JP5821771B2

JP5821771B2 - 冷間鍛造用熱間圧延棒鋼または線材

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Publication number: JP5821771B2
Application number: JP2012107235A
Authority: JP
Inventors: 大藤　善弘; 善弘大藤; 佑介臼井; 徹也大橋
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2012-05-09
Filing date: 2012-05-09
Publication date: 2015-11-24
Anticipated expiration: 2032-05-09
Also published as: JP2013234354A

Description

本発明は、冷間鍛造用熱間圧延棒鋼または線材に関する。詳しくは、本発明は、歯車、シャフトおよびプーリーなどの鋼製部品の素材となる、冷間鍛造後の、浸炭、浸炭窒化または窒化前の被削性に優れた、焼鈍後に冷間鍛造で粗成形される冷間鍛造用熱間圧延棒鋼または線材に関する。

従来、自動車、産業機械用の歯車、シャフト、プーリーなどの鋼製部品は、ＪＩＳ規格のＳＣｒ４２０、ＳＣＭ４２０および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、あるいは必要に応じて棒鋼または線材に焼鈍を行った後、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、浸炭窒化焼入れ、窒化処理等の表面硬化処理を施し、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。

上記のように、自動車、産業機械用の歯車、シャフト、プーリーなどの鋼製部品には必ず切削加工が施され、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、被削性向上の要望が大きい。

そのため、例えば、特許文献１、２に、切削性または被削性の改善についての技術が提案されている。

特許文献１に、パーライトの平均ラメラー間隔、パーライト粒の平均粒径などを規定した、「冷間鍛造性と切削性に優れた機械構造用鋼」が開示されている。

特許文献２に、パーライト面積率、パーライトラメラ間隔などを規定した、「被削性に優れた高炭素鋼板」が開示されている。

特開２００６−２９１２３７号公報特開２００６−２８３１７５号公報

前述の特許文献１に開示された技術は、球状化焼鈍を省略した工程を前提としている。このため、球状化焼鈍を行う場合には、切削性の向上が不十分である。

特許文献２に開示された技術は、高炭素鋼を対象としている。このため、低〜中炭素鋼に特許文献２に記載の知見を活用しても、被削性の向上が不十分である。

特許文献１および特許文献２にも示されるとおり、組織制御などによって、鋼材の被削性を向上させることができることは知られている。しかし、こうした技術を用いても、焼鈍後に冷間鍛造される冷間鍛造用熱間圧延棒鋼または線材の被削性は不十分である。

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、プーリーなどの鋼製部品の素材となる、冷間鍛造後の被削性、つまり、浸炭、浸炭窒化または窒化前の被削性に優れた、焼鈍後に冷間鍛造で粗成形される冷間鍛造用熱間圧延棒鋼または線材を提供することである。

上述のとおり、これまでに、パーライトラメラー間隔、パーライト粒径、パーライト面積率などを規定した被削性の優れた鋼材について報告されている。しかし、焼鈍を施す場合の、浸炭、浸炭窒化または窒化用鋼の被削性については、不十分である。

そこで、本発明者らは、より高い被削性を得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）冷間鍛造前の焼鈍は、鋼材の冷間鍛造性を向上させるために有効であるが、鋼材の延性が向上するため、切削した時の切粉が長くなり、切り屑処理性が悪くなる。また、切削後の鋼材の表面粗さも大きくなる。

（ｂ）フェライトは軟質で延性が高い。そこで、比較的硬質な組織をフェライト中に分散させると、切り屑処理性、および切削後の表面粗さが良好になる。

（ｃ）亜共析鋼の焼鈍後の組織には、焼鈍前にパーライトおよびベイナイトであった部分にセメンタイトの大半が残存し、その部分が硬質な組織となる。したがって、焼鈍前のパーライトおよびベイナイトの組織制御が重要である。

