JP4268825B2 - 熱間圧延型非調質棒鋼およびその製造方法 - Google Patents
熱間圧延型非調質棒鋼およびその製造方法 Download PDFInfo
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は熱間圧延用非調質棒鋼およびその製造方法に関し、特に熱間圧延後非調質であっても、引張強さ７００ＭＰａ以上、降伏比０．８５以上且つ高靭性で、疲労特性および機械加工性に優れるものに関する。
【０００２】
【従来の技術】
自動車や建設機械に用いられる構造用部品には機械構造用炭素鋼や機械構造用合金鋼を焼入れ焼戻した調質部品や、焼入れ焼戻しによらず成分組成や組織の調整により強度を確保した非調質部品が用いられている。
【０００３】
非調質部品に用いられる鋼は、ＶやＮｂを添加したフェライト・パーライト二相組織が一般的で、調質鋼に対し、引張強度を同程度にすると、降伏強度、絞り値、衝撃値が低く、一方、降伏強度を同程度とした場合、引張強度、すなわち、硬度が過度に上昇し、被削性が低下することが指摘されてきた。
【０００４】
特開２００１−１２３２２４号公報、特開２００１−１３１６８０号公報は高強度、高降伏比、且つ高靭性な非調質鋼に関するもので、フェライト、ベイニチックフェライト、擬似マルテンサイトを有する組織を備えた鋼材を冷間加工後６００℃以下で時効処理し、Ｃｕ、Ｔｉ−Ｎｂ系炭化物を析出させることを特徴とする。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、実製造において複数の組織の比率を厳格に制御することは現実的でなく、また多量のＣｕ添加による析出強化を利用する場合、高温割れ防止のため高価なＮｉ添加が必要で、大量消費される構造部品として適当でない。
【０００６】
そこで、本発明は、実機製造においても生産性が低下せず、安価な成分組成で引張強さ７００Ｍｐａ以上、降伏比０．８５以上の強度、降伏比且つ靭性が得られる熱間圧延型非調質棒鋼およびその製造方法を提供することを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明者等は、非調質材で調質材に匹敵する強度、靭性が得られ、且つ被削性を損なわない棒鋼についてその成分組成、製造条件の観点から種々検討し、１０ｎｍ以下の微細な析出物で析出強化した場合、鋼を過度に硬化させることなく降伏強度が上昇し、靭性や被削性を損なうことのないことを見出した。
【０００８】
尚、本発明で熱間圧延型非調質棒鋼とは、棒鋼圧延後の冷却速度調整により、微細析出物を析出させ、製品に加工後調質処理を要しない棒鋼を意味する。
【０００９】
本発明は以上の知見を基に更に検討を加えてなされたものである。すなわち、本発明は、
１．２００倍の光学顕微鏡での断面組織観察で、フェライト面積率が９５％以上であるフェライト単相組織を有し、フェライト相中に粒径が１０ｎｍ未満の、Ｔｉ、Ｍｏの炭化物である微細析出物が全析出物の９０％以上分散析出し、鋼組成が、質量％で、Ｃ≦０．１５％、Ｓｉ≦０．５％、Ｍｎ≦２％、Ａｌ≦０．１％、Ｔｉ：０．０３〜０．３５％、Ｍｏ：０．０５〜０．８％、残部Ｆｅ及び不可避的不純物よりなり、鋼組成として更に、下記式（１）を満足することを特徴とする、引張強さ７００ＭＰａ以上で０．８５以上の降伏比を有する熱間圧延型非調質棒鋼。
０．５≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）｝≦１．５ ----- （１）
【００１０】
２．２００倍の光学顕微鏡での断面組織観察で、フェライト面積率が９５％以上であるフェライト単相組織を有し、フェライト相中に粒径が１０ｎｍ未満の、ＴｉとＭｏとＮｂ、Ｖ、Ｗの内の少なくとも一種とを含む炭化物である微細析出物が全析出物の９０％以上分散析出し、鋼組成が、質量％で、Ｃ≦０．１５％、Ｓｉ≦０．５％、Ｍｎ≦２％、Ａｌ≦０．１％、Ｔｉ：０．０３〜０．３５％、Ｍｏ：０．０５〜０．８％を含有し、更に質量％で、Ｎｂ≦０．０８％、Ｖ≦０．１５％、Ｗ≦１．５％の一種または二種以上を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物よりなり、鋼組成として更に、下記式（２）を満足することを特徴とする、引張強さ７００ＭＰａ以上で０．８５以上の降伏比を有する熱間圧延型非調質棒鋼。
０．５≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｎｂ／９３）
＋（Ｖ／５１）＋（Ｗ／１８４）｝≦１．５ ----- （２）
但し、各元素は含有量（％）とし、含まれないものは０とする。
【００１１】
３．鋼組成が請求項１または２に記載の鋼を１１００℃以上に加熱後、仕上げ圧延温度８００℃以上で熱間圧延し、その後の冷却において、７００〜５５０℃を０．５℃／ｓｅｃ以下の冷却速度で冷却することを特徴とする、引張強さ７００ＭＰａ以上で０．８５以上の降伏比を有する熱間圧延型非調質棒鋼の製造方法。
