。
Nb: 0.08% or less Nb is an element effective for increasing fatigue strength. That is, Nb is easy to form NbC, NbN, and Nb (C, N) by combining with C and N, and is effective in supplementing the above-described grain refinement of the quenched portion by AlN, thereby improving the fatigue strength. In order to obtain this effect, it may be added and contained. However, if the Nb content increases, especially when it exceeds 0.08%, coarse Nb (C, N) is likely to be generated in the central segregation portion, and the fatigue strength is decreased. Therefore, the content of Nb when added is set to 0.08% or less.
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。 In order to surely obtain the effect of Nb described above, the Nb content is preferably set to 0.01% or more. For this reason, the more desirable Nb content in the case of adding is 0.01 to 0.08%, and more preferably 0.02 to 0.06%.
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。
V: 0.15% or less V is also an element effective for increasing fatigue strength. That is, V is easy to form VN and VC by combining with C and N. Among these, VN is effective in supplementing the above-described grain refinement of the quenched portion by AlN and has the effect of increasing fatigue strength. Have. Moreover, when VN precipitates during carbonitriding, there is an effect of further increasing fatigue strength. For this reason, in order to acquire the above-mentioned effect, you may add and contain V. However, if the content of V increases, especially when it exceeds 0.15%, the strength of the hot-rolled steel bar or wire becomes too high to satisfy the Vickers hardness range defined in the present invention. , Causing a reduction in shear cutting ability. Therefore, when V is added, the content of V is set to 0.15% or less.
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。 In order to surely obtain the effect of V described above, the V content is preferably set to 0.02% or more. For this reason, the more desirable V content in the case of adding is 0.02 to 0.15%, more preferably 0.05 to 0.15%.
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。 Said Mo, Nb, and V can be contained only in one of them, or 2 or more types of composites.
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。 For the above reasons, the hot rolled steel bar or wire according to the present invention (2) is replaced with a part of Fe in the present invention (1), Mo: 0.8% or less, Nb: 0.08% or less, and V: It was defined as containing one or more of 0.15% or less.
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。 In addition, in this invention, in order to obtain the outstanding fatigue strength, it is preferable to restrict | limit content of Ti in an impurity as follows.
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。
Ti: 0.003% or less Ti is an element that is easily bonded to N to form TiN. Since TiN is very hard and has a square shape, it tends to be a starting point for fatigue failure, leading to a decrease in fatigue strength. In particular, when the content of Ti in the impurities exceeds 0.003%, TiN is easily formed, and the fatigue strength may be significantly reduced. Therefore, in the hot rolled steel bar or wire of the present invention, the content of Ti in the impurities is preferably 0.003% or less.
（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。
(B) Hardness and structure in the state as hot-rolled According to the study by the present inventors, the hot-rolled steel bar or wire according to the present invention has an average Vickers hardness of 240 or less and a surface layer in the state as hot-rolled. The Vickers hardness of the portion is 180 or less, and the microstructure is composed of a ferrite pearlite structure or a ferrite pearlite bainite structure, and the area ratio of the ferrite phase is 30% or more, and the pearlite phase and / or It became clear that the maximum continuous length in the rolling direction of the bainite phase should be 600 μm or less. Hereinafter, the above items will be described in detail.
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。 First, the inventors adjusted the components of steel α and steel β satisfying the chemical composition described in the section (A) shown in Table 1 in a 70-ton converter, and then sufficiently conducted electromagnetic stirring of the molten steel, Casting was performed to obtain a 400 mm × 300 mm square bloom.
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。 The Ti contents of steel α and steel β were 0.001% and 0.002%, respectively.
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。
Next, the above bloom was subjected to a homogenization treatment under the following three conditions.
(I) None,
(B) 1280 ° C x 5 hours,
(C) 1280 ° C. × 12 hours.
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。 After the homogenization treatment, the billet was split and rolled under normal conditions to produce a 180 mm × 180 mm square billet. In addition, the bloom which has not been subjected to the homogenization treatment (b) is subjected to heat treatment at 1250 ° C. for 1 hour in a heating furnace and then subjected to block rolling, while the homogenization of (b) and (c) above. The treated bloom was taken out of the soaking furnace and rolled as it was.
