JP5742801B2

JP5742801B2 - 熱間圧延棒鋼または線材

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Publication number: JP5742801B2
Application number: JP2012181539A
Authority: JP
Inventors: 佑介臼井; 大藤　善弘; 善弘大藤; 直樹松井
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2012-08-20
Filing date: 2012-08-20
Publication date: 2015-07-01
Anticipated expiration: 2032-08-20
Also published as: JP2014037592A

Description

本発明は、熱間圧延棒鋼または線材に関する。詳しくは、本発明は、熱間圧延棒鋼または線材を球状化焼鈍した後、冷間鍛造および／または切削加工によって部品形状に成形し、次いで、その成形材の一部または全体に高周波焼入れを施し、さらに必要に応じて焼戻しを施す鋼製の部品、具体的には、自動車や産業機械などの部品である歯車、シャフト、プーリーなど鋼製の部品、の素材として用いるのに好適な熱間圧延棒鋼または線材に関する。

従来、自動車や産業機械の歯車、シャフト、プーリーなど鋼製の部品は、ＪＩＳ規格のＳＣｒ４２０、ＳＣＭ４２０やＳＮＣＭ４２０などの機械構造用合金鋼の熱間圧延棒鋼または線材を素材として、次の工程を経て製造されている。

工程（i）：熱間鍛造によって粗成形する、あるいは棒鋼または線材に球状化焼鈍を行った後、冷間鍛造によって粗成形する。

工程（ii）：工程（i）で得た粗成形品を直接に、または、必要に応じて焼きならしを行ってから、切削加工を施す。

工程（iii）：工程（ii）で得た切削加工品に、浸炭焼入れまたは浸炭窒化焼入れの表面硬化処理を施し、その後、必要に応じて、２００℃以下の温度で焼戻しを行う。

工程（iv）：工程（iii）で得た表面硬化処理品または表面硬化処理後の焼戻し品に、必要に応じてショットピーニング処理を施す。

以上の製造工程により、面疲労強度や耐摩耗性など、それぞれの部品に要求される特性を確保することがなされている。

しかしながら、近年、環境対応およびコスト低減の観点から、熱処理時間が長くＣＯ２の排出量が多い前記工程（iii）の浸炭焼入れまたは浸炭窒化焼入れを、高周波焼入れに変更したい、との要望が大きい。

また、部品の製造費用に占める切削加工コストの割合が大きい。このため、前記工程（i）において熱間鍛造で粗成形していた部品の場合には、コスト削減を目的に、粗成形工程として、より近い部品形状に成形することができる冷間鍛造を適用したい、との要望も強い。

従って、歯車、シャフト、プーリーなど鋼製の部品の素材となり、球状化焼鈍後の冷間加工性に優れるとともに、冷間鍛造後に、その一部または全体を高周波焼入れし、さらに必要に応じて焼戻しを施す上記の部品に、良好な特性、なかでも優れた面疲労強度を具備させることができる、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に、Ｃ：０．６０〜０．８０％、Ｓｉ：０．０３〜０．２０％、Ｍｎ：０．１５〜０．８０％など、特定の元素を含有するとともに、球状化焼きなまし前のミクロ組織中の初析フェライト面積率、球状化焼きなまし後のミクロ組織中の球状化炭化物比率などを規定する、「冷間加工性に優れた高周波焼入れ用鋼」が開示されている。

特開２００７−１３１９０７号公報

特許文献１では、球状化焼きなまし前のミクロ組織について、初析フェライト面積率についてのみしか考慮していないため、安定して優れた冷間加工性が得らない。また、実施例に示されたものでは、冷間加工性が良好としているＣ量が０．８０％以下では、Ｓｉ、ＭｎおよびＣｒの含有量が少ないため、面疲労強度も不十分である。

本発明は、上記現状に鑑みなされたもので、その目的は、歯車、シャフト、プーリーなど鋼製の部品の素材となり、球状化焼鈍後の冷間加工性に優れるとともに、冷間鍛造後に、その一部または全体を高周波焼入れし、さらに必要に応じて焼戻しを施す上記の部品に、良好な特性、なかでも優れた面疲労強度を具備させることができる、熱間圧延棒鋼または線材を提供することである。