【００１２】
４．鋼組成が請求項１または２に記載の鋼を１１００℃以上に加熱後、仕上げ圧延温度８００℃以上で熱間圧延し、その後の冷却において、７００〜５５０℃を０．５℃／ｓｅｃ超えの冷却速度で冷却し、その後５５０〜７００℃で１０分間以上再加熱することを特徴とする、引張強さ７００ＭＰａ以上で０．８５以上の降伏比を有する熱間圧延型非調質棒鋼の製造方法。
【００１９】
【発明の実施の形態】
本発明のミクロ組織、成分組成および製造条件について以下に詳細に説明する。
【００２０】
１．ミクロ組織
本発明鋼はそのミクロ組織をフェライト単相組織に粒径１０ｎｍ未満の微細析出物を含む組織に規定する。
【００２１】
フェライト単相組織とした場合、調質材に匹敵する靭性が得られ、該組織中に微細析出物を分散析出させた場合、調質材に匹敵する高降伏強度が被削性を損なうことなく得られる。微細析出物は熱間圧延後の冷却速度の調整や、熱間圧延後の析出処理により析出させる。
【００２２】
本発明では微細析出物は粒径１０ｎｍ未満とする。析出物の粒径が１０ｎｍ以上の場合、輸送機器、建機の機械構造用部品として必要な引張強さ７００ＭＰａ以上が得られない。
【００２３】
また、フェライト単相組織中に粒径１０ｎｍ未満の微細析出物を析出させた場合、降伏比が０．８５以上となり、降伏強度の上昇に対して引張強度の上昇が抑えられ鋼の硬化が小さく調質鋼に匹敵する被削性が得られる。母相、析出物のいずれかが本発明の規定外となった場合、降伏比は０．８５未満となる。
【００２４】
微細析出物の粒径は小さいほど強度向上に有効で、望ましくは５ｎｍ，更に望ましくは３ｎｍ以下とし、そのような微細析出物としてＴｉ、Ｍｏを複合含有した炭化物、またそれらに更にＮｂ、Ｖ、Ｗの一種または二種以上を含む炭化物が好ましい。
【００２５】
これらの微細析出物の分布形態は特に規定しないが、母相中に均一分散（分散析出）することが望ましい。
【００２６】
また、本発明において、微細析出物の大きさは、全析出物の９０％以上で満足すれば、目的とする引張強さ７００ＭＰａ以上が得られる。但し、１０ｎｍ以上の大きさの析出物は析出物形成元素を消費し、強度に悪影響をあたえるため、５０ｎｍ以下とすることが好ましい。
【００２７】
上述した析出物とは別に少量のＦｅ炭化物を含有しても本発明の効果は損なわれないが、平均粒径が１μｍ以上のＦｅ炭化物を多量に含むと靭性を阻害するため、本発明においては含有されるＦｅ炭化物の大きさ上限は１μｍ、含有率は全体の１％以下とすることが望ましい。
【００２８】
微細析出物の全析出物に占める割合は、以下の方法により求める。電子顕微鏡試料を、ツインジェット法を用いた電解研磨法で作成し、加速電圧２００ｋＶで観察する。その際、微細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するために焦点を正焦点からずらしたデフォーカス法で観察を行う。
【００２９】
また、析出物粒子の計測を行った領域の試料の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。
【００３０】
この方法により、粒子数の計測と試料厚さの計測を同じ領域について実行することができる。粒子数および粒子径の測定は試料の０．５×０．５μｍの領域４箇所について行い、１μｍ2当たりに分布する析出物を粒径ごとの個数として算出する。
【００３１】
この値と試料厚さから、析出物の１μｍ3当たりに分布する粒子径ごとの個数を算出し、径が１０ｎｍ未満の析出物について、測定した全析出物に占める割合を算出する。
【００３２】
また、本発明においてフェライト単相組織とは、断面組織観察（２００倍の光学顕微鏡組織観察）でフェライト面積率９５％以上とし、好ましくは９８％以上とする。
【００３３】
２．成分組成
本発明鋼は上述したミクロ組織で目的とする性能が得られるが、以下の成分組成が好ましい。
【００３４】
Ｃ
Ｃは０．１５％を超えて含有すると微細析出物が粗大化し、強度が低下するため０．１５％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．０３％以上０．１２％以下である。
【００３５】
Ｓｉ
Ｓｉは冷間加工性を向上させるため添加する。０．５％をこえるとその効果が損なわれるようになるため、０．５％以下とする。より好ましくは０．１５％以下である。
【００３６】
Ｍｎ
Ｍｎは強度、延性を向上させるため添加する。２％を超えるとその効果が損なわれるため２％以下とする。より好ましくは０．５％以上１．８％以下である。
【００３７】
Ａｌ
Ａｌは脱酸剤として作用する。またＮとＡｌＮを形成し、Ｂの焼入れ性効果を向上させる。０．１％を超えるとその効果が飽和するため０．１％以下とする。より好ましくは０．０５％以下である。
【００３８】
Ｔｉ