（ｄ）亜共析鋼の焼鈍後の組織には、焼鈍前にパーライトであった部分の方がベイナイトであった部分よりも、安定してセメンタイトが残存する。したがって、焼鈍前の組織は、ベイナイトよりもパーライトを多くするのがよい。さらに、焼鈍前のセメンタイト中のＭｎ、ＣｒおよびＭｏの合計濃度（以下、「（Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｍｏ）濃度」ともいう。）が高いと、より安定してセメンタイトが残存する。

（ｅ）パーライト、およびベイナイト部分の炭素濃度が高い方が、焼鈍後もその部分が硬質な組織となりやすい。

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）に示す冷間鍛造用熱間圧延棒鋼または線材にある。

（１）質量％で、
Ｃ：０．１〜０．２５％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５％、
Ｍｎ：０．５〜１．５％、
Ｓ：０．００３〜０．０５％、
Ｃｒ：０．７〜２．０％、
Ｍｏ：０．４％以下（０％を含む）、
Ａｌ：０．０２〜０．１０％および
Ｎ：０．００４〜０．０２５％、
を含有するとともに、
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、
である化学組成を有し、
組織が、
フェライト・パーライトまたはフェライト・パーライト・ベイナイトからなり、
フェライト分率が６８〜８０％、パーライト分率が２０〜３０％、ベイナイト分率が１０％以下、かつ下記の式（１）で示されるＸ値が０．５０〜０．８０であり、さらに、
セメンタイト中のＭｎ、ＣｒおよびＭｏの合計濃度が２．８〜４．５％である、
ことを特徴とする冷間鍛造用熱間圧延棒鋼または線材。
Ｘ＝［１００／（１００−フェライト分率）］×Ｃ・・・（１）
ここで、式（１）中のＣは、鋼中のＣ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Ｂ：０．００５％以下のうちの１種、または２種以上を含有する、
ことを特徴とする上記（１）に記載の冷間鍛造用熱間圧延棒鋼または線材。

（３）Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
Ｔｉ：０．０６％以下およびＮｂ：０．０８％以下のうちの１種、または２種を含有する、
ことを特徴とする上記（１）または（２）に記載の冷間鍛造用熱間圧延棒鋼または線材。

本発明の冷間鍛造用熱間圧延棒鋼または線材は、焼鈍後の冷間鍛造による粗成形品を直接に、または、必要に応じて焼きならしを行ってから、切削加工を施す際の被削性に優れている。このため、自動車、産業機械用の歯車、シャフト、プーリーなどの鋼製部品の製造費用に占める切削加工コストの割合を低減でき、また部品の品質を向上することができる。

実施例において、セメンタイト中のＭｎ、ＣｒおよびＭｏの合計濃度を求めるために、直径５０ｍｍの棒鋼から２０ｍｍ×１０ｍｍ×５ｍｍの試験片を採取した位置を説明する図である。

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：０．１〜０．２５％
Ｃは浸炭焼入れ、浸炭窒化焼入れ、あるいは窒化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る。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０．２５％を超えると、本発明で規定する組織にすることが困難になり、被削性の低下が顕著になる。したがって、Ｃの含有量を０．１〜０．２５％とした。Ｃ含有量の好ましい下限は０．１５％であり、好ましい上限は０．２３％である。

Ｓｉ：０．０１〜０．５％
Ｓｉは、焼入れ性を高める作用を有するが、焼鈍後の硬さを高めるため、被削性、なかでも工具寿命を低下させてしまう。特に、その含有量が０．５％を超えると、その影響が大きくなる。一方、量産においてＳｉの含有量を０．０１％未満にすることは困難である。したがって、Ｓｉの含有量を０．０１〜０．５％とした。また、量産における製造コストを考慮すると、Ｓｉ含有量の下限は０．０６％とすることが好ましい。

Ｍｎ：０．５〜１．５％
Ｍｎは、焼入れ性を高める効果が大きく、浸炭焼入れ、浸炭窒化焼入れ、あるいは窒化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る。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、Ｍｎの含有量が１．５％を超えると、その効果が飽和するだけでなく、焼鈍後の被削性、なかでも工具寿命の低下が顕著になる。したがって、Ｍｎの含有量を０．５〜１．５％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０．９％である。

