JP2017048441A - 被削性に優れた機械構造部材用鋼管とその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】機械構造部材用鋼管の被削性を、所要の硬度の下で高める。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．３０〜０．６０％、Ｓｉ：０．０５〜０．４０％、Ｍｎ：０．５０〜１．００％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００５〜０．０３％、Ａｌ：０．０１〜０．０８％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなるシームレス鋼管であって、（ｉ）上記鋼管の金属組織が、マルテンサイトを含まず、（a）微細パーライト及び微細ベイナイトの１種又は２種と、（b）旧オーステナイト粒界に不連続に析出した、面積率で１５％未満のフェライトからなり、（ii）上記鋼管の肉厚ｔ（ｍｍ）の中心から、肉厚方向に±０．４５ｔの範囲の硬度が、２５０〜３００Ｈｖであることを特徴とする被削性に優れた機械構造用鋼管。【選択図】図１

Description

本発明は、機械構造部材、特に、シリンダ、シャフト等の中空の駆動系機械構造部材に好適な被削性に優れた機械構造部材用鋼管とその製造方法に関する。

自動車、産業機械、及び、建産機に使用する機械部品は、多くの場合、棒鋼素材を鍛造や切削で所定の形状に加工し、その後、調質熱処理で所要の機械特性を付与して使用する。一方、機械部品のコストダウンのため、中空形状の機械部品には、必要な機械特性を既に有する鋼管素材を用い、鍛造工程及び／又は熱処理工程の短縮又は省略を図る試みがなされている。

しかし、一般に、鋼管素材は、棒鋼素材より高価であるので、鋼管素材を中空形状の機械部品の製造に用いても、工程の短縮・省略によるコストダウン効果が得られない場合がある。

例えば、特許文献１には、鋼管製造コストのさらなる低減のため、熱間製管後の調質熱処理を省略した、機械構造用の非調質型継目無鋼管が提案されているが、強度の確保のために所要量の合金元素を添加するので、必然的にコストの上昇は避けらず、また、製鋼プロセス上の困難を伴う場合がある。

そこで、熱間製管の直後に加速冷却を行って、強度の向上を図る方法が提案されている。例えば、特許文献２には、最終仕上げ圧延後の鋼管の内表面を放冷し、外表面をＡr₃点以上の温度から１０〜６０℃／秒で、５５０〜４００℃まで冷却し、以後放冷する高強度シームレス鋼管の製造方法が提案されている。

上記高強度シームレス鋼管では、Ｃ量が、マルテンサイトの生成抑制のため、０．３％以下に制限されているが、機械構造用鋼管の場合、部品加工の後、部品表面に高周波焼き入れを施し、疲労特性や耐摩耗性を付与する場合が多い。

高周波焼入れで得られる表面硬さはＣ量で決まり、通常、所要の表面強度を得るためには、０．３％以上のＣ量が必要であるが、高Ｃ量の鋼管を加速冷却すると、鋼管表面が局所的に硬化して、その後の切断や機械加工が困難になり、また、焼割れが発生することがある。

上記背景を踏まえ、特許文献３には、Ｃ：０．３超〜０．６質量％の機械構造部材用鋼管を、高価な合金を添加せず、また、調質熱処理をせずに、安価に製造する方法が提案されている。しかし、特許文献３の機械構造部材用鋼管においては、円周方向及び長手方向において硬さのバラツキが生じ、安定した加工精度が得られず、その原因は、フェライトの不均一生成にあることが判明した。

そこで、特許文献４には、Ｃ：０．３〜０．６質量％の機械構造部材用鋼管と、該鋼管を、高価な合金成分の添加、及び、調質熱処理を必要とせずに、安価に製造する製造方法が提案されている。特許文献４の機械構造部材用鋼管においては、フェライト＋パーライト組織におけるフェライトの生成量を制御して、硬さのバラツキを抑制したので、安定した加工精度が得られている。

しかし、近年、建産械などに使用される機械構造部材の軽量化が志向され、従来よりも高硬度の、具体的には、２５０Ｈｖ以上の機械構造部材用鋼管が求められるようになった。これまで、焼入れ・焼戻し処理で高硬度を達成してきたが、切削加工時に発生する切削粉が細かく分断せず、切削効率が低下するという問題が顕在化した。その結果、所要の硬度とともに、良好な被削性を有する機械構造部材用鋼管が求められるようになった。

