JP5799917B2 - 熱間圧延棒鋼または線材 - Google Patents
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Description
本発明は、熱間圧延棒鋼または線材に関し、詳しくは、歯車、プーリー、シャフトなど鋼製部品の素材として用いられる熱間鍛造用の熱間圧延棒鋼または線材に関する。
自動車や産業機械の歯車、プーリー、シャフトなどの鋼製部品は、次の工程を経て製造されることが多い。
工程（i）：機械構造用合金鋼からなる素材を準備する。素材は例えば、熱間圧延棒鋼または線材である。
工程（ii）：素材に対し熱間鍛造または冷間鍛造を施して粗成形し、中間品を得る。
工程（iii）：工程（ii）で得た中間品を直接に、または、必要に応じて焼準を施してから、部品形状に切削加工する。
工程（iv）：切削加工を施した中間品に対して、浸炭焼入れ、浸炭窒化焼入れなどの表面硬化処理を施す。
工程（v）：表面硬化処理した中間品に対して必要に応じて焼戻しを行い、さらにその後、必要に応じてショットピーニング処理を施す。
工程（iv）における浸炭または浸炭窒化の際の加熱により、焼入れ前のオーステナイト粒が粗大化すると、部品としての疲労強度が低下したり、焼入れ時の変形が大きくなるなどの問題が生じやすい。
一般に、冷間鍛造部品に較べて熱間鍛造部品は、浸炭あるいは浸炭窒化時にオーステナイト粒が粗大化しにくいと考えられてきた。しかしながら、近年、熱間鍛造技術の進歩により、様々な温度域で熱間鍛造されることが多くなり、浸炭あるいは浸炭窒化時にオーステナイト粒が粗大化する熱間鍛造部品が増加している。そのため、様々な温度域で熱間鍛造しても、浸炭あるいは浸炭窒化の工程での加熱の際にオーステナイト粒の粗大化を安定して防止できる熱間圧延棒鋼または線材が求められている。
そのため、例えば、特許文献１〜３に、鋼やその製造方法に関する技術が提案されている。
特許文献１に、ＡｌＮの析出量、ベイナイトの組織分率、フェライトバンドなどについて規定した、粗大粒防止特性に優れた肌焼鋼とその製造方法が開示されている。
特許文献２に、棒状圧延材の横断面において、等軸晶の占める領域が面積率で３０％以下であることなどを規定した、浸炭焼入れ後に形状の修正を行う等しなくても浸炭焼入れによる熱処理歪が少ない肌焼鋼が開示されている。
特許文献３に、炭素含有量が０．５質量％未満の浸炭用鋼の連続鋳造による鋳片製造方法において、連続鋳造時の鋳型内平均用鋼流速を２〜１５ｃｍ／ｓなどとし、鋳片中心部偏析帯の面積率を軽減することによって、熱処理寸法変化のバラツキが抑制され、寸法精度が良好で、熱処理後の切削または研磨などによる形状修正が省略できる、定ひずみ浸炭用鋼の鋳片製造方法および定ひずみ浸炭用鋼の鋳片が開示されている。
前述の特許文献１〜３に開示された技術では、様々な温度域で熱間鍛造した場合、浸炭あるいは浸炭窒化の工程での加熱の際にオーステナイト粒の粗大化を必ずしも安定して防止できるとはいえなかった。
特許文献１で開示された技術は、冷間鍛造で粗成形し、その後浸炭焼入れすることを前提とするものであり、様々な温度域で熱間鍛造された場合に、浸炭加熱時のオーステナイト粒粗大化を必ずしも安定して防止できるというものではない。
特許文献２や特許文献３で開示されているように、等軸晶の占める割合を小さくすることや、Ｃ濃度のバラツキを小さくすることによって、熱処理歪の少ない鋼材が得られる。しかし、特許文献２および特許文献３では、様々な温度域で熱間鍛造された場合の浸炭加熱時のオーステナイト粒粗大化を抑制することについては、考慮されていない。
本発明は、上記現状に鑑みてなされたもので、様々な温度域、特に、９００〜１２００℃に加熱後に熱間鍛造しても、浸炭あるいは浸炭窒化の工程で加熱、特に、９８０℃以下の温度で３時間以内加熱した際にオーステナイト粒の粗大化を安定して防止できる、熱間鍛造によって粗成形される部品の素材として好適な、熱間圧延棒鋼または線材を提供することを目的とする。
なお、本発明では、光学顕微鏡を用いて、各視野の大きさは１．０ｍｍ×１．０ｍｍで１０視野観察して、粒度番号が５番以下のオーステナイト結晶粒が２個以上あった場合に、オーステナイト粒が粗大化したものとする。
本発明者らは、上記の課題を解決するための条件について、調査、研究を重ねた。その結果、下記の知見を得た。
熱間鍛造用の熱間圧延棒鋼または線材において、ＡｌＮとして析出するＡｌの量を特定値以下とするとともに、上記棒鋼または線材の長手方向に対して垂直な断面（以下、「横断面」という。）内において、特定の領域を線分析して下記の式[1]から求めたＤＩ値の最大値を特定値以下とすることにより、浸炭あるいは浸炭窒化の際の加熱、特に、９８０℃以下の温度で３時間加熱した場合であっても、オーステナイト粒の粗大化を安定して防止することができる。
ＤＩ＝０．３１１×Ｃ0.5×（１＋０．６４×Ｓｉ）×（１＋４．１０×Ｍｎ）×（１＋２．８３×Ｐ）×（１＋２．３３×Ｃｒ）×（１＋０．２７×Ｃｕ）×（１＋０．５２×Ｎｉ）×（１＋３．１４×Ｍｏ）・・・[1]
ただし、式[1]中の元素記号は、その元素の含有量（質量％）を表す。
ＤＩ＝０．３１１×Ｃ0.5×（１＋０．６４×Ｓｉ）×（１＋４．１０×Ｍｎ）×（１＋２．８３×Ｐ）×（１＋２．３３×Ｃｒ）×（１＋０．２７×Ｃｕ）×（１＋０．５２×Ｎｉ）×（１＋３．１４×Ｍｏ）・・・[1]
ただし、式[1]中の元素記号は、その元素の含有量（質量％）を表す。
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、下記に示す熱間圧延棒鋼または線材にある。
（１）質量％で、
Ｃ：０．１〜０．３％、
Ｓｉ：０．０５〜１．５％、
Ｍｎ：０．４〜２．０％、
Ｓ：０．００３〜０．０５％、
Ｃｒ：０．５〜３．０％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２０〜０．０６０％および
Ｎ：０．０１０〜０．０２５％を含有し、