ＴｉはＴｉ系炭化物、Ｍｏとともに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添加する。引張強度７００ＭＰａ以上を確保するため０．０３％以上とし、一方、０．３５％を超えて添加すると析出物が粗大化し、強度、靭性が低下するため０．０３〜０．３５％とする。より好ましくは０．０３〜０．２０％である。
【００３９】
Ｍｏ
ＭｏはＭｏ系炭化物、Ｔｉとともに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添加する。引張強度７００ＭＰａ以上を確保するため０．０５％以上とし、一方、０．８％を超えて添加するとベイナイト等の低温変態相を形成し、微細析出物による析出強化が不足し、強度が低下するため０．０５〜０．８％とする。より好ましくは０．１５〜０．４５％である。
【００４０】
Ｍｏは拡散速度が遅く、Ｔｉとともに析出する場合、析出物の成長速度が低下し、微細な析出物が得やすい。
【００４１】
（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）｝
本パラメータは、析出物の大きさに影響を与えるもので、０．５以上、１．５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。微細なＴｉ，Ｍｏ系炭化物では、炭化物中のＴｉ、Ｍｏは原子比でＴｉ／Ｍｏが０．２〜２．０、更に微細な炭化物では０．７〜１．５であることが観察された。
【００４２】
更に、特性を向上させる場合、Ｎｂ、Ｖ、Ｗの一種または二種以上を添加することが好ましい。
【００４３】
Ｎｂ
ＮｂはＴｉと微細析出物を形成して強度向上に寄与する。また、組織を微細化し、結晶粒の整粒により延性を向上させる。０．０８％を超えると過度に微細化し、延性が低下するため０．０８％以下とする。より好ましくは０.０４％以下である。
【００４４】
Ｖ
ＶはＴｉと微細析出物を形成するが、０．１５％を超えると析出物が粗大化するようになるため、０．１５％以下とする。より好ましくは０．１０％以下である。
【００４５】
Ｗ
ＷはＴｉと微細析出物を形成するが、１．５％を超えると析出物が粗大化するようになるため、１．５％以下とする。より好ましくは１．０％以下である。
【００４６】
これらの元素の添加においては、Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｗの原子比を規定することが炭化物の微細化に有効である。
【００４７】
（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｎｂ／９３）＋（Ｖ／５１）＋（Ｗ／１９２）｝
本限定式は析出物の大きさに影響を与えるもので、（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｎｂ／９３）＋（Ｖ／５１）＋（Ｗ／１９２）｝を０．５以上、１．５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る。
【００４８】
Ｎｂ，Ｖ，Ｗの一種または二種以上を含む微細な炭化物の場合は、（Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ）／（Ｍｏ＋Ｗ）が０．２〜２．０、更に微細な炭化物の場合は０．７〜１．５であることが観察された。
【００４９】
また、本発明鋼では、部品成形時の被削性を向上させる場合は、Ｓ：０．０３〜０．１％とし、Ｐｂ≦０．２％、Ｃａ≦０．００５％，Ｂ≦０．０２％の一種または二種以上を添加することができる。
【００５０】
強度、延性を向上させる場合、Ｎｉ，Ｃｒの一種または二種をＮｉ≦２％、Ｃｒ≦２％の範囲で添加してもかまわない。
【００５１】
さらに、棒鋼の靭性を向上させる場合、不可避不純物であるＰ，Ｎを、Ｐ≦０．０４０％、Ｎ≦８０ｐｐｍに規制することが望ましい。
【００５２】
尚、これらの元素の含有量や添加の有無により本発明の効果が損なわれることはない。
【００５３】
３．製造条件
図１は本発明の熱間圧延棒鋼による非調質部品の概略製造工程図でＳ１は棒鋼製造工程、Ｓ２は搬送工程、Ｓ３は製品仕上げ過程を示す。棒線材製造工程（Ｓ１）で鋼塊を熱間圧延し棒鋼とし、製品仕上げ過程（Ｓ３）で棒鋼を熱間圧延加工し、所望の部品形状とした後、析出処理で微細析出物を析出させ引張強さ７００ＭＰａ以上とする。尚、本発明において、棒鋼の寸法によっては熱間圧延後の冷却速度を調整し、析出処理を省略することも可能である。
【００５４】
以下に望ましい製造工程について詳細に説明する。
【００５５】
圧延加熱温度
圧延加熱温度は１１００℃以上とする。本発明では、製品加工後の析出処理や圧延冷却過程で微細析出物を析出させるため、圧延時に溶解時から残存する炭化物を固溶させる。圧延加熱温度を１１００℃未満とした場合、溶解時から残存するＴｉ−Ｍｏ系炭化物等が固溶しないため１１００℃以上とする。
