JP5085964B2 - 電磁棒鋼及びその製造方法 - Google Patents
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1.質量%で
C:0.04〜0.12%、
Si:0.5%以下、
Mn:0.5〜3.0%、
Al:0.1%以下、
Ti:0.03〜0.35%および
Mo:0.05〜0.8%
を含み、残部Fe及び不可避的不純物の成分組成を有し、平均結晶粒径60μm以上のフェライトの面積率が95%以上の組織からなり、該フェライト中に粒径10nm未満の微細析出物が分散していることを特徴とする電磁棒鋼。
記
0.50≦(C/12)/[(Ti/48)+(Mo/96)]≦1.50 ----(1)
ただし、化学成分表示は当該成分の含有量(質量%)を示す。
Nb:0.08%以下、
V:0.15%以下および
W:1.5%以下
の1種または2種以上を含むことを特徴とする上記1または2に記載の電磁棒鋼。
記
0.50≦(C/12)/[(Ti/48)+(Mo/96)+(Nb/93)+(V/51)+(W/184)]≦1.50 ----(2)
ただし、化学成分表示は当該成分の含有量(質量%)を示す。
S:0.01〜0.1%
を含み、かつ
Pb:0.2%以下、
Ca:0.005%以下、
Bi:0.1%以下および
B:0.02%以下
の1種または2種以上を含むことを特徴とする前記1ないし7のいずれかに記載の電磁棒鋼。
C:0.04〜0.12%、
Si:0.5%以下、
Mn:0.5〜3.0%、
Al:0.1%以下、
Ti:0.03〜0.35%および
Mo:0.05〜0.8%
を含み、残部Fe及び不可避的不純物の成分組成を有する鋼素材を、1100℃以上に加熱したのち、最終パスにおける減面率:25%以下および仕上温度:880℃以上の条件下で熱間圧延を施し、次いで1.0℃/s以下の冷却速度で冷却することを特徴とする電磁棒鋼の製造方法。
減面率(%)=(D−d)/D×100
ただし、D:最終パスにおける圧延前の断面積
d:最終パスにおける圧延後の断面積
記
Mn含有量(質量%)が0.5〜1.7%のとき:600℃以上800℃以下
Mn含有量(質量%)が1.7%超〜3.0%のとき:600℃以上750℃以下
記
0.50≦(C/12)/[(Ti/48)+(Mo/96)]≦1.50 ----(1)
ただし、化学成分表示は当該成分の含有量(質量%)を示す。
Nb:0.08%以下、
V:0.15%以下および
W:1.5%以下
の1種または2種以上を含むことを特徴とする前記9または10に記載の電磁棒鋼の製造方法。
記
0.50≦(C/12)/[(Ti/48)+(Mo/96)+(Nb/93)+(V/51)+(W/184)]≦1.50 ----(2)
ただし、化学成分表示は当該成分の含有量(質量%)を示す。
S:0.01〜0.1%
を含み、かつ
Pb:0.2%以下、
Ca:0.005%以下、
Bi:0.1%以下および
B:0.02%以下
の1種または2種以上を含むことを特徴とする前記9ないし13のいずれかに記載の電磁棒鋼の製造方法。
[成分組成]
C:0.04〜0.12%
Cが0.04%未満であると、微細析出物の析出量が不足し、高い降伏強度が得られないため、Cは0.04%以上とする必要がある。一方、Cを0.12%超で含有すると、析出物が粗大化し、やはり高い降伏強度が得られないため、Cの上限は0.12%とする必要がある。
Siは、冷間加工性を低下させるため、Siの添加量は0.5%以下とする。より好ましくは0.15%以下である。
本発明において、析出物の析出挙動は、オーステナイトからフェライトへの変態(以降、フェライト変態という)の進行と密接に関係しており、圧延後の冷却中に生じるフェライト変態の変態開始温度と析出物の析出開始温度との差が小さく、フェライト変態と析出が競合する場合に、析出物がフェライト中に微細に分散析出する。ここで、Mnはフェライト変態温度を下げ、フェライト変態の変態開始温度と析出物の析出開始温度との差を減少させることで、フェライト変態と析出を競合させることに寄与するが、その効果を得るにはMnを0.5%以上添加する必要がある。一方、Mn量が3.0%を超えると、フェライト以外にベイナイト等の低温変態相が生成するようになり、微細析出物による析出強化が不足し、強度が低下する。さらに、低温変態相が生成すると磁気特性が劣化する。このため、Mnの上限は3.0%とする。
