JPWO2016002931A1 - 機械構造用圧延棒鋼及びその製造方法 - Google Patents

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Abstract

この機械構造用圧延棒鋼は、所定の化学組成を有し、Ｋ１＝Ｃ＋Ｓｉ／７＋Ｍｎ／５＋１．５４×Ｖで求められるＫ１が０．９５〜１．０５であり、Ｋ２＝１３９−２８．６×Ｓｉ＋１０５×Ｍｎ−８３３×Ｓ−１３４２０×Ｎで求められるＫ２が３５超であり、Ｍｎ及びＳの含有量が、Ｍｎ／Ｓ≧８．０を満足し、表層全脱炭深さが５００μｍ以下である。

Description

本発明は、熱間鍛造などを施して製造される機械部品や構造部材など（以下、機械構造部材と称する）の素材として好適な、機械構造用圧延棒鋼及びその製造方法に関する。
本願は、２０１４年０７月０３日に、日本に出願された特願２０１４−１３７８７８号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
自動車、産業機械などに使用される機械構造部材は、高強度に加え、優れた延性や靱性が必要とされる場合がある。このような場合、機械構造部材は、その金属組織を焼戻しマルテンサイトとすることが好ましいので、素材の棒鋼を熱間鍛造によって成形した後、焼入れ−焼戻しなどの調質熱処理、更に、機械加工を施して製造されることが多い。
一方、靱性や延性がそれほど要求されない機械構造部材は、一般に、製造コストの点から、熱間鍛造後、調質熱処理を施さず、機械加工を施して製造される。調質熱処理を施さずに製造される鋼（非調質鋼）では、その金属組織がフェライトとパーライトとからなる複合組織であると、良好な被削性及び高い降伏比が得られる。金属組織がベイナイトを含む場合には、被削性が劣化するとともに、降伏比が低下する。そのため、非調質鋼では、金属組織をフェライトとパーライトとからなる複合組織とすることが多い。
また、機械構造部材には、耐疲労特性が要求される場合がある。
このような場合、金属組織がフェライトとパーライトとの複合組織である機械構造部材は、軟質のフェライトが疲労破壊の起点になるという問題を有していた。これに対し、例えば特許文献１〜３には、Ｓｉ添加による固溶強化や、Ｖなどの添加による析出強化によって、フェライトを硬化させ、パーライトとの硬度差を小さくすることで、耐疲労特性を向上させた鋼材や熱間鍛造品が提案されている。
しかしながら、特許文献１では、０．３０％超のＶの含有が必須である。このようにＶが多量に含有されると、熱間鍛造を行う際の加熱温度を十分高くしても、Ｖが十分に固溶しない。この場合、未溶解Ｖ炭化物が残存し、機械構造部材の強度と延性とが低下するという問題がある。
また、特許文献２では、０．０１％以上のＡｌの含有が必須である。しかしながら、Ａｌは鋼中に硬質な酸化物を形成し、鋼の被削性を著しく低下させるという問題がある。
また、特許文献３では、１．０％以上のＭｎと０．２０％以上のＣｒの含有が必須である。しかしながら、Ｍｎ及びＣｒは被削性を劣化させ、降伏比を低下させるベイナイトの変態を促進する元素であるという問題がある。
一方、例えば特許文献４には、高価な元素であるＶの代替としてＳｉによる固溶強化を利用し、更に、Ｃｒ添加によるラメラ間隔の微細化によって、耐疲労特性（疲労強度）の向上を図った鋼材が提案されている。
しかしながら、鋼材にＳｉを含有させた場合、一定量以下であれば、耐疲労特性の向上が図れるものの、Ｓｉを多量に含有させると鋼材の表面に脱炭層が形成され、機械構造部材としての耐疲労特性が低下するという問題が生じる。また、特許文献４では、０．１０％以上のＣｒの含有が必須であるが、Ｃｒは被削性を劣化させ、降伏比を低下させるベイナイトの変態を促進する元素である。
