JP5699940B2 - 熱間圧延棒鋼または線材 - Google Patents

Description

本発明は、熱間圧延棒鋼または線材に関し、詳しくは、熱間鍛造によって粗成形される歯車、シャフトなどの部品の素材として好適な、浸炭あるいは浸炭窒化時の結晶粒粗大化防止特性に優れた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、シャフトなどの鋼製部品は、棒鋼または線材を熱間鍛造あるいは冷間鍛造により粗成形した後、切削加工を施して部品形状とし、その後、浸炭焼入れあるいは浸炭窒化焼入れによって表面硬化して製造する場合が多いが、その際、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。

具体的には、特許文献１に、ｓｏｌ．Ａｌ量、Ｎ量および「ｓｏｌ．Ａｌ／Ｎ」の比率を限定した鋼を１２００℃以上に加熱後、熱間加工することを特徴とする「結晶粒安定化浸炭用鋼」が開示されている。

特許文献２には、ＡｌＮの析出量、ＡｌＮの大きさと個数を限定し、さらに鋼材の硬さや脱炭深さを規定した「冷間加工性と浸炭時の粗大粒防止特性に優れた肌焼用鋼材とその製造方法」が開示されている。なお、この特許文献２で提案された技術は、発明の名称や発明の目的に記載されているように、圧延のままで冷間加工して粗成形し、その後浸炭処理することを前提とするものである。

特許文献３には、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。なお、この特許文献３で提案された技術もまた、その段落［０００２］に記載のように、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る。

また、特許文献４には、本発明者らが提案した、ＡｌＮの析出量、ＡｌＮの大きさと個数を限定し、さらに組織も規定した「熱間圧延棒鋼または線材」が開示されている。

特開昭５６−７５５５１号公報 特開２００４−２０４２６３号公報 特開平１１−１０６８６６号公報 国際公開第２０１１／０５５６５１号

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。

すなわち、特許文献１で提案された技術は、鋼を１２００℃以上に加熱後、熱間加工するものであるが、量産での熱間鍛造では、加熱温度が１２００℃以上でない部品が多く存在する。このため、様々な温度域で熱間鍛造された場合にも、浸炭時のオーステナイト粒粗大化を安定して防止できるという技術ではない。

特許文献２で提案された技術では、素材の加熱温度について、中心部まで配慮されていない。また、熱間圧延より後の工程で析出するＡｌＮ量について配慮されておらず、さらにＡｌＮが微細であるため、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３で提案された技術も、素材の加熱温度について、中心部まで配慮されていない。また、熱間圧延より後の工程で析出するＡｌＮ量について配慮されていないため、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。

本発明者らが特許文献４で提案した技術の場合、様々な温度域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することができる。しかしながら、熱間圧延によって棒鋼や線材を製造する際に、例えば、分塊圧延して得た圧延素材としての鋼片を高温に加熱しなければならないこともあり、この場合には、エネルギーコストが嵩んでしまう。

本発明は、上記現状に鑑みてなされたもので、その目的は、熱間圧延棒鋼や線材の製造において、圧延素材としての鋼片、例えば、分塊圧延して得た鋼片の加熱温度を、あまり高温にすることなく得られる棒鋼や線材であって、その棒鋼や線材を用いて、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ので、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である。

なお、本発明では、光学顕微鏡を用いて、各視野の大きさを１．０ｍｍ×１．０ｍｍとして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。

これまでに、特許文献２や特許文献３にあるように、熱間圧延材の段階でＡｌＮの析出量を少なくすることによって、冷間加工（冷間鍛造）で粗成形した場合における浸炭加熱時のオーステナイト粒粗大化防止が可能なことは知られていたが、様々な温度域で熱間鍛造された場合には、熱間圧延材の段階でＡｌＮの析出量を少なくしても、９８０℃以下の温度で浸炭加熱する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。