これまでに、特許文献１に開示されているように、球状化焼きなまし後の硬さを８５ＨＲＢ以下とし、球状化焼きなまし後のミクロ組織中の球状化炭化物（アスベクト比が２以下の炭化物）の比率を８０％以上とすることで、冷間加工性に優れた鋼が得られることについては知られていた。

しかし、一般に相反する特性である冷間加工性と面疲労強度とを高いレベルで両立させることはできていなかった。

そこで、本発明者らは、冷間加工性と面疲労強度とを高いレベルで両立させることを目標に調査・研究を重ね、その結果、下記の知見を得た。

（ａ）高周波焼入れ部において、高い面疲労強度を得るためには、高い表面硬さを得るためにＣの含有量を０．５５％以上にするだけでなく、Ｓｉ、ＭｎおよびＣｒの含有量を多くする必要がある。なお、Ｓｉ、ＭｎおよびＣｒが面疲労強度を高める効果は、Ｓｉが最も大きく、次いでＣｒ、Ｍｎの順である。

（ｂ）Ｓｉ、ＭｎおよびＣｒの含有量が多くなると、冷間加工性が低下するため、球状化焼鈍前の組織を最適化することによって、冷間加工性を向上させる必要がある。

（ｃ）冷間加工性の向上、特に冷間鍛造時の割れ発生を安定して防止するためには、球状化焼鈍後の組織において、セメンタイト粒が比較的粗大で、かつ均一に分散している必要がある。そのためには、球状化焼鈍前の組織をパーライト主体の組織にする必要がある。球状化焼鈍前の組織がベイナイトやマルテンサイトであると、セメンタイト粒が微細になってしまう。また、球状化焼鈍前の組織が初析フェライトであると、その部分はセメンタイト粒が少なくなってしまうし、パーライト主体の組織であっても、パーライトラメラ間隔が微細であると、セメンタイト粒が相対的に小さくなってしまい、逆に、パーライトラメラ間隔が粗大すぎると、球状化焼鈍後のセメンタイト粒が大きくなりすぎ、さらに、パーライトラメラ間隔のばらつきが大きいと、セメンタイト粒の大きさが不均一になる。いずれの場合にも、冷間鍛造時に割れが発生しやすくなる。

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、下記に示す熱間圧延棒鋼または線材にある。

（１）質量％で、
Ｃ：０．５５〜０．７５％、
Ｓｉ：０．１〜１．０％、
Ｍｎ：０．３〜１．５％、
Ｃｒ：０．１〜２．０％、
Ｓ：０．００２〜０．０５％、
Ａｌ：０．０１〜０．２％および
Ｎ：０．００２〜０．０１％
を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＰおよびＯがそれぞれ、
Ｐ：０．０２５％以下および
Ｏ：０．００２％以下
で、さらに下記の[1]式で表されるＦｎ１が２．５〜４．５である化学組成を有し、
組織が、
パーライト分率が９０％以上、パーライトラメラの平均間隔が１５０〜３００ｎｍで、かつパーライトラメラ間隔の標準偏差が２５ｎｍ以下である、
ことを特徴とする熱間圧延棒鋼または線材。

Ｆｎ１＝３Ｓｉ＋Ｍｎ＋１．５Ｃｒ・・・[1]
ただし、[1]式中の元素記号は、各元素の含有量（質量％）を意味する。

（２）Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
Ｃｕ：０．４％以下、Ｎｉ：０．８％以下、Ｍｏ：０．１％以下、Ｖ：０．２％以下およびＢ：０．００３％以下のうちの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、
Ｔｉ：０．０５％以下およびＮｂ：０．０５％以下のうちの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。

本発明の熱間圧延棒鋼または線材は、球状化焼鈍後の冷間加工性に優れ、この棒鋼または線材を素材にして冷間鍛造し、その一部または全体を高周波焼入れし、さらに必要に応じて焼戻しを施した部品は、良好な特性、なかでも優れた面疲労強度を具備する。このため、本発明の熱間圧延棒鋼または線材は、環境対応およびコスト低減の観点から、歯車、シャフト、プーリーなど鋼製の部品の素材として好適である。