特開２００４−２９２８５７号公報 特許第３５０３２１１号公報 特開２００６−２７４３１０号公報 特開２００７−１１９８６５号公報

本発明は、上記要望を踏まえ、機械構造部材用鋼管の被削性を、所要の硬度の下で高めることを課題とし、該課題を解決する機械構造部材用鋼管と、その製造方法を提供することを目的とする。

本発明者らは、上記課題を解決する手法について鋭意検討した。その結果、金属組織がマルテンサイト又は焼戻しマルテンサイトを含む場合、切削粉が長くなって、切削効率が低下するのに対して、金属組織がパーライト主体の場合、切削粉が短く分断されて、切削効率が向上することを知見した。

さらに、本発明者らは、目標硬度を達成するために必要な金属組織と、該金属組織を形成するために必要な製造条件について検討した。その結果、所要の温度以上の鋼管を、所要の冷却速度で冷却すれば、旧オーステナイト粒界に不連続に析出するフェライトの量と、さらには、パーライトのラメラー間隔を適切に制御することができ、目標硬度を容易に達成できることを知見した。

即ち、本発明者らは、被削性及び硬度に及ぼす金属組織と、所要の被削性及び硬度を達成する金属組織を形成するための成分組成と製造条件を検討し、上記課題を解決できる上記知見を見いだした。

本発明は、上記知見に基づいてなされたもので、その要旨は以下のとおりである。

（１）質量％で、Ｃ：０．３０〜０．６０％、Ｓｉ：０．０５〜０．４０％、Ｍｎ：０．５０〜１．００％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００５〜０．０３％、Ａｌ：０．０１〜０．０８％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなるシームレス鋼管であって、
（ｉ）上記鋼管の金属組織が、マルテンサイトを含まず、（a）微細パーライト、又は、ベイナイトを含む微細パーライト、及び、（b）旧オーステナイト粒界に不連続に析出した、面積率で１５％未満のフェライトからなり、
（ii）上記鋼管の肉厚ｔ（ｍｍ）の中心から、肉厚方向に±０．４５ｔの範囲の硬度が、２５０〜３００Ｈｖである
ことを特徴とする被削性に優れた機械構造部材用鋼管。

（２）前記シームレス鋼管が、さらに、質量％で、Ｎ：０．００６０％以下を含有することを特徴とする前記（１）に記載の被削性に優れた機械構造部材用鋼管。

（３）前記シームレス鋼管が、さらに、質量％で、Ｏ：０．００６０％以下を含有することを特徴とする前記（１）又は（２）に記載の被削性に優れた機械構造部材用鋼管。

（４）前記シームレス鋼管が、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．００２〜０．０５％、Ｃｒ：０．０５〜０．５０％、Ｎｉ：０．０５〜１．００％、Ｃｕ：０．０５〜１．００％、Ｍｏ：０．０５〜０．５０％、及び、Ｎｂ：０．００１〜０．１０％の１種又は２種以上を含有することを特徴とする前記（１）〜（３）のいずれかに記載の被削性に優れた機械構造部材用鋼管。

（５）前記シームレス鋼管の肉厚が５〜３０ｍｍであることを特徴とする前記（１）〜（４）のいずれかに記載の被削性に優れた機械構造部材用鋼管。

（６）前記金属組織における微細パーライトのラメラー間隔が０．０５〜３．００μｍであることを特徴とする前記（１）〜（５）のいずれかに記載の被削性に優れた機械構造部材用鋼管。

（７）前記金属組織における微細パーライトのラメラー間隔が、前記シームレス鋼管の肉厚ｔ（ｍｍ）の中心から、肉厚方向に±０．４５ｔの範囲で、０．０５〜３．００μｍであることを特徴とする前記（１）〜（５）のいずれかに記載の被削性に優れた機械構造部材用鋼管。

（８）前記金属組織の引張強度が、７４０〜９００ＭＰａであることを特徴とする前記（１）〜（７）のいずれかに記載の被削性に優れた機械構造部材用鋼管。

（９）前記（１）〜（４）のいずれかに記載のシームレス鋼管を９５０〜１１００℃に加熱し、次いで、８４０℃以上から、冷却速度５０℃／秒以上で加速冷却を開始し、３５０〜５５０℃で加速冷却を停止する
ことを特徴とする被削性に優れた機械構造部材用鋼管の製造方法。

