JP2005330554A - 圧延棒鋼およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】 圧延ままで、断面内での冷間加工性が一様で、特殊な設備を要することなく製造することができる圧延棒鋼およびその製造方法を提供する。
【解決手段】 本発明の圧延棒鋼は、mass％で、Ｃ：０．３０〜０．４５％、Ｓｉ：０．１０〜０．４０％、Ｍｎ：０．５０〜０．９０％、Ｃｒ：０．８０〜１．３０％、Ｍｏ：０．１０〜０．３０％を含み、下記Ｃeq：０．６０〜０．８２で、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、組織がフェライトおよびパーライトからなり、表面から外径ＤのＤ／８の深さ部とＤ／２の深さ部における旧オーステナイト粒の平均粒度の差が１．５番以下である。
Ｃeq＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／７＋［Ｍｎ］／５＋［Ｃｒ］／９＋［Ｍｏ］／２
但し、[X]は元素Ｘの含有量（mass％）を示す。
【選択図】 なし

Description

本発明は圧延のままで、機械加工、伸線、冷間鍛造等の冷間加工を容易に行うことができる棒鋼に関する。

従来、自動車用のシャフト、ラックバー等の機械構造用部材は、機械構造用合金鋼を圧延した後、軟化焼鈍を施し、機械加工、伸線、冷間鍛造等の適宜の冷間加工を行った後、焼入れ処理し、必要に応じて２次、３次加工を行うことによって製造される。焼入性が求められる部材の素材としては、通常、ＳＣＭ４３５、ＳＣＭ４４０等のような中炭素合金鋼が用いられるが、これらの鋼は圧延後、組織が硬さの高いベイナイトになり、圧延ままでは冷間加工性が確保できないため、上記のように圧延後、軟化焼鈍が施される。

前記焼鈍は生産コスト高を招来するため、圧延ままで冷間加工性を備えた鋼が求められている。圧延ままで冷間加工性を得るには、圧延後、圧延材を徐冷すればいいいのであるが、圧延材が棒材のように長尺物の場合、長大な徐冷炉が必要となり、設備コスト高を招来し、現実的でない。

そこで、長大な徐冷炉を用いることなく圧延ままで冷間加工性を備えた棒鋼、その製造方法が種々提案されている。例えば、特開昭５８−５８２３５号公報（特許文献１）には、１０００℃以上の高温域で３０％以上の圧延を加えて、オーステナイト（γ）を微細化した後、さらに７５０〜１０００℃の温度範囲において３０％以上の圧延を施して、フェライト変態を促進させる棒鋼の製造方法が、また特開平２０００−３３６４５６号公報（特許文献２）には、前記特許文献１の技術では鋼の軟化が不十分であるとし、８５０〜１０００℃未満で熱間粗圧延し、Ａr3からＡr3＋１５０℃の温度で仕上圧延後、７００〜６５０℃の間を０．０２〜０．３℃/secで徐冷することで、フェライト分率が高く、ラメラーパーライト中のセメンタイトが一部球状化した圧延棒鋼、その製造方法が記載されている。
特開昭５８−５８２３５号公報 特開平２０００−３３６４５６号公報

しかし、前記特許文献１の製造方法では、γ粒の微細化が不十分であるため、ベイナイトの生成を十分抑制することができず、引いては鋼の軟化も不十分となっている。また、特許文献２の製造方法では、仕上圧延を低温で行う必要があるため、粗圧延と仕上圧延との間に水冷などによって強制冷却することが必要になる。強制冷却を施すと、圧延材の表面と内部に温度差が生じ、高温に保持された状態の中心部のγ粒は粗大化し、過冷組織（ベイナイト）が形成されるため、表面部に比して硬くなり、断面内の硬さが不均一になり、これが冷間加工性に悪影響を及ぼすという問題がある。また、この製造方法は、７００〜６５０℃の間を徐冷することが必要であり、特別な設備を要するという問題がある。
本発明はかかる問題に鑑みなされたもので、圧延ままで、断面内での冷間加工性が一様で、特殊な設備を要することなく製造することができる圧延棒鋼およびその製造方法を提供することを目的とする。