このため、本発明者らは、熱間圧延棒鋼や線材の製造において、圧延素材としての鋼片、例えば、分塊圧延して得た鋼片の加熱温度をあまり高温にすることなく得られる棒鋼や線材であって、その棒鋼や線材が、様々な温度域で熱間鍛造された場合において、浸炭あるいは浸炭窒化の工程において９８０℃以下の温度に加熱してもオーステナイト粒の粗大化を安定して防止できる条件、特に、熱間圧延棒鋼または線材におけるＡｌＮの析出量、分散状態およびミクロ組織が与える影響について調査・研究を重ねた。その結果、下記（ａ）〜（ｅ）の知見を得た。なお、以下の説明において、「浸炭あるいは浸炭窒化」を単に「浸炭」ということがある。そして、特に断らない限り「浸炭加熱」といえば、「浸炭のための９８０℃以下の温度での加熱」を指すものとする。

（ａ）熱間鍛造で粗成形する部品において、熱間圧延材の段階でＡｌＮがある程度析出している場合に、ＡｌＮの析出量が特定量以上であり、ＡｌＮの大きさが微細すぎず、かつ粗大すぎない特定範囲の大きさであれば、浸炭加熱時にオーステナイト粒成長にバラツキが生じにくい。

（ｂ）熱間圧延より後の工程でＡｌＮとして析出することができるＡｌの量が、特定の量以上であれば、上記（ａ）との重畳作用で、浸炭加熱時にオーステナイト粒粗大化を安定して防止できる。

（ｃ）量産工程として一般的な、大断面での連続鋳造後の鋳片には、粗大なＡｌＮが生成しており、これが熱間圧延材で残存していると、たとえＡｌＮの析出量が少なくても、浸炭加熱時にオーステナイト粒が粗大化しやすい。

（ｄ）鋳片、および鋳片を分塊圧延して得た鋼片の加熱では、表面側から昇温するため、中心部の温度が表面の温度と同等になるには長時間を要する。したがって、一般的な加熱の場合には、熱間圧延材の中心部では、表層部に較べてＡｌＮの析出量および粗大なＡｌＮ粒が多くなるので、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ない。このため、浸炭加熱時のオーステナイト粒粗大化を安定して防止するためには、表層部近傍だけでなく、中心部にも配慮する必要がある。

（ｅ）ＡｌＮ析出量の定量は、一般に、表層部から電解抽出した残渣を分析することによって行われる。このため、一般的な抽出残渣分析によって求めたＡｌＮ析出量、およびそのＡｌＮ析出量を用いて計算される熱間圧延より後の工程で析出することができるＡｌ量は、中心部近傍の浸炭加熱時のオーステナイト粒粗大化防止の指標にはならない。中心部近傍における浸炭加熱時のオーステナイト粒粗大化防止を達成するには、中心部近傍における、ＡｌＮの析出量および熱間圧延より後の工程で析出することができるＡｌ量についても所定量を満たす必要がある。

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（１）〜（３）に示す熱間圧延棒鋼または線材にある。

（１）熱間圧延棒鋼または線材であって、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：０．０３〜０．０６％および
Ｎ：０．０１０〜０．０２５％を含有し、
残部は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
である化学組成を有し、
前記棒鋼または線材の横断面において、棒鋼または線材の表面から半径の１／５までの領域および前記横断面の中心から半径の１／５までの領域のそれぞれにおいて、ＡｌＮとして析出しているＡｌ量が０．０１５％以上であり、式（１）または式（２）で表されるＸが０．００８％以上であり、かつ、直径１００〜３００ｎｍのＡｌＮの個数密度が１０個／１００μｍ²以上である、
ことを特徴とする、熱間圧延棒鋼または線材。
〔（１４／２７）ｓｏｌ．Ａｌ＋（１４／４７．９）Ｔｉ≧Ｎ〕の場合、
Ｘ＝〔｛Ｎ−（１４／４７．９）Ｔｉ｝×（２７／１４）〕−〔ＡｌＮとして析出しているＡｌ〕・・・（１）
〔（１４／２７）ｓｏｌ．Ａｌ＋（１４／４７．９）Ｔｉ＜Ｎ〕の場合、
Ｘ＝ｓｏｌ．Ａｌ−〔ＡｌＮとして析出しているＡｌ〕・・・（２）
ここで、式中の各元素記号は、対応する元素の含有量（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。