日本国特開平７−３３８６号公報 日本国特開平９−１４３６１０号公報 日本国特開平１１−１５２５４２号公報 日本国特開平１０−２２６８４７号公報
上述の通り、従来、Ｓｉを多量に含有し、かつ、Ｃｒ、Ａｌを含有させず、低コストでかつ優れた耐疲労特性を有する機械構造部材は提供されていなかった。
本発明者らは、鋭意検討を行った結果、機械構造部材の耐疲労特性を向上させるには、特に、機械構造部材表層の硬度を制御することが重要であることを見出した。また、本発明者らは、機械構造部材の表層の硬度を制御するためには、その素材となる圧延棒鋼（機械構造用圧延棒鋼）の表層部の組織を制御することが有効であることを見出した。
本発明は、このような実情に鑑み、強度及び耐疲労特性が要求される機械構造部材の素材として好適な機械構造用圧延棒鋼、及びその製造方法の提供を課題とする。
上述の通り、機械構造部材の耐疲労特性を向上させるには、特に、機械構造部材表層の硬度を制御することが重要であり、そのためには、その素材となる圧延棒鋼（機械構造用圧延棒鋼）の表層部の組織を制御することが有効である。
しかしながら、Ｃｒを含有せず、Ｓｉの含有量を増加させて、低コスト化を図った圧延棒鋼を素材として用いる場合、機械構造部材表層の脱炭が顕著になり、硬度が低下して、耐疲労特性が劣化することがわかった。
そのため、本発明者らは、Ｓｉを多量に含有する圧延棒鋼を素材とする機械構造部材の、耐疲労特性に及ぼす脱炭の影響及び脱炭の原因について検討した。その結果、機械構造部材の表層の脱炭の原因が、素材である圧延棒鋼にあることを突き止めた。そして、圧延棒鋼の製造に用いる鋼片の脱炭層を除去することにより、圧延棒鋼の表層の脱炭が軽減されることを明らかにし、機械構造部材の耐疲労特性の改善に成功した。
更に、本発明者らは、熱間鍛造に必要とされる圧延棒鋼の熱間延性を確保しつつ、熱間鍛造によって成形された機械構造部材の強度を向上させることが可能な、圧延棒鋼の最適な化学組成及び製造条件を見いだした。
また、この圧延棒鋼を熱間鍛造して得られる機械構造部材において、優れた耐疲労特性が得られることを見出した。
本発明は上記の知見に基づいてなされた。本発明の要旨は以下のとおりである。
（１）本発明の一態様に係る機械構造用圧延棒鋼は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．４５〜０．６５％、Ｓｉ：１．００％超、１．５０％以下、Ｍｎ：０．４０％超、１．００％以下、Ｐ：０．００５〜０．０５０％、Ｓ：０．０２０〜０．１００％、Ｖ：０．０８〜０．２０％、Ｔｉ：０〜０．０５０％、Ｃａ：０〜０．００３０％、Ｚｒ：０〜０．００３０％、Ｔｅ：０〜０．００３０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物であり；前記不純物として、Ｃｒ：０．１０％以下、Ａｌ：０．０１％未満、Ｎ：０．００６０％以下、に制限し；下記式１で求められるＫ１が０．９５〜１．０５であり；下記式２で求められるＫ２が３５超であり；Ｍｎ及びＳの含有量が、下記式３を満足し；表層全脱炭深さが５００μｍ以下である。
Ｋ１＝Ｃ＋Ｓｉ／７＋Ｍｎ／５＋１．５４×Ｖ （式１）
Ｋ２＝１３９−２８．６×Ｓｉ＋１０５×Ｍｎ−８３３×Ｓ−１３４２０×Ｎ （式２）
Ｍｎ／Ｓ≧８．０ （式３）
ここで、式中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｖ、Ｓ、Ｎは各元素の質量％での含有量である。
上記（１）に記載の機械構造用圧延棒鋼は、前記化学組成が、質量％で、Ｔｉ：０．０１０〜０．０５０％、Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％、Ｚｒ：０．０００５〜０．００３０％、Ｔｅ：０．０００５〜０．００３０％の１種以上を含有してもよい。