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、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０．０５％を超えると、疲労強度低下が顕著になる。したがって、Ｓの含有量を０．００３〜０．０５％とした。Ｓ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、好ましい上限は０．０２％である。

Ｃｒ：０．７〜２．０％
Ｃｒは、焼入れ性を高める効果が大きく、浸炭焼入れ、浸炭窒化焼入れ、あるいは窒化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る。その含有量が０．７％未満では前記の効果が不十分である。一方、Ｃｒの含有量が２．０％を超えると、その効果が飽和するだけでなく、焼鈍後の被削性、なかでも工具寿命の低下が顕著になる。したがって、Ｃｒの含有量を０．７〜２．０％とした。Ｃｒ含有量の好ましい下限は１．３％であり、好ましい上限は１．９％である。

Ｍｏ：０．４％以下（０％を含む）
Ｍｏは、０％、すなわち含有しなくてもよいが、焼入れ性、焼戻し軟化抵抗を高める効果が大きく、曲げ疲労強度、面疲労強度の向上に有効な元素である。一方、Ｍｏの含有量が０．４％を超えると、被削性、なかでも工具寿命の低下が顕著になる。したがって、Ｍｏの含有量を０．４％以下（０％を含む）とした。上述の効果を安定して得るための好ましいＭｏ含有量は、０．０２％以上である。

Ａｌ：０．０２〜０．１０％
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、Ａｌの含有量が０．０２％未満では、安定してオーステナイト粒の粗大化を防止できず、粗大化した場合は、曲げ疲労強度が低下する。一方、Ａｌの含有量が０．１０％を超えると、粗大な酸化物を形成しやすくなり、曲げ疲労強度が低下する。したがって、Ａｌの含有量を０．０２〜０．１０％とした。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０３％であり、好ましい上限は０．０６％である。

Ｎ：０．００４〜０．０２５％
Ｎは、Ａｌ、Ｎｂ、Ｔｉと結合して、窒化物を形成しやすい。また、Ｎは、Ｃとともに、Ｎｂ、Ｔｉと結合して、炭窒化物を形成しやすい。本発明では、これらの窒化物および炭窒化物は浸炭加熱時のオーステナイト粒の粗大化防止に有効である。しかし、Ｎの含有量が０．００４％未満では、安定してオーステナイト粒の粗大化を防止できない。一方、Ｎの含有量が０．０２５％を超えると、製鋼工程において量産で安定して製造することが難しい。したがって、Ｎの含有量を０．００４〜０．０２５％とした。Ｎ含有量の好ましい下限は０．０１０％であり、好ましい上限は０．０２０％である。

ただし、鋼が後述のＢを含む場合は、ＢとＮとが結合しＢＮが生成されることにより、Ｂによる焼入れ性向上効果が低下するおそれがある。したがって、鋼がＢを含む場合には、Ｎ含有量の上限は０．０１０％とすることが好ましい。

本発明の冷間鍛造用熱間圧延棒鋼または線材の化学組成の一つは、上述のＣからＮまでの元素のほか、残部がＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＰおよびＯ（酸素）がそれぞれ、Ｐ：０．０２５％以下およびＯ：０．００２％以下のものである。ここでいう「不純物」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等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のため、０．０２５％を超えて含まれると、疲労強度を低下させる。したがって、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、曲げ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、疲労強度の低下が著しくなる。したがって、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。

本発明の冷間鍛造用熱間圧延棒鋼または線材の化学組成の他の一つは、上述のＦｅの一部に代えて、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｂ、ＴｉおよびＮｂのうちの１種以上の元素を含有するものである。以下、これらの任意元素の作用効果と、含有量の限定理由について説明する。

Ｃｕ、ＮｉおよびＢ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て疲労強度を高めるために、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Ｂ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、冷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。

Ｂ：０．００５％以下
Ｂ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、Ｂの含有量が０．００５％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、粗大なＢＮの形成により疲労強度の低下を招くおそれがある。したがって、含有させる場合のＢの含有量を０．００５％以下とした。なお、含有させる場合のＢの含有量は０．００３％以下であることが好ましい。