残部がＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＰ、ＴｉおよびＯがそれぞれ、
Ｐ：０．０２５％以下、
Ｔｉ：０．００３％以下、
Ｏ（酸素）：０．００２％以下、
の化学組成を有し、
ＡｌＮとして析出しているＡｌの量が０．０３０％以下であり、
横断面内において、前記断面の中心位置を基準に、中心角４５°置きに表面からの深さ１ｍｍ位置までの８領域を線分析したときに、下記の式[1]で表されるＤＩの最小値が２．０以上、かつ、最大値が５．０以下であることを特徴とする、
熱間圧延棒鋼または線材。
ＤＩ＝０．３１１×Ｃ0.5×（１＋０．６４×Ｓｉ）×（１＋４．１０×Ｍｎ）×（１＋２．８３×Ｐ）×（１＋２．３３×Ｃｒ）×（１＋０．２７×Ｃｕ）×（１＋０．５２×Ｎｉ）×（１＋３．１４×Ｍｏ）・・・[1]
ただし、式[1]中の元素記号は、その元素の含有量（質量％）を表す。
Ｃ：０．１〜０．３％、
Ｓｉ：０．０５〜１．５％、
Ｍｎ：０．４〜２．０％、
Ｓ：０．００３〜０．０５％、
Ｃｒ：０．５〜３．０％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２０〜０．０６０％および
Ｎ：０．０１０〜０．０２５％を含有し、
残部がＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＰ、ＴｉおよびＯがそれぞれ、
Ｐ：０．０２５％以下、
Ｔｉ：０．００３％以下、
Ｏ（酸素）：０．００２％以下、
の化学組成を有し、
ＡｌＮとして析出しているＡｌの量が０．０３０％以下であり、
横断面内において、前記断面の中心位置を基準に、中心角４５°置きに表面からの深さ１ｍｍ位置までの８領域を線分析したときに、下記の式[1]で表されるＤＩの最小値が２．０以上、かつ、最大値が５．０以下であることを特徴とする、
熱間圧延棒鋼または線材。
ＤＩ＝０．３１１×Ｃ0.5×（１＋０．６４×Ｓｉ）×（１＋４．１０×Ｍｎ）×（１＋２．８３×Ｐ）×（１＋２．３３×Ｃｒ）×（１＋０．２７×Ｃｕ）×（１＋０．５２×Ｎｉ）×（１＋３．１４×Ｍｏ）・・・[1]
ただし、式[1]中の元素記号は、その元素の含有量（質量％）を表す。
（２）Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
Ｃｕ：０．４％以下、
Ｎｉ：１．５％以下および
Ｍｏ：０．８％以下
のうちから選ばれる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。
Ｃｕ：０．４％以下、
Ｎｉ：１．５％以下および
Ｍｏ：０．８％以下
のうちから選ばれる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。
（３）Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
Ｎｂ：０．０８％以下および
Ｖ：０．２％以下
のうちから選ばれる１種以上を含有することを特徴とする、上記（１）または（２）に記載の熱間圧延棒鋼または線材。
Ｎｂ：０．０８％以下および
Ｖ：０．２％以下
のうちから選ばれる１種以上を含有することを特徴とする、上記（１）または（２）に記載の熱間圧延棒鋼または線材。
本発明の熱間圧延棒鋼または線材は、様々な温度域、特に、９００〜１２００℃に加熱後に熱間鍛造しても、浸炭あるいは浸炭窒化の工程で加熱、特に、９８０℃以下の温度に３時間以内加熱した際にオーステナイト粒の粗大化を安定して防止できる。しかも、本発明の熱間圧延棒鋼または線材を素材とすれば、良好な曲げ疲労強度が得られる。このため、本発明の熱間圧延棒鋼または線材は、熱間鍛造によって粗成形される歯車、プーリー、シャフトなど鋼製部品の素材として好適に用いることができる。
以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、各元素の含有量の「％」は「質量％」を意味する。
（Ａ）化学組成
Ｃ：０．１〜０．３％
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芯部強度を確保するために必須の元素である。そ含有量が０．１％未満では、前記の効果が不十分である。一方、Ｃの含有量が０．３％を超えると、熱間鍛造後の被削性の低下が顕著になる。したがって、Ｃの含有量を０．１〜０．３％とした。なお、Ｃの含有量は、０．１８％以上、０．２５％以下であることが好ましい。
Ｃ：０．１〜０．３％
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芯部強度を確保するために必須の元素である。そ含有量が０．１％未満では、前記の効果が不十分である。一方、Ｃの含有量が０．３％を超えると、熱間鍛造後の被削性の低下が顕著になる。したがって、Ｃの含有量を０．１〜０．３％とした。なお、Ｃの含有量は、０．１８％以上、０．２５％以下であることが好ましい。
Ｓｉ：０．０５〜１．５％
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、また、疲労強度の向上にも効果を有する元素である。しかし、Ｓｉの含有量が０．０５％未満では、前記の効果が不十分である。一方、Ｓｉの含有量が多過ぎると、鋼に対して熱間鍛造を実施した後、または、熱間鍛造された鋼に対して焼準を施した後、鋼中にベイナイトが生成しやすくなって鋼の硬さが上昇し、被削性が低下する。特に、Ｓｉの含有量が１．５％を超えると、疲労強度を高める効果が飽和するだけでなく、熱間鍛造後や焼準後の被削性の低下が顕著になる。したがって、Ｓｉの含有量を０．０５〜１．５％とした。なお、Ｓｉ含有量は、０．４％以上、０．８％以下であることが好ましい。
