JP3554505B2 - 機械構造用熱間圧延線材・棒鋼及びその製造方法 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、機械構造用熱延線材・棒鋼及びその製造方法に関し、さらに詳しくは、自動車用部品、建設機械用部品等の製造に際して、圧延ままで軟化焼鈍を省略して引き抜き、切削、冷間鍛造等の冷却加工を容易に行うことができる軟質線材・棒鋼及びその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
従来、自動車用部品、建設機械用部品等は、熱延線材・棒鋼に軟化焼鈍を施して冷間加工性を確保した後に、冷間鍛造、引き抜き、切削等の冷間加工により成形し、焼入れ焼戻しを施して製造されている。
【０００３】
この軟化焼鈍工程は、例えば、機械部品の一つであるボルトを熱延線材から製造する場合、冷間加工量の少ないスタッドボルト等では約６５０℃で５時間の低温焼鈍を、六角ボルト等では約７００℃で７時間の通常焼鈍を、また、冷間加工量の多いフランジ付きボルト等では約７２０度で２０時間の球状化焼鈍を施して冷間加工性を確保している。
【０００４】
このように、軟化焼鈍工程は長時間を要し、さらに、焼鈍処理のコストは近年のエネルギー高騰のため、機械部品等の製造コストのなかで大きなウエイトを占めるようになってきている。
【０００５】
このため、生産性の向上、及び省エネルギーの観点から、冷間加工前の軟化焼鈍を省略する技術として、例えば、冷間加工性の優れた低合金鋼の製造方法である特開昭５７−７３１２３号公報、構造用鋼線・棒鋼の直接軟化処理方法である特開昭５８−５８２３５号公報や冷間加工に適した機械構造用鋼の製造方法である特開平８−２０９２３６号公報等が提案されている。
【０００６】
しかしながら、これらの製造方法で得られる熱間圧延ままでの線材・棒鋼の冷間加工性は、従来の軟化焼鈍を施した線材・棒鋼に比較して不充分であり、いまだ、実用化のために満足できる熱間圧延ままでの機械構造用軟質線材・棒鋼が得られていないのが現状である。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
そこで、本発明は上記現状に鑑み、従来の熱間圧延後に軟化焼鈍を施した線材・棒鋼と同等の冷間加工性を有する熱間圧延ままでの機械構造用線材・棒鋼及びその製造方法を提供することを課題とするものである。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明者は、軟化焼鈍によって得られた線材・棒鋼の組織に着目し、熱延ままで軟化焼鈍と同等の組織を得ることにより冷間加工性を確保することを研究した。
【０００９】
図１は、ＣＨ４５Ｋ鋼の熱延線材に通常の軟化処理（７００℃×３ｈｒ）を施した顕微鏡写真（４０００倍）である。図１に示すように、鋼のミクロ組織はフェライトとラメラーパーライトから成っていて、ラメラーパーライト中の板状セメンタイトの一部が分断した組織となっている。鋼の軟化は、鋼組織中の所定量のフェライト分率及びラメラーパーライト中のセメンタイトの分断に起因し、線材の冷間加工性が確保される。
【００１０】
本発明者は、特定の鋼組成の鋼片に、低温熱間圧延を施した後、７００〜６５０℃の温度範囲を超徐冷の冷却速度で冷却して得た鋼線材・棒鋼は、図２に示すように、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の一部が球状化した新規な鋼組織が得られること、そして、そのため、熱間圧延ままで軟化しているので冷間加工性が確保できることを知見して本発明を完成した。
【００１１】
本発明の要旨は、以下の通りである。
【００１２】
（１） 重量％で、
Ｃ ：０．１〜０．５％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５％、
Ｍｎ：０．３〜１．５％、
残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼であって、ミクロ組織がフェライトとパーライトから成り、ＪＩＳ Ｇ ０５５２で規定するフェライト結晶粒度番号が１１以上であって、円相当直径が２μｍ以下で、かつアスペクト比で３以下の粒状炭化物を面積率で３〜１５％を含むことを特徴とする機械構造用熱間圧延線材・棒鋼。
【００１３】
（２） 重量％で、さらに、
Ｃｒ：０．２〜２．０％、
Ｍｏ：０．１〜１．０％、
Ｎｉ：０．３〜１．５％、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｂ ：０．００５％以下
のうち１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記（１）記載の機械構造用熱間圧延線材・棒鋼。
【００１４】
（３） 重量％で、さらに、
Ｔｉ：０．００５〜０．０４％、
Ｎｂ：０．００５〜０．１％、