【００５６】
圧延後の冷却速度
冷却速度は、熱間圧延ままで微細析出物が析出するよう微細析出物の析出温度範囲の７００〜５５０℃を、微細析出物が得られる限界冷却速度（０．５℃／ｓｅｃ）以下の冷却速度で冷却する。この場合であっても、低Ｃ系組成により母相はフェライト単相組織となる。
【００５７】
析出処理
棒鋼の場合、その寸法によって、上述の冷却速度が得られない場合がある。そのような場合、製品成形後、析出処理を行う。析出処理では、母相をフェライト単相とし、強度向上に寄与する微細析出物を析出させることが必要で、加熱温度はベイナイトが生成しないよう５５０℃以上とし、７００℃を超えると析出物が粗大化するため５５０〜７００℃とする。
【００５８】
また、微細なＴｉ、Ｍｏなどの炭化物を生成、析出させるため該温度域において１０分以上保持する。
【００５９】
【実施例】
表１に示す組成の鋼を１５０ｋｇ真空溶解炉にて溶製し、１６０ｍｍ角に造塊後、ダミービレットに溶接し、種々の加熱温度、仕上げ温度でφ３０ｍｍ，φ１００ｍｍの棒鋼に圧延した。棒鋼の径は５５０〜７００℃の冷却速度を変化させるためφ３０ｍｍ、φ１００ｍｍとした。φ３０ｍｍの棒鋼については一部のものを除いて時効処理を行った。
【００６０】
供試鋼Ｎｏ．１〜１０は本発明例、Ｎｏ．１１〜１５は比較例で成分組成および／または製造条件が本発明の範囲外であり、Ｎｏ．１６は従来例でＳ４５Ｃ調質材の非調質鋼である。
【００６１】
それぞれの棒鋼について、組織観察を行い、降伏強さ、引張強さ、衝撃値を求めた。
【００６２】
引張試験はＪＩＳ４号試験片により常温での降伏強さ、引張強さを、衝撃試験はＪＩＳ３号のＵノッチ衝撃試験片により試験温度２０℃での吸収エネルギーを求めた。引張強さ７００ＭＰａ以上、降伏比０．８５以上が本発明例である。
【００６３】
組織観察は時効処理後、棒鋼断面を光学顕微鏡で観察し、また、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で薄膜観察を行った。析出物はエネルギー分散型Ｘ線分光装置（ＥＤＸ）により同定した。
【００６４】
表２に試験結果を示す。Ｎｏ．１〜１０はミクロ組織が本発明の規定を満足し、高強度、高靭性が得にくいとされるφ１００ｍｍのＮｏ，８〜１０を含めて７００ＭＰａ以上の引張強さ、０．８５以上の降伏比、１００Ｊ／ｃｍ2以上の衝撃値であり、同強度の従来材（Ｎｏ．１６）に比較して高靭性、高降伏比であった。
【００６５】
一方、Ｎｏ．１１〜１５の比較例は、引張強さ、降伏比のいずれかまたは両者が本発明範囲外であった。
【００６６】
Ｎｏ．１１は圧延後の冷却速度が本発明範囲外で、時効処理を行わなかったため、微細析出物も観察されず、引張強さ、降伏比に劣る。
【００６７】
Ｎｏ．１２は圧延前の加熱温度が低く本発明範囲外で、引張強さ、降伏比に劣り、靭性も低い。低い加熱温度によりＴｉ，Ｍｏが十分固溶せず、時効処理においてこれら残存物を核に析出が生じたため、粗大析出物が形成されたためと思われる。
【００６８】
Ｎｏ．１３は時効処理温度が本発明範囲外で高く、析出物が粗大化し、降伏比が低い。
【００６９】
Ｎｏ．１４はＣ量が多く、限定式を満足せず析出物が粗大化し、降伏比が低い。
【００７０】
Ｎｏ．１５はＭｏ量、Ｔｉ量が本発明範囲外で、限定式を満足せず析出物が粗大化し、降伏比が低く、靭性も劣る。
【００７１】
【表１】
【００７２】
【表２】
【００７３】
【発明の効果】
本発明によれば、熱間圧延後、調質処理を行うことなく調質処理材と同等の強度、被削性を有する引張強さ７００ＭＰａ以上の熱間圧延非調質棒鋼およびその製造方法が得られ、産業上極めて有用である。
【図面の簡単な説明】
【図１】 本発明鋼の製造工程の一例を示す図。
【発明の属する技術分野】
本発明は熱間圧延用非調質棒鋼およびその製造方法に関し、特に熱間圧延後非調質であっても、引張強さ７００ＭＰａ以上、降伏比０．８５以上且つ高靭性で、疲労特性および機械加工性に優れるものに関する。
【０００２】
【従来の技術】
自動車や建設機械に用いられる構造用部品には機械構造用炭素鋼や機械構造用合金鋼を焼入れ焼戻した調質部品や、焼入れ焼戻しによらず成分組成や組織の調整により強度を確保した非調質部品が用いられている。
【０００３】
非調質部品に用いられる鋼は、ＶやＮｂを添加したフェライト・パーライト二相組織が一般的で、調質鋼に対し、引張強度を同程度にすると、降伏強度、絞り値、衝撃値が低く、一方、降伏強度を同程度とした場合、引張強度、すなわち、硬度が過度に上昇し、被削性が低下することが指摘されてきた。
【０００４】
特開２００１−１２３２２４号公報、特開２００１−１３１６８０号公報は高強度、高降伏比、且つ高靭性な非調質鋼に関するもので、フェライト、ベイニチックフェライト、擬似マルテンサイトを有する組織を備えた鋼材を冷間加工後６００℃以下で時効処理し、Ｃｕ、Ｔｉ−Ｎｂ系炭化物を析出させることを特徴とする。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、実製造において複数の組織の比率を厳格に制御することは現実的でなく、また多量のＣｕ添加による析出強化を利用する場合、高温割れ防止のため高価なＮｉ添加が必要で、大量消費される構造部品として適当でない。