一方、前記したＢ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Ｂの含有量は、０．００１％以上であることが好ましい。

上記のＣｕ、ＮｉおよびＢは、上述の範囲で、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１．９０５％以下であってもよいが、１．２％以下とすることが好ましい。

ＴｉおよびＮｂは、いずれも、浸炭加熱時のオーステナイト粒の粗大化を防止する作用を有する。このため、上記の効果を得るために、これらの元素を含有させてもよい。以下、上記のＴｉおよびＮｂについて説明する。

Ｔｉ：０．０６％以下
Ｔｉは、Ｃ、Ｎと結合してＴｉＣ、ＴｉＮ、Ｔｉ（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ので、必要に応じて含有させてもよい。また、鋼がＢを含む場合は、Ｔｉは、Ｎと結合してＴｉＮまたはＴｉ（Ｃ、Ｎ）を生成することによりＢＮの生成を抑制し、Ｂの焼入れ性向上効果の確保に有効である。しかしながら、Ｔｉの含有量が０．０６％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。したがって、含有させる場合のＴｉの含有量を０．０６％以下とした。なお、含有させる場合のＴｉ含有量の好ましい上限は０．０５％である。

一方、前記したＴｉ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Ｔｉの含有量は、０．０１％以上であることが好ましい。

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０．０８％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。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含有量の好ましい上限は０．０５％である。

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。

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。これらの元素の合計含有量は０．１４％以下であってもよいが、０．１０％以下とすることが好ましい。

（Ｂ）組織
Ｃ含有量が０．１〜０．２５％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７００〜７５０℃とし、その後、徐冷する方法で行われる。この条件で焼鈍を行った後の組織には、焼鈍前にパーライトおよびベイナイトであった部分にセメンタイトの大半が残存する。そのため、焼鈍前の組織制御が重要である。

フェライトは軟質で延性が高い。そこで比較的硬質な組織をフェライト中に分散させると、切り屑処理性、および切削後の表面粗さが良好になる。上述のとおり、焼鈍前にパーライトおよびベイナイトであった部分にセメンタイトの大半が残存し、その部分が硬質な組織となる。また、焼鈍後の組織には、焼鈍前にパーライトであった部分の方がベイナイトであった部分よりも、安定してセメンタイトが残存する。このため、焼鈍前の組織は、ベイナイトよりもパーライトを多くするのがよい。さらに、焼鈍前のセメンタイト中の（Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｍｏ）濃度が高いと、より安定してセメンタイトが残存する。加えて、パーライトおよびベイナイト部分の炭素濃度が高い方が、焼鈍後もその部分が硬質な組織となりやすい。

このため、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、フェライト・パーライト、またはフェライト・パーライト・ベイナイトからなり、フェライト分率が５５〜８０％、パーライト分率が２０〜３５％、ベイナイト分率が１０％以下、かつ下記の式（１）で示されるＸ値が０．５０〜０．８０であり、さらに、セメンタイト中の（Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｍｏ）濃度が２．８〜４．５％とすることで、焼鈍後の被削性が優れた冷間鍛造用熱間圧延棒鋼または線材を得ることができる。
Ｘ＝［１００／（１００−フェライト分率）］×Ｃ・・・（１）
ここで、式（１）中のＣは、鋼中のＣ含有量（質量％）を表す。

ここでいう「フェライト・パーライト」は、フェライトとパーライトとからなる２相組織を意味する。「フェライト・パーライト・ベイナイト」は、フェライトと、パーライトと、ベイナイトとからなる３相組織を意味する。

「フェライト分率」、「パーライト分率」および「ベイナイト分率」は、組織に占める各相の面積割合を指す。

組織中にマルテンサイトを含む場合には、マルテンサイトが硬質で延性が低いことに起因して、熱間圧延棒鋼または線材の矯正および運搬時に割れが発生しやすくなる。

上記の組織における「相」は、例えば、冷間鍛造用熱間圧延棒鋼または線材の長手方向に垂直、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について、倍率４００倍で、視野の大きさを２５０μｍ×２５０μｍとしてランダムに各１５視野観察することによって同定することができる。