Ｖ ：０．０３〜０．３％
のうち１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記（１）又は（２）記載の機械構造用熱間圧延線材・棒鋼。
【００１５】
（４） 上記（１）〜（３）の内のいずれかに記載の鋼成分を有する鋼を、８５０〜１０００℃未満の温度範囲で熱間粗圧延し、Ａｒ3からＡｒ3＋１５０℃の温度範囲で仕上圧延後、７００〜６５０℃の間を冷却速度０．０２〜０．３℃／秒にて冷却し、ミクロ組織がフェライトとパーライトから成り、ＪＩＳ Ｇ ０５５２で規定するフェライト結晶粒度番号が１１以上であって、円相当直径が２μｍ以下で、かつアスペクト比で３以下の粒状炭化物を面積率で３〜１５％を含むようにすることを特徴とする機械構造用熱間圧延線材・棒鋼の製造方法。
【００１６】
【発明の実施の形態】
以下、本発明を詳細に説明する。
【００１７】
従来の熱延線材・棒鋼は、鋼組織がフェライトとラメラーパーライトから構成されていて、強度が高く、熱延ままで冷間加工することは困難である。そのため、冷間加工の前に軟化焼鈍を施し、冷間加工後に焼入れ焼戻しの熱処理を行い所定の強度の成形加工部品としている。
【００１８】
本発明は、軟化焼鈍を施したと同等の強度の線材・棒鋼を熱延ままで得ることにより、熱延ままで冷間加工を行うことを可能にしたものである。
【００１９】
本発明者は、軟化焼鈍した線材・棒鋼の鋼組織に着目し、軟化焼鈍の鋼組織に相当する新規な熱延ままでの鋼組織を見出した。
【００２０】
従来の熱延線材に通常焼鈍（７００℃×３ｈｒ）を施した鋼組織は、図１に示すように、フェライト１とラメラーパーライトから成っていて、ラメラーパーライト中のラメラー（板状セメンタイト）の一部が分断した炭化物２の組織となっている。
【００２１】
一方、図２の（ａ）は、本発明の熱延ままの線材の鋼組織を示す顕微鏡写真（×４０００）で、（ｂ）は写真の説明のための模式図である。ある。図２の（ａ）、（ｂ）に示すように、本発明の鋼組織はフェライト（α）１とパーライトから成っていて、このパーライトは、ラメラーパーライト３とパーライト中に存在する板状セメンタイトが分断し、球状化した粒状炭化物（セメンタイト）４を含むパーライトの二種類のパーライトとして存在し、さらに、粒界に析出した粒状炭化物（セメンタイト）５が存在する新規な組織となっている。
【００２２】
本発明の組織は、粒状化炭化物を有しており、従来のラメラーが分断した組織とは異なっている。そこで、異なる組織を有する両者の線材の強度を比較する。
【００２３】
図３は、従来の熱延ままの線材、通常焼鈍後の線材及び本発明の熱延ままの線材の強度の比較を示す図である。図中▲１▼は従来の熱延ままの線材で、▲２▼は熱延後に通常焼鈍した線材で、そして▲３▼は本発明の熱延ままの線材の強度を示している。
【００２４】
図３に示すように、Ｃ量（０．２５〜０．４５％）が異なる線材のいずれにおいても、本発明の熱延ままの線材▲３▼は、従来の熱延ままの線材▲１▼よりも１０〜１５％強度が低下し、大幅な軟質化が達成されている。これは通常焼鈍後の線材▲２▼とほぼ同等以上の軟質化となっている。
【００２５】
即ち、０．４５％Ｃ鋼（△印）で６８ｋｇｆ／ｍｍ２→５８ｋｇｆ／ｍｍ２、０．４０％Ｃ鋼（●印）で６４ｋｇｆ／ｍｍ２→５６ｋｇｆ／ｍｍ２、０．３５％Ｃ鋼（□印）で５８ｋｇｆ／ｍｍ２→５２ｋｇｆ／ｍｍ２、そして０．２５％Ｃ鋼（○印）で５０ｋｇｆ／ｍｍ２→４５ｋｇｆ／ｍｍ２の引張り強さの低下（軟質化）が達成されている。これらに対して、例えば従来の特開昭５７−７３１２３号に記載の実施例では、０．４３％Ｃ鋼で６４ｋｇｆ／ｍｍ２、０．４０％Ｃ鋼で６７．５ｋｇｆ／ｍｍ２、そして０．２３％Ｃ鋼で５３．４ｋｇｆ／ｍｍ２の引張り強さとなることが開示されていて、両者を対比すると、本発明の熱延ままの線材の方が大幅に軟質化が達成されていることが分かる。
【００２６】
本発明におけるこのような軟質化は、フェライト分率（５４〜８８％）が高いこと以外に、ラメラーパーライト中の板状炭化物（セメンタイト）が球状化し、生成した粒状炭化物（セメンタイト）によってもたらせられたものと考察される。
【００２７】
軟質化を達成するに必要な粒状炭化物は、円相当直径が２μｍ以下で、かつアスペクト比で３以下の粒状炭化物である。この粒状炭化物は、焼鈍によって板状炭化物が分断して生じる炭化物とは上述のとおり顕微鏡観察によって明確に区分される。
【００２８】
また、焼鈍した線材と同様の軟化度を達成するためには、ミクロ組織中に存在するフェライトの結晶粒が微細化し、ＪＩＳ Ｇ ０５５２で規定するフェライト結晶粒度番号で１１以上であることが必要である。フェライト結晶粒度番号が１１未満となると、パーライト中に存在するセメンタイトの粒状化が不充分となって、所望の軟質化を達成することができない。さらに、軟質化のためには、粒状炭化物の量は面積率で３〜１５％必要であるが、６〜１５％とすることが好ましい。