本発明の別の態様に係る機械構造用圧延棒鋼の製造方法は、上記（１）又は（２）に記載の圧延棒鋼の製造方法であって、上記（１）又は（２）に記載の前記化学組成を有する溶鋼を溶製する溶製工程と；前記溶鋼を、連続鋳造によって鋳片とする鋳造工程と；前記鋳片を分塊圧延して鋼片を得る分塊圧延工程と；前記分塊圧延工程後の前記鋼片の全ての面を表面から２ｍｍ以上溶削する溶削工程と；前記溶削工程後の前記鋼片を、１０００〜１１５０℃の加熱温度で７０００ｓ以下保持した後、棒鋼圧延を行う棒鋼圧延工程と；を有する。
本発明の上記態様によれば、Ｃｒ、Ａｌの含有量を制限し、Ｓｉを多く含有させた低コストの機械構造用圧延棒鋼において、表層の脱炭層の厚みを抑制した圧延棒鋼を提供できる。この圧延棒鋼を素材として熱間鍛造によって製造された機械構造部材は、優れた耐疲労特性を有するので、産業上の貢献が極めて顕著である。
以下、本発明の一実施形態に係る機械構造用圧延棒鋼（以下、本実施形態に係る圧延棒鋼と言う場合がある）は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．４５〜０．６５％、Ｓｉ：１．００％超、１．５０％以下、Ｍｎ：０．４０％超、１．００％以下、Ｐ：０．００５〜０．０５０％、Ｓ：０．０２０〜０．１００％、Ｖ：０．０８〜０．２０％を含有し、必要に応じてさらに、Ｔｉ：０．０５０％以下、Ｃａ：０．００３０％以下、Ｚｒ：０．００３０％以下、Ｔｅ：０．００３０％以下を含有し、残部がＦｅ及び不純物であり、前記不純物として、Ｃｒ：０．１０％以下、Ａｌ：０．０１％未満、Ｎ：０．００６０％以下に制限し；Ｋ１＝Ｃ＋Ｓｉ／７＋Ｍｎ／５＋１．５４×Ｖで求められるＫ１が０．９５〜１．０５であり；Ｋ２＝１３９−２８．６×Ｓｉ＋１０５×Ｍｎ−８３３×Ｓ−１３４２０×Ｎで求められるＫ２が３５超であり；Ｍｎ及びＳの含有量が、Ｍｎ／Ｓ≧８．０を満足し；表層全脱炭深さが５００μｍ以下である。
まず、本実施形態に係る圧延棒鋼の化学組成について説明する。以下、化学組成に関する％は質量％を意味する。以下の説明において含有量を範囲で示す場合、特に説明が無い限り上限と下限を含むものとする。すなわち、０．４５〜０．６５％と表記した場合、０．４５％以上０．６５％以下の範囲を意味する。
（Ｃ：０．４５〜０．６５％）
Ｃは、安価に鋼材の引張強さを高めることができる有用な元素である。この効果を得るため、Ｃ含有量を０．４５％以上とする。一方、鋼材のＣ含有量が増加するほど、圧延棒鋼を熱間鍛造して得られる機械構造部材の降伏比が低下する。降伏比は、０．２％耐力を引張強さで除して求めた値である。降伏比が低下すると、０．２％耐力を所望の値とした場合に引張強度が過剰に高くなり、被削性低下の原因となる。したがって、機械構造部材の降伏比の低下を抑制するため、Ｃ含有量を０．６５％以下とする。好ましくは、０．６０％以下である。
（Ｓｉ：１．００％超、１．５０％以下）
Ｓｉは、安価で鋼材の高強度化に寄与する有用な元素である。この効果を得るため、Ｓｉ含有量を１．００％超とする。好ましくは、１．１０％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が過剰になると、表層の脱炭層深さが過剰になる上、熱間延性が低下して、棒鋼圧延や熱間鍛造の際に、疵が発生し易くなる。そのため、Ｓｉ含有量を１．５０％以下とする。
（Ｍｎ：０．４０％超、１．００％以下）
Ｍｎは、Ｓｉ、Ｖに比べて、延性の低下を抑制しつつ鋼材を高強度化できる固溶強化元素である。また、Ｍｎは、Ｓと結合して被削性を向上させるＭｎＳを形成する元素である。Ｍｎ含有量が少ないと、ＳはＦｅＳをオーステナイト粒界上に形成して熱間延性を著しく低下させるので、割れや疵が発生しやすくなる。したがって、ＦｅＳの生成を抑制し、熱間延性を確保するため、Ｍｎ含有量を０．４０％超とする。一方、Ｍｎ含有量が過剰であると、熱間鍛造品の組織に、降伏比を低下させるベイナイトが混在する場合がある。そのため、Ｍｎ含有量は１．００％以下とする。好ましくは０．９５％以下、より好ましくは０．９０％以下である。