なお、Mn量が1.7%以下で、特に高い磁束密度B50が得られるため、高い磁気特性を得ようとする場合には、1.7%以下とすることが好ましい。より好ましくは0.6〜1.65%である。一方、Mn量を1.7%超で添加することにより、Mnの固溶強化による高強度化の効果が顕著になる。よって、特に高強度化を指向する場合は1.7%超とすることが好ましい。より好ましくは、1.75〜2.80%である。
Alは、脱酸剤として、添加してよいが、過剰に添加するとその効果が飽和するだけでなく、Nとの析出物であるAlNの量が増え、このAlNは10nm未満の径で析出することがないため、磁気特性を劣化させることになる。これを避けるために、Alの添加量は0.1%以下とする。より好ましくは0.05%以下である。脱酸剤として用いる場合には、0.01%以上が好ましい。
Tiは、Ti系炭化物やTi−Mo系炭化物を含む析出物を微細に析出させ、強度を向上させるために添加する。すなわち、高い降伏強度を確保するためには0.03%以上が必要であり、一方0.35%を超えて添加すると、析出物が粗大化し、却って強度が低下するため、Tiは0.03〜0.35%の添加範囲とする。より好ましくは0.03〜0.30%である。
Moは、Mo系炭化物やTi−Mo系炭化物を含む析出物を微細に析出させ、強度を向上させるために添加する。また、Moは拡散速度が遅く、Tiと共に析出する場合、析出物の成長速度が低下し、微細な析出物が得られ易いという利点も有する。ここで、高い降伏強度を確保するためには、0.05%以上のMoの添加が必要であり、一方0.8%を超えて添加すると、フェライト以外にベイナイト等の低温変態相が生成するようになり、微細析出物による析出強化が不足し、強度が低下すると共に磁気特性が劣化する。このため、Moの添加は0.05〜0.8%とする。より好ましくは0.15〜0.50%である。
記
0.50≦(C/12)/[(Ti/48)+(Mo/96)]≦1.50 ----(1)
本パラメーターは、析出物の大きさに影響を与えるもので、0.50以上、1.50以下とした場合、粒径10nm未満の微細析出物の形成が容易となり好ましい。
Nbは、TiおよびMoと共に微細析出物を形成して強度上昇に寄与する。また、フェライトを整粒化することで延性及び靭性を向上させる。これらの効果を得るには、0.005%以上とすることが好ましい。但し、0.08%を超えて含有するとフェライトが微細化し、微細析出物が磁気特性に悪影響を及ぼすようになるため、添加量は0.08%以下とする。より好ましくは0.04%以下である。
VもTi、Moと共に微細析出物を形成して強度上昇に寄与することから、好ましくは0.005%以上で添加するが、0.15%を超えて含有すると、析出物が粗大化するようになるため、添加量は0.15%以下とする。より好ましくは0.10%以下である。
WもTi、Moと共に微細析出物を形成して強度上昇に寄与することから、好ましくは0.01%以上で添加するが、1.5%を超えて含有すると、析出物が粗大化するようになるため、添加量は1.5%以下とする。より好ましくは1.0%以下である。
記
0.50≦(C/12)/[(Ti/48)+(Mo/96)+(Nb/93)+(V/51)+(W/184)]≦1.50 ----(2)
本パラメーターは、析出物の大きさに影響を与えるもので、0.50以上1.50以下とした場合、粒径10nm未満の微細析出物の形成が容易となり好ましい。