【００２９】
熱延ままの素材は、金型を用いて冷間鍛造により成形部品とするものであるため、例えば、素材の強度が１０ｋｇｆ／ｍｍ２低下（軟質となること）すれば、金型寿命が４〜５倍向上する。したがって、本発明の圧延ままの線材・棒鋼は、金型寿命を大幅に向上させることができる。
【００３０】
次に、本発明における対象鋼の成分を限定した理由について述べる。
【００３１】
Ｃは、機械構造用部品としての強度を増加するために必要な元素であるが、０．１％未満では最終製品の強度が不足し、また０．５％を超えるとむしろ最終製品の靭性の劣化を招くので、Ｃ含有量を０．１〜０．５％とした。
【００３２】
Ｓｉは、脱酸元素として及び固溶体硬化による最終製品の強度を増加させることを目的として添加するが、０．０１％未満ではこれらの硬化は不充分であり、一方、０．５％を超えるとこれらの硬化は飽和し、むしろ靭性の劣化を招くので、Ｓｉ含有量を０．０１〜０．５％とした。なお、鋼の脱酸は、Ｓｉによる脱酸のほかにＡｌ脱酸も採用される。特に酸素含有量を低くするには強力なＡｌ脱酸の適用が望ましい。このような場合、鋼中に０．２％以下のＡｌが残留することがあるが、本発明ではかかるＡｌの残留を許容できる。
【００３３】
Ｍｎは、焼入れ性の向上を通じて、最終製品の強度を増加させるのに有効な元素であるが、０．３％未満ではこの効果が不充分であり、一方、１．５％を超えるとこの効果は飽和し、むしろ靭性の劣化を招くので、Ｍｎ含有量を０．３〜１．５％とした。
【００３４】
また、Ｓは鋼中に不可避的に含有される成分であって、鋼中でＭｎＳとして存在し、被削性の向上及び組織の微細化に寄与するので、本発明においてはＳ：０．１％以下許容できる。しかし、Ｓは冷間成形加工にとっては有害な元素であるから、被削性を必要としない場合には、０．０３５％以下に抑制することが好ましい。
【００３５】
さらに、Ｐも鋼中に不可避的に含有される成分であるが、Ｐは鋼中で粒界偏析や中心偏析を起こし、靭性劣化の原因となるので、０．０３５％以下に抑制することが好ましい。
【００３６】
以上が本発明が対象とする鋼の基本成分であるが、本発明ではさらに、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｂの１種又は２種以上を含有させることができる。これらの元素は焼入れ性の増加等により最終製品の強度を増加させるために添加する。ただし、これらの元素の多量添加は熱間圧延ままでベイナイト、マルテンサイト組織を生じて硬さの増加を招き、また経済性の点で好ましくないため、その含有量を、
Ｃｒ：０．２〜２．０％、
Ｍｏ：０．１〜１．０％、
Ｎｉ：０．３〜１．５％、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｂ ：０．００５％以下とした。
【００３７】
さらに、本発明においては、粒度調整の目的で、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの１種又は２種以上を含有させることができる。しかしながら、Ｔｉ含有量が０．００５％未満、Ｎｂ含有量が０．００５％未満、Ｖ含有量が０．０３％未満では、その効果が不充分であり、一方、Ｔｉ含有量が０．０４％超、Ｎｂ含有量が０．１％超、Ｖ含有量が０．３％超となると、その効果は飽和し、むしろ靭性を劣化させるので、これらの含有量を、
Ｔｉ：０．００５〜０．０４％、
Ｎｂ：０．００５〜０．１％、
Ｖ ：０．０３〜０．３％
とした。
【００３８】
次に、本発明の機械構造用線材・棒鋼の製造方法について述べる。
【００３９】
本発明は、請求項１〜３のいずれかに記載の鋼に低温圧延を施し、オーステナイト粒の細粒化を行い、次いで、冷却速度を超徐冷としてフェライト、パーライト変態を生じさせることにより、新規な鋼組織を持った線材・棒鋼とする。得られた線材・棒鋼は、熱間圧延ままで軟質化しているので、冷間加工性の良い機械構造用線材・棒鋼とすることができる。
【００４０】
本発明では、まず、鋼片を８５０〜１０００℃未満の温度範囲で熱間粗圧延し、Ａｒ３直上のＡｒ３〜Ａｒ３＋１５０℃の温度範囲で仕上圧延を行う。次いで、上記低温圧延に引き続き、７６０〜６５０℃の間を冷却速度０．０２〜０．３℃／秒で超徐冷を行う。
【００４１】
熱間粗圧延を８５０〜１０００℃未満としたのは、８５０℃未満ではオーステナイト粒の細粒化が不充分であり、また１０００℃以上となるとオーステナイト結晶粒が粗大化するためである。仕上圧延をＡｒ３直上で行うことによりオーステナイト粒が微細化され、粒界がフェライト核生成サイトとなるためフェライト変態が促進され、かつ、フェライト分率も増加する。仕上圧延はＡｒ３直上で行うことが好ましいが、実操業上はＡｒ３直上の温度に維持することが困難であるため、本発明では許容できる上限をＡｒ３＋１５０℃とした。なお、Ａｒ３未満の仕上温度では、オーステナイトとフェライトの２相域での圧延となり、圧延後に均一微細なフェライト・パーライト組織が得られず、一部アシキュラーなフェライト・ベイナイト組織となり好ましくない。