仕上圧延において低温圧延行い、断面内で均一にγ粒の微細化を行うには、圧延材の内外で温度差が生じる強制冷却を仕上圧延前に行うことを避けることが必要である。また、γ粒の均一微細化のためには、強制冷却は仕上圧延中においても実施すべきでない。すなわち、大歪速度で低温圧延することによって動的再結晶を活用して微細化することが考えられるが、大歪速度で圧延すると発熱による温度上昇が生じ、この温度上昇を抑えるためには、強制冷却が必要となる。このため、γ粒の均一微細化のためには、大歪速度を伴う動的再結晶を利用することができないが、通常の歪速度で圧延を行った場合でも、連続圧延において前パスで形成された組織が次パスに入るまでの間に静的再結晶によりγ粒の粗大化が起こると、圧延による組織の微細化が困難になる。従って、静的再結晶が生じる通常の圧延下で、組織を均一に微細化するには、各パスを通過する間に生じる発熱による温度の累積的上昇を抑え、パス間での粗大化を抑制し、微細な組織のままで次のパスで圧延することが重要である。本発明はかかる着想に基づき完成されたものである。

すなわち、本発明の圧延棒鋼は、mass％で、Ｃ：０．３０〜０．４５％、Ｓｉ：０．１０〜０．４０％、Ｍｎ：０．５０〜０．９０％、Ｃｒ：０．８０〜１．３０％、Ｍｏ：０．１０〜０．３０％を含み、下記Ｃeq：０．６０〜０．８２で、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、組織がフェライトおよびパーライトからなり、表面から外径ＤのＤ／８の深さ部とＤ／２の深さ部における旧オーステナイト粒の平均粒度の差が１．５番以下とされたものである。
Ｃeq＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／７＋［Ｍｎ］／５＋［Ｃｒ］／９＋［Ｍｏ］／２
但し、［Ｘ］は元素Ｘの含有量（mass％）を示す。

また、本発明の製造方法は、前記成分の鋼片を８５０〜９５０℃で加熱し、粗圧延および仕上圧延を施した後、冷却する。仕上圧延の際、開始温度を７５０℃以上、８５０℃未満とし、仕上圧延におけるある圧延パス（Ｐi ）の圧延相当歪をεi 、次圧延パスまでのパス間時間をｔi とするとき、最終パスを除く各パスのεi ／ｔi の平均を３．０以下とし、仕上圧延後５００℃までの平均冷却速度を２℃/sec以下とする。仕上圧延後の外径は１８〜９０mmとするのがよい。

本発明の圧延棒鋼によれば、Ｃを０．３０〜０．４５％含有する所定成分からなり、フェライトとパーライトとの二相組織を有し、断面内の表面部、中心部の旧γ粒径が粒度差で１．５番以下とほぼ均一であるので、断面内においてほぼ均一な硬さ分布が得られ、軟化焼鈍を行うことなく、優れた冷間加工性を備える。また、本発明の製造方法によれば、粗圧延段階から低温圧延を行うことにより、γ粒を微細化するとともに仕上圧延温度を低下させ、さらに仕上圧延の際にεi ／ｔi の平均を３．０以下としたので、各圧延パスで生じた温度上昇が累積され難く、各パスでの微細化後に静的再結晶による粗大化が抑制され、このため各パスでのγ粒の微細化がパス毎に繰り返して行われるため、断面全域に非常に微細なγ粒が得られ、仕上圧延後、空冷するだけで、断面全域に渡り、均質なパーライト−フェライト組織となり、断面内での硬さばらつきの少ない、冷間加工性に優れた圧延棒鋼を得ることができる。

まず、本発明の圧延棒鋼の組成について、その限定理由（単位はmass％）を説明する。
Ｃ：０．３０〜０．４５％
Ｃは硬さを確保するために必須の元素であり、０．３０％未満では必要な硬さが得られない。一方、０．４５％超では低温圧延により、組織をフェライト−パーライトにしてもパーライト分率が大きくなるため、十分に軟質化できない。このため、Ｃ量の下限を０．３０％、好ましくは０．３２％とし、その上限を０．４５％、好ましくは０．４２％とする。