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。 Next, the above 180 mm × 180 mm square billet was cared only at the corner portion and hot-rolled under the conditions shown in Table 2 to obtain a steel bar having a diameter of 70 mm. The reduction ratio in the hot rolling, that is, “the cross-sectional area of the billet before rolling / the cross-sectional area of the rolled product (rolled steel bar)” is 8.4.
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。 For each steel bar having a diameter of 70 mm obtained as described above, the average Vickers hardness in the hot-rolled state (hereinafter, Vickers hardness is referred to as “Hv hardness”), Hv hardness of the surface layer portion, micro Tissue and shear cutting properties were investigated by the following method.
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、ＪＩＳ Ｚ ２２４４（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。 First, a cross section (C cross section) perpendicular to the rolling direction of a steel bar having a diameter of 70 mm is mirror-polished, and then an Hv hardness tester is used in accordance with “Vickers hardness test-test method” in JIS Z 2244 (2003). Then, with a test force of 9.807 N, the position at a distance of 1/3 and 2/3 of the radius from the center was measured arbitrarily for each of 5 points in total, 10 points in total, and from the arithmetic average value, “average Hv hardness " In addition, a position of 50 μm, 100 μm, and 150 μm from the surface was measured at a test force of 0.9807 N, each arbitrarily measuring 5 points at a total of 15 points, and “Hv hardness of the surface layer portion” was determined from the arithmetic average value. .
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。 Next, the cross-section cut in the rolling direction through the center line of a steel bar having a diameter of 70 mm is mirror-polished and then corroded with nital, and the position at a distance of 1/3 and 2/3 of the radius from the center is multiplied by 50. The phase was specified by observing 10 fields with a total of 5 fields, each with a magnification of 1.6 mm × 1.2 mm.
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。 In addition, image analysis by a normal method was performed, the area ratio of the ferrite phase in each visual field was obtained, and the average value of the area ratios of the ferrite phase in a total of 10 visual fields was calculated. Here, the ferrite phase is a portion that is brighter than other parts and is hardly corroded except for the grain boundary in nital. The area ratio of the ferrite phase in each visual field is a value obtained by dividing the numerical value obtained by dividing the area of the ferrite phase in the visual field by the total area of the visual field by 100.
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。 Moreover, the maximum continuous length in the rolling direction of the pearlite phase and / or the bainite phase was measured by the observation method described above.
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。 Further, using a general shear cutting device, the shear cutting property was investigated by cutting the steel bar having a diameter of 70 mm so as to have a length of 150 mm in a direction perpendicular to the rolling direction at room temperature. In addition, the case where there is a crack of 2 mm or more on the cut end face is rejected, and when each of the steel bars is cut by 50 pieces having a length of 150 mm, the shear cutting ability is 1 or less. It was good.
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。 Tables 3 and 4 summarize the results of the above investigations. In Tables 3 and 4, the symbols (i) to (c) in the homogenization treatment column are “no homogenization treatment”, “perform homogenization treatment for 1280 ° C. × 5 hours” and “1280 ° C. × 12”, respectively. It means “perform time homogenization”. Further, “F”, “P” and “B” in the microstructure column indicate the ferrite phase, pearlite phase and bainite phase, respectively, and “P and B maximum length” indicate the pearlite phase and / or bainite phase, respectively. It means the maximum continuous length in the rolling direction.
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。
From Table 3 and Table 4, in the state of hot rolling,
-Average Hv hardness is 240 or less,
-Hv hardness of the surface layer portion is 180 or less,
-The microstructure is composed of ferrite-pearlite structure or ferrite-pearlite-bainite structure, and the area ratio of ferrite phase is 30% or more,
The maximum continuous length in the rolling direction of the pearlite phase and / or bainite phase is 600 μm or less,
When all the conditions are satisfied, it is clear that the number of rejects is 1 or less and the shear cutting property is good.