（１０）前記加速冷却を、シームレス鋼管を円周方向に回転して行うことを特徴とする前記（９）に記載の被削性に優れた機械構造部材用鋼管の製造方法。

（１１）前記加速冷却の停止後、放冷することを特徴とする前記（９）又は（１０）に記載の被削性に優れた機械構造部材用鋼管の製造方法。

（１２）前記シームレス鋼管の肉厚が５〜３０ｍｍであることを特徴とする前記（９）〜（１１）のいずれかに記載の被削性に優れた機械構造部材用鋼管の製造方法。

（１３）前記シームレス鋼管が、前記（１）〜（４）のいずれかに記載のシームレス鋼管と成分組成が同じ円筒状ビレットを圧延及び延伸して製造したものであることを特徴とする前記（９）〜（１２）のいずれかに記載の被削性に優れた機械構造部材用鋼管の製造方法。

（１４）前記円筒状ビレットの直径が、１００〜１８０ｍｍであることを特徴とする前記（１３）に記載の被削性に優れた機械構造部材用鋼管の製造方法。

本発明によれば、機械構造部材、特に、シリンダ、シャフト等の中空の駆動系機械構造部材に好適な、被削性に優れた機械構造部材用鋼管とその製造方法を提供することができる。

Ｓ４５材の切削粉の形状を示す図である。（ａ）は、パーライト主体の金属組織の切削粉の形状を示し、（ｂ）は、マルテンサイトを含む金属組織の切削粉の形状を示す。

本発明の被削性に優れた機械構造部材用鋼管（以下「本発明鋼管」ということがある。）は、質量％で、Ｃ：０．３０〜０．６０％、Ｓｉ：０．０５〜０．４０％、Ｍｎ：０．５０〜１．００％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００５〜０．０３％、Ａｌ：０．０１〜０．０８％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなるシームレス鋼管であって、
（ｉ）上記鋼管の金属組織が、マルテンサイトを含まず、（a）微細パーライト、又は、ベイナイトを含む微細パーライト、及び、（b）旧オーステナイト粒界に不連続に析出した、面積率で１５％未満のフェライトからなり、
（ii）上記鋼管の肉厚ｔ（ｍｍ）の中心から、肉厚方向に±０．４５ｔの範囲の硬度が、２５０〜３００Ｈｖである
ことを特徴とする。

本発明の被削性に優れた機械構造部材用鋼管の製造方法（以下「本発明製造方法」ということがある。）は、質量％で、Ｃ：０．３０〜０．６０％、Ｓｉ：０．０５〜０．４０％、Ｍｎ：０．５０〜１．００％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００５〜０．０３％、Ａｌ：０．０１〜０．０８％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなるシームレス鋼管を９５０〜１１００℃に加熱し、次いで、８４０℃以上から、冷却速度５０℃／秒以上で加速冷却を開始し、３５０〜５５０℃で加速冷却を停止する
ことを特徴とする。

以下、本発明鋼管と本発明製造方法について説明する。

（１）本発明鋼管
本発明鋼管の成分組成、即ち、素材鋼管であるシームレス鋼管（以下「本発明シームレス鋼管」ということがある。）の成分組成を限定する理由について説明する。以下、％は、質量％を意味する。

Ｃ：０．３０〜０．６０％
Ｃは、鋼の焼入性を高め所要の強度と硬度を確保するのに有効な元素である。０．３０％未満では、２５０〜３００Ｈｖの鋼管硬度を得ることができず、また、高周波焼入れで５５０Ｈｖ以上の表面硬度を得ることができないので、Ｃは０．３０％以上とする。安定的に硬度を確保する点で、０．３５％以上が好ましい。

一方、０．６０％を超えると、硬度が上昇しすぎて、靭性及び切削性が低下するので、Ｃは０．６０％以下とする。好ましくは０．５５％以下である。

Ｓｉ：０．０５〜０．４０％
Ｓｉは、脱酸と、フェライトの固溶強化に有効な元素である。０．０５％未満では、添加効果が充分に発現しないので、Ｓｉは０．０５％以上とする。好ましくは０．１０％以上である。一方、０．４０％を超えると、靭性を損なうので、Ｓｉは０．４０％以下とする。好ましくは０．３５％以下である。

Ｍｎ：０．５０〜１．００％
Ｍｎは、オーステナイト域を拡大して、初析フェライトを減らし、パーライト分率を高めるとともに、パーライト変態開始温度を低下させて、パーライトのラメラー間隔を狭くし、金属組織の強度向上に寄与する元素である。０．５０％未満では、添加効果が充分に発現しないので、Ｍｎは０．５０％以上とする。好ましくは０．５５％以上である。