（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。

なお、残部としての「Ｆｅおよび不純物」における「不純物」とは、鉄鋼材料を工業的に製造する際に、原料としての鉱石やスクラップあるいは環境などから混入するものを指す。

ＡｌＮの「直径」とは、一般的な方法で抽出レプリカ試料を作製し、透過型電子顕微鏡を用いて観察したＡｌＮの長径と短径の算術平均を指す。

さらに、式（１）または式（２）で表されるＸは、熱間圧延より後の工程でＡｌＮとして析出することができるＡｌ量を指す。

本発明の熱間圧延棒鋼または線材は、圧延素材としての鋼片の加熱温度をあまり高温にすることなく得ることができる。しかも、この棒鋼や線材は、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ので、熱間鍛造によって粗成形される歯車、シャフトなどの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り、その含有量が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。しかしながら、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。Ｓｉの含有量が０．４％以上になると、疲労強度の向上効果が顕著になるので、Ｓｉの含有量は０．４％以上であることが好ましい。なお、Ｓｉの含有量は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、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。しかしながら、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２．０％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。しかしながら、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、その含有量が０．０５％を超えると、疲労強度の低下が顕著になる。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、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。しかしながら、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。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：０．０３〜０．０６％
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。しかしながら、Ａｌの含有量がｓｏｌ．Ａｌで０．０３％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。また、Ａｌの含有量がｓｏｌ．Ａｌで０．０６％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０．０３〜０．０６％とした。Ａｌの含有量はｓｏｌ．Ａｌで０．０３５％以上、０．０５％以下であることが好ましい。なお、「ｓｏｌ．Ａｌ」とは、酸可溶Ａｌのことで、Ａｌ酸化物以外のＡｌを意味する。

Ｎ：０．０１０〜０．０２５％
Ｎは、Ａｌ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉと結合してＡｌＮ、ＮｂＮ、ＶＮ、ＴｉＮを形成しやすい元素である。本発明においては、上記の窒化物のうちＡｌＮ、ＮｂＮ、ＶＮが、浸炭加熱時のオーステナイト粒粗大化防止効果を有する。しかしながら、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粗大化防止効果が得られない。一方、Ｎの含有量が０．０２５％を超えると、特に製鋼工程において、安定して量産することが難しくなる。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の化学組成の一つは、上記元素のほか、残部がＦｅと不純物からなり、不純物中のＰ、ＴｉおよびＯ（酸素）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。

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。

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。

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。

本発明の熱間圧延棒鋼または線材の化学組成の他の一つは、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、ＮｂおよびＶのうちの１種以上の元素を含有するものである。

以下、任意元素である上記Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、ＮｂおよびＶの作用効果と、含有量の限定理由について説明する。

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、上記の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、含有させる場合のＣｕ含有量を０．４％以下とした。なお、含有させる場合のＣｕの含有量は０．３％以下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を安定して得るためには、含有させる場合のＣｕの含有量は、０．１％以上であることが好ましい。

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、含有させる場合のＮｉの含有量を１．５％以下とした。なお、含有させる場合のＮｉの含有量は０．８％以下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を安定して得るためには、含有させる場合のＮｉの含有量は、０．１％以上であることが好ましい。

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、熱間鍛造後の被削性の低下が顕著になる。したがって、含有させる場合のＭｏの含有量を０．８％以下とした。なお、含有させる場合のＭｏの含有量は０．４％以下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を安定して得るためには、含有させる場合のＭｏの含有量は、０．０５％以上であることが好ましい。

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。なお、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、含有させる場合のＮｂの含有量を０．０８％以下とした。なお、含有させる場合のＮｂの含有量は０．０４％以下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を安定して得るためには、含有させる場合のＮｂの含有量は、０．０１％以上であることが好ましい。

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、含有させる場合のＶの含有量を０．２％以下とした。なお、含有させる場合のＶの含有量は０．１％以下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を安定して得るためには、含有させる場合のＶの含有量は、０．０２％以上であることが好ましい。