実施例において、走査型電子顕微鏡によってパーライトラメラ間隔を測定する際に、同一パーライトコロニー内で、５本のセメンタイトとフェライトに直交する線を引いた状況を模式的に説明する図である。実施例で用いたローラーピッチング試験用小ローラー試験片の形状を説明する図である。図中の寸法の単位は「ｍｍ」である。実施例で用いたローラピッチング試験用大ローラの形状を説明する図である。図中の寸法の単位は「ｍｍ」である。実施例で用いた冷間圧縮試験片の形状を説明する図である。図中の寸法の単位は「ｍｍ」である。

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：０．５５〜０．７５％
Ｃは、高周波焼入れ部の面疲労強度を向上させるのに有効な元素である。しかし、Ｃの含有量が０．５５％未満では、焼入れ部の硬さが低く、所望の面疲労強度が得られない。一方、Ｃの含有量が０．７５％を超えると、冷間加工性が低下する。従って、Ｃの含有量を０．５５〜０．７５％とした。Ｃ含有量の好ましい下限は０．６０％であり、好ましい上限は０．７０％である。

Ｓｉ：０．１〜１．０％
Ｓｉは、高周波焼入れ部の面疲労強度を向上させるのに有効な元素であるとともに、脱酸剤として必要な元素でもある。しかし、その含有量が０．１％未満ではこれらの効果が得られない。一方、Ｓｉの含有量が１．０％を超えると、冷間加工性が著しく低下する。従って、Ｓｉの含有量を０．１〜１．０％とした。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．２％であり、好ましい上限は０．８％である。

Ｍｎ：０．３〜１．５％
Ｍｎは、高周波焼入れ部の面疲労強度を向上させるのに有効な元素であるとともに、Ｓによる熱間脆性の防止に必要な元素である。これらの効果を発揮させるためには、Ｍｎを０．３％以上含有させる必要がある。しかし、その含有量が１．５％を超えると冷間加工性が低下する。従って、Ｍｎの含有量を０．３〜１．５％とした。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．６％であり、好ましい上限は１．０％である。

Ｃｒ：０．１〜２．０％
Ｃｒは、高周波焼入れ部の面疲労強度を向上させるのに有効な元素である。しかし、その含有量が０．１％未満ではこの効果が得られない。また、Ｃｒは炭化物に濃化しやすい元素であり、炭化物を安定化する。このため、その含有量が２．０％を超えると、高周波焼入れ部に炭化物が多量に残存して鋼の硬さが低下し、面疲労寿命が低下する。従って、Ｃｒ含有量を０．１〜２．０％とした。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．６％であり、好ましい上限は１．５％である。

Ｓ：０．００２〜０．０５％
Ｓは、Ｍｎと結合してＭｎＳを形成し、切削加工性を向上させる。しかし、その含有量が０．００２％未満では、前記の効果が得難い。一方、その含有量が０．０５％を超えると、粗大なＭｎＳを生成し、面疲労強度を低下させたり、冷間加工性（変形能）を著しく低下させる傾向がある。従って、Ｓの含有量を０．００２〜０．０５％とした。Ｓ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、好ましい上限は０．０４％である。

Ａｌ：０．０１〜０．２％
Ａｌは、脱酸作用を有するとともに、鋼中のＮと結合し、高周波焼入れ時の結晶粒の粗大化を防止し、曲げ疲労強度向上させる効果を有する。その効果を発揮させるには、０．０１％以上のＡｌ含有量が必要である。しかし、Ａｌの含有量が０．２％を超えると、Ａｌの大きな酸化物系介在物が残存し冷間加工時の割れ発生の原因となる。従って、Ａｌの含有量を０．０１〜０．２％とした。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０２％であり、好ましい上限は０．０５％である。

Ｎ：０．００２〜０．０１％
Ｎは、Ａｌと結合して、窒化物を形成し、また、Ｃとともに、Ｎｂ、Ｔｉと結合して、炭窒化物を形成し、これらの窒化物や炭窒化物のオーステナイト粒界のピンニング効果により、高周波焼入れ時の結晶粒の粗大化防止に有効である。その効果を発揮させるには、０．００２％以上のＮ含有量が必要である。一方、Ｎがフェライト中に固溶した場合に歪時効を生じ、冷間加工性を低下させる。上記冷間加工性の低下は、Ｎの含有量が０．０１％を超えると顕著になる。従って、Ｎの含有量を０．００２〜０．０１％とした。Ｎ含有量の好ましい上限は０．００７％である。