【００４２】
本発明の低温圧延によれば、図４のＣＣＴ曲線に示すように、フェライト変態がすぐに生じ、フェライト変態開始が一点鎖線のように短時間側にシフトし、フェライト分率が増加するようになる。引きずられるようにパーライト変態も短時間側にシフトし、変態温度は高温化となり、Ｃの拡散が速くなるので、セメンタイトの粒状化が生じると共にパーライトラメラー間隔も広大する。
【００４３】
図５は、徐冷開始温度と強度との関係を示す図であり、図５に示すように、徐冷開始温度を少なくとも７００℃から徐冷しなければ軟質化が充分に達成されない。また、図６は、徐冷終了温度と強度との関係を示す図であり、図６に示すように、徐冷終了温度を６５０℃以上としなければ軟質化は達成できない。
【００４４】
また、冷却速度が０．３℃／秒を超えると、セメンタイトの粒状化、パーライトラメラー間隔の広幅化、及びフェライト分率の増加が充分に達成できなくなる。一方、０．０２℃／秒未満では冷却時間が長時間となるので経済的でない。
【００４５】
したがって、本発明では、７００〜６５０℃の間を冷却速度０．０２〜０．３℃／秒で冷却するようにした。なお、冷却方法としては、温水（２０〜９９℃）や衝風による冷却手段を採用すればよい。
【００４６】
【実施例】
以下に、本発明の実施例により、さらに具体的に示す。
【００４７】
表１に供試材の化学成分を示す。これらはいずれも転炉溶製後に連続鋳造で製造された。１６２ｍｍ角鋼片に分塊圧延後、表２に示す圧延条件で１１ｍｍ径線材に圧延した。本発明法の圧延Ｎｏ．Ｉは、９００℃で熱間粗圧延し、Ａｒ３からＡｒ３＋１５０℃の温度範囲である７５０℃で仕上圧延後、搬送ラインに徐冷カバーをかけ、さらに捲き取られたコイルを徐冷炉により調整冷却を行った。比較例の圧延Ｎｏ．ＩＩについては、１０５０℃の熱間粗圧延し、９００℃の仕上圧延後、コイル搬送ラインに徐冷カバーをかけることにより調整冷却を行った。さらに、比較例の圧延Ｎｏ．ＩＩについては、圧延後のコイルを７００℃×３時間保定後放冷の条件で軟化焼鈍を行った。
【００４８】
冷間加工性の指標として、引張強度の評価を行った。また、組織上の特徴として、ミクロ組織、フェライト分率、フェライト結晶粒度番号及び粒状化炭化物の面積率を本発明と比較例を対比して表３に示す。これからも明らかなように、比較例の圧延Ｎｏ．ＩＩでは、圧延間までは粒状化炭化物は殆ど認められないが、本発明法では、粒状化炭化物が多量に存在し、フェライト分率も比較例の圧延ＩＩに対して約５％高く、引張強度は概ね１００ＭＰａ以上軟化しており、この結果、「比較例の圧延Ｎｏ．ＩＩ（従来法）の圧延材→軟化焼鈍」材と同等の軟質化レベルを達成していることが確認できた。
【００４９】
【表１】
【００５０】
【表２】
【００５１】
【表３】
【００５２】
【発明の効果】
本発明の機械構造用熱延線材・棒鋼は、軟質化焼鈍をすることなしに熱延ままで軟質化しており、その軟質度も従来の軟質焼鈍を施した線材・棒鋼と同等以上のものである。したがって、従来のように冷間加工前に軟質化焼鈍を施す必要がないため生産性の向上及び省エネルギーを達成でき、また、冷間加工に用いる金型寿命を大幅に向上させることができるという効果を奏する。
【図面の簡単な説明】
【図１】ＣＨ４５Ｋ鋼の熱延線材に通常焼鈍（７００℃×３ｈｒ）を施した鋼組織の顕微鏡写真（×４０００）である。
【図２】本発明の熱延ままの線材の鋼組織についての顕微鏡写真（×４０００）である。
【図３】従来の熱延ままの線材、通常焼鈍後の線材及び本発明の熱延ままの線材の強度の比較を示す図である。
【図４】ＣＣＴ曲線を示す図である。
【図５】徐冷開始温度と強度との関係を示す図である。
【図６】徐冷終了温度と強度との関係を示す図である。
【符号の説明】
１ フェライト
２ ラメラーが分断した炭化物
３ ラメラーパーライト
４ ラメラーが分断し、球状化した粒状炭化物
５ 粒界に析出した粒状炭化物
【発明の属する技術分野】
本発明は、機械構造用熱延線材・棒鋼及びその製造方法に関し、さらに詳しくは、自動車用部品、建設機械用部品等の製造に際して、圧延ままで軟化焼鈍を省略して引き抜き、切削、冷間鍛造等の冷却加工を容易に行うことができる軟質線材・棒鋼及びその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
従来、自動車用部品、建設機械用部品等は、熱延線材・棒鋼に軟化焼鈍を施して冷間加工性を確保した後に、冷間鍛造、引き抜き、切削等の冷間加工により成形し、焼入れ焼戻しを施して製造されている。
【０００３】
この軟化焼鈍工程は、例えば、機械部品の一つであるボルトを熱延線材から製造する場合、冷間加工量の少ないスタッドボルト等では約６５０℃で５時間の低温焼鈍を、六角ボルト等では約７００℃で７時間の通常焼鈍を、また、冷間加工量の多いフランジ付きボルト等では約７２０度で２０時間の球状化焼鈍を施して冷間加工性を確保している。