Ｓｉ：０．１０〜０．４０％
Ｓｉは脱酸に必要な元素であり、また固溶強化により強度向上に寄与する。０．１０％未満ではこのような作用が過少となり、一方０．４０％を超えると固溶強化により硬さが過大となる。このため、Ｓｉ量の下限を０．１０％、好ましくは０．１５％とし、その上限を０．４０％、好ましくは０．３５％とする。

Ｍｎ：０．５０〜０．９０％
Ｍｎも脱酸のために添加され、また最終製品の焼入れ性を確保するために有効である。０．５０％未満では製品時の焼入れ性が過少となり、一方０．９０％超では焼入れ性が高くなり過ぎてベイナイトが形成され、硬さが過大となる。このため、Ｍｎ量の下限を０．５０％、好ましくは０．６０％とし、その上限を０．９０％、好ましくは０．８０％とする。

Ｃｒ：０．８０〜１．３０％
Ｃｒも製品の焼入れ性確保のために添加される。０．８０％未満では焼入れ性が不足し、一方１．３０％超では焼入れ性が高くなり過ぎて、ベイナイトが形成され、過度に硬化する。このため、Ｃｒ量の下限を０．８０％、好ましくは０．９０％とし、その上限を１．３０％、好ましくは１．２０％とする。
Ｍｏ：０．１０〜０．３０％

Ｍｏは焼入れ性確保ならびに固溶強化元素として添加される。０．１０％未満では焼入れ性が過少となり、一方０．３０％超では焼入れ性が過大となってベイナイトが形成されるようになり、過度に硬化する。このため、Ｍｏの下限を０．１０％、好ましくは０．１３％とし、その上限を０．３０％、好ましくは０．２５％とする。

Ｃeq：０．６０〜０．８２
Ｃeq＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／７＋［Ｍｎ］／５＋［Ｃｒ］／９＋［Ｍｏ］／２
Ｃeqは、各元素の焼入れ性をＣ量に換算して示した値であり、鋼の焼入れ性を示す指標である。Ｃeqが０．６０未満では十分な焼入れ性を確保することが困難になり、一方０．８２超では焼入れ性が過大となって、ベイナイトが形成されるようになり、硬度が過大となる。このため、Ｃeqの下限を０．６０、好ましくは０．６２とし、その上限を０．８２、好ましくは０．８０とする。

本発明の棒鋼は、上記基本成分のほか、残部Ｆｅおよび不可避的不純物から構成されるが、不純物であるＰ、Ｓは少ないほどよく、各々０．０５％以下に止めることが好ましい。

本発明の棒鋼の組織は、断面全域がフェライトとパーライトとの二相組織とされ、ベイナイトなどの低温変態生成物を含まない。ベイナイトなどの低温変態生成物が生成すると、硬さが過度に上昇し、冷間加工性が劣化する。また、本発明では棒鋼断面において、表面部と中心部とにおいてフェライト分率に差が無くても、旧γ粒に粒度差があると、硬さの差に応じて硬さも変化し、断面全域での硬さが不均一になる。このため、棒鋼の外径Ｄとしたとき、外周面からＤ／８の深さ部（表面部）とＤ／２の深さ部（中心部）における粒度差を１．５番以下とする。１．５番超では断面内での硬さのばらつきが大きく、冷間加工性の劣化が著しくなる。硬度差は小さいほど好ましく、１．２番以下とするのがよい。