本発明の熱間圧延棒鋼または線材は、上述の各元素を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＰおよびＯがそれぞれ、Ｐ：０．０２５％以下およびＯ：０．００２％以下のものである。

なお、「不純物」とは、鋼の原料として使用される鉱石および／またはスクラップ、あるいは製造過程の環境などから混入する元素をいう。

以下、不純物中のＰ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あり、０．０２５％を超えて含まれると、面疲労強度を低下させる。従って、Ｐの含有量を０．０２５％以下とした。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０２０％である。

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。従って、Ｏの含有量を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には、上述のＦｅの一部に代えて、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂ、ＴｉおよびＮｂから選択される１種以上の元素を含有させてもよい。

Ｃｕ：０．４％以下
Ｃｕは、面疲労強度を向上させる効果を有するので、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、上記の効果が飽和する。従って、Ｃｕを含有させる場合には、その含有量を０．４％以下とした。Ｃｕ含有量の上限は、望ましくは０．３％である。

一方、前記したＣｕの面疲労強度向上させる効果は、その含有量が０．１％以上の場合に安定して得られる。Ｃｕ含有量の下限は、望ましくは０．２％である。

Ｎｉ：０．８％以下
Ｎｉは、面疲労強度を向上させる効果を有するので、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０．８％を超えると、上記の効果が飽和する。従って、Ｎｉを含有させる場合には、その含有量を０．８％以下とした。Ｎｉ含有量の上限は、望ましくは０．６％である。

一方、前記したＮｉの面疲労強度向上させる効果は、その含有量が０．１％以上の場合に安定して得られる。Ｎｉ含有量の下限は、望ましくは０．２％である。

Ｍｏ：０．１％以下
Ｍｏは、面疲労強度を向上させる効果を有するので、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０．１％を超えると、熱間圧延材のパーライト分率を９０％以上にすることが困難になり、冷間加工性を低下させる。従って、Ｍｏを含有させる場合には、その含有量を０．１％以下とした。

一方、前記したＭｏの面疲労強度向上させる効果は、その含有量が０．０３％以上の場合に安定して得られる。

Ｖ：０．２％以下
Ｖは、面疲労強度を向上させる効果を有するので、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｖの含有量が０．２％を超えると、上記の効果が飽和する。従って、Ｖを含有させる場合には、その含有量を０．２％以下とした。Ｖ含有量の上限は、望ましくは０．１％である。

一方、前記したＶの面疲労強度向上させる効果は、その含有量が０．０５％以上の場合に安定して得られる。

Ｂ：０．００３％以下
Ｂは、焼入れ性を高めて、面疲労強度を向上させる効果を有するので、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｂの含有量が０．００３％を超えると、焼入れ性向上の効果が飽和する。従って、Ｂを含有させる場合には、その含有量を０．００３％以下とした。

一方、前記したＢの面疲労強度向上させる効果は、その含有量が０．０００５％以上の場合に安定して得られる。

上記のＣｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、ＶおよびＢは、上述の範囲で、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。これらの元素を複合して含有させる場合の合計量は、１．５０％以下であることが望ましい。

Ｔｉ：０．０５％以下
Ｔｉは、高周波焼入れ時の結晶粒の粗大化を防止し、曲げ疲労強度向上させる効果を有するので、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｔｉの含有量が０．０５％を超えると、変形抵抗を増大させ、また、粗大な未固溶炭窒化物が残存して、冷間加工性の劣化を招くことがある。従って、Ｔｉを含有させる場合には、その含有量を０．０５％以下とした。Ｔｉ含有量の上限は、望ましくは０．０４％である。