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、また、疲労強度の向上にも効果を有する元素である。しかし、Ｓｉの含有量が０．０５％未満では、前記の効果が不十分である。一方、Ｓｉの含有量が多過ぎると、鋼に対して熱間鍛造を実施した後、または、熱間鍛造された鋼に対して焼準を施した後、鋼中にベイナイトが生成しやすくなって鋼の硬さが上昇し、被削性が低下する。特に、Ｓｉの含有量が１．５％を超えると、疲労強度を高める効果が飽和するだけでなく、熱間鍛造後や焼準後の被削性の低下が顕著になる。したがって、Ｓｉの含有量を０．０５〜１．５％とした。なお、Ｓｉ含有量は、０．４％以上、０．８％以下であることが好ましい。
Ｍｎ：０．４〜２．０％
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、疲労強度の向上にも効果を有する元素である。その含有量が０．４％未満では、前記の効果が不十分である。一方、Ｍｎの含有量が多過ぎると、鋼に対して熱間鍛造を実施した後、または、熱間鍛造された鋼に対して焼準を施した後、鋼中にベイナイトが生成しやすくなって鋼の硬さが上昇し、被削性が低下する。特に、Ｍｎの含有量が２．０％を超えると、前記の効果が飽和するだけでなく、熱間鍛造後や焼準後の被削性の低下が顕著になる。したがって、Ｍｎの含有量を０．４〜２．０％とした。なお、Ｍｎの含有量は、０．８％以上、１．２％以下であることが好ましい。
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、疲労強度の向上にも効果を有する元素である。その含有量が０．４％未満では、前記の効果が不十分である。一方、Ｍｎの含有量が多過ぎると、鋼に対して熱間鍛造を実施した後、または、熱間鍛造された鋼に対して焼準を施した後、鋼中にベイナイトが生成しやすくなって鋼の硬さが上昇し、被削性が低下する。特に、Ｍｎの含有量が２．０％を超えると、前記の効果が飽和するだけでなく、熱間鍛造後や焼準後の被削性の低下が顕著になる。したがって、Ｍｎの含有量を０．４〜２．０％とした。なお、Ｍｎの含有量は、０．８％以上、１．２％以下であることが好ましい。
Ｓ：０．００３〜０．０５％
Ｓは、Ｍｎと結合してＭｎＳを形成し、被削性を向上させる。しかし、その含有量が０．００３％未満では、前記の効果が得難い。一方、Ｓの含有量が多くなると、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、特に、Ｓ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％以上、０．０３％以下であることが好ましい。
Ｓは、Ｍｎと結合してＭｎＳを形成し、被削性を向上させる。しかし、その含有量が０．００３％未満では、前記の効果が得難い。一方、Ｓの含有量が多くなると、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、特に、Ｓ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％以上、０．０３％以下であることが好ましい。
Ｃｒ：０．５〜３．０％
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。その含有量が０．５％未満では、前記の効果が不十分である。一方、Ｃｒの含有量が多過ぎると、鋼に対して熱間鍛造を実施した後、または、熱間鍛造された鋼に対して焼準を施した後、鋼中にベイナイトが生成しやすくなって鋼の硬さが上昇し、被削性が低下する。特に、Ｃｒの含有量が３．０％を超えると、疲労強度を高める効果が飽和するだけでなく、熱間鍛造後や焼準後の被削性の低下が顕著になる。したがって、Ｃｒの含有量を０．５〜３．０％とした。なお、Ｃｒの含有量が１．３％以上になると、疲労強度の向上効果が顕著になるので、Ｃｒの含有量は１．３％以上であることが好ましい。なお、Ｃｒの含有量は、２．０％以下であることが好ましい。
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。その含有量が０．５％未満では、前記の効果が不十分である。一方、Ｃｒの含有量が多過ぎると、鋼に対して熱間鍛造を実施した後、または、熱間鍛造された鋼に対して焼準を施した後、鋼中にベイナイトが生成しやすくなって鋼の硬さが上昇し、被削性が低下する。特に、Ｃｒの含有量が３．０％を超えると、疲労強度を高める効果が飽和するだけでなく、熱間鍛造後や焼準後の被削性の低下が顕著になる。したがって、Ｃｒの含有量を０．５〜３．０％とした。なお、Ｃｒの含有量が１．３％以上になると、疲労強度の向上効果が顕著になるので、Ｃｒの含有量は１．３％以上であることが好ましい。なお、Ｃｒの含有量は、２．０％以下であることが好ましい。
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２０〜０．０６０％
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、浸炭あるいは浸炭窒化の工程の加熱時のオーステナイト粒粗大化防止に有効な元素である。しかし、Ａｌの含有量がｓｏｌ．Ａｌで０．０２０％未満では、他の要件を満たしていても、後述の「９８０℃以下の温度で３時間加熱した場合に粗粒が発生しないこと」という、本発明の目標とするオーステナイト粒粗大化防止効果が得られない。また、Ａｌの含有量がｓｏｌ．Ａｌで０．０６０％を超える場合も同様に、他の要件を満たしていても、上記の本発明で目標とするオーステナイト粒粗大化防止効果が得られない。したがって、Ａｌの含有量をｓｏｌ．Ａｌで０．０２０〜０．０６０％とした。Ａｌの含有量は、ｓｏｌ．Ａｌで０．０３０％以上、０．０５０％以下であることが好ましい。なお、「ｓｏｌ．Ａｌ」とは、「酸可溶Ａｌ」を指す。
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、浸炭あるいは浸炭窒化の工程の加熱時のオーステナイト粒粗大化防止に有効な元素である。しかし、Ａｌの含有量がｓｏｌ．Ａｌで０．０２０％未満では、他の要件を満たしていても、後述の「９８０℃以下の温度で３時間加熱した場合に粗粒が発生しないこと」という、本発明の目標とするオーステナイト粒粗大化防止効果が得られない。また、Ａｌの含有量がｓｏｌ．Ａｌで０．０６０％を超える場合も同様に、他の要件を満たしていても、上記の本発明で目標とするオーステナイト粒粗大化防止効果が得られない。したがって、Ａｌの含有量をｓｏｌ．Ａｌで０．０２０〜０．０６０％とした。Ａｌの含有量は、ｓｏｌ．Ａｌで０．０３０％以上、０．０５０％以下であることが好ましい。なお、「ｓｏｌ．Ａｌ」とは、「酸可溶Ａｌ」を指す。