一方、１．００％を超えると、マルテンサイトが生成し易くなり、マルテンサイトを含まない所要の組織（（a1）微細パーライト、又は、ベイナイトを含む微細パーライト、及び、（ｂ）旧オーステナイト粒界に不連続に析出した、面積率で１５％未満のフェライト）が安定的に生成し難くなるので、Ｍｎは１．００％以下とする。好ましくは０．９０％以下である。

Ｐ：０．０３％以下
Ｐは、伸びや靱性を阻害するので、少ないほど好ましい元素である。０．０３％を超えると、伸びや靭性が著しく低下するので、Ｐは０．０３％以下とする。好ましくは０．０１％以下である。下限は０％を含むが、Ｐを０．００１％程度以下に低減すると、製造コストが大幅に上昇するので、実用鋼管上、０．００１％が実質的な下限である。

Ｓ：０．００５〜０．０３％
Ｓは、切削性の向上に寄与する元素である。０．００５％未満では、添加効果が充分に発現しないので、Ｓは０．００５％以上とする。好ましくは０．０１０％以上である。一方、０．０３％を超えると、伸びや靭性が低下するので、Ｓは０．０３％以下とする。好ましくは０．０２％以下である。

Ａｌ：０．０１〜０．０８％
Ａｌは、脱酸に有効な元素である。０．０１％未満では、添加効果が充分に発現しないので、Ａｌは０．０１％以上とする。好ましくは０．０２％以上である。一方、０．０８％を超えると、粗大なＡｌ酸化物が生成し、伸びや靭性が低下するので、Ａｌは０．０８％以下とする。好ましくは０．０７％以下である。

本発明シームレス鋼管は、上記元素の他、Ｎ：０．００６０％以下、及び／又は、Ｏ：０．００６０％以下を含有してもよい。

Ｎ：０．００６０％以下
Ｎは、微細な窒化物を形成し、組織の微細化に寄与する元素である。しかし、０．００６０％を超えると、粗大な窒化物（ＡｌＮやＴｉＮ）が生成し、伸びや靭性を阻害するので、Ｎは０．００６０％以下とする。下限は、０％を含むが、０．０００５％程度以下に低減すると、製造コストが大幅に上昇するので、実用鋼管上、０．０００５％が実質的な下限である。

Ｏ：０．００６０％以下
Ｏは、脱酸後、不可避的に残留し、粒内変態の核として機能する酸化物を生成する元素である。Ｏが０．００６０％を超えると、粗大な酸化物が生成し、伸びや靭性が低下するので、０．００６０％以下とする。下限は、０％を含むが、０．０００５％程度以下に低減すると、製造コストが大幅に上昇するので、実用鋼管上、０．０００５％が実質的な下限である。

本発明シームレス鋼管は、さらに、他の特性の向上のため、Ｔｉ：０．００２〜０．０５％、Ｃｒ：０．０５〜０．５０％、Ｎｉ：０．０５〜１．００％、Ｃｕ：０．０５〜１．００％、Ｍｏ：０．０５〜０．５０％、及び、Ｎｂ：０．００１〜０．１０％の１種又は２種以上を含有してもよい。

Ｔｉ：０．００２〜０．０５％
Ｔｉは、ＴｉＮを形成し、オーステナイト粒の成長抑制に寄与する元素である。オーステナイト粒が粗大化すると、焼入れ性が過剰となり、マルテンサイトが混じる可能性が高まる。０．００２％未満では、添加効果が充分に発現しないので、Ｔｉは０．００２％以上とする。好ましくは０．００４％以上である。

一方、０．０５０％を超えると、粗大なＴｉＣやＴｉＮが析出して、低温靭性が低下するので、Ｔｉは０．０５０％以下とする。好ましくは０．０２０％以下である。

Ｃｒ：０．０５〜０．５０％
Ｃｒは、強度の向上に寄与する元素である。０．０５％未満では、添加効果が充分に発現しないので、Ｃｒは０．０５％以上とする。好ましくは０．０８％以上である。一方、０．５０％を超えると、Ｃｒ化合物が析出し、伸びや靭性が低下するので、Ｃｒは０．５０％以下とする。好ましくは０．４５％以下である。

Ｎｉ：０．０５〜１．００％
Ｎｉは、強度の向上に寄与する元素である。０．０５％未満では、添加効果が充分に発現しないので、Ｎｉは０．０５％以上とする。好ましくは０．０８％以上である。一方、１．００％を超えると、偏析して組織が不均一になり、伸びや靭性が低下するので、Ｎｉは１．００％以下とする。好ましくは０．９０％以下である。