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。 Therefore, the hot-rolled steel bar or wire according to the present invention has an average Hv hardness of 240 or less, a Hv hardness of the surface layer portion of 180 or less, and a microstructure of ferrite pearlite in the hot-rolled state. It is composed of a structure or a ferrite / pearlite / bainite structure, and the ferrite phase area ratio is 30% or more, and the maximum continuous length in the rolling direction of the pearlite phase and / or bainite phase is 600 μm or less. did.
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。 In addition, since C content in this invention is 0.2% or more, the upper limit of the area ratio of a ferrite phase will be about 75%.
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。 In addition, since the cost for increasing the rolling finishing temperature to 750 ° C. or lower is increased, the lower limit of the maximum length that continues in the rolling direction of the pearlite phase and / or the bainite phase is about 50 μm.
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。 From Tables 3 and 4, when the average Hv hardness is 210 or less and the Hv hardness of the surface layer portion is 150 or less, the number of rejects is 0, that is, the cut end face has a length of 2 mm or more. It did not occur, and the shear cutting property was particularly good.
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。 Therefore, it is preferable that the average Hv hardness and the Hv hardness of the surface layer portion in the hot-rolled state of the hot-rolled steel bar or wire according to the present invention are 210 or less and 150 or less, respectively.
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。 However, since the C content in the present invention is 0.2% or more, the lower limit of the average Hv hardness is about 130.
また、表層部のＨｖ硬さの下限は、１００程度となる。 Moreover, the lower limit of the Hv hardness of the surface layer portion is about 100.
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。 In addition, the chemical composition of steel, the segregation state of components, the hot rolling conditions, the cooling rate after rolling, and the like affect the Hv hardness and structure in the state of hot rolling.
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。 Therefore, a steel containing C: 0.2-0.25%, Si: 0.3-0.8%, Mn: 0.5-0.8% and Cr: 1.3-1.8% For example, the Hv hardness and structure as hot-rolled can be obtained by satisfying the conditions shown in the following <1> to <6>, for example.
＜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。
<1> Perform sufficient magnetic stirring of the molten steel.
<2> The bloom is subjected to a homogenization heat treatment at 1250 to 1300 ° C. for 5 hours or more.
<3> Care for billets is not performed except for corners.
<4> The heating of the billet is performed at a heating temperature of 1150 to 1230 ° C. and a heating time of 1 hour or more.
<5> Rolling finish temperature is set to 850 to 950 ° C., and after finish rolling is cooled to 600 ° C. or less at a cooling rate of cooling or less.
<6> Rolling is performed with a reduction ratio from billet to bar or wire, that is, “cross-sectional area of billet before rolling / cross-sectional area of rolled product (rolled bar or wire)” being 6 or more.
以下、実施例により本発明を更に詳しく説明する。 Hereinafter, the present invention will be described in more detail with reference to examples.
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。 Components of the steel a having the chemical composition shown in Table 5 were adjusted in a 70-ton converter, and then the molten steel was sufficiently agitated and continuously cast to obtain a 400 mm × 300 mm square bloom.
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。 Next, the bloom was subjected to a homogenization treatment at 1280 ° C. for 12 hours, and then taken out from the soaking furnace and subjected to split rolling under normal conditions as it was to produce a billet of 160 mm × 160 mm square.
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。 Further, steels b to n having chemical compositions shown in Table 6 were melted in a 30 kg vacuum furnace and then cast into an ingot.
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。 Steels cf in Table 6 are steels that satisfy the chemical composition defined in the present invention. On the other hand, the steel b and the steels g to n are steels that deviate from the chemical composition conditions defined in the present invention, and the steel b is steel corresponding to JIS standard SCr420.
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。 Each ingot of the steels b to n is held at 1250 ° C. for 10 hours, once cooled to room temperature, then heated again at 1200 ° C. for 1 hour, hot forged with a finishing temperature of 900 ° C. or higher, and a diameter of 30 mm A steel bar was obtained.
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。 Next, each steel bar having a diameter of 30 mm was heated at 925 ° C. for 1 hour and then allowed to cool to room temperature, and then machined to form a small roller for roller pitching test as shown in FIG. Was made.