Ｎ：０．０１０〜０．０２５％
Ｎは、Ａｌ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉと結合してＡｌＮ、ＮｂＮ、ＶＮ、ＴｉＮを形成しやすいため、浸炭あるいは浸炭窒化の工程の加熱時のオーステナイト粒の粗大化防止に有効な元素である。しかし、Ｎの含有量が０．０１０％未満では、他の要件を満たしていても、本発明で目標とするオーステナイト粒の粗大化を防止できない。一方、Ｎの含有量が０．０２５％を超えると、製鋼工程において量産で安定して製造することが難しい。したがって、Ｎの含有量を０．０１０〜０．０２５％とした。なお、Ｎの含有量は、０．０１３％以上、０．０２０％以下であることが好ましい。
Ｎは、Ａｌ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉと結合してＡｌＮ、ＮｂＮ、ＶＮ、ＴｉＮを形成しやすいため、浸炭あるいは浸炭窒化の工程の加熱時のオーステナイト粒の粗大化防止に有効な元素である。しかし、Ｎの含有量が０．０１０％未満では、他の要件を満たしていても、本発明で目標とするオーステナイト粒の粗大化を防止できない。一方、Ｎの含有量が０．０２５％を超えると、製鋼工程において量産で安定して製造することが難しい。したがって、Ｎの含有量を０．０１０〜０．０２５％とした。なお、Ｎの含有量は、０．０１３％以上、０．０２０％以下であることが好ましい。
本発明の熱間圧延棒鋼または線材は、上述の各元素を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＰ、ＴｉおよびＯがそれぞれ、Ｐ：０．０２５％以下、Ｔｉ：０．００３％以下およびＯ：０．００２％以下のものである。
なお、「不純物」とは、鋼の原料として使用される鉱石および／またはスクラップ、あるいは製造過程の環境などから混入する元素をいう。
以下、不純物中のＰ、ＴｉおよびＯについて説明する。
Ｐ：０．０２５％以下
Ｐは、粒界偏析して粒界を脆化させやすい元素で、０．０２５％を超えると、疲労強度を低下させる。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は、粒界偏析して粒界を脆化させやすい元素で、０．０２５％を超えると、疲労強度を低下させる。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。
Ｔｉ：０．００３％以下
Ｔｉは、Ｎと結合して硬質で粗大なＴｉＮを形成しやすく、疲労強度を低下させてしまう。特に、Ｔｉの含有量が０．００３％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Ｔｉ含有量を０．００３％以下とした。なお、不純物元素としてのＴｉの含有量は０．００２％以下にすることが好ましく、製鋼工程でのコスト上昇をきたさない範囲で、できる限り少なくすることがさらに望ましい。
Ｔｉは、Ｎと結合して硬質で粗大なＴｉＮを形成しやすく、疲労強度を低下させてしまう。特に、Ｔｉの含有量が０．００３％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Ｔｉ含有量を０．００３％以下とした。なお、不純物元素としてのＴｉの含有量は０．００２％以下にすることが好ましく、製鋼工程でのコスト上昇をきたさない範囲で、できる限り少なくすることがさらに望ましい。
Ｏ（酸素）：０．００２％以下
Ｏは、Ａｌと結合して硬質な酸化物系介在物を形成しやすく、面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、面疲労強度の低下が著しくなる。したがって、不純物中のＯ含有量を０．００２％以下とした。なお、不純物元素としてのＯの含有量は０．００１％以下にすることが好ましく、製鋼工程でのコスト上昇をきたさない範囲で、できる限り少なくすることがさらに望ましい。
Ｏは、Ａｌと結合して硬質な酸化物系介在物を形成しやすく、面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、面疲労強度の低下が著しくなる。したがって、不純物中のＯ含有量を０．００２％以下とした。なお、不純物元素としてのＯの含有量は０．００１％以下にすることが好ましく、製鋼工程でのコスト上昇をきたさない範囲で、できる限り少なくすることがさらに望ましい。
本発明の熱間圧延棒鋼または線材には、上述のＦｅの一部に代えて、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、ＮｂおよびＶから選択される１種以上の元素を含有させてもよい。
Ｃｕ、ＮｉおよびＭｏは、いずれも、焼入れ性を高める作用を有する。このため、より大きな焼入れ性を得たい場合には、これらの元素を含有させてもよい。以下、Ｃｕ、ＮｉおよびＭｏについて説明する。
Ｃｕ：０．４％以下
Ｃｕは、焼入れ性を高める効果があり、より疲労強度を高めるために有効な元素であるので、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｃｕの含有量が０．４％を超えると、熱間延性を低下させて、熱間加工性の低下が顕著となる。したがって、Ｃｕを含有させる場合には、その含有量を０．４％以下とした。なお、Ｃｕ含有量の上限は０．３％であることが好ましい。
Ｃｕは、焼入れ性を高める効果があり、より疲労強度を高めるために有効な元素であるので、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｃｕの含有量が０．４％を超えると、熱間延性を低下させて、熱間加工性の低下が顕著となる。したがって、Ｃｕを含有させる場合には、その含有量を０．４％以下とした。なお、Ｃｕ含有量の上限は０．３％であることが好ましい。