一方、前記したＴｉの効果は、その含有量が０．００５％以上の場合に安定して得られる。Ｔｉ含有量の下限は、望ましくは０．０１％である。

Ｎｂ：０．０５％以下
Ｎｂは、高周波焼入れ時の結晶粒の粗大化を防止し、曲げ疲労強度向上させる効果を有するので、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｎｂの含有量が０．０５％を超えると、変形抵抗を増大させ、また、粗大な未固溶炭窒化物が残存して、冷間加工性の劣化を招くことがある。従って、Ｎｂを含有させる場合には、その含有量を０．０５％以下とした。Ｎｂ含有量の上限は、望ましくは０．０４％である。

一方、前記したＮｂの効果は、その含有量が０．００５％以上の場合に安定して得られる。Ｎｂ含有量の下限は、望ましくは０．０１％である。

上記のＴｉおよびＮｂは、上述の範囲で、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。これらの元素を複合して含有させる場合の合計量は、０．１％以下であることが望ましい。

Ｆｎ１：２．５〜４．５
本発明の熱間圧延棒鋼または線材の化学組成は、さらに、
Ｆｎ１＝３Ｓｉ＋Ｍｎ＋１．５Ｃｒ・・・[1]
で表されるＦｎ１が２．５〜４．５でなければならない。ただし、[1]式中の元素記号は、各元素の含有量（質量％）を意味する。

後述の実施例に示すように、各元素の含有量が上記した範囲にあって、しかも、Ｆｎ１が２．５以上である場合に、高周波焼入れ部において目標とする高い面疲労強度が得られ、また、Ｆｎ１が４．５を超えると、冷間加工性が低下して目標とする６５％以上の高い限界圧縮率が得られないからである。Ｆｎ１の好ましい下限は３．０であり、好ましい上限は４．０である。

（Ｂ）組織
Ｃ含有量が０．５５〜０．７５％の熱間圧延材（熱間圧延まま材）の焼鈍は一般に、加熱温度を７５０〜７８０℃とし、その後、徐冷する方法で行われ、通常、球状化焼鈍と呼ばれる。この条件で焼鈍を行った後の組織は、焼鈍前の組織が、初析フェライト、パーライト、ベイナイト、マルテンサイトのいずれかであるかによって、大きく異なる。そのため、焼鈍前の組織制御が重要である。

冷間加工性、特に冷間鍛造時の割れ発生を安定して抑制するためには、球状化焼鈍後の組織において、セメンタイト粒が比較的粗大で、かつ均一に分散している必要がある。

球状化焼鈍前の組織がパーライトであると、ベイナイトやマルテンサイトである場合に較べて、セメンタイト粒が粗大になる。また、球状化焼鈍前の組織が初析フェライトであると、その部分はセメンタイト粒が少なくなってしまい、セメンタイトの分散が不均一になるし、パーライト主体の組織であっても、パーライトラメラ間隔が微細であると、セメンタイト粒が相対的に小さくなってしまう。逆に、パーライトラメラ間隔が粗大すぎると、球状化焼鈍後のセメンタイト粒が大きくなりすぎる。さらに、パーライトラメラ間隔のばらつきが大きいと、セメンタイト粒の大きさが不均一になる。上記いずれの場合にも、冷間鍛造時に割れが発生しやすくなる。

このため、球状化焼鈍前の組織、つまり、熱間圧延材の組織を適正なものにする必要がある。

そして、熱間圧延棒鋼または線材の組織を、パーライト分率が９０％以上、パーライトラメラの平均間隔が１５０〜３００ｎｍで、かつパーライトラメラ間隔の標準偏差が２５ｎｍ以下とすることで、球状化焼鈍後の冷間加工性が優れた熱間圧延棒鋼または線材を得ることができる。

なお、「パーライト分率」とは、組織に占めるパーライトの面積割合を指す。

パーライト分率は、９５％以上であることが好ましく、多ければ多いほどよい。パーライトラメラの平均間隔の好ましい下限は２１０ｎｍであり、好ましい上限は２６０ｎｍである。また、パーライトラメラ間隔の標準偏差は、２０ｎｍ以下であることが好ましく、小さければ小さいほどよい。

以下に、本発明で規定する熱間圧延棒鋼または線材を得るための製造方法の一例について示す。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。