【０００４】
このように、軟化焼鈍工程は長時間を要し、さらに、焼鈍処理のコストは近年のエネルギー高騰のため、機械部品等の製造コストのなかで大きなウエイトを占めるようになってきている。
【０００５】
このため、生産性の向上、及び省エネルギーの観点から、冷間加工前の軟化焼鈍を省略する技術として、例えば、冷間加工性の優れた低合金鋼の製造方法である特開昭５７−７３１２３号公報、構造用鋼線・棒鋼の直接軟化処理方法である特開昭５８−５８２３５号公報や冷間加工に適した機械構造用鋼の製造方法である特開平８−２０９２３６号公報等が提案されている。
【０００６】
しかしながら、これらの製造方法で得られる熱間圧延ままでの線材・棒鋼の冷間加工性は、従来の軟化焼鈍を施した線材・棒鋼に比較して不充分であり、いまだ、実用化のために満足できる熱間圧延ままでの機械構造用軟質線材・棒鋼が得られていないのが現状である。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
そこで、本発明は上記現状に鑑み、従来の熱間圧延後に軟化焼鈍を施した線材・棒鋼と同等の冷間加工性を有する熱間圧延ままでの機械構造用線材・棒鋼及びその製造方法を提供することを課題とするものである。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明者は、軟化焼鈍によって得られた線材・棒鋼の組織に着目し、熱延ままで軟化焼鈍と同等の組織を得ることにより冷間加工性を確保することを研究した。
【０００９】
図１は、ＣＨ４５Ｋ鋼の熱延線材に通常の軟化処理（７００℃×３ｈｒ）を施した顕微鏡写真（４０００倍）である。図１に示すように、鋼のミクロ組織はフェライトとラメラーパーライトから成っていて、ラメラーパーライト中の板状セメンタイトの一部が分断した組織となっている。鋼の軟化は、鋼組織中の所定量のフェライト分率及びラメラーパーライト中のセメンタイトの分断に起因し、線材の冷間加工性が確保される。
【００１０】
本発明者は、特定の鋼組成の鋼片に、低温熱間圧延を施した後、７００〜６５０℃の温度範囲を超徐冷の冷却速度で冷却して得た鋼線材・棒鋼は、図２に示すように、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の一部が球状化した新規な鋼組織が得られること、そして、そのため、熱間圧延ままで軟化しているので冷間加工性が確保できることを知見して本発明を完成した。
【００１１】
本発明の要旨は、以下の通りである。
【００１２】
（１） 重量％で、
Ｃ ：０．１〜０．５％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５％、
Ｍｎ：０．３〜１．５％、
残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼であって、ミクロ組織がフェライトとパーライトから成り、ＪＩＳ Ｇ ０５５２で規定するフェライト結晶粒度番号が１１以上であって、円相当直径が２μｍ以下で、かつアスペクト比で３以下の粒状炭化物を面積率で３〜１５％を含むことを特徴とする機械構造用熱間圧延線材・棒鋼。
【００１３】
（２） 重量％で、さらに、
Ｃｒ：０．２〜２．０％、
Ｍｏ：０．１〜１．０％、
Ｎｉ：０．３〜１．５％、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｂ ：０．００５％以下
のうち１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記（１）記載の機械構造用熱間圧延線材・棒鋼。
【００１４】
（３） 重量％で、さらに、
Ｔｉ：０．００５〜０．０４％、
Ｎｂ：０．００５〜０．１％、
Ｖ ：０．０３〜０．３％
のうち１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記（１）又は（２）記載の機械構造用熱間圧延線材・棒鋼。
【００１５】
（４） 上記（１）〜（３）の内のいずれかに記載の鋼成分を有する鋼を、８５０〜１０００℃未満の温度範囲で熱間粗圧延し、Ａｒ3からＡｒ3＋１５０℃の温度範囲で仕上圧延後、７００〜６５０℃の間を冷却速度０．０２〜０．３℃／秒にて冷却し、ミクロ組織がフェライトとパーライトから成り、ＪＩＳ Ｇ ０５５２で規定するフェライト結晶粒度番号が１１以上であって、円相当直径が２μｍ以下で、かつアスペクト比で３以下の粒状炭化物を面積率で３〜１５％を含むようにすることを特徴とする機械構造用熱間圧延線材・棒鋼の製造方法。
【００１６】
【発明の実施の形態】
以下、本発明を詳細に説明する。
【００１７】
従来の熱延線材・棒鋼は、鋼組織がフェライトとラメラーパーライトから構成されていて、強度が高く、熱延ままで冷間加工することは困難である。そのため、冷間加工の前に軟化焼鈍を施し、冷間加工後に焼入れ焼戻しの熱処理を行い所定の強度の成形加工部品としている。