【０００６】
そこで、本発明は、実機製造においても生産性が低下せず、安価な成分組成で引張強さ７００Ｍｐａ以上、降伏比０．８５以上の強度、降伏比且つ靭性が得られる熱間圧延型非調質棒鋼およびその製造方法を提供することを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明者等は、非調質材で調質材に匹敵する強度、靭性が得られ、且つ被削性を損なわない棒鋼についてその成分組成、製造条件の観点から種々検討し、１０ｎｍ以下の微細な析出物で析出強化した場合、鋼を過度に硬化させることなく降伏強度が上昇し、靭性や被削性を損なうことのないことを見出した。
【０００８】
尚、本発明で熱間圧延型非調質棒鋼とは、棒鋼圧延後の冷却速度調整により、微細析出物を析出させ、製品に加工後調質処理を要しない棒鋼を意味する。
【０００９】
本発明は以上の知見を基に更に検討を加えてなされたものである。すなわち、本発明は、
１．２００倍の光学顕微鏡での断面組織観察で、フェライト面積率が９５％以上であるフェライト単相組織を有し、フェライト相中に粒径が１０ｎｍ未満の、Ｔｉ、Ｍｏの炭化物である微細析出物が全析出物の９０％以上分散析出し、鋼組成が、質量％で、Ｃ≦０．１５％、Ｓｉ≦０．５％、Ｍｎ≦２％、Ａｌ≦０．１％、Ｔｉ：０．０３〜０．３５％、Ｍｏ：０．０５〜０．８％、残部Ｆｅ及び不可避的不純物よりなり、鋼組成として更に、下記式（１）を満足することを特徴とする、引張強さ７００ＭＰａ以上で０．８５以上の降伏比を有する熱間圧延型非調質棒鋼。
０．５≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）｝≦１．５ ----- （１）
【００１０】
２．２００倍の光学顕微鏡での断面組織観察で、フェライト面積率が９５％以上であるフェライト単相組織を有し、フェライト相中に粒径が１０ｎｍ未満の、ＴｉとＭｏとＮｂ、Ｖ、Ｗの内の少なくとも一種とを含む炭化物である微細析出物が全析出物の９０％以上分散析出し、鋼組成が、質量％で、Ｃ≦０．１５％、Ｓｉ≦０．５％、Ｍｎ≦２％、Ａｌ≦０．１％、Ｔｉ：０．０３〜０．３５％、Ｍｏ：０．０５〜０．８％を含有し、更に質量％で、Ｎｂ≦０．０８％、Ｖ≦０．１５％、Ｗ≦１．５％の一種または二種以上を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物よりなり、鋼組成として更に、下記式（２）を満足することを特徴とする、引張強さ７００ＭＰａ以上で０．８５以上の降伏比を有する熱間圧延型非調質棒鋼。
０．５≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｎｂ／９３）
＋（Ｖ／５１）＋（Ｗ／１８４）｝≦１．５ ----- （２）
但し、各元素は含有量（％）とし、含まれないものは０とする。
【００１１】
３．鋼組成が請求項１または２に記載の鋼を１１００℃以上に加熱後、仕上げ圧延温度８００℃以上で熱間圧延し、その後の冷却において、７００〜５５０℃を０．５℃／ｓｅｃ以下の冷却速度で冷却することを特徴とする、引張強さ７００ＭＰａ以上で０．８５以上の降伏比を有する熱間圧延型非調質棒鋼の製造方法。
【００１２】
４．鋼組成が請求項１または２に記載の鋼を１１００℃以上に加熱後、仕上げ圧延温度８００℃以上で熱間圧延し、その後の冷却において、７００〜５５０℃を０．５℃／ｓｅｃ超えの冷却速度で冷却し、その後５５０〜７００℃で１０分間以上再加熱することを特徴とする、引張強さ７００ＭＰａ以上で０．８５以上の降伏比を有する熱間圧延型非調質棒鋼の製造方法。
【００１９】
【発明の実施の形態】
本発明のミクロ組織、成分組成および製造条件について以下に詳細に説明する。
【００２０】
１．ミクロ組織
本発明鋼はそのミクロ組織をフェライト単相組織に粒径１０ｎｍ未満の微細析出物を含む組織に規定する。
【００２１】
フェライト単相組織とした場合、調質材に匹敵する靭性が得られ、該組織中に微細析出物を分散析出させた場合、調質材に匹敵する高降伏強度が被削性を損なうことなく得られる。微細析出物は熱間圧延後の冷却速度の調整や、熱間圧延後の析出処理により析出させる。
【００２２】
本発明では微細析出物は粒径１０ｎｍ未満とする。析出物の粒径が１０ｎｍ以上の場合、輸送機器、建機の機械構造用部品として必要な引張強さ７００ＭＰａ以上が得られない。
【００２３】
また、フェライト単相組織中に粒径１０ｎｍ未満の微細析出物を析出させた場合、降伏比が０．８５以上となり、降伏強度の上昇に対して引張強度の上昇が抑えられ鋼の硬化が小さく調質鋼に匹敵する被削性が得られる。母相、析出物のいずれかが本発明の規定外となった場合、降伏比は０．８５未満となる。