ここで、S量を0.01〜0.1%としたのは、S量が0.01%未満であると、切削性の向上が図られないためであり、0.1%を超えると、延性や靭性が低下するためである。なお、Sは0.01%未満で不純物として含有されるものである。本発明において、0.1%以下の含有量では、強度ならびに磁気特性には影響を及ぼさない。そのため、積極的に添加して、0.01〜0.1%の含有量とすることができる。
また、Pb、Ca、BiおよびBについても、添加量がそれぞれの上限を超えると、延性や靭性が低下するため、その添加量は、Pb≦0.2%、Ca≦0.005%、Bi≦0.1%およびB≦0.02%とする必要がある。
尚、これらの元素の添加有無や含有量により、本発明の効果が損なわれることは無い。
本発明では、ミクロ組織を、平均結晶粒径が60μm以上のフェライトの面積率が95%以上で、かつ粒径10nm未満の微細析出物が分散析出した組織に規定することが肝要である。これは、以下の理由による。
同図から判るように、成分組成が本発明範囲にある鋼1及び成分組成が本発明範囲から外れた鋼2はともに、降伏強度YSはフェライト粒径が増加すると低下する傾向を示すが、析出物が5nmと微細な鋼1では、500MPa以上と十分高い降伏強度が得られるのに対し、析出物が20〜30nmと粗大な鋼2では、500MPa未満の降伏強度しか得られない。
一方、成分組成が本発明範囲から外れており析出物が20〜30nmと粗大な鋼2では、フェライト粒径の増加と共に、磁束密度は上昇し鉄損は低下する傾向を示すものの、その程度は僅かであり、磁束密度は1.59T前後および鉄損は40W/kg以上と、低位な磁気特性しか示さない。
以上の検討を析出物の大きさが種々変化した鋼について行ったところ、析出物の大きさが10nm未満の場合、何れもフェライト粒径を60μm以上とすることで、高い磁束密度B50と鉄損W10/50が得られたため、本発明ではフェライト粒径を60μm以上と規定する。
移動の駆動力そのものとの相対関係から、析出物の影響が無視できるようになると推察される。このため、析出物を微細化した上でフェライト粒径を粗大にすると、優れた磁気特性が具備されると考えられる。
すなわち、微細析出物の粒径は、小さい程強度上昇に有効であり、10nm未満、望ましくは5nm、更に望ましくは3nm以下とする。そのような微細析出物としては、TiおよびMoを複合含有した炭化物、またそれらに更にNb、VおよびWの1種または2種以上を含む炭化物が好ましい。尚、微細析出物は、熱間圧延後の冷却中に析出させる。
電子顕微鏡試料として、ツインジェット法を用いた電解研磨法で作製したものを用いて、加速電圧200kVで観察する。その際、析出物が母相に対して計測可能なコントラストになるように、母相の結晶方位を制御し、析出物の数え落としを最低限に抑えるため、焦点を正焦点からずらしたデフォーカス法にて観察を行う。また、析出物粒子の計測を行った領域の試料厚さは、電子エネルギー損失分光法を用いて、弾性散乱ピークと非弾性散乱ピーク強度を測定することで評価する。
さらに、粒径が10μm以下のフェライトの面積率は10%以下であることが、より高い磁束密度を得る上で好ましい。この点について以下に詳述する。
同図から判るように、成分組成が本発明範囲にある鋼3および成分組成が本発明範囲から外れた鋼4はともに、降伏強度YSはフェライト粒径が増加すると低下する傾向を示すが、析出物が5nmと微細な鋼3では、最低でも520MPaと十分高い降伏強度が得られるのに対し、析出物が20〜30nmと粗大な鋼4では、最高でも500MPa未満の降伏強度しか得られない。
同図から判るように、成分組成が本発明範囲にある鋼5および成分組成が本発明範囲から外れた鋼6はともに、降伏強度YSはフェライト粒径が増加すると低下する傾向を示すが、析出物が5nmと微細な鋼5では、最低でも550MPaと十分高い降伏強度が得られるのに対し、析出物が20〜30nmと粗大な鋼6では、530MPa未満の降伏強度しか得られない。
トの平均粒径が、微細なフェライトの割合を特段考慮しない場合より低下するものと考えられる。
以下に、望ましい製造条件について説明する。
加熱温度