Ｃｕ：０．０５〜１．００％
Ｃｕは、強度の向上に寄与する元素である。０．０５％未満では、添加効果が充分に発現しないので、Ｃｕは０．０５％以上とする。好ましくは０．０８％以上である。一方、１．００％を超えると、溶接性が低下するので、Ｃｕは１．００％以下とする。好ましくは０．９０％以下である。

Ｍｏ：０．０５〜０．５０％
Ｍｏは、強度の向上に寄与する元素である。０．０５％未満では、添加効果が充分に発現しないので、Ｍｏは０．０５％以上とする。好ましくは０．０８％以上である。一方、０．５０％を超えると、溶接性が低下するので、Ｍｏは０．５０％以下とする。好ましくは０．４０％以下である。

Ｎｂ：０．００１〜０．１０％
Ｎｂは、組織の微細化と、靭性の向上に寄与する元素である。０．００１％未満では、添加効果が充分に発現しないので、Ｎｂは０．００１％以上とする。好ましくは０．００５％以上である。一方、０．１０％を超えると、粗大なＮｂ化合物が生成し、伸びや靭性が低下するので、Ｎｂは０．１０％以下とする。好ましくは０．０６％以下である。

次に、本発明鋼管の金属組織と硬度について説明する。

本発明鋼管は、上記成分組成の他、（ｉ）鋼管の金属組織が、マルテンサイトを含まず、（a）微細パーライト、又は、ベイナイトを含む微細パーライト、及び、（b）旧オーステナイト粒界に不連続に析出した、面積率で１５％未満のフェライトからなり、（ii）鋼管の肉厚ｔ（ｍｍ）の中心から、肉厚方向に±０．４５ｔの範囲の硬度が、２５０〜３００Ｈｖであることを特徴とする。ここで、マルテンサイトとは、焼戻しマルテンサイトも含むこととする。

金属組織：微細パーライト、又は、ベイナイトを含む微細パーライト
本発明鋼管の金属組織は、基本的には、マルテンサイトを含まない、（a1）微細パーライト、又は、（a2）ベイナイトを含む微細パーライトからなる組織において、（ｂ）フェライトが、旧オーステナイト粒界に、面積率で１５％未満、不連続に析出した金属組織である。

前述したように、金属組織がマルテンサイトを含む場合、切削粉が長くなって、切削効率が低下するのに対して、金属組織がパーライト主体の場合、切削粉が短く分断されて、切削効率が向上する。このことは、本発明者らが見いだした知見である。

図１に、Ｓ４５材の切削粉の形状を示す。図１（ａ）に、パーライト主体の金属組織の切削粉の形状を示し、図１（ｂ）に、マルテンサイトを含む金属組織の切削粉の形状を示す。パーライト主体の金属組織の切削粉は、短く分断されているのに対し、マルテンサイトを含む金属組織の切削粉は、分断されずに長いままなので、該金属組織の被削性は悪く、切削効率は低い。

金属組織中にマルテンサイトが存在すると、被削性が劣化し、切削効率が低下するので、本発明鋼管の金属組織は、基本的には、マルテンサイトを含まない、（a1）微細パーライト、又は、（a2）ベイナイトを含む微細パーライト、及び、（ｂ）フェライトからなる組織とする。

また、前述したように、所要の温度以上の鋼管を、所要の冷却速度で冷却すれば、旧オーステナイト粒界に不連続に析出するフェライトの量と、さらには、パーライトのラメラー間隔を適切に制御することができ、目標硬度を容易に達成することができる。このことも、本発明者らが見いだした知見である。

旧オーステナイト粒界にフェライトが連続的に析出すると、鋼管の円周方向及び／又は肉厚方向において均一に高硬度を維持できないので、鋼管の冷却速度を適宜調整して、フェライトを旧オーステナイト粒界に不連続に析出させ、その面積率を１５％未満とする。

微細パーライトのラメラー間隔は０．０５〜３．００μｍが好ましい。特に、本発明シームレス鋼管の肉厚ｔ（ｍｍ）の中心から、肉厚方向に±０．４５ｔの範囲で、０．０５〜３．００μｍが好ましい。微細パーライトのラメラー間隔を、上記範囲で、０．０５〜３．００μｍとすることにより、２５０〜３００Ｈｖの硬度を、安定的に得ることができる。