（Ｐ：０．００５〜０．０５０％）
Ｐは、フェライト変態を促進してベイナイト変態を抑制する作用を有する元素である。熱間鍛造後の冷却時にベイナイト変態を抑制するため、Ｐ含有量を０．００５％以上とする。一方、Ｐ含有量が過剰になると、熱間延性が低下し、鋼片に疵が発生する場合がある。そのため、Ｐ含有量の上限を０．０５０％に限定する。好ましくは、０．０４０％以下である。
（Ｓ：０．０２０〜０．１００％）
Ｓは、被削性を向上させるＭｎ硫化物（ＭｎＳ）を形成する元素であり、被削性の向上に寄与する。この効果を得るため、Ｓ含有量を０．０２０％以上とする。一方、Ｓ含有量が０．１００％超になると、粗大なＭｎＳが多量に鋼中に分散し、熱間延性が低下して鋼片に疵が発生する場合がある。そのため、Ｓ含有量の上限を０．１００％に限定する。
（Ｖ：０．０８〜０．２０％）
Ｖは、Ｖ炭化物及び／またはＶ窒化物を形成して鋼材の析出強化に寄与する元素であり、特に、鋼材の降伏比を高める効果を有する。この効果を得るため、Ｖ含有量を０．０８％以上とする。一方、Ｖは高価な合金元素であり、また、熱間鍛造後の冷却時に、望ましくないベイナイト変態を促進する元素である。よって、コスト低減及びベイナイト変態抑制のため、Ｖ含有量を０．２０％以下とする。好ましくは、０．１５％以下とする。
本実施形態に係る圧延棒鋼は、上記の化学成分を含有し、残部がＦｅ及び不純物であることを基本とする。しかしながら、本実施形態に係る圧延棒鋼は、必要に応じて、Ｃａ、Ｔｅ、Ｚｒ、Ｔｉを以下に示す範囲で、Ｆｅの一部に代えてさらに含んでもよい。ただし、これらの元素は必ずしも含有させる必要はないので、その下限は０％である。
不純物とは、鋼材を工業的に製造する際に、鉱石若しくはスクラップ等のような原料、又は製造工程の種々の環境から混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。不純物のうち、Ａｌ、Ｎ及びＣｒについては、特に、その含有量を以下の範囲に制限する。
（Ａｌ：０．０１％未満）
Ａｌは、不純物である。Ａｌは、鋼中に存在すると、酸素と結合して硬質のＡｌ酸化物を形成し鋼材の被削性を低下させる。したがって、Ａｌ含有量は少ない方が好ましい。Ａｌ含有量が０．０１％以上であると、被削性が著しく低下するため、Ａｌ含有量を０．０１％未満に制限する。
（Ｎ：０．００６０％以下）
Ｎは、不純物である。Ｎは、鋼中に存在すると、Ｖと結合してＶ窒化物を形成する。Ｖ窒化物は、Ｖ炭化物に比べると粗大であり、析出強化への寄与が小さい。したがって、Ｎ含有量が多いと、Ｖ窒化物が増加し、その分、Ｖ炭化物が少なくなる。その結果、Ｖの析出強化への寄与が小さくなる。
Ｖ含有量を少なくしても、十分な析出強化の効果を得るためには、Ｖ窒化物の総量は少ない方が好ましく、従って、Ｎ含有量は少ない方が好ましい。Ｎ含有量が０．００６０％超であると、Ｖの析出強化への寄与が著しく小さくなるので、Ｎ含有量を０．００６０％以下に制限する。一方、製鋼技術上、Ｎを過剰に低減すると著しくコストが高くなるので、下限を０．００２０％としてもよい。
（Ｃｒ：０．１０％以下）
Ｃｒは、不純物である。Ｃｒは、強度に対する影響は小さいが、熱間鍛造後の冷却時に、ベイナイト変態を促進する。そのため、Ｃｒ含有量が多くなると、圧延棒鋼を熱間鍛造して得られた機械構造部材において、降伏比が低下する。Ｃｒ含有量は少ない方が好ましいが、Ｃｒ含有量が０．１０％を超えるとその影響が顕著になるため、Ｃｒ量を０．１０％以下に制限する。
（Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％）
（Ｚｒ：０．０００５〜０．００３０％）