一方、前記したＣｕの焼入れ性の向上による疲労強度を高める効果は、その含有量が０．１％以上の場合に安定して得られる。Ｃｕ含有量の下限は、好ましくは０．２％である。
Ｎｉ：１．５％以下
Ｎｉは、焼入れ性を高める効果があり、より疲労強度を高めるために有効な元素であるので、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｎｉの含有量が１．５％を超えると、焼入れ性の向上による疲労強度を高める効果が飽和するだけでなく、熱間鍛造後の被削性の低下が顕著になる。したがって、したがって、Ｎｉを含有させる場合には、その含有量を１．５％以下とした。なお、Ｎｉ含有量の上限は０．８％であることが好ましい。
Ｎｉは、焼入れ性を高める効果があり、より疲労強度を高めるために有効な元素であるので、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｎｉの含有量が１．５％を超えると、焼入れ性の向上による疲労強度を高める効果が飽和するだけでなく、熱間鍛造後の被削性の低下が顕著になる。したがって、したがって、Ｎｉを含有させる場合には、その含有量を１．５％以下とした。なお、Ｎｉ含有量の上限は０．８％であることが好ましい。
一方、前記したＮｉの焼入れ性の向上による疲労強度を高める効果は、その含有量が０．１％以上の場合に安定して得られる。Ｎｉ含有量の下限は、好ましくは０．２％である。
Ｍｏ：０．８％以下
Ｍｏは、焼入れ性を高める効果があり、また、焼戻し軟化抵抗を高める効果もあって、より疲労強度を高めるために有効な元素であるので、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｍｏの含有量が多過ぎると、鋼に対して熱間鍛造を実施した後、または、熱間鍛造された鋼に対して焼準を施した後、鋼中にベイナイトが生成しやすくなって鋼の硬さが上昇し、被削性が低下する。特に、Ｍｏの含有量が０．８％を超えると、疲労強度を高める効果が飽和するだけでなく、熱間鍛造後や焼準後の被削性の低下が顕著になり、さらに、変形抵抗が高くなって冷間鍛造性の低下も顕著となる。したがって、Ｍｏを含有させる場合には、その含有量を０．８％以下とした。なお、Ｍｏ含有量の上限は０．４％であることが好ましい。
Ｍｏは、焼入れ性を高める効果があり、また、焼戻し軟化抵抗を高める効果もあって、より疲労強度を高めるために有効な元素であるので、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｍｏの含有量が多過ぎると、鋼に対して熱間鍛造を実施した後、または、熱間鍛造された鋼に対して焼準を施した後、鋼中にベイナイトが生成しやすくなって鋼の硬さが上昇し、被削性が低下する。特に、Ｍｏの含有量が０．８％を超えると、疲労強度を高める効果が飽和するだけでなく、熱間鍛造後や焼準後の被削性の低下が顕著になり、さらに、変形抵抗が高くなって冷間鍛造性の低下も顕著となる。したがって、Ｍｏを含有させる場合には、その含有量を０．８％以下とした。なお、Ｍｏ含有量の上限は０．４％であることが好ましい。
一方、前記したＭｏの焼入れ性の向上と焼戻し軟化抵抗の向上による疲労強度を高める効果は、その含有量が０．０５％以上の場合に安定して得られる。Ｍｏ含有量の下限は、好ましくは０．１％である。
上記のＣｕ、ＮｉおよびＭｏ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させることができる。これらの元素の合計含有量は２．７％以下であってもよいが、１．２％以下とすることが好ましい。
ＮｂおよびＶは、いずれも、前述したＡｌＮによる浸炭加熱時のオーステナイト粒粗大化防止を補完する作用を有するため、これらの元素を含有させてもよい。以下、上記のＮｂおよびＶについて説明する。
Ｎｂ：０．０８％以下
Ｎｂは、Ｃ、Ｎと結合してＮｂＣ、ＮｂＮ、Ｎｂ（Ｃ、Ｎ）を形成しやすく、前述したＡｌＮによる浸炭加熱時のオーステナイト粒粗大化防止を補完するのに有効な元素である。しかしながら、Ｎｂの含有量が０．０８％を超えると、オーステナイト粒粗大化防止の効果がむしろ低下する。このため、合金コストが嵩んで、経済性を損なうことになる。したがって、Ｎｂを含有させる場合には、その含有量を０．０８％以下とした。なお、Ｎｂ含有量の上限は０．０４％であることが好ましい。
Ｎｂは、Ｃ、Ｎと結合してＮｂＣ、ＮｂＮ、Ｎｂ（Ｃ、Ｎ）を形成しやすく、前述したＡｌＮによる浸炭加熱時のオーステナイト粒粗大化防止を補完するのに有効な元素である。しかしながら、Ｎｂの含有量が０．０８％を超えると、オーステナイト粒粗大化防止の効果がむしろ低下する。このため、合金コストが嵩んで、経済性を損なうことになる。したがって、Ｎｂを含有させる場合には、その含有量を０．０８％以下とした。なお、Ｎｂ含有量の上限は０．０４％であることが好ましい。
一方、前記したＮｂのオーステナイト粒粗大化防止効果は、その含有量が０．０１％以上の場合に安定して得られる。Ｎｂ含有量の下限は、好ましくは０．０２％である。
Ｖ：０．２％以下
Ｖは、Ｃ、Ｎと結合してＶＮ、ＶＣを形成しやすく、このうち、ＶＮは前述したＡｌＮによる浸炭加熱時のオーステナイト粒粗大化防止を補完するのに有効である。しかしながら、Ｖの含有量が０．２％を超えると、オーステナイト粒粗大化防止の効果がむしろ低下する。このため、合金コストが嵩んで、経済性を損なうことになる。したがって、Ｖを含有させる場合には、その含有量を０．２％以下とした。なお、Ｖ含有量の上限は０．１％であることが好ましい。
Ｖは、Ｃ、Ｎと結合してＶＮ、ＶＣを形成しやすく、このうち、ＶＮは前述したＡｌＮによる浸炭加熱時のオーステナイト粒粗大化防止を補完するのに有効である。しかしながら、Ｖの含有量が０．２％を超えると、オーステナイト粒粗大化防止の効果がむしろ低下する。このため、合金コストが嵩んで、経済性を損なうことになる。したがって、Ｖを含有させる場合には、その含有量を０．２％以下とした。なお、Ｖ含有量の上限は０．１％であることが好ましい。