【００２４】
微細析出物の粒径は小さいほど強度向上に有効で、望ましくは５ｎｍ，更に望ましくは３ｎｍ以下とし、そのような微細析出物としてＴｉ、Ｍｏを複合含有した炭化物、またそれらに更にＮｂ、Ｖ、Ｗの一種または二種以上を含む炭化物が好ましい。
【００２５】
これらの微細析出物の分布形態は特に規定しないが、母相中に均一分散（分散析出）することが望ましい。
【００２６】
また、本発明において、微細析出物の大きさは、全析出物の９０％以上で満足すれば、目的とする引張強さ７００ＭＰａ以上が得られる。但し、１０ｎｍ以上の大きさの析出物は析出物形成元素を消費し、強度に悪影響をあたえるため、５０ｎｍ以下とすることが好ましい。
【００２７】
上述した析出物とは別に少量のＦｅ炭化物を含有しても本発明の効果は損なわれないが、平均粒径が１μｍ以上のＦｅ炭化物を多量に含むと靭性を阻害するため、本発明においては含有されるＦｅ炭化物の大きさ上限は１μｍ、含有率は全体の１％以下とすることが望ましい。
【００２８】
微細析出物の全析出物に占める割合は、以下の方法により求める。電子顕微鏡試料を、ツインジェット法を用いた電解研磨法で作成し、加速電圧２００ｋＶで観察する。その際、微細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するために焦点を正焦点からずらしたデフォーカス法で観察を行う。
【００２９】
また、析出物粒子の計測を行った領域の試料の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。
【００３０】
この方法により、粒子数の計測と試料厚さの計測を同じ領域について実行することができる。粒子数および粒子径の測定は試料の０．５×０．５μｍの領域４箇所について行い、１μｍ2当たりに分布する析出物を粒径ごとの個数として算出する。
【００３１】
この値と試料厚さから、析出物の１μｍ3当たりに分布する粒子径ごとの個数を算出し、径が１０ｎｍ未満の析出物について、測定した全析出物に占める割合を算出する。
【００３２】
また、本発明においてフェライト単相組織とは、断面組織観察（２００倍の光学顕微鏡組織観察）でフェライト面積率９５％以上とし、好ましくは９８％以上とする。
【００３３】
２．成分組成
本発明鋼は上述したミクロ組織で目的とする性能が得られるが、以下の成分組成が好ましい。
【００３４】
Ｃ
Ｃは０．１５％を超えて含有すると微細析出物が粗大化し、強度が低下するため０．１５％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．０３％以上０．１２％以下である。
【００３５】
Ｓｉ
Ｓｉは冷間加工性を向上させるため添加する。０．５％をこえるとその効果が損なわれるようになるため、０．５％以下とする。より好ましくは０．１５％以下である。
【００３６】
Ｍｎ
Ｍｎは強度、延性を向上させるため添加する。２％を超えるとその効果が損なわれるため２％以下とする。より好ましくは０．５％以上１．８％以下である。
【００３７】
Ａｌ
Ａｌは脱酸剤として作用する。またＮとＡｌＮを形成し、Ｂの焼入れ性効果を向上させる。０．１％を超えるとその効果が飽和するため０．１％以下とする。より好ましくは０．０５％以下である。
【００３８】
Ｔｉ
ＴｉはＴｉ系炭化物、Ｍｏとともに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添加する。引張強度７００ＭＰａ以上を確保するため０．０３％以上とし、一方、０．３５％を超えて添加すると析出物が粗大化し、強度、靭性が低下するため０．０３〜０．３５％とする。より好ましくは０．０３〜０．２０％である。
【００３９】
Ｍｏ
ＭｏはＭｏ系炭化物、Ｔｉとともに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添加する。引張強度７００ＭＰａ以上を確保するため０．０５％以上とし、一方、０．８％を超えて添加するとベイナイト等の低温変態相を形成し、微細析出物による析出強化が不足し、強度が低下するため０．０５〜０．８％とする。より好ましくは０．１５〜０．４５％である。
【００４０】
Ｍｏは拡散速度が遅く、Ｔｉとともに析出する場合、析出物の成長速度が低下し、微細な析出物が得やすい。
【００４１】
（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）｝
本パラメータは、析出物の大きさに影響を与えるもので、０．５以上、１．５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。微細なＴｉ，Ｍｏ系炭化物では、炭化物中のＴｉ、Ｍｏは原子比でＴｉ／Ｍｏが０．２〜２．０、更に微細な炭化物では０．７〜１．５であることが観察された。
【００４２】