次に、本発明の圧延棒鋼の製造方法について説明する。
本発明の棒鋼は、前記成分の鋼片を８５０〜９５０℃で加熱し、多パスで粗圧延および仕上圧延を施して棒材に圧延した後、冷却する。この際、仕上圧延開始温度を７５０℃以上、８５０℃未満とし、仕上圧延のあるパス（Ｐi ）の圧延相当歪をεi 、次パスまでのパス間時間をｔi とするとき、最終パスを除く各パスのεi ／ｔi の平均を３．０以下とする。また、圧延後５００℃までの平均冷却速度を２℃/sec以下とする。前記仕上圧延における圧下量は、全圧下量の２０〜６０％程度とするのがよく、圧延棒材の外径は１８〜９０mm程度とするのがよい。１８mm未満では、仕上圧延時の線速が速く、空冷で冷却しても冷却速度が２℃/secを超えやすくなり、後述のようにベイナイトの生成により、冷間加工性が劣化するようになる。一方、９０mm超では、圧下量が不足してγ粒の微細化が不十分になりやすい。

鋼片加熱温度は粗圧延、仕上圧延を低温で実施することができるように設定される。静的再結晶だけで組織を微細化するためには、粗圧延から低温で圧延し、再結晶組織を微細化することが必要であり、また加熱温度が高いと仕上圧延時に低温で圧延するために強制冷却が必要となり、断面内の温度ばらつき、引いては最終製品の断面内での硬さばらつきが大きくなる。一方、加熱温度が低すぎると圧延荷重、圧延機の負担が過大となり、操業困難になる。このため、加熱温度の下限を８５０℃とし、その上限を９５０℃、好ましくは９２０℃とする。

仕上圧延を低温圧延してγ粒を微細化するためには、その開始温度を適切に設定することが重要である。８５０℃以上では粗大なγ粒しか得られず、一方７５０℃未満では組織が微細になり過ぎて強度の上昇が著しくなる。このため、仕上圧延開始温度を７５０℃以上とし、８５０℃未満、好ましくは８２０℃以下とする。

各パスにおける（最終パスを除く。）のεi ／ｔi は、連続圧延において、加工発熱を抑制し、かつパス間での放冷時間を確保し、発熱による圧延温度の上昇を抑制する指標であり、後述の実施例から明らかなように、最終パスを除く各パスのεi ／ｔiが平均で３．０を超えるようになると圧延時の昇温が無視できないようになり、断面内の温度を均一に低下させたままで圧延することが困難になる。このため、εi ／ｔiの平均値を３．０以下、好ましくは２．５以下にする。なお、相当歪は、圧下率をＲ（％）としたとき、ε＝ln(100/(100-R))によって換算される。また、粗圧延においては、鋼材の搬送速度が遅く、パス間時間が仕上圧延に比して長いので、εi ／ｔiは通常０．１未満であり、圧延による昇温はほとんど問題にならない。また、本発明では歪速度（真歪量／応力付加時間）が粗圧延で２０ｓ^-1程度以下、仕上圧延で５０ｓ^-1程度以下の通常の圧延を行うので動的再結晶による急激な昇温のおそれはなく、前記εi ／ｔiをコントロールすることで、圧延材の昇温を十分に抑制することができる。

仕上圧延後の冷却速度は、ベイナイトが生成しないように５００℃までの冷却速度を２．０℃/sec以下、好ましくは１．５℃/sec以下にすればよい。本発明では仕上圧延後のγ粒は非常に微細化されているので、冷却速度が２℃/sec以下と比較的速くても微細なフェライト−パーライト組織が得られる。前記冷却速度は、空冷によって達成可能なものであり、徐冷炉や圧延材カバーなどは不要である。

以下、本発明を実施例を挙げて具体的に説明するが、本発明はかかる実施例によって限定的に解釈されるものではない。

表１に示す組成の鋼を溶製し、鋳造して得たインゴットを熱間圧延して１５５mm角の鋼片とし、これを加熱炉にて表２に示す製造条件により加熱し、多パス（連続圧延）にて粗圧延、仕上圧延を行い、空冷してφ１５〜６０mmの棒鋼を製造した。表２の製造条件において、強制冷却（水冷）は粗圧延と仕上圧延との間で行ったものであり、括弧内の数値は単位鋼材量当たりの使用冷却水量（Ton/Ton）を示す。冷却速度は５００℃までの平均冷却速度であり、空冷で冷却した場合、線径によって冷却速度が変化し、最小径のφ１５mmのもので２．５℃/sec程度、最大径のφ６０mmのもので０．８℃/sec程度である。また、使用した仕上圧延機の製造諸元を表４に示す。