［１］上記（Ａ）項に規定の化学組成の鋼を溶製し、鋳片を製造する。このとき、凝固途中の鋳片に圧下を加える。

［２］製造された鋳片を分塊圧延し、鋼片を製造する。このとき、鋳片に加熱温度１２３０〜１２８０℃、かつ、加熱時間８時間以上の加熱を施してから分塊圧延し、一旦、１００℃以下まで冷却して鋼片を得る。

［３］得られた鋼片を熱間圧延して、熱間圧延棒鋼または線材を製造する。このとき、鋼片の加熱温度：１１５０〜１２５０℃、かつ、加熱時間：２時間以上の加熱を施してから熱間圧延する。また、熱間圧延の仕上げ加工温度を８５０〜９５０℃、仕上げ加工での減面率を４０％以上とし、かつ仕上げ加工圧延後の冷却速度について、８５０〜６８０℃の間の平均冷却速度を１．０〜０．６℃／秒、６８０〜５５０℃の間の平均冷却速度を０．４〜０．２℃／秒として、５５０℃以下まで冷却する。

なお、熱間圧延における仕上げ加工圧延後、５５０℃以下の温度に至った時点で放冷以下の冷却速度で室温まで冷却する必要はなく、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、熱間圧延の仕上げ加工温度とは、仕上げ加工圧延直後の棒鋼、線材の表面温度を指し、さらに、仕上げ加工圧延後の冷却速度も、棒鋼、線材の表面の冷却速度を指す。仕上げ加工での減面率とは、最終の圧延機群での断面減少率をいう。

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Ａ〜Ｖ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）を得て、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。

表１中の鋼Ｃ、鋼Ｄ、鋼Ｆ、鋼Ｉ〜Ｋおよび鋼Ｐ〜Ｖ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Ａ、鋼Ｂ、鋼Ｅ、鋼Ｇ、鋼Ｈおよび鋼Ｌ〜Ｏ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。なお、鋼Ａは、ＪＩＳ規格ＳＣｒ４２０Ｈの規格を満たす鋼である。

このようにして得た鋼Ａ〜Ｖの鋳片を、各々１２８０℃で１２時間加熱した後、分塊圧延にて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Ａ〜Ｖの鋼片を各々１２００℃で２．５時間加熱した後、熱間圧延を行って直径５０ｍｍの棒鋼を得た。

なお、全ての鋼について、熱間圧延の仕上げ加工温度は９２０℃、仕上げ加工での減面率は５０％、仕上げ加工圧延後の８５０〜６８０℃の間の平均冷却速度は０．７℃／秒、６８０〜５５０℃の間の平均冷却速度は０．３℃／秒であった。なお、仕上げ加工圧延後の冷却は、５５０℃に至った時点で放冷とした。

上記の棒鋼の製造方法は、前述した、本発明で規定する熱間圧延棒鋼または線材を得るための製造方法の一例の範囲内である。

上記のようにして得た直径５０ｍｍの棒鋼を用いて、組織および面疲労強度の調査を行った。

［組織の調査］
直径５０ｍｍの各棒鋼について、長手方向に垂直、かつ、中心部を含む断面（横断面）を切り出した後、鏡面研磨してナイタールで腐食した試験片を、光学顕微鏡を用い倍率４００倍で、表層の脱炭層を除いた領域から、ランダムに各１５視野観察して組織調査を行った。なお、各視野の大きさは２５０μｍ×２５０μｍである。各視野について通常の方法による画像解析によって、組織に占める各相の分率（面積割合）、具体的には、フェライト、パーライト、ベイナイトおよびマルテンサイトの分率を求めた。

また、同じ試験片を用いて、走査型電子顕微鏡によって倍率５０００倍で、表層の脱炭層を除いた領域から、ランダムに組織調査を行った。なお、各視野の大きさは２０μｍ×２０μｍである。各視野について、同一パーライトコロニー内で、図１に示すように、５本のセメンタイトとフェライトに直交する線を引き、図中の両端矢印の長さを５で割ったものを、パーライトラメラ間隔として、３０箇所のパーライトラメラ間隔を測定した。なお、パーライト中のセメンタイト板の方向が、観察方向に対して傾いていると、パーライトラメラ間隔を過大に評価してしまうため、セメンタイト板の側面が観察できるパーライトコロニーについては、セメンタイト板の方向が、観察方向に対して傾いていると判断し、測定から除外した。上記のように測定した３０箇所の平均値をパーライトラメラの平均間隔とし、その標準偏差をパーライトラメラ間隔の標準偏差とした。