（Ｔｅ：０．０００５〜０．００３０％）
Ｃａ、Ｔｅ、Ｚｒは、何れもＭｎＳ粒子を微細化、球状化する（すなわち、硫化物の形態を制御する）元素である。ＭｎＳが伸長すると、熱間延性の異方性が大きくなるので、特定方向の割れが生じやすくなる。割れを抑制することが必要とされる場合、Ｃａ、Ｚｒ、Ｔｅから選択される１種以上を含有させてもよい。ＭｎＳの微細化、球状化の効果を得る場合、Ｃａ含有量、Ｚｒ含有量および／またはＴｅ含有量を、それぞれ、０．０００５％以上とすることが好ましい。一方、Ｃａ含有量、Ｚｒ含有量、Ｔｅ含有量が過剰になると、粗大なＣａ、Ｚｒ、Ｔｅの酸化物が形成され、被削性が低下する。そのため、含有させる場合でも、Ｃａ含有量、Ｚｒ含有量、Ｔｅ含有量は、何れも、０．００３０％以下が好ましい。
（Ｔｉ：０．０１０〜０．０５０％）
Ｔｉは、鋼中にＴｉ窒化物を形成する元素である。Ｔｉ窒化物は、鋼材の組織を整粒にする効果を有する。この効果を得る場合、Ｔｉ含有量を０．０１０％以上とすることが好ましい。一方で、Ｔｉ窒化物は硬質であり、切削加工時の工具寿命を低下させることがある。そのため、含有させる場合でも、Ｔｉ含有量を０．０５０％以下とする。
本実施形態に係る圧延棒鋼は、上記の各元素の含有量だけではなく、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｖ、Ｓ、Ｎが以下に示す関係を満たす必要がある。式中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｖ、Ｓ、Ｎは、質量％での各元素の含有量である。
（Ｋ１：０．９５〜１．０５）
Ｋ１は強度に関する指標である炭素当量であり、下記（式１）で求められる。
Ｋ１＝Ｃ＋Ｓｉ／７＋Ｍｎ／５＋１．５４×Ｖ （式１）
本実施形態に係る圧延棒鋼を素材とし、熱間鍛造によって成形した機械構造部材の引張強さは、炭素当量Ｋ１に影響される。Ｋ１が０．９５以上の圧延棒鋼を用いて、熱間鍛造によって機械構造部材を製造すると、組織がパーライトを主体とするフェライト及びパーライトからなり、９００ＭＰａ超の引張強さ、５７０ＭＰａ以上の０．２％耐力、０．４５以上の疲労限度比（疲労限／引張強さ）を有する機械構造部材を得ることができる。一方、Ｋ１が１．０５を超える場合、機械構造部材においてベイナイトが生成し、降伏比が低下する。したがって、炭素当量Ｋ１を０．９５〜１．０５に限定する。
（Ｋ２＞３５）
Ｋ２は、本発明者らが後述する実験から求めた、熱間延性に関する指標であり、下記（式２）で求められる。
Ｋ２＝１３９−２８．６×Ｓｉ＋１０５×Ｍｎ−８３３×Ｓ−１３４２０×Ｎ （式２）
実験には、０．５２〜０．５４％のＣを含有し、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｎの含有量がそれぞれ異なる１７水準の圧延棒鋼を用いた。これらの圧延棒鋼から切り出し及び加工を行って得られた、直径１０ｍｍ、長さ１００ｍｍの試験片の熱間延性を評価した。熱間延性は、試験片の中央部を、加熱して溶融させ、その後凝固させた直後に、種々の温度に保持し、０．０５ｍｍ／ｓの速度で引っ張り、破断させて、破断後の絞り値で評価した。また、９５０℃、１１００℃、１２００℃の保持温度（引張温度）における絞り値を従属変数とし、合金元素含有量を独立変数として回帰計算し、有意な独立変数を平均してＫ２（式２）を得た。
その結果、このＫ２の値が３５を超える場合には、鋼片の鋳造、及び、圧延棒鋼の熱間鍛造において、疵、割れの発生は認められなかった。よって、熱間延性指標Ｋ２を３５超とした。
Ｋ２の上限は、限定する必要はなく、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｓ、Ｎのそれぞれの含有量の範囲から決定されるが、１００を上限としてもよい。