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。なお、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）棒鋼または線材の横断面において、棒鋼または線材の表面から半径の１／５までの領域および横断面の中心から半径の１／５までの領域を観察したとき、それぞれの領域において、ＡｌＮとして析出しているＡｌの量、熱間圧延より後の工程でＡｌＮとして析出可能なＡｌ量、および直径１００〜３００ｎｍのＡｌＮの個数密度
鋳片および鋼片は大断面であるため、中心部まで所定の温度になるのに長時間を要する。したがって、鋳片および鋼片を加熱した際、表層部に較べて、中心部は温度が低かったり、所定の温度に保持される時間が短いことが一般的である。そのため熱間加工した状態である熱間圧延棒鋼または線材の段階では、表層部と中心部でＡｌＮの析出量および分散状態が異なることとなって、オーステナイト粒の粗大化にも差異が生じる。

しかしながら、熱間圧延棒鋼または線材の横断面において、棒鋼または線材の表面から半径の１／５までの領域および横断面の中心から半径の１／５までの領域のそれぞれにおいて、ＡｌＮとして析出しているＡｌ量が０．０１５％以上であり、式（１）または式（２）で表されるＸ、つまり、熱間圧延より後の工程でＡｌＮとして析出することができるＡｌ量が０．００８％以上であり、かつ、直径１００〜３００ｎｍのＡｌＮの個数密度が１０個／１００μｍ²以上であれば、その棒鋼や線材を、９００〜１２００℃の間の様々な温度に加熱後に熱間鍛造しても、表層から中心部の全域において、浸炭加熱時のオーステナイト粒粗大化を抑制することができる。
〔（１４／２７）ｓｏｌ．Ａｌ＋（１４／４７．９）Ｔｉ≧Ｎ〕の場合、
Ｘ＝〔｛Ｎ−（１４／４７．９）Ｔｉ｝×（２７／１４）〕−〔ＡｌＮとして析出しているＡｌ〕・・・（１）
〔（１４／２７）ｓｏｌ．Ａｌ＋（１４／４７．９）Ｔｉ＜Ｎ〕の場合、
Ｘ＝ｓｏｌ．Ａｌ−〔ＡｌＮとして析出しているＡｌ〕・・・（２）
ここで、式中の各元素記号は、対応する元素の含有量（質量％）を表す。

したがって、本発明においては、横断面において、棒鋼または線材の表面から半径の１／５までの領域および横断面の中心から半径の１／５までの領域のそれぞれにおいて、ＡｌＮとして析出しているＡｌ量が０．０１５％以上であり、式（１）または式（２）で表されるＸが０．００８％以上であり、かつ、直径１００〜３００ｎｍのＡｌＮの個数密度が１０個／１００μｍ²以上である、ことと規定した。

なお、ＡｌＮとして析出しているＡｌの量は、例えば、適宜の試験片を採取し、この試験片の横断面について、電解研磨されないように樹脂でマスキングした後、一般的な条件である、１０％ＡＡ系電解液を用い、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とによって求めることができる。なお、前述した１０％ＡＡ系電解液とは、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。

また、上記２つの領域における１００〜３００ｎｍのＡｌＮについては、例えば、各領域から一般的な方法で抽出レプリカ試料を作製し、透過型電子顕微鏡を用いて、倍率２００００倍、１視野あたりの面積１０μｍ²で、ランダムに各１０視野観察することによって、面積１００μｍ²当たりの個数密度として求めることができる。

なお、前記２つの領域において、いずれも、ＡｌＮとして析出しているＡｌの量は０．０１８％以上、０．０３０％以下であることが好ましい。また、式（１）または式（２）で表されるＸは０．０１２％以上であることが好ましい。さらに、直径１００〜３００ｎｍのＡｌＮの個数密度は１３個／１００μｍ²以上であることが好ましい。

そこで、上記のＡｌＮとして析出しているＡｌの量、熱間圧延より後の工程でＡｌＮとして析出することができるＡｌ量、およびＡｌＮの個数密度（分散状態）を得る方法の一例として、以下、０．２０〜０．２５％のＣ、０．１〜０．５％のＳｉ、０．７〜１．０％のＭｎおよび１．０〜１．５％のＣｒを含有する鋼を用いた場合について示す。なお、本発明の熱間圧延棒鋼または線材の製造方法は、これに限るものではないことはもちろんである。