金属組織の引張強度は７４０〜９００ＭＰａが好ましい。引張強度が７４０ＭＰａ未満であると、機械構造用部材に求められる強度を満足るrことができない。一方、引張強度が９００ＭＰａを超えると、加工工具の摩耗が著しくなる。

上記金属組織は、所要の温度に加熱した本発明シームレス鋼管を、所要の冷却速度で加速冷却し、所要の温度範囲で加速冷却を停止することにより得ることができる。この加速冷却については後述する。

硬度：２５０〜３００Ｈｖ
硬度は、本発明シームレス鋼管の肉厚をｔ（ｍｍ）としたとき、肉厚の中心から、肉厚方向に±０．４５ｔの範囲で、２５０〜３００Ｈｖとする。機械構造部材用鋼管を機械構造部材として使用する場合、通常、表面から０．０５ｔの表層部分は研削で除去されるので、機械構造部材用鋼管として実質的に使用される範囲、即ち、肉厚の中心から、肉厚方向に±０．４５ｔの範囲を、硬度を規定する範囲とした。

上記範囲の硬度が２５０Ｈｖ未満では、機械構造部材としての強度を確保できないので、上記範囲の硬度は２５０Ｈｖ以上とする。好ましくは２６０Ｈｖ以上である。一方、上記範囲の硬度が３００Ｈｖを超えると、加工工具の摩耗が著しくなるので、上記範囲の硬度は３００Ｈｖ以下とする。好ましくは２９０Ｈｖ以下である。

本発明シームレス鋼管の肉厚は、本発明鋼管を適用する機械構造部材の肉厚に応じて適宜設定すればよいが、肉厚が３０ｍｍを超えると、現状の冷却装置では、鋼管の外表面側と内表面側での冷却速度の差が大きくなり、所望の金属組織が均一に形成されない場合がある。それ故、現状の冷却装置を前提とすれば、本発明シームレス鋼管の肉厚は３０ｍｍ以下が好ましい。より好ましくは２５ｍｍ以下である。本発明シームレス鋼管の肉厚の下限は、特に限定しないが、実用鋼管上、５ｍｍが好ましい。

（２）本発明製造方法
本発明製造方法は、本発明シームレス鋼管を９５０〜１１００℃に加熱し、次いで、８４０℃以上から、冷却速度５０℃／秒以上で加速冷却を開始し、３５０〜５５０℃で加速冷却を停止する。

加熱温度：９５０〜１１００℃
本発明シームレス鋼管の温度が９５０℃未満では、熱間圧延において、粒成長が進行し難く、オーステナイト粒が不均一になる。その結果、オーステナイト粒が微細な領域にて、フェライトの生成頻度が増大し、硬度が低下するので、加熱温度は９５０℃以上とする。好ましくは９８０℃以上である。

通常、生産性の観点から、造管後、室温まで、一旦冷却せずに、シームレス鋼管を９５０〜１１００℃に加熱するが、室温まで冷却したシームレス鋼管を９５０〜１１００℃に加熱してもよい。

冷却開始温度：８４０℃以上
シームレス鋼管の温度が８４０℃に達する前に加速冷却を開始する。冷却開始温度が８４０℃未満では、冷却開始時の金属組織をオーステナイト単相に維持することが難しいので、冷却開始温度は８４０℃以上とする。好ましくは８７０℃以上である。シームレス鋼管の温度が８４０℃に達する前に加速冷却を開始すればよいので、冷却開始温度の上限は限定しない。

冷却速度：５０℃／秒以上
シームレス鋼管を、冷却開始温度８４０℃以上の温度から、冷却速度：５０℃／秒以上で、冷却停止温度：３５０〜５５０℃まで加速冷却する。冷却速度が５０℃／秒未満では、フェライト分率が過大となり、硬度が低下するので、冷却速度は５０℃／秒以上とする。好ましくは５５℃／秒以上である。

冷却速度の上限は、特に限定しないが、現状の冷却装置の冷却限界が、実質的な上限である。

冷却停止温度：３５０〜５５０℃
所要の金属組織を得るため、冷却速度５０℃／秒以上で、冷却停止温度：３５０〜５５０℃まで加速冷却する。冷却停止温度が３５０℃未満であると、金属組織中にマルテンサイトが混在し、被削性が低下するので、冷却停止温度は３５０℃以上とする。好ましくは３７０℃以上である。