一方、前記したＶのオーステナイト粒粗大化防止効果は、その含有量が０．０２％以上の場合に安定して得られる。Ｖ含有量の下限は、好ましくは０．０４％である。
上記のＮｂおよびＶは、そのうちのいずれか１種のみ、または、２種の複合で含有させることができる。これらの元素の合計含有量は０．２８％以下であってもよいが、０．１４％以下とすることが好ましい。
（Ｂ）ＡｌＮとして析出しているＡｌの量：０．０３０％以下
本発明の熱間圧延棒鋼または線材が、上記（Ａ）および後述の（Ｃ）を満たす場合であっても、ＡｌＮとして析出しているＡｌの量が多過ぎると、熱間鍛造後あるいは熱間鍛造の後の焼準後に、浸炭焼入れあるいは浸炭窒化焼入れする工程で加熱、特に、９８０℃以下の温度で３時間加熱した際にオーステナイト粒の粗大化を安定して防止することができない。このため、ＡｌＮとして析出しているＡｌの量を０．０３０％以下とした。なお、ＡｌＮとして析出しているＡｌ量の上限は、０．０２５％であることが好ましい。
本発明の熱間圧延棒鋼または線材が、上記（Ａ）および後述の（Ｃ）を満たす場合であっても、ＡｌＮとして析出しているＡｌの量が多過ぎると、熱間鍛造後あるいは熱間鍛造の後の焼準後に、浸炭焼入れあるいは浸炭窒化焼入れする工程で加熱、特に、９８０℃以下の温度で３時間加熱した際にオーステナイト粒の粗大化を安定して防止することができない。このため、ＡｌＮとして析出しているＡｌの量を０．０３０％以下とした。なお、ＡｌＮとして析出しているＡｌ量の上限は、０．０２５％であることが好ましい。
上記のＡｌＮとして析出しているＡｌ量は、例えば、次のように求める。
半径がＲの棒鋼または線材の横断面のＲ／２部から、適宜の試験片を採取し、一般的な条件である、１０％ＡＡ系電解液を用いて、電流密度２５０〜３５０Ａ／ｍ2で抽出（電気分解）し、抽出した溶液をメッシュサイズ０．２μｍのフィルタでろ過して、ろ過物について一般的な化学分析を行う。この測定で得られたＡｌ量を「ＡｌＮとして析出しているＡｌ量」とする。なお、前述した１０％ＡＡ電解液とは、１０体積％アセチルアセトン−１質量％塩化テトラメチルアンモニウム−メタノール溶液である。
（Ｃ）横断面内において、前記断面の中心位置を基準に、中心角４５°置きに表面からの深さ１ｍｍ位置までの８領域を線分析したときのＤＩ：最小値が２．０以上、かつ、最大値が５．０以下
本発明の熱間圧延棒鋼または線材は、横断面内において、前記断面の中心位置を基準に、中心角４５°置きに表面からの深さ１ｍｍ位置までの８領域を線分析したときに、
ＤＩ＝０．３１１×Ｃ0.5×（１＋０．６４×Ｓｉ）×（１＋４．１０×Ｍｎ）×（１＋２．８３×Ｐ）×（１＋２．３３×Ｃｒ）×（１＋０．２７×Ｃｕ）×（１＋０．５２×Ｎｉ）×（１＋３．１４×Ｍｏ）・・・[1]
で表されるＤＩの最小値が２．０以上、かつ、最大値が５．０以下でなければならない。式[1]中の元素記号は、その元素の含有量（質量％）を表す。
本発明の熱間圧延棒鋼または線材は、横断面内において、前記断面の中心位置を基準に、中心角４５°置きに表面からの深さ１ｍｍ位置までの８領域を線分析したときに、
ＤＩ＝０．３１１×Ｃ0.5×（１＋０．６４×Ｓｉ）×（１＋４．１０×Ｍｎ）×（１＋２．８３×Ｐ）×（１＋２．３３×Ｃｒ）×（１＋０．２７×Ｃｕ）×（１＋０．５２×Ｎｉ）×（１＋３．１４×Ｍｏ）・・・[1]
で表されるＤＩの最小値が２．０以上、かつ、最大値が５．０以下でなければならない。式[1]中の元素記号は、その元素の含有量（質量％）を表す。
上記横断面内の各測定領域におけるＤＩ値の最大値が大きくなると、浸炭あるいは浸炭窒化の工程で加熱した際にオーステナイト粒が粗大化しやすく、特に、５．０を超えると、熱間鍛造後あるいは熱間鍛造の後の焼準後の、浸炭あるいは浸炭窒化の工程で加熱、特に、９８０℃以下の温度で３時間加熱した際にオーステナイト粒の粗大化を安定して防止することができない。このため、ＤＩの最大値を５．０以下とした。ＤＩの最大値は、４．６以下であることが好ましい。
一方、上記の各測定領域におけるＤＩ値の最小値が小さくなると、焼入れ性が低下し、疲労強度が低下し、特に、２．０を下回ると、疲労強度の低下が著しくなる。このため、ＤＩ値の最小値は２．０以上とした。ＤＩの最小値は、２．３以上であることが好ましい。
上記の各測定領域におけるＤＩ値は、例えば、次のようにして求める。
図１に模式的に示すように、棒鋼または線材の横断面内において、その断面の中心位置を基準に、中心角４５°置きに表面からの深さ１ｍｍ位置までの８領域（図１に示す８つのライン）において、ビーム径を５０μｍとしてＥＰＭＡ分析装置を用いて線分析し、各領域である図１に示す８つのラインそれぞれについて、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｃｒ、Ｃｕ、ＮｉおよびＭｏの含有量の最大値および最小値を求める。
上述の含有量の最大値および最小値は、それぞれ、各領域内で、各元素についての測定値が「山頂」および「谷底」となる部分の含有量であり、この各元素含有量の最大値および最小値を用いて、式[1]に基づき、各領域それぞれについて、ＤＩ値の領域内最大値および領域内最小値を求める。
得られた８つのＤＩ値の領域内最大値のうちの最大値、および８つのＤＩ値の領域内最小値のうちの最小値を、それぞれＤＩ値の最大値および最小値とする。
なお、Ｃｕ、ＮｉおよびＭｏが非添加で不純物レベルでしか含まれない場合には、式[1]におけるＣｕ、ＮｉおよびＭｏをそれぞれ、「０（ゼロ）」とする。
本発明の熱間圧延棒鋼または線材は、例えば、次に述べる方法によって製造することができる。
［１］前記（Ａ）項に規定の化学組成の鋼を溶製し、連続鋳造法によって鋳片を製造する。なお、連続鋳造するに際し、モールド下方に長さ１．５ｍ以上の垂直部を有する連続鋳造機を用い、モールド内で電磁攪拌を行う。また、連続鋳造時、凝固途中の鋳片に圧下を加える。
［２］製造された鋳片に加熱温度が１２５０〜１３００℃、かつ、加熱時間が５時間以上の加熱を施してから分塊圧延し、鋼片を製造する。なお、分塊圧延後の鋼片の冷却は徐冷や大気中での放冷でよい。