セメンタイト中の（Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｍｏ）濃度は、例えば、適宜の試験片を採取し、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。ここでは、ろ過物の化学分析で測定されるＦｅとＣｒとＭｏはセメンタイトに起因するものであり、Ｍｎはセメンタイトと硫化物（ＭｎＳ）に起因するものと考えた。また、ＭｎＳ量は、鋼中のＳ量すべてがＭｎＳとして生成していると仮定し、残るＭｎはすべてセメンタイト中に含まれるとした。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。

なお、フェライト分率の好ましい下限は６５％である。パーライト分率の好ましい上限は３０％である。ベイナイト分率の好ましい上限は５％である。式（１）で示されるＸ値の好ましい下限は０．６５である。セメンタイト中の（Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｍｏ）濃度の好ましい下限は３．５％である。

本発明で規定する冷間鍛造用熱間圧延棒鋼または線材を得るための製造方法の一例として、以下、上記（Ａ）で示す化学組成を有する０．１８〜０．２２％のＣ、０．２〜０．５％のＳｉ、０．７〜０．９％のＭｎ、１．０〜１．２％のＣｒおよび０．４％以下のＭｏを含有する鋼を用いた場合について示す。なお、本発明の冷間鍛造用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。

・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。
・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１２５０〜１３００℃、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。
・得られた鋼片を熱間圧延して、冷間鍛造用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：９５０〜１０５０℃、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は放冷以下の冷却速度で室温まで冷却する必要はなく、５５０℃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および鋼Ｂ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。上記の鋼Ａおよび鋼Ｂ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。

このようにして得た鋳片を、１２８０℃に加熱した後、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角の鋼片を加熱した後、熱間圧延を行って直径５０ｍｍの棒鋼を得た。

表２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。

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、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、直径５０ｍｍの各棒鋼について、図１に示す位置から、２０ｍｍ×１０ｍｍ×５ｍｍの試験片を採取し、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、セメンタイト中の（Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｍｏ）濃度を求めた。この際、ろ過物の化学分析で測定されるＦｅとＣｒとＭｏはセメンタイトに起因するものであり、Ｍｎはセメンタイトと硫化物（ＭｎＳ）に起因するものと考え、また、ＭｎＳ量は、Ｓ量すべてがＭｎＳとして生成していると仮定し、残るＭｎはすべてセメンタイト中に含まれるとした。なお、既に述べたように、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。

さらに、各棒鋼について、冷間鍛造の代わりに冷間での引き抜きにより歪を与え、その引き抜き後の被削性で冷間鍛造後の被削性を評価することとし、旋削加工用の試験材を次のとおり作製した。

上記の熱間圧延で作製した直径５０ｍｍの棒鋼を７２０℃で４時間加熱後、７４０〜６６０℃の間の平均冷却速度を１０℃／時間とし、６６０℃に至った時点で放冷して常温まで冷却した。

上記冷却後の直径５０ｍｍの各棒鋼を機械加工によって直径４５ｍｍにした後、冷間引き抜きによって直径４０ｍｍの丸棒にした。この引き抜いた丸棒を長さ５００ｍｍに切断して試験材を得た。

このようにして得た直径４０ｍｍで長さ５００ｍｍの試験材の外周部を、ＮＣ旋盤を用いて、下記の条件で旋削加工し、切削時間が１〜２分の間での切粉長さおよび被切削材の表面粗さから、被削性を調査した。

＜使用チップ＞
母材材質：超硬Ｐ２０種グレード、
コーティング：なし。
＜旋削加工条件＞
周速：１５０ｍ／分、
送り：０．２０ｍｍ／ｒｅｖ、
切り込み：０．８ｍｍ、
潤滑：水溶性切削油を使用。