更に、特性を向上させる場合、Ｎｂ、Ｖ、Ｗの一種または二種以上を添加することが好ましい。
【００４３】
Ｎｂ
ＮｂはＴｉと微細析出物を形成して強度向上に寄与する。また、組織を微細化し、結晶粒の整粒により延性を向上させる。０．０８％を超えると過度に微細化し、延性が低下するため０．０８％以下とする。より好ましくは０.０４％以下である。
【００４４】
Ｖ
ＶはＴｉと微細析出物を形成するが、０．１５％を超えると析出物が粗大化するようになるため、０．１５％以下とする。より好ましくは０．１０％以下である。
【００４５】
Ｗ
ＷはＴｉと微細析出物を形成するが、１．５％を超えると析出物が粗大化するようになるため、１．５％以下とする。より好ましくは１．０％以下である。
【００４６】
これらの元素の添加においては、Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｗの原子比を規定することが炭化物の微細化に有効である。
【００４７】
（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｎｂ／９３）＋（Ｖ／５１）＋（Ｗ／１９２）｝
本限定式は析出物の大きさに影響を与えるもので、（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｎｂ／９３）＋（Ｖ／５１）＋（Ｗ／１９２）｝を０．５以上、１．５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る。
【００４８】
Ｎｂ，Ｖ，Ｗの一種または二種以上を含む微細な炭化物の場合は、（Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ）／（Ｍｏ＋Ｗ）が０．２〜２．０、更に微細な炭化物の場合は０．７〜１．５であることが観察された。
【００４９】
また、本発明鋼では、部品成形時の被削性を向上させる場合は、Ｓ：０．０３〜０．１％とし、Ｐｂ≦０．２％、Ｃａ≦０．００５％，Ｂ≦０．０２％の一種または二種以上を添加することができる。
【００５０】
強度、延性を向上させる場合、Ｎｉ，Ｃｒの一種または二種をＮｉ≦２％、Ｃｒ≦２％の範囲で添加してもかまわない。
【００５１】
さらに、棒鋼の靭性を向上させる場合、不可避不純物であるＰ，Ｎを、Ｐ≦０．０４０％、Ｎ≦８０ｐｐｍに規制することが望ましい。
【００５２】
尚、これらの元素の含有量や添加の有無により本発明の効果が損なわれることはない。
【００５３】
３．製造条件
図１は本発明の熱間圧延棒鋼による非調質部品の概略製造工程図でＳ１は棒鋼製造工程、Ｓ２は搬送工程、Ｓ３は製品仕上げ過程を示す。棒線材製造工程（Ｓ１）で鋼塊を熱間圧延し棒鋼とし、製品仕上げ過程（Ｓ３）で棒鋼を熱間圧延加工し、所望の部品形状とした後、析出処理で微細析出物を析出させ引張強さ７００ＭＰａ以上とする。尚、本発明において、棒鋼の寸法によっては熱間圧延後の冷却速度を調整し、析出処理を省略することも可能である。
【００５４】
以下に望ましい製造工程について詳細に説明する。
【００５５】
圧延加熱温度
圧延加熱温度は１１００℃以上とする。本発明では、製品加工後の析出処理や圧延冷却過程で微細析出物を析出させるため、圧延時に溶解時から残存する炭化物を固溶させる。圧延加熱温度を１１００℃未満とした場合、溶解時から残存するＴｉ−Ｍｏ系炭化物等が固溶しないため１１００℃以上とする。
【００５６】
圧延後の冷却速度
冷却速度は、熱間圧延ままで微細析出物が析出するよう微細析出物の析出温度範囲の７００〜５５０℃を、微細析出物が得られる限界冷却速度（０．５℃／ｓｅｃ）以下の冷却速度で冷却する。この場合であっても、低Ｃ系組成により母相はフェライト単相組織となる。
【００５７】
析出処理
棒鋼の場合、その寸法によって、上述の冷却速度が得られない場合がある。そのような場合、製品成形後、析出処理を行う。析出処理では、母相をフェライト単相とし、強度向上に寄与する微細析出物を析出させることが必要で、加熱温度はベイナイトが生成しないよう５５０℃以上とし、７００℃を超えると析出物が粗大化するため５５０〜７００℃とする。
【００５８】
また、微細なＴｉ、Ｍｏなどの炭化物を生成、析出させるため該温度域において１０分以上保持する。
【００５９】
【実施例】
表１に示す組成の鋼を１５０ｋｇ真空溶解炉にて溶製し、１６０ｍｍ角に造塊後、ダミービレットに溶接し、種々の加熱温度、仕上げ温度でφ３０ｍｍ，φ１００ｍｍの棒鋼に圧延した。棒鋼の径は５５０〜７００℃の冷却速度を変化させるためφ３０ｍｍ、φ１００ｍｍとした。φ３０ｍｍの棒鋼については一部のものを除いて時効処理を行った。
【００６０】
供試鋼Ｎｏ．１〜１０は本発明例、Ｎｏ．１１〜１５は比較例で成分組成および／または製造条件が本発明の範囲外であり、Ｎｏ．１６は従来例でＳ４５Ｃ調質材の非調質鋼である。
【００６１】
それぞれの棒鋼について、組織観察を行い、降伏強さ、引張強さ、衝撃値を求めた。