［面疲労強度の調査］
図２に示す形状のローラーピッチング試験用小ローラー試験片と図３に示す形状のローラピッチング試験用大ローラーとの組み合わせで、表２に示す条件で、ローラーピッチング試験を行った。なお、潤滑油を上記の小ローラー試験片と大ローラーの接触部に噴出させて実施した。

表２における「すべり率」は、小ローラー試験片の周速をＶ１、大ローラーの周速をＶ２として、下記の式で計算される値を指す。

｛（Ｖ１−Ｖ２）／Ｖ１｝×１００。

以下、ローラーピッチング試験について詳しく説明する。

熱間圧延して得た鋼Ａの直径５０ｍｍの棒鋼は、９２０℃の大気炉中で３０分保持後、炉外で放冷して、焼ならし処理した。

また、熱間圧延して得た鋼Ｂ〜Ｖの直径５０ｍｍの棒鋼は、７７０℃で３時間加熱後、７７０〜６７０℃の間の平均冷却速度を１０℃／時間とし、６７０℃に至った時点で放冷して常温まで冷却した。

このようにして得た鋼Ａ〜Ｖの各棒鋼から、図２に示すローラーピッチング試験用小ローラー試験片に加工した。

次いで、鋼Ａの小ローラー試験片には、一般的な製造工程であるガス浸炭炉による共析浸炭焼入れおよび低温焼戻しを行った。上記の共析浸炭焼入れは、カーボンポテンシャル０．８％の雰囲気中で、９３０℃で３時間保持した後、３０分かけて８６０℃まで冷却し、８６０℃で２０分保持した後、８０℃の油を用いて、油冷した。また、低温焼き戻しは１７０℃の大気炉で９０分保持後、炉外で放冷した。

一方、鋼Ｂ〜Ｖの小ローラー試験片には、最高加熱温度９５０〜１０００℃、硬化層深さ約１．５ｍｍとなる条件で高周波焼入れを施し、さらに、通常の熱処理炉を用いて１６０℃で１時間の焼戻しを行った。

ローラーピッチング試験用大ローラーは、ＪＩＳ規格ＳＣＭ４２０Ｈの規格を満たす鋼を用いて、一般的な製造工程によって作製した。具体的には、上述した鋼Ａの小ローラー試験片に施したのと同様に、先ず、９２０℃の大気炉中で３０分保持後、炉外で放冷して、焼ならし処理した。次いで、図３に示す形状の大ローラーに加工し、カーボンポテンシャル０．８％の雰囲気中で、９３０℃で５時間保持した後、３０分かけて８６０℃まで冷却し、８６０℃で２０分保持した後、８０℃の油を用いて、油冷して共析浸炭焼入れした。その後さらに、１７０℃の大気炉で９０分保持後、炉外で放冷して低温焼き戻しを行った。

各試験番号について、ローラーピッチング試験における試験数は６本とし、縦軸に面圧、横軸にピッチング発生までの繰り返し数をとったＳ−Ｎ線図を作成し、繰り返し数２．０×１０⁷回までピッチングが発生しなかったうち、最も高い面圧を「面疲労強度」とした。

なお、小ローラー試験片の試験部の表面が損傷している箇所のうち、最大のものの面積が１ｍｍ²以上になった場合をピッチング発生とした。

ローラーピッチング試験での面疲労強度の目標値は、汎用鋼種として一般的な、ＪＩＳ規格ＳＣ４２０Ｈの規格を満たす鋼Ａを浸炭した試験番号１の面疲労強度を１００として規格化し、１００を超えることとした。

表３に、上記の各試験結果をまとめて示す。

表３から明らかなように、本発明で規定する化学組成条件を満たさない鋼を用いた試験番号のうちで、鋼Ｂを用いた試験番号２、鋼Ｇを用いた試験番号７、鋼Ｈを用いた試験番号８および鋼Ｏを用いた試験番号１５の場合には、目標とする面疲労強度が得られなかった。