得られた棒鋼の表面から外径ＤのＤ／８深さの表面部およびＤ／２深さの中心部から組織観察試験片、硬さ測定試験片を採取し、組織観察、Ｇｆ（旧γ）粒度測定、硬さ測定を行った。組織観察は、組織観察試験片を鏡面に研磨した後、３％ナイタールにて腐食し、光学顕微鏡を用いて組織の種類を観察した。また、ＪＩＳＧ０５５１の徐冷法を用いてＧｆ粒度を測定した。また、ＪＩＳＺ２２４４に従い、硬さ測定を行った。荷重は１０kgf で１０点測定の平均値を求めた。硬さは、各測定点での硬さが２４０Ｈｖ以下であり、かつ表面部と中心部の硬さの差が２０Ｈｖ以下であれば実用上問題ないものと評価することができる。これらの測定結果を表３に併せて示す。

また、本発明鋼は焼入れ性が必要な部材の素材として利用されることが予定されるので、圧延棒鋼からサンプルを作製し、ＪＩＳＧ０５６１に規定の一旦焼入れ方法に従い焼入れ試験を行った。そして、焼入れ端から５０mmまでの焼入れ性曲線を作成し、焼入れ端と５０mmの硬さの中間値となる焼入れ端からの距離を焼入れ性を示す指数Ｄｑ（mm）として求めた。焼入れ性指数については、１３mm以上であれば実用上問題ないものと評価することができる。Ｄｑの測定結果を表３に併せて示す。

表１〜３より、成分および製造条件が本発明条件を満足する発明例（試料No. １〜３、５〜７では、フェライト（Ｆ）−パーライト（Ｐ）組織を有し、旧γ粒の粒度番号差ΔＧｆが１以下に収まっており、このため表面部と中心部との硬さ差ΔＨｖも１０以下に止まっている。しかも、焼入れ性も良好である。
これに対して、製造条件が適正でも成分が発明範囲外の試料No. ８〜１６は、組織中にベイナイト（Ｂ）が生成して異常硬化したり、所要の焼入れ性が得られない結果となった。また、成分が適正でも、製造条件が不適当な試料No. ４，１７〜２１も、組織中にＢが生成したり、Ｆ−Ｐ組織が得られても旧γ粒の粒度差が１．５度超になり（試料No. １９，２０）、断面内の硬さのばらつきが大きくなった。

Claims (3)

1. mass％で、
   Ｃ：０．３０〜０．４５％、
   Ｓｉ：０．１０〜０．４０％、
   Ｍｎ：０．５０〜０．９０％、
   Ｃｒ：０．８０〜１．３０％、
   Ｍｏ：０．１０〜０．３０％
   を含み、下記Ｃeq：０．６０〜０．８２で、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、組織がフェライトおよびパーライトからなり、表面から外径ＤのＤ／８の深さ部とＤ／２の深さ部における旧オーステナイト粒の平均粒度の差が１．５番以下である、圧延棒鋼。
   Ｃeq＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／７＋［Ｍｎ］／５＋［Ｃｒ］／９＋［Ｍｏ］／２
   但し、［Ｘ］は元素Ｘの含有量（mass％）を示す。
2. 請求項１に記載した成分の鋼片を８５０〜９５０℃で加熱し、粗圧延および仕上圧延を施した後、冷却する圧延棒鋼の製造方法であって、
   仕上圧延開始温度を７５０℃以上、８５０℃未満とし、仕上圧延におけるある圧延パス（Ｐi ）の圧延相当歪をεi 、次圧延パスまでのパス間時間をｔi とするとき、最終パスを除く各パスのεi ／ｔi の平均を３．０以下とし、仕上圧延後５００℃までの平均冷却速度を２℃/sec以下とする、圧延棒鋼の製造方法。
3. 仕上圧延後の圧延材の外径を１８〜９０mmとする請求項２に記載した製造方法。