本発明では、熱間圧延後の冷却中に析出物を微細に析出させるために、熱間圧延前の鋳片に析出している析出物を、加熱炉にて一旦固溶させる必要がある。その際、加熱温度が1100℃未満であると、Ti−Mo系炭化物等が十分に固溶しないため、加熱温度は1100℃以上とする。
本発明では優れた磁気特性を得るために、フェライトの平均結晶粒径を60μm以上とする必要があり、そのため熱間圧延での減面率を制御する。その場合、熱間圧延の最終パスにおける減面率を低下させることが有効である。具体的には、これを25%以下にすると粒径60μm以上のフェライトが得られるため、熱間圧延の最終パスにおける減面率については、その上限を25%とする。
本発明では、析出物の析出挙動がフェライト変態の進行と密接に関係しており、圧延後の冷却中に生じるフェライト変態の変態開始温度と析出物の析出開始温度との差が小さく、フェライト変態と析出が競合する場合に、析出物がフェライト中に微細に分散析出する。フェライト変態と析出を競合させるには、フェライト変態の開始温度を下げる必要があるが、熱間圧延における仕上温度が低い場合には、圧延で導入される歪がフェライト変態の開始温度を上昇させ、析出物の微細化を阻害する。これを避けるためには、仕上温度を歪の影響が現れない高温にすれば良く、この点から仕上温度は880℃以上とする。
本発明では、熱間圧延後の冷却中に微細析出物を析出させる。その場合、熱間圧延後の冷却速度が1.0℃/sを超えると、低温変態相が生成して析出が十分に進行せず、高い降伏強度が得られなくなる。そこで、熱間圧延後の冷却速度は1.0℃/s以下とする必要がある。また、冷却速度が1.0℃/s以下であれば、本発明鋼は低Cであるため、フェライト単相組織が得られる。尚、析出は500℃までで実質上終了するため、熱間圧延後から500℃までを1.0℃/s以下の冷却速度で冷却すれば良い。
本発明では、さらに、微細析出物を十分に析出させ、また組織を均一化させることで、高い強度、磁気特性並びに被削性を兼備させるために、熱間圧延終了後に焼鈍を施してもよい。焼鈍温度を適正とすることにより、上述のように粒径10μm以下のフェライトの面積率を10%以下として、良好な磁気特性を得ることもできる。以下、焼鈍温度の適正範囲について、説明する。
以下に、焼鈍温度範囲を決定するために行った実験について詳述する。
成分組成が本発明の範囲にある、C:0.075%、Si:0.09%、Mn:1.62%、Ti:0.24、Mo:0.48%、P:0.015%、S:0.023%、Al:0.025%およびN:0.0038%を含み、残部が鉄および不可避的不純物の成分組成を有する鋼Aを溶製した。これらを1150℃に加熱後、熱間圧延の開始パスにおける減面率が32%および圧延最終パスにおける減面率が15%となる熱間圧延を施し、長さ6mおよび直径120mmの棒鋼にした。圧延終了後、500℃までの平均冷却速度が0.165℃/sで室温まで冷却した。その後、焼鈍温度を500℃から850℃の範囲で種々変化させた。
以上のような検討の結果、焼鈍を行う場合の焼鈍温度は、
Mn含有量(質量%)が0.5〜1.7%の時:600℃以上800℃以下
Mn含有量(質量%)が1.7%超〜3.0%の時:600℃以上750℃以下
とする。
表1に示す組成の鋼を溶製し、これらを表2及び表3記載の条件で所定寸法の棒鋼に熱間圧延した。
熱間圧延においては、加熱温度、パススケジュール、仕上温度及び圧延後から500℃までの冷却速度を変化させた。ここで、冷却速度については、圧延仕上寸法を変え、これを圧延後空冷することで変化させた。
組織観察は、棒鋼の任意の位置、計20箇所から組織観察用試験片を採取し、組織の同定を行うと共に、それぞれの試験片についてJIS G O552の切断法で結晶粒の平均断面積を求め、これより相当円の直径として各試験片の結晶粒径を算出し、更に計20箇所の平均値を求めて、棒鋼全体の平均結晶粒径を求めた。
表中のNo.は個々の結果を区分するためのものであり、供試鋼と熱延条件の組合せが明示されるように、鋼番と熱延条件を組み合せに基づいて番号を付与(例えば、鋼番1を条件Aで熱間圧延した場合は1−Aとする)した。