［３］得られた鋼片に加熱温度が１１００〜１２００℃、かつ、加熱時間が１時間以上の加熱を施してから熱間圧延し、熱間圧延棒鋼または線材を製造する。なお、熱間圧延の仕上げ加工温度を９００〜１０５０℃とし、仕上げ加工後は大気中での放冷（以下、単に「放冷」という。）以下の冷却速度で６００℃以下の温度まで冷却する。また、鋼片から棒鋼または線材への〔｛１−（棒鋼または線材の断面積／鋼片の断面積）｝×１００〕で定義される断面減少率を８７．５％以上とする。
なお、熱間圧延における仕上げ加工後は、放冷以下の冷却速度で室温まで冷却する必要はなく、６００℃以下の温度に至った時点で、空冷、ミスト冷却、水冷など、適宜の手段で冷却してもよい。
本明細書における加熱温度とは加熱炉の炉内温度の平均値、加熱時間とは在炉時間を意味する。
また、熱間圧延の仕上げ加工温度とは、仕上げ加工直後の棒鋼、線材の表面温度を指す。さらに、仕上げ加工の冷却速度も、棒鋼、線材の表面の冷却速度を指す。
以下、実施例により本発明をさらに詳しく説明する。
（実施例１）
表１に示す化学組成を有する鋼Ａおよび鋼Ｂを７０トン転炉で成分調整した後、連続鋳造を行って、４００ｍｍ×３００ｍｍ角の鋳片（ブルーム）を作製し、６００℃まで冷却した。なお、連続鋳造の凝固途中の段階で圧下を加えた。
表１に示す化学組成を有する鋼Ａおよび鋼Ｂを７０トン転炉で成分調整した後、連続鋳造を行って、４００ｍｍ×３００ｍｍ角の鋳片（ブルーム）を作製し、６００℃まで冷却した。なお、連続鋳造の凝固途中の段階で圧下を加えた。
鋼Ａおよび鋼Ｂはいずれも、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼である。
次いで鋳片を、上記の６００℃から１２８０℃に加熱した後、分塊圧延して１８０ｍｍ×１８０ｍｍ角の鋼片を作製し、室温まで冷却した。さらに、上記１８０ｍｍ×１８０ｍｍ角の鋼片を加熱した後、熱間圧延を行って半径２０ｍｍの棒鋼を得た。
表２に、製造条件〈１〉〜〈７〉として、連続鋳造の条件ならびに、４００ｍｍ×３００ｍｍの鋳片から半径２０ｍｍの棒鋼に仕上げるに際しての鋳片の加熱条件、鋼片の加熱条件、棒鋼圧延の仕上げ加工温度および仕上げ加工後の冷却条件の詳細を示す。
上記のようにして得た半径２０ｍｍの各棒鋼について、横断面のＲ／２部（Ｒは半径を表す。）から１０ｍｍ角の試験片を切り出し、前記した抽出残渣分析法によって、ＡｌＮとして析出しているＡｌの量を求めた。
また、横断面内において、前記断面の中心位置を基準に、中心角４５°置きに表面からの深さ１ｍｍ位置までの８領域を線分析して、既に述べた式[1]で表されるＤＩの最小値および最大値を求めた。
具体的には、図１に模式的に示すように、半径２０ｍｍの各棒鋼の横断面内において、その断面の中心位置を基準に、中心角４５°置きに表面からの深さ１ｍｍ位置までの８領域（図１に示す８つのライン）において、ビーム径を５０μｍとしてＥＰＭＡ分析装置を用いて線分析し、各領域である図１に示す８つのラインそれぞれについて、式[1]中の各元素の含有量の最大値および最小値を求め、次いで、この含有量の最大値および最小値を用いて、式[1]に基づき、各領域それぞれについて、ＤＩ値の領域内最大値および領域内最小値を求めた。そして、最後に、得られた８つのＤＩ値の領域内最大値のうちの最大値、および８つのＤＩ値の領域内最小値のうちの最小値を、それぞれＤＩ値の最大値および最小値とした。ただし、鋼Ａについては、式[1]におけるＣｕ、ＮｉおよびＭｏをいずれも０（ゼロ）とし、また、鋼Ｂについては、式[1]におけるＣｕおよびＮｉをいずれも０（ゼロ）とした。
さらに、半径２０ｍｍの棒鋼から、長さ６０ｍｍの試験片を切り出し、熱間鍛造を模擬するために、１２００℃、１１００℃、１０００℃および９００℃の各温度で３０分加熱した後、炉から取り出して１０秒後に、円柱形状の高さ方向で６０％の圧縮加工を行い、その後、放冷にて室温まで冷却した。このようにして得た試験片を、さらに９３０℃で１時間加熱し、その後、室温まで放冷した。
次いで、上記のようにして得た各試験片を縦断面方向で４等分になるように切断した後、浸炭での加熱を模擬するために、９５０℃、９８０℃、１０１０℃および１０４０℃の各温度で３時間保持した後、水冷によって室温まで冷却した。このようにして得た各試験片の切断面を厚さ１ｍｍ除去した後、その面を鏡面研磨し、界面活性剤を添加したピクリン酸飽和水溶液で腐食した後、光学顕微鏡を用いて倍率１００倍でランダムに各１０視野観察して、オーステナイト粒の粗大化発生状況を調査した。
上記調査における各視野の大きさは１．０ｍｍ×１．０ｍｍであり、この観察によって、粒度番号が５番以下のオーステナイト結晶粒が２個以上あった場合に、オーステナイト粒が粗大化したと判定した。
オーステナイト粒粗大化防止効果の目標は、９８０℃以下の温度で３時間加熱した場合にオーステナイト粒が粗大化しないこととした。
表３に、上記の各調査結果を、棒鋼の製造条件および熱間鍛造を模擬するために加熱した温度とともにまとめて示す。なお、表３における製造条件番号は、前記表２に記載した製造条件番号に対応するものである。
表３から、本発明で規定する条件を満たす「本発明例」の場合には、９００〜１２００℃という様々な温度に加熱して熱間鍛造しても、浸炭加熱模擬温度９８０℃まで粗粒が発生しておらず、オーステナイト粒粗大化防止効果が得られていることが明らかである。
これに対して、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼Ａおよび鋼Ｂを用いても、本発明で規定する他の条件から外れる「比較例」の場合には、目標とする粗粒化防止特性が得られていない。
そこで次に、オーステナイト粒粗大化防止効果が得られた本発明例の棒鋼を用いて、曲げ疲労強度を調査した。
すなわち、鋼Ａおよび鋼Ｂを用いて製造条件番号〈１〉および〈２〉で製造した半径２０ｍｍの各棒鋼について、１２００℃で３０分加熱したのち、仕上げ温度が９５０℃以上となるように熱間鍛造し、直径３５ｍｍの丸棒を製造した。