一方、冷却停止温度が５５０℃を超えると、パーライトのラメラー間隔が粗大となるので、冷却停止温度は５５０℃以下とする。好ましくは５００℃以下である。加速冷却の停止後は、放冷が好ましい。

シームレス鋼管を加速冷却する冷却方法は、鋼管の表面部及び中心部で５０℃／秒以上の冷却速度を達成し得る冷却方法であればよく、特定の冷却方法に限定されないが、鋼管の円周方向、長手方向、及び、肉厚方向において均一に冷却することができ、所要の金属組織を均一に安定して形成することができる点で、シームレス鋼管を円周方向に回転して行う冷却方法が好ましい。

本発明シームレス鋼管は、本発明シームレス鋼管と成分組成が同じ溶鋼を、通常の方法で鋳造し、円筒状ビレットを製造し、次いで、該ビレットを、通常の条件で圧延及び延伸して製造する。円筒状ビレットの大きさは、特に限定されず、製造する機械構造用部材に応じて適宜選択するが、生産性の点から、直径１００〜１８０ｍｍの円筒状ビレットが好ましい。

次に、本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。

（実施例１）
表１に示す成分組成の溶鋼を、転炉−連続鋳造プロセスにより鋳造し、直径１７０ｍｍの円筒状ビレットを製造した。このビレットを１２３０℃に加熱し、マンネスマン−プラグミル方式で穿孔−圧延して、シームレス素鋼管を製造した。

シームレス素鋼管を９００〜１０５０℃に再加熱し、縮径圧延して、肉厚：５〜２８ｍｍのシームレス鋼管を製造し、リング冷却により、鋼管外表面側から水冷した。表２に、冷却条件を示す。

製造したシームレス鋼管においては、肉厚ｔ（ｍｍ）の中心から、肉厚方向に±０．４５ｔの範囲の金属組織を、走査型電子顕微鏡及び光学顕微鏡を用いて観察するとともに、ＪＩＳ Ｚ ２２４４の規定に準拠して、試験力１０ｋｇｆにてビッカース硬度（Ｈｖ）を測定した。また、ＪＩＳ Ｚ ２２４１の規定に準拠して、引張強度を測定した。

フェライト分率は、３９０μｍ×３１８μｍの領域のナイタールエッチング組織を光学顕微鏡にて３視野撮影し、画像解析によって算出した。また、ラメラー間隔は、１０μｍ×９．４μｍの領域のピクラールエッチング組織を走査電子顕微鏡にて３視野撮影し、画像解析によって算出した。

被削性は、鋼管表面を、ＮＣ旋盤にて、次の切削条件で切削し、切削粉の平均長さが１５ｍｍ以下の場合を、被削性が良好（表３中、○）と判定し、切削粉の平均長さが１５ｍｍを超える場合を、被削性が劣る（表３中、×）と判定した。

切削条件 工具：ＣＮＭＧ１２０４０８Ｎ−ＳＵ
切込み：１ｍｍ
送り量：０．２ｍｍ／ｒｅｖ
切削速度：２００ｍ／分

表３に、観察、測定、算出、及び、評価の結果を示す。

発明例１〜２１では、金属組織が、マルテンサイトを含まず、（a）微細パーライト、又は、ベイナイトを含む微細パーライト、及び、（b）面積率で１５％未満のフェライトからなり、硬度が２５０〜３００Ｈｖで、被削性が良好である。

比較例２２では、冷却停止温度が、本発明で規定する冷却停止温度の上限５５０℃を超える６００℃で、適切でないため、ラメラー間隔が粗大となり、硬度が、本発明で規定する硬度の下限２５０Ｈｖより低い。

比較例２３では、加速冷却開始温度が、本発明で規定する加速冷却開始温度の下限８４０℃より低い７７０℃で、適切でないため、フェライトが過剰に生成し、硬度が、本発明で規定する硬度の下限２５０Ｈｖより低い。

比較例２４では、冷却停止温度が、本発明で規定する冷却停止温度の下限３５０℃より低い３００℃で、適切でないため、マルテンサイトが混入し、被削性が悪いとともに、硬度が、本発明で規定する硬度の上限３００Ｈｖを超える。

比較例２５では、冷却速度が、本発明で規定する冷却速度の下限５０℃／秒より遅い４０℃／秒で、適切でないため、フェライトが過剰に生成し、硬度が、本発明で規定する硬度の下限２５０Ｈｖより低い。