・鋼を溶製し、鋳片を製造する際、凝固途中の鋳片に圧下を加えること、
・鋳片を分塊圧延する際、鋳片に加熱温度１２５０〜１３００℃、かつ、加熱時間５時間以上の加熱を施してから分塊圧延すること、
・分塊圧延後の鋼片の冷却は徐冷とすること、
・鋼片を熱間圧延する際、鋼片の加熱温度が１１００〜１１５０℃未満の場合は加熱時間を６０分以上、また、鋼片の加熱温度が１１５０〜１２００℃の場合は加熱時間を６０〜８０分、として熱間圧延すること、
・熱間圧延仕上げ温度を９８０〜１０５０℃とし、仕上げ圧延後は、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こと、
・鋼片から棒鋼、線材への圧延比（鋼片の断面積／棒鋼、線材の断面積）が８以上であること。

なお、熱間圧延における仕上げ圧延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、熱間圧延の仕上げ温度とは、仕上げ圧延直後の棒鋼または線材の表面温度を指し、さらに、仕上げ圧延後の冷却速度も、棒鋼または線材の表面冷却速度を指す。

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αおよび鋼β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℃まで徐冷した。なお、連続鋳造の凝固途中の段階で圧下を加えた。上記の鋼αおよび鋼β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。

このようにして作製した鋳片を、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、熱間圧延を行って直径４０ｍｍの棒鋼を得た。

表２に、製造条件〈１〉〜〈８〉として、４００ｍｍ×３００ｍｍの鋳片から直径４０ｍｍの棒鋼に仕上げるに際しての、鋳片の加熱条件、分塊圧延後の冷却条件、鋼片の加熱条件、棒鋼圧延の圧延仕上げ温度と圧延後の冷却条件の詳細を示す。

上記のようにして得た直径４０ｍｍの各棒鋼について、横断面において表面から半径の１／５までの領域および横断面の中心から半径の１／５までの領域を観察して、ＡｌＮとして析出しているＡｌの量を調査するとともに、そのＡｌ量を用いて式（１）または式（２）で表されるＸ、つまり、熱間圧延より後の工程でＡｌＮとして析出することができるＡｌ量を求めた。また、上記２つの領域における直径１００〜３００ｎｍのＡｌＮの個数密度を調査した。さらに、熱間鍛造と浸炭での加熱を模擬した試験を行って粗粒発生の有無を調査した。以下、その具体的な調査方法について説明する。

先ず、直径４０ｍｍの棒鋼には表面にスケールが存在しているため、そのままでは抽出残渣分析を行えない。このため、旋削加工により、同心円位置から直径３９ｍｍ、長さ１０ｍｍの試験片、および直径８ｍｍ、長さ２０ｍｍの試験片を採取した。これらの試験片の横断面について、電解研磨されないように樹脂でマスキングした後、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）した。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って、ＡｌＮとして析出しているＡｌの量を求めた。

また、直径４０ｍｍの棒鋼の横断面において表面から半径の１／５までの領域および横断面の中心から半径の１／５までの領域から、それぞれ、一般的な方法で抽出レプリカ試料を作製し、透過型電子顕微鏡を用いて、倍率２００００倍、１視野あたりの面積１０μｍ²で、ランダムに各１０視野観察し、直径が１００〜３００ｎｍのＡｌＮについて面積１００μｍ²当たりの個数密度を求めた。

さらに、直径４０ｍｍ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とした。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。なお、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および表４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および表４における製造条件記号は、前記表２に記載した製造条件記号に対応するものである。

表３および表４から、化学組成が本発明で規定する範囲内にあり、しかも、横断面において、表面から半径の１／５までの領域および横断面の中心から半径の１／５までの領域のそれぞれにおいてＡｌＮとして析出しているＡｌの量、ならびに、そのＡｌの量を用いて式（１）または式（２）から求めたＸの値および直径１００〜３００ｎｍのＡｌＮの個数密度の全てが本発明で規定する条件を満たす「本発明例」の場合（つまり、製造条件記号〈２〉および〈８〉で製造した場合）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αおよび鋼β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。