［実施例２］
実施例１において、目標とする面疲労強度を満たした鋼Ｃ〜鋼Ｆ、鋼Ｉ〜鋼Ｎおよび鋼Ｐ〜鋼Ｖについて、さらに、別の１８０ｍｍ×１８０ｍｍ角の鋼片を用いて、表４に示す製造条件〈１〉〜〈７〉によって、熱間圧延を行って３４種類の直径５０ｍｍの棒鋼を得た。

表４に、製造条件〈１〉〜〈７〉として、４００ｍｍ×３００ｍｍの鋳片から直径５０ｍｍの棒鋼に仕上げるに際しての、鋳片の加熱条件および鋼片の加熱条件、ならびに、棒鋼圧延における仕上げ加工温度、仕上げ加工での減面率および仕上げ加工圧延後の冷却条件の詳細を示す。なお、仕上げ加工圧延後の冷却は、５５０℃に至った時点で放冷とした。なお、表４における製造条件〈２〉が、先の実施例１において直径５０ｍｍの棒鋼を製造した条件である。

上記のようにして得た３４種類の直径５０ｍｍの棒鋼を用いて、組織および冷間加工性の調査を行った。

［組織の調査］
前述の実施例１と同様の方法で組織の調査を行い、組織に占める各相の分率、パーライトラメラの平均間隔およびパーライトラメラ間隔の標準偏差を求めた。

［冷間加工性の調査］
上記の熱間圧延で作製した３４種類の直径５０ｍｍの棒鋼を、７７０℃で３時間加熱後、７７０〜６７０℃の間の平均冷却速度を１０℃／時間とし、６７０℃に至った時点で放冷して常温まで冷却した。

次いで、上記のように得して得た各棒鋼の中心部から、図４に示す冷間圧縮試験片を１０個作製した。

各試験番号について、１０個の試験片を長手方向に冷間圧縮を実施し、倍率５倍の拡大鏡で観察して、割れが発生し始める圧縮率（長さ方向の減少率）を求め、その圧縮率のうちで最も低い圧縮率を「限界圧縮率」として冷間加工性を評価した。

上記限界圧縮率の目標値は、６５％以上とした。

表５に、上記の各調査結果を、棒鋼の製造条件とともにまとめて示す。

表５から、本発明で規定する条件を満たす試験番号２４、２５、２９、３１、３３、３６、４３、４５、４８、４９、５１、５３および５５の「本発明例」の場合には、目標とする冷間加工性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を用いても、組織が本発明で規定する条件から外れた「比較例」の試験番号２３、２６、３０、３２、３４、３５、４４、４６、４７、５０、５２、５４および５６の場合には、目標とする冷間加工性が得られなかった。

また、化学組成が本発明で規定する条件から外れた鋼を用いた「比較例」の試験番号７、２８および３７〜４２の場合には、組織が本発明で規定する条件を満たす、満たさないに関係なく、目標とする冷間加工性が得られなかった。

Claims

質量％で、
Ｃ：０．５５〜０．７５％、
Ｓｉ：０．１〜１．０％、
Ｍｎ：０．３〜１．５％、
Ｃｒ：０．１〜２．０％、
Ｓ：０．００２〜０．０５％、
Ａｌ：０．０１〜０．２％および
Ｎ：０．００２〜０．０１％
を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＰおよびＯがそれぞれ、
Ｐ：０．０２５％以下および
Ｏ：０．００２％以下
で、さらに下記の[1]式で表されるＦｎ１が２．５〜４．５である化学組成を有し、
組織が、
パーライト分率が９０％以上、パーライトラメラの平均間隔が１５０〜３００ｎｍで、かつパーライトラメラ間隔の標準偏差が２５ｎｍ以下である、
ことを特徴とする熱間圧延棒鋼または線材。
Ｆｎ１＝３Ｓｉ＋Ｍｎ＋１．５Ｃｒ・・・[1]
ただし、[1]式中の元素記号は、各元素の含有量（質量％）を意味する。
Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
Ｃｕ：０．４％以下、Ｎｉ：０．８％以下、Ｍｏ：０．１％以下、Ｖ：０．２％以下およびＢ：０．００３％以下のうちの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。
Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
Ｔｉ：０．０５％以下およびＮｂ：０．０５％以下のうちの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。