50が1.58Tおよび鉄損W10/50が42W/kgまで劣化している。このように、磁気特性に対する析出物の悪影響を防止し、高位の磁気特性を得るためには、熱間圧延の最終パスにおける減面率を25%以下とする必要がある。
表4に示す組成の鋼を溶製し、これらを表5および表6に記載の条件に従って、所定寸法の棒鋼に熱間圧延した。熱間圧延においては、加熱温度、パススケジュール、仕上温度および圧延後から500℃までの冷却速度を変化させた。ここで、圧延仕上寸法を変え、この圧延後に空冷することによって、冷却速度を変化させた。さらに、圧延後に、0〜850℃の温度での焼鈍を施した。
また、粒径10μm以下のフェライト粒径の面積率は、各視野における組織写真の粒径10μm以下の結晶粒を黒塗りした後、画像解析により求めた。
更にまた、電解研磨にて薄膜試料を作製し、前記した方法に従い透過型電子顕微鏡(EDX)にて観察することによって析出物の粒子径を測定するとともに、エネルギー分散型X線分光装置(EDX)を併用し、析出物を同定した。
引張試験は棒鋼の1/4Dの位置から平行部の直径が6mmおよび平行部長さが40mmの試験片を棒鋼の長手方向に採取し、測定に供した。
磁気特性については、棒鋼の中心部から内径33mm、外径45mmおよび厚み5mmのリング状試験片を、リング板面が棒鋼断面と平行になるように採取し、1次巻線100回および2次巻線100回を施し、直流の励磁電流1000A/mでの磁束密度B10および励磁電流5000A/mでの磁束密度B50、並びに交流50Hzで磁束密度1.0Tまで励磁したときの鉄損W10/50を測定した。
表中のNo.は個々の結果を区分するためのものであり、供試鋼と熱延条件の組合せが明示されるように、鋼番と熱延条件を組み合せて起番した(例えば、鋼番1を条件Aで熱間圧延した場合は1-Aと起番)。
No.15−AはCが高く、析出物が粗大化しており、降伏強度が低い。析出物が粗大な場合には、前述したように析出物が磁気特性に悪影響をおよぼすため、磁気特性が劣っている。
No.16−Aは、Mnが低いためフェライト変態と析出が十分競合せず、析出物が粗大に析出する結果、磁気特性が低下する。
No.18−Aは、Tiが低いため微細析出物の析出量が不足し降伏強度が低い。一方、Tiが高いNo.19−Aでは析出物が粗大化しており、降伏強度が低く、磁束密度B50、鉄損W10/50とも低位である。
No.20−Aは、Moが低いため微細析出物の析出量が不足し降伏強度が低い。一方、Moが高いNo.21−Aでは、低温変態相が生成し、微細析出物による析出強化が不足するため降伏強度が低く、磁気特性も劣っている。Mnが高く、同じく低温変態相を生成したNo.17−Aと同様、磁束密度B50が低くなっている。
No.4−H鋼は、焼鈍を行わないため、粒径10μm以下のフェライトの面積率が高く、焼鈍温度が適正の場合に比べると、磁束密度B10が低位である。
No.4−I鋼およびNo.4−N鋼は、熱間圧延における圧延最終パスの減面率が高く、フェライトの平均結晶粒径が本発明の下限である60μmを下回っており、かつ10μm以下のフェライトの面積率も高いため、磁気特性が低位である。
すなわち、No.4−O鋼は、加熱温度が低いため、熱間圧延前の鋳片の析出物が加熱炉で十分に固溶せず、析出物が粗大化する。その結果、降伏強度が低いことに加え、磁気特性も劣っている。
No.4−S鋼は仕上げ温度が低く、圧延で導入される歪がフェライト変態の開始温度を上昇させ、フェライト変態と析出の競合を阻害する結果、析出物が粗大化し、降伏強度が低下することに加え、磁気特性が劣化する。
No.4−T鋼は、熱間圧延後の冷却速度が過大な例であり、冷却速度を増大させるために圧延後にミスト冷却を行った。冷却速度が速いと低温変態相が析出し、焼鈍を行っても微細析出物が十分に析出しないため、降伏強度が低下する。
表7に示す組成の鋼を溶製し、これらを表8および表9に記載の条件に従って、所定寸法の棒鋼に熱間圧延した。