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。 The small roller for roller pitching test is carburized and quenched under the conditions shown in FIG. 3 using a gas carburizing furnace, and then tempered at 170 ° C. for 2 hours, and for the purpose of removing heat treatment strain, The grip portion was finished and the test portion was ground by 20 μm. Note that “CP” in FIG. 3 means a carbon potential.
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。 The roller pitting test small roller obtained as described above and steel a shown in Table 1 are used as a raw material, and the shape shown in FIG. 2B, that is, the diameter is 130 mm, and the R shape of the contact portion is 150 mmR. A roller pitching test was conducted under the conditions shown in Table 7 using a large roller for a roller pitching test.
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。 The large roller pitching test roller is produced by a general manufacturing process, that is, “normalizing, specimen processing, eutectoid carburizing with a gas carburizing furnace, low temperature tempering and polishing”.
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。 For each of the steels b to n, the number of tests in the roller pitching test was set to 5, an SN diagram was prepared with the surface pressure on the vertical axis and the number of repetitions until the occurrence of pitching on the horizontal axis. The surface pressure at × 10 7 times was defined as surface fatigue strength.
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。 In addition, when the area of the largest thing became 1 mm < 2 > or more among the places where the surface of the test part of a small roller was damaged, it was set as pitching generation | occurrence | production.
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。 The surface fatigue strength of steel b, which is a steel corresponding to JIS standard SCr420, was standardized to 1.00, and the goal was to have a surface fatigue strength of 1.15 times or more. As described above, in order to achieve weight reduction, downsizing, and high stress loading of machine parts, the strength of parts subjected to carburizing and quenching or carbonitriding and quenching should be increased. This is because, in particular, it is necessary to increase the surface fatigue strength.
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。 Table 8 summarizes the results of the above roller pitching test.
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。 As is apparent from Table 8, steel g with a C content of less than 0.2%, steel h with a Mn content of less than 0.4%, steel i with a S content of more than 0.05%, Steel k with Cr content lower than 0.8%, Steel l with Al content higher than 0.05%, Steel m with N content higher than 0.025%, O content 0.002 In the case of steel j in which the content of steel n and P in excess of% exceeds 0.025%, the target surface fatigue strength is not obtained.
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。 Therefore, next, it was decided to investigate the shear cutting ability of the component system that was able to obtain the target surface fatigue strength.
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。 That is, the contents of C, Mn, and Cr are 0.2% or more, 0.4% or more, and 0.8% or more, respectively, and the contents of S, Al, N, O, and P are each 0%. .05% or less, 0.05% or less, 0.025% or less, 0.002% or less, and 0.025% or less, and the steel shown in Table 9 having a Si content of 0.3% or more Components of ox were adjusted in a 70-ton converter, and then the molten steel was sufficiently agitated and continuously cast to obtain a 400 mm × 300 mm square bloom.
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。
Next, the above bloom was subjected to a homogenization treatment under the following three conditions.
(I) None,
(B) 1280 ° C x 5 hours,
(C) 1280 ° C. × 12 hours.
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。 After the homogenization treatment, the billet was split and rolled under normal conditions to produce a 180 mm × 180 mm square billet. In addition, the bloom which has not been subjected to the homogenization treatment (b) is subjected to heat treatment at 1250 ° C. for 1 hour in a heating furnace and then subjected to block rolling, while the homogenization of (b) and (c) above. The treated bloom was taken out of the soaking furnace and rolled as it was.
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。 Next, the above 180 mm × 180 mm square billet was cared only at its corners and hot-rolled under the conditions shown in Table 2 to obtain a steel bar having a diameter of 70 mm. The reduction ratio in the hot rolling, that is, “the cross-sectional area of the billet before rolling / the cross-sectional area of the rolled product (rolled steel bar)” is 8.4.
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。 About each steel bar 70 mm in diameter obtained as mentioned above, the average Hv hardness in the state as hot-rolled, the Hv hardness of a surface layer part, a microstructure, and shear cutting ability were investigated by the following method.