上記式２から分かるように、Ｓｉ、Ｓ、Ｎが熱間延性の低下因子、Ｍｎが向上因子となる。よって、基本的にそれらのバランスから、Ｋ２の値を満たすことが必要となる。しかしながら、後述するように、Ｍｎ／Ｓが８．０未満になると、有害なＦｅＳが生成するので、仮に、Ｋ２の値が３５超を満たしたとしても、Ｍｎ／Ｓが８．０未満ならば特性が低下する。
（Ｍｎ／Ｓ≧８．０）
上述したように、ＳはＭｎと結合してＭｎＳを形成する。しかしながら、Ｍｎに対してＳが過剰に含まれる場合、ＳはＭｎＳの他に、ＦｅＳをオーステナイト粒界上に形成する。この場合、結果として、熱間延性が著しく低下し、熱間鍛造によって割れを生じる。したがって、ＦｅＳの生成を抑制するために、Ｍｎ／Ｓを８．０以上とする。Ｍｎ／Ｓが８．０以上であれば、熱間延性は、上述したＫ２の値に支配される。よって、Ｍｎ／Ｓは８．０以上であればよく、上限はＳの最低値、Ｍｎの最大値で決定される。
次に、本実施形態に係る圧延棒鋼の脱炭深さ、組織について説明する。
「表層全脱炭深さ」
上述の通り、圧延棒鋼の脱炭深さ（表層全脱炭深さ）は、圧延棒鋼を熱間鍛造して得られる機械構造部材の耐疲労特性に影響する。表層全脱炭深さが５００μｍを超える圧延棒鋼を素材として、熱間鍛造によって成形された機械構造部材は、耐疲労特性（疲労限度比）が劣化する。また、表層全脱炭深さが深くなると、鋼成分によっては、脱炭に起因して、引張強さ、耐力、疲労限度比が低くなることがある。したがって、圧延棒鋼の表層全脱炭深さを５００μｍ以下とする。下限は０μｍである（すなわち、脱炭層がなくてもかまわない）。
本実施形態において、圧延棒鋼の表層全脱炭深さとは、圧延棒鋼の長手方向の中央部と、両端からそれぞれ全長の１／４の長さの部位とで切断して得られた３つの断面を、各々周方向に９０度違いの４箇所で測定した場合の、合計１２箇所の表層の脱炭深さの平均値と定義する。表層の脱炭深さは、表層から内部に向かう直線上で測定した炭素量が、内部で一定となった炭素量（内部炭素量）の９０％となる深さと定義され、電子プローブマイクロアナライザ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｍｉｃｒｏ Ａｎａｌｙｚｅｒ、ＥＰＭＡという。）によって測定することができる。
本実施形態に係る圧延棒鋼の組織（金属組織）を限定する必要はない。しかしながら、上述したように、機械構造部材では、フェライトとパーライトとからなる複合組織（フェライト・パーライト組織）であることが好ましい。機械構造部材の組織をフェライトとパーライトとからなる組織にする場合、圧延棒鋼でも同様のフェライトとパーライトとからなる組織となる場合が多い。
次に、本実施形態に係る圧延棒鋼の製造方法の一例について説明する。
本実施形態に係る圧延棒鋼は、上述の化学組成を有する溶鋼を常法によって溶製し（溶製工程）、この溶鋼を連続鋳造等の常法によって、鋳片とし（鋳造工程）、鋳片を分塊圧延して鋼片とし（分塊圧延工程）、この鋼片の全ての面を溶削し（溶削工程）、溶削工程後の鋼片を熱間圧延（棒鋼圧延ともいう。）し（棒鋼圧延工程）、製造する。溶削工程において全ての面を表面から２ｍｍ以上溶削した鋼片を棒鋼圧延に供することにより、圧延棒鋼だけでなく、圧延棒鋼を素材として熱間鍛造によって製造された機械構造部材の脱炭も抑制され、機械構造部材の耐疲労特性の劣化を防止することができる。
上述のようにＳｉを多く含有する鋼片の表層に生成する深い脱炭層は、圧延棒鋼だけでなく、圧延棒鋼を素材として製造される熱間鍛造品（機械構造部材）まで残り、機械構造部材の機械的性質、特に耐疲労特性を劣化させる。例えば、本発明者らの検討の結果、断面積１９６０００ｃｍ２に鋳造し、分塊圧延によって断面積を２６２４４ｃｍ２とした高Ｓｉ鋼の鋼片の脱炭深さは最大１．８ｍｍであった。そのため、鋼片の脱炭深さは鋳片及び鋼片の大きさにも左右されるが、分塊圧延工程を経て製造される鋼片の場合、分塊圧延後、鋼片の表面から２ｍｍ以上を溶削にて削除して熱間圧延を行えば、圧延棒鋼の表層全脱炭深さを５００μｍ以下とすることができる。一方で、溶削量が多すぎると、重量の低減、肌荒れの増加、溶削コストの上昇、溶削時間の増大が懸念される。そのため、溶削量は、１０ｍｍ以下とすることが好ましい。溶削は、鋼片の全ての面に対して行うことが好ましい。