【００１８】
本発明は、軟化焼鈍を施したと同等の強度の線材・棒鋼を熱延ままで得ることにより、熱延ままで冷間加工を行うことを可能にしたものである。
【００１９】
本発明者は、軟化焼鈍した線材・棒鋼の鋼組織に着目し、軟化焼鈍の鋼組織に相当する新規な熱延ままでの鋼組織を見出した。
【００２０】
従来の熱延線材に通常焼鈍（７００℃×３ｈｒ）を施した鋼組織は、図１に示すように、フェライト１とラメラーパーライトから成っていて、ラメラーパーライト中のラメラー（板状セメンタイト）の一部が分断した炭化物２の組織となっている。
【００２１】
一方、図２の（ａ）は、本発明の熱延ままの線材の鋼組織を示す顕微鏡写真（×４０００）で、（ｂ）は写真の説明のための模式図である。ある。図２の（ａ）、（ｂ）に示すように、本発明の鋼組織はフェライト（α）１とパーライトから成っていて、このパーライトは、ラメラーパーライト３とパーライト中に存在する板状セメンタイトが分断し、球状化した粒状炭化物（セメンタイト）４を含むパーライトの二種類のパーライトとして存在し、さらに、粒界に析出した粒状炭化物（セメンタイト）５が存在する新規な組織となっている。
【００２２】
本発明の組織は、粒状化炭化物を有しており、従来のラメラーが分断した組織とは異なっている。そこで、異なる組織を有する両者の線材の強度を比較する。
【００２３】
図３は、従来の熱延ままの線材、通常焼鈍後の線材及び本発明の熱延ままの線材の強度の比較を示す図である。図中▲１▼は従来の熱延ままの線材で、▲２▼は熱延後に通常焼鈍した線材で、そして▲３▼は本発明の熱延ままの線材の強度を示している。
【００２４】
図３に示すように、Ｃ量（０．２５〜０．４５％）が異なる線材のいずれにおいても、本発明の熱延ままの線材▲３▼は、従来の熱延ままの線材▲１▼よりも１０〜１５％強度が低下し、大幅な軟質化が達成されている。これは通常焼鈍後の線材▲２▼とほぼ同等以上の軟質化となっている。
【００２５】
即ち、０．４５％Ｃ鋼（△印）で６８ｋｇｆ／ｍｍ２→５８ｋｇｆ／ｍｍ２、０．４０％Ｃ鋼（●印）で６４ｋｇｆ／ｍｍ２→５６ｋｇｆ／ｍｍ２、０．３５％Ｃ鋼（□印）で５８ｋｇｆ／ｍｍ２→５２ｋｇｆ／ｍｍ２、そして０．２５％Ｃ鋼（○印）で５０ｋｇｆ／ｍｍ２→４５ｋｇｆ／ｍｍ２の引張り強さの低下（軟質化）が達成されている。これらに対して、例えば従来の特開昭５７−７３１２３号に記載の実施例では、０．４３％Ｃ鋼で６４ｋｇｆ／ｍｍ２、０．４０％Ｃ鋼で６７．５ｋｇｆ／ｍｍ２、そして０．２３％Ｃ鋼で５３．４ｋｇｆ／ｍｍ２の引張り強さとなることが開示されていて、両者を対比すると、本発明の熱延ままの線材の方が大幅に軟質化が達成されていることが分かる。
【００２６】
本発明におけるこのような軟質化は、フェライト分率（５４〜８８％）が高いこと以外に、ラメラーパーライト中の板状炭化物（セメンタイト）が球状化し、生成した粒状炭化物（セメンタイト）によってもたらせられたものと考察される。
【００２７】
軟質化を達成するに必要な粒状炭化物は、円相当直径が２μｍ以下で、かつアスペクト比で３以下の粒状炭化物である。この粒状炭化物は、焼鈍によって板状炭化物が分断して生じる炭化物とは上述のとおり顕微鏡観察によって明確に区分される。
【００２８】
また、焼鈍した線材と同様の軟化度を達成するためには、ミクロ組織中に存在するフェライトの結晶粒が微細化し、ＪＩＳ Ｇ ０５５２で規定するフェライト結晶粒度番号で１１以上であることが必要である。フェライト結晶粒度番号が１１未満となると、パーライト中に存在するセメンタイトの粒状化が不充分となって、所望の軟質化を達成することができない。さらに、軟質化のためには、粒状炭化物の量は面積率で３〜１５％必要であるが、６〜１５％とすることが好ましい。
【００２９】
熱延ままの素材は、金型を用いて冷間鍛造により成形部品とするものであるため、例えば、素材の強度が１０ｋｇｆ／ｍｍ２低下（軟質となること）すれば、金型寿命が４〜５倍向上する。したがって、本発明の圧延ままの線材・棒鋼は、金型寿命を大幅に向上させることができる。
【００３０】
次に、本発明における対象鋼の成分を限定した理由について述べる。
【００３１】
Ｃは、機械構造用部品としての強度を増加するために必要な元素であるが、０．１％未満では最終製品の強度が不足し、また０．５％を超えるとむしろ最終製品の靭性の劣化を招くので、Ｃ含有量を０．１〜０．５％とした。
【００３２】
Ｓｉは、脱酸元素として及び固溶体硬化による最終製品の強度を増加させることを目的として添加するが、０．０１％未満ではこれらの硬化は不充分であり、一方、０．５％を超えるとこれらの硬化は飽和し、むしろ靭性の劣化を招くので、Ｓｉ含有量を０．０１〜０．５％とした。なお、鋼の脱酸は、Ｓｉによる脱酸のほかにＡｌ脱酸も採用される。特に酸素含有量を低くするには強力なＡｌ脱酸の適用が望ましい。このような場合、鋼中に０．２％以下のＡｌが残留することがあるが、本発明ではかかるＡｌの残留を許容できる。