熱間圧延においては、加熱温度、パススケジュール、仕上温度および圧延後から500℃までの冷却速度を変化させた。ここで、圧延仕上寸法を変え、この圧延後に空冷することによって、冷却速度を変化させた。さらに、圧延後に、0〜850℃の温度での焼鈍を施した。
組織観察は、棒鋼の任意の位置、計20箇所から組織観察用試験片を採取し、組織の同定を行った。それぞれの試験片について各100個の粒を任意に選び、これらの断面積を画像処理によって求め、これと等価な断面積を持つ相当円の直径として計2000個の結晶粒の粒径を個別に算出すると共に、これらの平均値を求めることによって、平均結晶粒径を求めた。
また、粒径10μm以下のフェライト粒径の面積率は、各視野における組織写真の粒径10μm以下の結晶粒を黒塗りした後、画像解析により求めた。
更にまた、電解研磨にて薄膜試料を作製し、前記した方法に従い透過型電子顕微鏡(EDX)にて観察することによって析出物の粒子径を測定するとともに、エネルギー分散型X線分光装置(EDX)を併用し、析出物を同定した。
引張試験は棒鋼の1/4Dの位置から平行部の直径が6mmφ、平行部長さが40mmの試験片を棒鋼の長手方向に採取し、測定に供した。
磁気特性については、棒鋼の中心部から内径33mm、外径45mmおよび厚み5mmのリング状試験片を、リング板面が棒鋼断面と平行になるように採取し、1次巻線100回および2次巻線100回を施し、直流の励磁電流1000A/mでの磁束密度B10および励磁電流5000A/mでの磁束密度B50、並びに交流50Hzで磁束密度1.0Tまで励磁したときの鉄損W10/50を測定した。
表中のNo.は個々の結果を区分するためのものであり、供試鋼と熱延条件の組合せが明示されるように、鋼番と熱延条件を組み合せて起番した(例えば、鋼番1を条件Aで熱間圧延した場合は1-Aと起番)。
No.14−AはCが低く、微細析出物の析出量が不足しており、降伏強度が低い。
No.15−AはCが高く、析出物が粗大化しており、降伏強度が低い。析出物が粗大な場合には、前述したように析出物が磁気特性に悪影響をおよぼすため、磁気特性が劣っている。
Mnの高いNo.17−Aでは低温変態相が生成し、微細析出物による析出強化が不足するため降伏強度が低い。また、低温変態相の生成に起因して、磁束密度B10が0.94T、B50が1.55Tと低い。
Tiが高いNo.19−Aでは析出物が粗大化しており、降伏強度が低く、磁束密度B50、鉄損W10/50とも低位である。
No.20−AはMoが低いため微細析出物の析出量が不足し降伏強度が低い。一方Moが高いNo.21−Aでは低温変態相が生成し、微細析出物による析出強化が不足するため降伏強度が低く、磁気特性も劣っている。Mnが高く、同じく低温変態相を生成したNo.17−Aと同様、磁束密度が低くなっている。
No.2−G鋼は焼鈍温度が高いため、析出物が固溶し冷却中に第2相が析出する。その結果、焼鈍温度が適正な場合に比べると、磁気特性は劣っている。
No.2−I鋼およびNo.2−N鋼は熱間圧延における圧延最終パスの減面率が高く、フェライトの平均結晶粒径が本発明の下限である60μmを下回っており、かつ10μm以下のフェライトの面積率も高いため、磁気特性が低いものである。
No.2−O鋼は加熱温度が低いため、熱間圧延前の鋳片の析出物が加熱炉で十分に固溶せず、析出物が粗大化する。その結果、降伏強度が低いことに加え、磁気特性も劣っている。
No.2−S鋼は仕上げ温度が低く、圧延で導入される歪がフェライト変態の開始温度を上昇させ、フェライト変態と析出の競合を阻害する。その結果、析出物が粗大化し、降伏強度が低下する。また、粗大な析出物に起因して、磁気特性が劣化する。
No.2−T鋼は熱間圧延後の冷却速度が過大な例であり、冷却速度を増大させるために圧延後にミスト冷却を行った。冷却速度が速いと低温変態相が析出し焼鈍を行っても微細析出物が十分に析出しないため、降伏強度が低下する。
Claims (14)
- 質量%で