鋼片の溶削は、連続鋳造時に形成された深い脱炭層の除去を目的としており、その後の工程では、条件を適切にすることで熱間鍛造品の疲労特性を劣化させるような深い脱炭層は生成しない。鋼片のサイズによっては、分塊圧延後に溶削を行い、再度、分塊圧延を行ってもよいが、分塊圧延の際の加熱時間は、９００ｓ以下とする。
鋼片の溶削は、鋼片の表面を燃焼ガスと酸素とによって熱化学的に溶削する、いわゆる、スカーフィングによって行うことができる。また、溶削を行う場合、分塊圧延後の鋼片が高温の状態で行ってもよく、冷却された状態で行ってもよい。分塊圧延後に溶削を行い、再度、分塊圧延を行う場合は、冷却せずに高温の状態で溶削を行うことが好ましい。一方、グラインダー等による切削は、非効率的であるため、本実施形態で採用する方法からは除外する。
棒鋼圧延（熱間圧延）工程では、鋼中へのＶの固溶を促進するために、鋼片を１０００℃以上に加熱して、熱間圧延を行う必要がある。棒鋼圧延の加熱時にＶを固溶させることで熱間圧延後の圧延棒鋼中に再析出するＶ炭化物が微細となる。その結果、圧延棒鋼を素材として熱間鍛造を行う際の加熱時にも、Ｖ炭化物の固溶が容易となって、機械構造部材の強度と延性とを低下させる原因となる未固溶Ｖ炭化物が消滅する。加熱温度が１０００℃未満であると、Ｖが十分に固溶しない。一方、棒鋼圧延の加熱温度の上限は１１５０℃とする必要がある。これは、鋼片を１１５０℃超の温度に加熱すると、表層の脱炭速度が急激に大きくなるためである。また、加熱温度での保持時間が長くなると脱炭が促進される。したがって、圧延棒鋼の表層全脱炭を５００μｍ以下に抑制するため、加熱温度（１０００〜１１５０℃）での保持時間を７０００ｓ以下とする。十分にＶを固溶させるため、保持時間の下限は、１０ｓとすることが好ましい。
上記の工程を含む製造方法によれば、本実施形態に係る圧延棒鋼を得ることができる。また、この圧延棒鋼を鍛造することによって、耐疲労特性に優れる機械構造部材を得ることができる。鍛造条件は、通常行われる条件範囲であればよく、例えば、加熱温度が１０００〜１３００℃である。機械構造部材を鍛造によって成形する場合、素材を高周波加熱して熱間鍛造を行うことが多いが、高周波加熱は所定温度への到達に要する加熱時間が短いので、その間に素材（圧延棒鋼）の表層に極端な脱炭が生じることは少ない。
「実施例１」
表１に示す化学組成を有する鋼Ａを、断面サイズ３５０×５６０ｍｍに鋳造して鋳片を得た。鋼Ａの化学組成は、Ｃ含有量が低く、Ｓｉ含有量が高いので、脱炭が起きやすい組成である。表１の残部は、Ｆｅ及び不純物である。この鋳片を１３００℃に再加熱して２８０×２８０ｍｍ断面に分塊圧延した直後に、熱間で、深さ狙い１ｍｍ、２ｍｍ、３ｍｍで鋼片の全面を溶削し、１６２×１６２ｍｍ断面に圧延し、さらに、冷却して棒鋼圧延の素材としての鋼片を得た。
これらの鋼片を１１５０℃〜１２３０℃に加熱して５０００〜１００００ｓ保持した後、熱間圧延して直径５０ｍｍの圧延棒鋼とし、常温まで空冷した。これらの圧延棒鋼の表層全脱炭深さを前述した方法で求めた。
表２に、鋼片の溶削深さ、棒鋼圧延時の加熱条件と圧延棒鋼の表層全脱炭深さの測定結果とを示す。
Figure 2016002931
Figure 2016002931
Ｎｏ.Ａ１〜Ａ３の試料より、溶削深さを２．０ｍｍ以上とすることで、棒鋼圧延の加熱条件が１１５０℃×７０００ｓという脱炭を促進する高温長時間であっても、圧延棒鋼の脱炭深さは５００μｍ以下に抑制できることがわかる。