【００３３】
Ｍｎは、焼入れ性の向上を通じて、最終製品の強度を増加させるのに有効な元素であるが、０．３％未満ではこの効果が不充分であり、一方、１．５％を超えるとこの効果は飽和し、むしろ靭性の劣化を招くので、Ｍｎ含有量を０．３〜１．５％とした。
【００３４】
また、Ｓは鋼中に不可避的に含有される成分であって、鋼中でＭｎＳとして存在し、被削性の向上及び組織の微細化に寄与するので、本発明においてはＳ：０．１％以下許容できる。しかし、Ｓは冷間成形加工にとっては有害な元素であるから、被削性を必要としない場合には、０．０３５％以下に抑制することが好ましい。
【００３５】
さらに、Ｐも鋼中に不可避的に含有される成分であるが、Ｐは鋼中で粒界偏析や中心偏析を起こし、靭性劣化の原因となるので、０．０３５％以下に抑制することが好ましい。
【００３６】
以上が本発明が対象とする鋼の基本成分であるが、本発明ではさらに、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｂの１種又は２種以上を含有させることができる。これらの元素は焼入れ性の増加等により最終製品の強度を増加させるために添加する。ただし、これらの元素の多量添加は熱間圧延ままでベイナイト、マルテンサイト組織を生じて硬さの増加を招き、また経済性の点で好ましくないため、その含有量を、
Ｃｒ：０．２〜２．０％、
Ｍｏ：０．１〜１．０％、
Ｎｉ：０．３〜１．５％、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｂ ：０．００５％以下とした。
【００３７】
さらに、本発明においては、粒度調整の目的で、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの１種又は２種以上を含有させることができる。しかしながら、Ｔｉ含有量が０．００５％未満、Ｎｂ含有量が０．００５％未満、Ｖ含有量が０．０３％未満では、その効果が不充分であり、一方、Ｔｉ含有量が０．０４％超、Ｎｂ含有量が０．１％超、Ｖ含有量が０．３％超となると、その効果は飽和し、むしろ靭性を劣化させるので、これらの含有量を、
Ｔｉ：０．００５〜０．０４％、
Ｎｂ：０．００５〜０．１％、
Ｖ ：０．０３〜０．３％
とした。
【００３８】
次に、本発明の機械構造用線材・棒鋼の製造方法について述べる。
【００３９】
本発明は、請求項１〜３のいずれかに記載の鋼に低温圧延を施し、オーステナイト粒の細粒化を行い、次いで、冷却速度を超徐冷としてフェライト、パーライト変態を生じさせることにより、新規な鋼組織を持った線材・棒鋼とする。得られた線材・棒鋼は、熱間圧延ままで軟質化しているので、冷間加工性の良い機械構造用線材・棒鋼とすることができる。
【００４０】
本発明では、まず、鋼片を８５０〜１０００℃未満の温度範囲で熱間粗圧延し、Ａｒ３直上のＡｒ３〜Ａｒ３＋１５０℃の温度範囲で仕上圧延を行う。次いで、上記低温圧延に引き続き、７６０〜６５０℃の間を冷却速度０．０２〜０．３℃／秒で超徐冷を行う。
【００４１】
熱間粗圧延を８５０〜１０００℃未満としたのは、８５０℃未満ではオーステナイト粒の細粒化が不充分であり、また１０００℃以上となるとオーステナイト結晶粒が粗大化するためである。仕上圧延をＡｒ３直上で行うことによりオーステナイト粒が微細化され、粒界がフェライト核生成サイトとなるためフェライト変態が促進され、かつ、フェライト分率も増加する。仕上圧延はＡｒ３直上で行うことが好ましいが、実操業上はＡｒ３直上の温度に維持することが困難であるため、本発明では許容できる上限をＡｒ３＋１５０℃とした。なお、Ａｒ３未満の仕上温度では、オーステナイトとフェライトの２相域での圧延となり、圧延後に均一微細なフェライト・パーライト組織が得られず、一部アシキュラーなフェライト・ベイナイト組織となり好ましくない。
【００４２】
本発明の低温圧延によれば、図４のＣＣＴ曲線に示すように、フェライト変態がすぐに生じ、フェライト変態開始が一点鎖線のように短時間側にシフトし、フェライト分率が増加するようになる。引きずられるようにパーライト変態も短時間側にシフトし、変態温度は高温化となり、Ｃの拡散が速くなるので、セメンタイトの粒状化が生じると共にパーライトラメラー間隔も広大する。
【００４３】
図５は、徐冷開始温度と強度との関係を示す図であり、図５に示すように、徐冷開始温度を少なくとも７００℃から徐冷しなければ軟質化が充分に達成されない。また、図６は、徐冷終了温度と強度との関係を示す図であり、図６に示すように、徐冷終了温度を６５０℃以上としなければ軟質化は達成できない。
【００４４】
また、冷却速度が０．３℃／秒を超えると、セメンタイトの粒状化、パーライトラメラー間隔の広幅化、及びフェライト分率の増加が充分に達成できなくなる。一方、０．０２℃／秒未満では冷却時間が長時間となるので経済的でない。