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、ＪＩＳ Ｚ ２２４４（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。 First, a cross section (C cross section) perpendicular to the rolling direction of a steel bar having a diameter of 70 mm is mirror-polished, and then an Hv hardness tester is used in accordance with “Vickers hardness test-test method” in JIS Z 2244 (2003). Then, with a test force of 9.807 N, the position at a distance of 1/3 and 2/3 of the radius from the center was measured arbitrarily for each of 5 points in total, 10 points in total, and from the arithmetic average value, “average Hv hardness " In addition, a position of 50 μm, 100 μm, and 150 μm from the surface was measured at a test force of 0.9807 N, each arbitrarily measuring 5 points at a total of 15 points, and “Hv hardness of the surface layer portion” was determined from the arithmetic average value. .
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。 Next, the cross-section cut in the rolling direction through the center line of a steel bar having a diameter of 70 mm is mirror-polished and then corroded with nital, and the position at a distance of 1/3 and 2/3 of the radius from the center is multiplied by 50. The phase was specified by observing 10 fields with a total of 5 fields, each with a magnification of 1.6 mm × 1.2 mm.
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。 In addition, image analysis by a normal method was performed, the area ratio of the ferrite phase in each visual field was obtained, and the average value of the area ratios of the ferrite phase in a total of 10 visual fields was calculated. Here, the ferrite phase is a portion that is brighter than other parts and is hardly corroded except for the grain boundary in nital. The area ratio of the ferrite phase in each visual field is a value obtained by dividing the numerical value obtained by dividing the area of the ferrite phase in the visual field by the total area of the visual field by 100.
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。 Moreover, the maximum continuous length in the rolling direction of the pearlite phase and / or the bainite phase was measured by the observation method described above.
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。 Further, using a general shear cutting device, the shear cutting property was investigated by cutting the steel bar having a diameter of 70 mm so as to have a length of 150 mm in a direction perpendicular to the rolling direction at room temperature. In addition, the case where there is a crack of 2 mm or more on the cut end face is rejected, and when each of the steel bars is cut by 50 pieces having a length of 150 mm, the shear cutting ability is 1 or less. This was judged to be good, and this was the target of the present invention.
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。 Tables 10 and 11 collectively show the results of the above investigations. In Tables 10 and 11, the symbols (i) to (c) in the homogenization column are “No homogenization”, “Implement homogenization for 1280 ° C. × 5 hours”, and “1280 ° C. × 12, respectively. It means “perform time homogenization”. Further, “F”, “P” and “B” in the microstructure column indicate the ferrite phase, pearlite phase and bainite phase, respectively, and “P and B maximum length” indicate the pearlite phase and / or bainite phase, respectively. It means the maximum continuous length in the rolling direction.
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。 From Table 10 and Table 11, the test numbers of comparative examples deviating from the conditions defined in the present invention, specifically, test numbers 43-45, test numbers 48-50, test numbers 53-55, test numbers 58-60 In the case of test numbers 63 to 65 and test numbers 68 to 77, the number of rejects when cutting 50 steel bars having a length of 150 mm exceeded 1 and the target shear cutting performance It is clear that is not obtained.
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。 Compared to the above comparative example, the test number of the present invention example that satisfies the conditions specified in the present invention, specifically, test number 46, test number 47, test number 51, test number 52, test number 56, test number 57 In the case of Test No. 61, Test No. 62, Test No. 66 and Test No. 67, each steel bar has reached the target of 1 or less rejects when 50 steel pieces having a length of 150 mm are cut. It is clear that it has excellent shear cutting ability.
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。 Further, among the inventive examples, in the case of test number 46 and test number 47 in which the average Hv hardness is 210 or less and the Hv hardness of the surface layer portion is 150 or less, the number of rejects is 0, that is, cutting It is clear that no cracks having a length of 2 mm or more are formed on the end face, and the shear cutting property is particularly good.
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。 The hot-rolled steel bar or wire of the present invention is in a state of being hot-rolled, and is less likely to crack even when shear-cut at 400 ° C. or lower, particularly 200 ° C. or lower, and is excellent in shear-cutability. No increase in productivity or decrease in productivity. Moreover, since high fatigue strength can be obtained, it is suitable as a material for gears, pulleys, shafts and the like, which are high-strength machine parts such as automobiles and industrial machines.
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