【００６２】
引張試験はＪＩＳ４号試験片により常温での降伏強さ、引張強さを、衝撃試験はＪＩＳ３号のＵノッチ衝撃試験片により試験温度２０℃での吸収エネルギーを求めた。引張強さ７００ＭＰａ以上、降伏比０．８５以上が本発明例である。
【００６３】
組織観察は時効処理後、棒鋼断面を光学顕微鏡で観察し、また、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で薄膜観察を行った。析出物はエネルギー分散型Ｘ線分光装置（ＥＤＸ）により同定した。
【００６４】
表２に試験結果を示す。Ｎｏ．１〜１０はミクロ組織が本発明の規定を満足し、高強度、高靭性が得にくいとされるφ１００ｍｍのＮｏ，８〜１０を含めて７００ＭＰａ以上の引張強さ、０．８５以上の降伏比、１００Ｊ／ｃｍ2以上の衝撃値であり、同強度の従来材（Ｎｏ．１６）に比較して高靭性、高降伏比であった。
【００６５】
一方、Ｎｏ．１１〜１５の比較例は、引張強さ、降伏比のいずれかまたは両者が本発明範囲外であった。
【００６６】
Ｎｏ．１１は圧延後の冷却速度が本発明範囲外で、時効処理を行わなかったため、微細析出物も観察されず、引張強さ、降伏比に劣る。
【００６７】
Ｎｏ．１２は圧延前の加熱温度が低く本発明範囲外で、引張強さ、降伏比に劣り、靭性も低い。低い加熱温度によりＴｉ，Ｍｏが十分固溶せず、時効処理においてこれら残存物を核に析出が生じたため、粗大析出物が形成されたためと思われる。
【００６８】
Ｎｏ．１３は時効処理温度が本発明範囲外で高く、析出物が粗大化し、降伏比が低い。
【００６９】
Ｎｏ．１４はＣ量が多く、限定式を満足せず析出物が粗大化し、降伏比が低い。
【００７０】
Ｎｏ．１５はＭｏ量、Ｔｉ量が本発明範囲外で、限定式を満足せず析出物が粗大化し、降伏比が低く、靭性も劣る。
【００７１】
【表１】
【表２】
【発明の効果】
本発明によれば、熱間圧延後、調質処理を行うことなく調質処理材と同等の強度、被削性を有する引張強さ７００ＭＰａ以上の熱間圧延非調質棒鋼およびその製造方法が得られ、産業上極めて有用である。
【図面の簡単な説明】
【図１】 本発明鋼の製造工程の一例を示す図。
Claims (4)
- ２００倍の光学顕微鏡での断面組織観察で、フェライト面積率が９５％以上であるフェライト単相組織を有し、フェライト相中に粒径が１０ｎｍ未満の、Ｔｉ、Ｍｏの炭化物である微細析出物が全析出物の９０％以上分散析出し、鋼組成が、質量％で、Ｃ≦０．１５％、Ｓｉ≦０．５％、Ｍｎ≦２％、Ａｌ≦０．１％、Ｔｉ：０．０３〜０．３５％、Ｍｏ：０．０５〜０．８％、残部Ｆｅ及び不可避的不純物よりなり、鋼組成として更に、下記式（１）を満足することを特徴とする、引張強さ７００ＭＰａ以上で０．８５以上の降伏比を有する熱間圧延型非調質棒鋼。
０．５≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）｝≦１．５ ----- （１） - ２００倍の光学顕微鏡での断面組織観察で、フェライト面積率が９５％以上であるフェライト単相組織を有し、フェライト相中に粒径が１０ｎｍ未満の、ＴｉとＭｏとＮｂ、Ｖ、Ｗの内の少なくとも一種とを含む炭化物である微細析出物が全析出物の９０％以上分散析出し、鋼組成が、質量％で、Ｃ≦０．１５％、Ｓｉ≦０．５％、Ｍｎ≦２％、Ａｌ≦０．１％、Ｔｉ：０．０３〜０．３５％、Ｍｏ：０．０５〜０．８％を含有し、更に質量％で、Ｎｂ≦０．０８％、Ｖ≦０．１５％、Ｗ≦１．５％の一種または二種以上を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物よりなり、鋼組成として更に、下記式（２）を満足することを特徴とする、引張強さ７００ＭＰａ以上で０．８５以上の降伏比を有する熱間圧延型非調質棒鋼。
０．５≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｎｂ／９３）
＋（Ｖ／５１）＋（Ｗ／１８４）｝≦１．５ ----- （２）
但し、各元素は含有量（％）とし、含まれないものは０とする。 - 鋼組成が請求項１または２に記載の鋼を１１００℃以上に加熱後、仕上げ圧延温度８００℃以上で熱間圧延し、その後の冷却において、７００〜５５０℃を０．５℃／ｓｅｃ以下の冷却速度で冷却することを特徴とする、引張強さ７００ＭＰａ以上で０．８５以上の降伏比を有する熱間圧延型非調質棒鋼の製造方法。
- 鋼組成が請求項１または２に記載の鋼を１１００℃以上に加熱後、仕上げ圧延温度８００℃以上で熱間圧延し、その後の冷却において、７００〜５５０℃を０．５℃／ｓｅｃ超えの冷却速度で冷却し、その後５５０〜７００℃で１０分間以上再加熱することを特徴とする、引張強さ７００ＭＰａ以上で０．８５以上の降伏比を有する熱間圧延型非調質棒鋼の製造方法。
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