【００４５】
したがって、本発明では、７００〜６５０℃の間を冷却速度０．０２〜０．３℃／秒で冷却するようにした。なお、冷却方法としては、温水（２０〜９９℃）や衝風による冷却手段を採用すればよい。
【００４６】
【実施例】
以下に、本発明の実施例により、さらに具体的に示す。
【００４７】
表１に供試材の化学成分を示す。これらはいずれも転炉溶製後に連続鋳造で製造された。１６２ｍｍ角鋼片に分塊圧延後、表２に示す圧延条件で１１ｍｍ径線材に圧延した。本発明法の圧延Ｎｏ．Ｉは、９００℃で熱間粗圧延し、Ａｒ３からＡｒ３＋１５０℃の温度範囲である７５０℃で仕上圧延後、搬送ラインに徐冷カバーをかけ、さらに捲き取られたコイルを徐冷炉により調整冷却を行った。比較例の圧延Ｎｏ．ＩＩについては、１０５０℃の熱間粗圧延し、９００℃の仕上圧延後、コイル搬送ラインに徐冷カバーをかけることにより調整冷却を行った。さらに、比較例の圧延Ｎｏ．ＩＩについては、圧延後のコイルを７００℃×３時間保定後放冷の条件で軟化焼鈍を行った。
【００４８】
冷間加工性の指標として、引張強度の評価を行った。また、組織上の特徴として、ミクロ組織、フェライト分率、フェライト結晶粒度番号及び粒状化炭化物の面積率を本発明と比較例を対比して表３に示す。これからも明らかなように、比較例の圧延Ｎｏ．ＩＩでは、圧延間までは粒状化炭化物は殆ど認められないが、本発明法では、粒状化炭化物が多量に存在し、フェライト分率も比較例の圧延ＩＩに対して約５％高く、引張強度は概ね１００ＭＰａ以上軟化しており、この結果、「比較例の圧延Ｎｏ．ＩＩ（従来法）の圧延材→軟化焼鈍」材と同等の軟質化レベルを達成していることが確認できた。
【００４９】
【表１】
【表２】
【表３】
【発明の効果】
本発明の機械構造用熱延線材・棒鋼は、軟質化焼鈍をすることなしに熱延ままで軟質化しており、その軟質度も従来の軟質焼鈍を施した線材・棒鋼と同等以上のものである。したがって、従来のように冷間加工前に軟質化焼鈍を施す必要がないため生産性の向上及び省エネルギーを達成でき、また、冷間加工に用いる金型寿命を大幅に向上させることができるという効果を奏する。
【図面の簡単な説明】
【図１】ＣＨ４５Ｋ鋼の熱延線材に通常焼鈍（７００℃×３ｈｒ）を施した鋼組織の顕微鏡写真（×４０００）である。
【図２】本発明の熱延ままの線材の鋼組織についての顕微鏡写真（×４０００）である。
【図３】従来の熱延ままの線材、通常焼鈍後の線材及び本発明の熱延ままの線材の強度の比較を示す図である。
【図４】ＣＣＴ曲線を示す図である。
【図５】徐冷開始温度と強度との関係を示す図である。
【図６】徐冷終了温度と強度との関係を示す図である。
【符号の説明】
１ フェライト
２ ラメラーが分断した炭化物
３ ラメラーパーライト
４ ラメラーが分断し、球状化した粒状炭化物
５ 粒界に析出した粒状炭化物
Claims (4)
- 重量％で、
Ｃ ：０．１〜０．５％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５％、
Ｍｎ：０．３〜１．５％、
残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼であって、ミクロ組織がフェライトとパーライトから成り、ＪＩＳ Ｇ ０５５２で規定するフェライト結晶粒度番号が１１以上であって、円相当直径が２μｍ以下で、かつアスペクト比で３以下の粒状炭化物を面積率で３〜１５％を含むことを特徴とする機械構造用熱間圧延線材・棒鋼。 - 重量％で、さらに、
Ｃｒ：０．２〜２．０％、
Ｍｏ：０．１〜１．０％、
Ｎｉ：０．３〜１．５％、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｂ ：０．００５％以下
のうち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記載の機械構造用熱間圧延線材・棒鋼。 - 重量％で、さらに、
Ｔｉ：０．００５〜０．０４％、
Ｎｂ：０．００５〜０．１％、
Ｖ ：０．０３〜０．３％
のうち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又は２記載の機械構造用熱間圧延線材・棒鋼。 - 請求項１〜３の内のいずれかに記載の鋼成分を有する鋼を、８５０〜１０００℃未満の温度範囲で熱間粗圧延し、Ａｒ3からＡｒ3＋１５０℃の温度範囲で仕上圧延後、７００〜６５０℃の間を冷却速度０．０２〜０．３℃／秒にて冷却し、ミクロ組織がフェライトとパーライトから成り、ＪＩＳ Ｇ ０５５２で規定するフェライト結晶粒度番号が１１以上であって、円相当直径が２μｍ以下で、かつアスペクト比で３以下の粒状炭化物を面積率で３〜１５％を含むようにすることを特徴とする機械構造用熱間圧延線材・棒鋼の製造方法。
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