（実施例２）
表５に示す化学組成を有する鋼ａ〜ｋ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。

なお、表５中の鋼ａ、鋼ｂおよび鋼ｆ〜ｋ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ｃ〜ｅ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。

このようにして作製した鋳片を、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、熱間圧延を行って直径４０ｍｍの棒鋼を得た。

上記のようにして得た直径４０ｍｍ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、横断面において表面から半径の１／５までの領域および横断面の中心から半径の１／５までの領域を観察して、ＡｌＮとして析出しているＡｌの量を調査するとともに、そのＡｌ量を用いて式（１）または式（２）で表されるＸ、つまり、熱間圧延より後の工程でＡｌＮとして析出することができるＡｌ量を求めた。また、上記２つの領域における直径１００〜３００ｎｍのＡｌＮの個数密度を調査した。さらに、熱間鍛造と浸炭での加熱を模擬した試験を行って粗粒発生の有無を調査した。

すなわち、直径４０ｍｍの棒鋼を旋削加工により、同心円位置から直径３９ｍｍ、長さ１０ｍｍの試験片、および直径８ｍｍ、長さ２０ｍｍの試験片を採取した。これらの試験片の横断面について、電解研磨されないように樹脂でマスキングした後、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）した。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って、ＡｌＮとして析出しているＡｌの量を求めた。

また、直径４０ｍｍの棒鋼の横断面において表面から半径の１／５までの領域および横断面の中心から半径の１／５までの領域から、それぞれ、一般的な方法で抽出レプリカ試料を作製し、透過型電子顕微鏡を用いて、倍率２００００倍、１視野あたりの面積１０μｍ²で、ランダムに各１０視野観察し、直径が１００〜３００ｎｍのＡｌＮについて面積１００μｍ²当たりの個数密度を求めた。

さらに、直径４０ｍｍ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とした。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。なお、オーステナイト粒粗大化防止効果の目標は、（実施例１）の場合と同様に、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６〜８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６〜８における製造条件記号も、前記表２に記載した製造条件記号に対応するものである。

表６〜８から、化学組成が本発明で規定する範囲内にあり、しかも、横断面において、表面から半径の１／５までの領域および横断面の中心から半径の１／５までの領域のそれぞれにおいてＡｌＮとして析出しているＡｌの量、ならびに、そのＡｌの量を用いて式（１）または式（２）から求めたＸの値および直径１００〜３００ｎｍのＡｌＮの個数密度の全てが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。

本発明の熱間圧延棒鋼または線材は、圧延素材としての鋼片の加熱温度をあまり高温にすることなく得ることができる。しかも、この棒鋼や線材は、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ので、熱間鍛造によって粗成形される歯車、シャフトなどの部品の素材として好適に用いることができる。

Claims (3)

1. 熱間圧延棒鋼または線材であって、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：０．０３〜０．０６％および
   Ｎ：０．０１０〜０．０２５％を含有し、
   残部は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
   である化学組成を有し、
   前記棒鋼または線材の横断面において、棒鋼または線材の表面から半径の１／５までの領域および前記横断面の中心から半径の１／５までの領域のそれぞれにおいて、ＡｌＮとして析出しているＡｌ量が０．０１５％以上であり、式（１）または式（２）で表されるＸが０．００８％以上であり、かつ、直径１００〜３００ｎｍのＡｌＮの個数密度が１０個／１００μｍ²以上である、
   ことを特徴とする、熱間圧延棒鋼または線材。
   〔（１４／２７）ｓｏｌ．Ａｌ＋（１４／４７．９）Ｔｉ≧Ｎ〕の場合、
   Ｘ＝〔｛Ｎ−（１４／４７．９）Ｔｉ｝×（２７／１４）〕−〔ＡｌＮとして析出しているＡｌ〕・・・（１）
   〔（１４／２７）ｓｏｌ．Ａｌ＋（１４／４７．９）Ｔｉ＜Ｎ〕の場合、
   Ｘ＝ｓｏｌ．Ａｌ−〔ＡｌＮとして析出しているＡｌ〕・・・（２）
   ここで、式中の各元素記号は、対応する元素の含有量（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、請求項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、請求項１または２に記載の熱間圧延棒鋼または線材。