上記の直径３５ｍｍの各丸棒の中心部から、機械加工により、図２に示す形状の切欠き付き小野式回転曲げ疲労試験片を作製し、ガス浸炭炉を用いて、図３に示す条件で浸炭焼入れを実施し、焼入れ後に、１７０℃で１．５時間の焼戻しを施した。次いで、熱処理ひずみを除く目的で、つかみ部の仕上げ加工を実施した。
上記の仕上げ加工した切欠き付き小野式回転曲げ疲労試験片を用いて、下記の試験条件によって小野式回転曲げ疲労試験を実施した。
・試験数：８、
・温度：室温、
・雰囲気：大気中、
・回転数：３０００ｒｐｍ。
・試験数：８、
・温度：室温、
・雰囲気：大気中、
・回転数：３０００ｒｐｍ。
繰り返し数が１．０×１０7回まで破断しなかったもののうち、最も高い応力を「曲げ疲労強度」として評価し、表３に、併せて示した。
表３から、本発明の熱間圧延棒鋼を用いれば、良好な曲げ疲労強度が得られることも明らかである。
（実施例２）
表４に示す化学組成を有する鋼Ｃ〜Ｏを７０トン転炉で成分調整した後、連続鋳造を行って、４００ｍｍ×３００ｍｍ角の鋳片（ブルーム）を作製し、６００℃まで冷却した。なお、連続鋳造の凝固途中の段階で圧下を加えた。
表４に示す化学組成を有する鋼Ｃ〜Ｏを７０トン転炉で成分調整した後、連続鋳造を行って、４００ｍｍ×３００ｍｍ角の鋳片（ブルーム）を作製し、６００℃まで冷却した。なお、連続鋳造の凝固途中の段階で圧下を加えた。
表４中の鋼Ｃ、鋼Ｄおよび鋼Ｈ〜Ｏはいずれも、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼である。一方、鋼Ｅ〜Ｇは、化学組成が本発明で規定する条件から外れた比較例の鋼である。
次いで鋳片を、上記の６００℃から１２８０℃に加熱した後、分塊圧延して１８０ｍｍ×１８０ｍｍ角の鋼片を作製し、室温まで冷却した。さらに、上記１８０ｍｍ×１８０ｍｍ角の鋼片を加熱した後、熱間圧延を行って半径２０ｍｍの棒鋼を得た。
上記の半径２０ｍｍの各棒鋼について、前記の（実施例１）におけるのと同じ方法でＡｌＮとして析出しているＡｌの量、式[1]で表されるＤＩの最小値および最大値を求めるとともに、オーステナイト粒の粗大化発生状況の調査を実施した。
ただし、用いた鋼のＣｕ、ＮｉおよびＭｏの含有量が表４において「−」である場合には、式[1]におけるＣｕ、ＮｉおよびＭｏをそれぞれ、０（ゼロ）としてＤＩ値の最大値および最小値を求めた。
表５および表６に、上記の各調査結果を、棒鋼の製造条件および熱間鍛造を模擬するために加熱した温度とともにまとめて示す。なお、表５および表６における製造条件番号も、前記表２に記載した製造条件番号に対応するものである。
表５および表６から、本発明で規定する条件を満たす「本発明例」の場合には、９００〜１２００℃という様々な温度に加熱して熱間鍛造しても、浸炭加熱模擬温度９８０℃まで粗粒が発生しておらず、オーステナイト粒粗大化防止効果が得られていることが明らかである。
これに対して、本発明で規定する条件の全てを同時に満たしていない「比較例」の場合には、目標とする粗粒化防止特性が得られていない。
そこで次に、オーステナイト粒粗大化防止効果が得られた本発明例の棒鋼を用いて、前記の（実施例１）におけるのと同じ方法で小野式回転曲げ疲労試験を実施して、曲げ疲労強度を調査し、表５および表６に併せて示した。
表５および表６から、本発明の熱間圧延棒鋼を用いれば、良好な曲げ疲労強度が得られることも明らかである。
本発明の熱間圧延棒鋼または線材は、様々な温度域、特に、９００〜１２００℃に加熱後に熱間鍛造しても、浸炭あるいは浸炭窒化の工程で加熱、特に、９８０℃以下の温度に３時間以内加熱した際にオーステナイト粒の粗大化を安定して防止できる。しかも、本発明の熱間圧延棒鋼または線材を素材とすれば、良好な曲げ疲労強度が得られる。このため、本発明の熱間圧延棒鋼または線材は、熱間鍛造によって粗成形される歯車、プーリー、シャフトなど鋼製部品の素材として好適に用いることができる。
Claims (3)
- 質量％で、
Ｃ：０．１〜０．３％、
Ｓｉ：０．０５〜１．５％、
Ｍｎ：０．４〜２．０％、
Ｓ：０．００３〜０．０５％、
Ｃｒ：０．５〜３．０％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２０〜０．０６０％および
Ｎ：０．０１０〜０．０２５％を含有し、
残部がＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＰ、ＴｉおよびＯがそれぞれ、
Ｐ：０．０２５％以下、
Ｔｉ：０．００３％以下、
Ｏ（酸素）：０．００２％以下、
の化学組成を有し、
ＡｌＮとして析出しているＡｌの量が０．０３０％以下であり、
横断面内において、前記断面の中心位置を基準に、中心角４５°置きに表面からの深さ１ｍｍ位置までの８領域を線分析したときに、下記の式[1]で表されるＤＩの最小値が２．０以上、かつ、最大値が５．０以下であることを特徴とする、
熱間圧延棒鋼または線材。
ＤＩ＝０．３１１×Ｃ0.5×（１＋０．６４×Ｓｉ）×（１＋４．１０×Ｍｎ）×（１＋２．８３×Ｐ）×（１＋２．３３×Ｃｒ）×（１＋０．２７×Ｃｕ）×（１＋０．５２×Ｎｉ）×（１＋３．１４×Ｍｏ）・・・[1]
ただし、式[1]中の元素記号は、その元素の含有量（質量％）を表す。 - Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
Ｃｕ：０．４％以下、
Ｎｉ：１．５％以下および
Ｍｏ：０．８％以下
のうちから選ばれる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。 - Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
Ｎｂ：０．０８％以下および
Ｖ：０．２％以下
のうちから選ばれる１種以上を含有することを特徴とする、請求項１または２に記載の熱間圧延棒鋼または線材。
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