なお、上記旋削加工において、被削性としての「切粉長さ」は、浸炭用肌焼鋼として一般的であるＪＩＳ規格ＳＣＭ４２０Ｈの規格を満たす鋼Ｂを、一般的な分塊条件、および棒鋼圧延条件で作製した試験番号１４の切粉長さを「１００」として規格化し、これを５０％以上下回ることを目標とした。

同様に、被削性としての「表面粗さ」は、試験番号１４での算術平均粗さＲａを「１００」として規格化し、これを２５％以上下回ることを目標とした。

表３に、上記の各試験結果をまとめて示す。なお、表３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から、本発明で規定する条件を満たす「本発明例」の試験番号の場合には、目標とする被削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Ａおよび鋼Ｂ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」の試験番号の場合には、目標とする被削性のうち、切粉長さ、表面粗さの両方、またはいずれかが得られていないことが明らかである。

［実施例２］
表４に示す化学組成を有する鋼Ｃ〜Ｎ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４中の鋼Ｃ、鋼Ｅ、鋼Ｇ、鋼Ｉおよび鋼Ｋ〜Ｐ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Ｄ、鋼Ｆ、鋼Ｈおよび鋼Ｊ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。

表２に示した製造条件〈１〉〜〈７〉のいずれかによって、上記の鋳片から直径５０ｍｍの棒鋼を製造した。

直径５０ｍｍの各棒鋼について、前記の［実施例１］と同じ方法で、組織調査を行うとともにセメンタイト中の（Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｍｏ）濃度を求めた。

さらに、前記の［実施例１］と同じ方法で、直径４０ｍｍで長さ５００ｍｍの試験材を用いて被削性を調査した。

なお、被削性の目標は［実施例１］の場合と同様である。すなわち［実施例１］の試験番号１４の切粉長さを「１００」として規格化し、これを５０％以上下回ることを「切粉長さ」の目標とし、また、上記試験番号１４の算術平均粗さＲａを「１００」として規格化し、これを２５％以上下回ることを「表面粗さ」の目標とした。

表５に、上記の各試験結果をまとめて示す。なお、表５には、被削性の基準となる［実施例１］の試験番号１４を併記した。表５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５から、本発明で規定する条件を満たす「本発明例」および「参考例」の試験番号の場合には、目標とする被削性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から外れる「比較例」の試験番号の場合には、目標とする被削性のうち、切粉長さ、表面粗さの両方、またはいずれかが得られていないことが明らかである。

以上、本発明の実施の形態を説明したが、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。よって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変形して実施することが可能である。

Claims

質量％で、
Ｃ：０．１〜０．２５％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５％、
Ｍｎ：０．５〜１．５％、
Ｓ：０．００３〜０．０５％、
Ｃｒ：０．７〜２．０％、
Ｍｏ：０．４％以下（０％を含む）、
Ａｌ：０．０２〜０．１０％および
Ｎ：０．００４〜０．０２５％、
を含有するとともに、
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、
である化学組成を有し、
組織が、
フェライト・パーライトまたはフェライト・パーライト・ベイナイトからなり、
フェライト分率が６８〜８０％、パーライト分率が２０〜３０％、ベイナイト分率が１０％以下、かつ下記の式（１）で示されるＸ値が０．５０〜０．８０であり、さらに、
セメンタイト中のＭｎ、ＣｒおよびＭｏの合計濃度が２．８〜４．５％である、
ことを特徴とする冷間鍛造用熱間圧延棒鋼または線材。
Ｘ＝［１００／（１００−フェライト分率）］×Ｃ・・・（１）
ここで、式（１）中のＣは、鋼中のＣ含有量（質量％）を表す。
Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
Ｃｕ：０．４％以下、Ｎｉ：１．５％以下およびＢ：０．００５％以下のうちの１種、または２種以上を含有する、
ことを特徴とする請求項１に記載の冷間鍛造用熱間圧延棒鋼または線材。
Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
Ｔｉ：０．０６％以下およびＮｂ：０．０８％以下のうちの１種、または２種を含有する、
ことを特徴とする請求項１または２に記載の冷間鍛造用熱間圧延棒鋼または線材。