C:0.04〜0.12%、
Si:0.5%以下、
Mn:0.5〜3.0%、
Al:0.1%以下、
Ti:0.03〜0.35%および
Mo:0.05〜0.8%
を含み、残部Fe及び不可避的不純物の成分組成を有し、平均結晶粒径60μm以上のフェライトの面積率が95%以上の組織からなり、該フェライト中に粒径10nm未満の微細析出物が分散していることを特徴とする電磁棒鋼。 - 前記組織は、粒径が10μm以下のフェライトの面積率が10%以下であることを特徴とする請求項1に記載の電磁棒鋼。
- 前記成分組成が、下記(1)式を満たすことを特徴とする請求項1または2に記載の電磁棒鋼。
記
0.50≦(C/12)/[(Ti/48)+(Mo/96)]≦1.50 ----(1)
ただし、化学成分表示は当該成分の含有量(質量%)を示す。 - 前記微細析出物が、TiおよびMoの炭化物であることを特徴とする請求項1ないし3のいずれかに記載の電磁棒鋼。
- 前記成分組成として、更に質量%で
Nb:0.08%以下、
V:0.15%以下および
W:1.5%以下
の1種または2種以上を含むことを特徴とする請求項1または2に記載の電磁棒鋼。 - 前記成分組成が下記(2)式を満たすことを特徴とする請求項5に記載の電磁棒鋼。
記
0.50≦(C/12)/[(Ti/48)+(Mo/96)+(Nb/93)+(V/51)+(W/184)]≦1.50 ----(2)
ただし、化学成分表示は当該成分の含有量(質量%)を示す。 - 前記微細析出物が、TiおよびMoと、Nb、VおよびWのうちの少なくとも1種とを含む炭化物であることを特徴とする請求項5または6に記載の電磁棒鋼。
- 前記成分組成として、更に質量%で
S:0.01〜0.1%
を含み、かつ
Pb:0.2%以下、
Ca:0.005%以下、
Bi:0.1%以下および
B:0.02%以下
の1種または2種以上を含むことを特徴とする請求項1ないし7のいずれかに記載の電磁棒鋼。 - 質量%で
C:0.04〜0.12%、
Si:0.5%以下、
Mn:0.5〜3.0%、
Al:0.1%以下、
Ti:0.03〜0.35%および
Mo:0.05〜0.8%
を含み、残部Fe及び不可避的不純物の成分組成を有する鋼素材を、1100℃以上に加熱したのち、最終パスにおける減面率:25%以下および仕上温度:880℃以上の条件下で熱間圧延を施し、次いで1.0℃/s以下の冷却速度で冷却することを特徴とする電磁棒鋼の製造方法。 - 前記冷却を行った後、さらに下記の温度域で焼鈍することを特徴とする請求項9に記載の電磁棒鋼の製造方法。
記
Mn含有量(質量%)が0.5〜1.7%のとき:600℃以上800℃以下
Mn含有量(質量%)が1.7%超〜3.0%のとき:600℃以上750℃以下 - 前記成分組成が、下記(1)式を満たすことを特徴とする請求項9または10に記載の電磁棒鋼の製造方法。
記
0.50≦(C/12)/[(Ti/48)+(Mo/96)]≦1.50 ----(1)
ただし、化学成分表示は当該成分の含有量(質量%)を示す。 - 前記成分組成として、更に質量%で
Nb:0.08%以下、
V:0.15%以下および
W:1.5%以下
の1種または2種以上を含むことを特徴とする請求項9または10に記載の電磁棒鋼の製造方法。 - 前記成分組成が下記(2)式を満たすことを特徴とする請求項12に記載の電磁棒鋼の製造方法。
記
0.50≦(C/12)/[(Ti/48)+(Mo/96)+(Nb/93)+(V/51)+(W/184)]≦1.50 ----(2)
ただし、化学成分表示は当該成分の含有量(質量%)を示す。 - 前記成分組成として、更に質量%で
S:0.01〜0.1%
を含み、かつ
Pb:0.2%以下、
Ca:0.005%以下、
Bi:0.1%以下および
B:0.02%以下
の1種または2種以上を含むことを特徴とする請求項9ないし13のいずれかに記載の電磁棒鋼の製造方法。
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