比較例２６では、加熱温度が、本発明で規定する加熱温度の下限９５０℃より低い９００℃で、適切でないため、焼入れ性が低下し、フェライトが過剰に生成し、硬度が、本発明で規定する硬度の下限２５０Ｈｖより低い。

比較例２７では、焼戻しマルテンサイト組織が形成されているため、硬度（強度）が、本発明で規定する範囲内にあっても、被削性が悪い。

前述したように、本発明によれば、機械構造部材、特に、シリンダ、シャフト等の中空の駆動系機械構造部材に好適な、被削性に優れた機械構造部材用鋼管とその製造方法を提供することができる。よって、本発明は、鋼管製造及び利用産業において利用可能性が高いものである。

Claims (14)

1. 質量％で、Ｃ：０．３０〜０．６０％、Ｓｉ：０．０５〜０．４０％、Ｍｎ：０．５０〜１．００％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００５〜０．０３％、Ａｌ：０．０１〜０．０８％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなるシームレス鋼管であって、
   （ｉ）上記鋼管の金属組織が、マルテンサイトを含まず、（a）微細パーライト、又は、ベイナイトを含む微細パーライト、及び、（b）旧オーステナイト粒界に不連続に析出した、面積率で１５％未満のフェライトからなり、
   （ii）上記鋼管の肉厚ｔ（ｍｍ）の中心から、肉厚方向に±０．４５ｔの範囲の硬度が、２５０〜３００Ｈｖである
   ことを特徴とする被削性に優れた機械構造部材用鋼管。
2. 前記シームレス鋼管が、さらに、質量％で、Ｎ：０．００６０％以下を含有することを特徴とする請求項１に記載の被削性に優れた機械構造部材用鋼管。
3. 前記シームレス鋼管が、さらに、質量％で、Ｏ：０．００６０％以下を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の被削性に優れた機械構造部材用鋼管。
4. 前記シームレス鋼管が、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．００２〜０．０５％、Ｃｒ：０．０５〜０．５０％、Ｎｉ：０．０５〜１．００％、Ｃｕ：０．０５〜１．００％、Ｍｏ：０．０５〜０．５０％、及び、Ｎｂ：０．００１〜０．１０％の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の被削性に優れた機械構造部材用鋼管。
5. 前記シームレス鋼管の肉厚が５〜３０ｍｍであることを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の被削性に優れた機械構造部材用鋼管。
6. 前記金属組織における微細パーライトのラメラー間隔が０．０５〜３．００μｍであることを特徴とする請求項１〜５のいずれか１項に記載の被削性に優れた機械構造部材用鋼管。
7. 前記金属組織における微細パーライトのラメラー間隔が、前記シームレス鋼管の肉厚ｔ（ｍｍ）の中心から、肉厚方向に±０．４５ｔの範囲で、０．０５〜３．００μｍであることを特徴とする請求項１〜５のいずれか１項に記載の被削性に優れた機械構造部材用鋼管。
8. 前記金属組織の引張強度が、７４０〜９００ＭＰａであることを特徴とする請求項１〜７のいずれか１項に記載の被削性に優れた機械構造部材用鋼管。
9. 請求項１〜４のいずれか１項に記載のシームレス鋼管を９５０〜１１００℃に加熱し、次いで、８４０℃以上から、冷却速度５０℃／秒以上で加速冷却を開始し、３５０〜５５０℃で加速冷却を停止する
   ことを特徴とする被削性に優れた機械構造部材用鋼管の製造方法。
10. 前記加速冷却を、シームレス鋼管を円周方向に回転して行うことを特徴とする請求項９に記載の被削性に優れた機械構造部材用鋼管の製造方法。
11. 前記加速冷却の停止後、放冷することを特徴とする請求項９又は１０に記載の被削性に優れた機械構造部材用鋼管の製造方法。
12. 前記シームレス鋼管の肉厚が５〜３０ｍｍであることを特徴とする請求項９〜１１のいずれか１項に記載の被削性に優れた機械構造部材用鋼管の製造方法。
13. 前記シームレス鋼管が、請求項１〜４のいずれか１項に記載のシームレス鋼管と成分組成が同じ円筒状ビレットを圧延及び延伸して製造したものであることを特徴とする請求項９〜１２のいずれか１項に記載の被削性に優れた機械構造部材用鋼管の製造方法。
14. 前記円筒状ビレットの直径が、１００〜１８０ｍｍであることを特徴とする請求項１３に記載の被削性に優れた機械構造部材用鋼管の製造方法。