上述した鋼片の溶削は、連続鋳造によって生成した深い脱炭層の除去を目的としており、その後の工程では、熱間鍛造品の疲労特性を劣化させるような深い脱炭層は生成しない。
表２のＮｏ.Ａ４の試料は、１１５０℃で保持時間が長すぎる例であり、表層全脱炭深さが大きかった。また、Ｎｏ．Ａ５の試料は、加熱温度が１２３０℃と高くなった例であり、表層全脱炭深さが大きかった。
「実施例２」
表３に示す化学組成の鋼（鋼Ｎｏ.Ｂ〜ＡＤ）を溶製し、連続鋳造して鋳片を得た。この鋳片を分塊圧延して鋼片とし、この鋼片について、試験Ｎｏ．１２〜１９を除いて深さ狙い３ｍｍで全面を溶削した。表３の残部は、Ｆｅ及び不純物である。溶削した鋼片に、熱間圧延を行って直径４５ｍｍの圧延棒鋼を製造した。一部の鋼片（表４の試験Ｎｏ.１２〜１９）は、比較のために、全面を１ｍｍ溶削し、熱間圧延を行って直径４５ｍｍの圧延棒鋼を製造した。熱間圧延は、加熱温度を１１００℃、保持時間を３６００ｓとして行った。熱間圧延後は、常温まで空冷した。
Figure 2016002931
次に、熱間圧延によって得られた棒鋼の表層全脱炭深さを前述した方法で求めた。
その後、直径４５ｍｍの圧延棒鋼を高周波加熱によって、１２２０℃に加熱し、３００ｓ保持した後、直ちに直径方向に圧下し１０ｍｍ厚さの平板に鍛造成形した。この鍛造平板の側面を切削加工し、断面幅１５ｍｍ、厚さ１０ｍｍ（鍛造ままの厚さ）、長さ２０ｍｍの平行部を有する試験片とし、両振りの引張圧縮疲労試験及び引張試験に供した。引張圧縮疲労試験はＪＩＳ Ｚ ２２７３に準拠して行い、１０７回以上の寿命を示した最大負荷応力を疲労限とした。引張試験はＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して常温で２０ｍｍ／ｍｉｎの速度にて実施した。
平行部の鍛造面は、加工を施さず、鍛造肌のままであるが、鋼Ｎｏ．ＢとＣについては、参考として、熱間鍛造後に表面を５００μｍ研削し、脱炭層を除去した水準も設けた（表４の試験Ｎｏ．２及び３）。また、試験片の切断部の角は、全て半径２ｍｍの面取り加工を行った。
表４及び表５に、熱間鍛造前の圧延棒鋼の表層全脱炭深さ、熱間鍛造後の鍛造平板のミクロ組織、０．２％耐力、引張強さ、降伏比（０．２％耐力／引張強さ）、引張圧縮試験の１０７回の疲労限度比（疲労限／引張強さ）を示す。
Figure 2016002931
Figure 2016002931
表４の試験Ｎｏ．４〜１１、２０は本発明例である。これら深さ狙い３ｍｍで鋼片の全側面を溶削した圧延棒鋼の脱炭深さは、何れも５００μｍ以下であった。また、圧延棒鋼を鍛造して得られた鍛造品（鍛造平板）の引張強さは９４８ＭＰａ以上と高く、０．２％耐力は５９７ＭＰａ以上と高く、引張圧縮疲労試験の疲労限度比（疲労強さ／引張強さ）は、０．４７以上と良好であった。また、熱間鍛造後に脱炭層を研削で削除した表４の試験Ｎｏ．２及び３と、試験Ｎｏ．４及び５との比較から、圧延棒鋼における脱炭深さが５００μｍ以下の場合、疲労限度比の低下が０．０２以下であることが分かる。
表４の試験Ｎｏ．１２〜１９は、圧延棒鋼の脱炭深さが５００μｍを超える比較例である。これらは、鋼片の全側面を１ｍｍ溶削して熱間圧延して製造した圧延棒鋼である。この棒鋼を鍛造して得られた鍛造品は、９００ＭＰａ以上の引張強さ、５７０ＭＰａ以上の０．２％耐力、０．４５以上の疲労限度比のうち、少なくとも１以上を満たしていない。
表５の試験Ｎｏ．２１〜３９は、鋼成分（化学組成）、Ｍｎ／Ｓ、Ｋ１あるいはＫ２のいずれか１つ以上が本発明の範囲から外れる鋼Ｎｏ．Ｋ〜ＡＤを用いて製造された比較例である。
Ｍ／Ｓが８．０未満、Ｋ２値が３５以下の少なくとも一方に該当する鋼Ｎｏ．Ｌ、Ｍ、Ｎ、Ｑ、Ｒ及びＶを用いた試験Ｎｏ．２２、２３、２４、２７、２８及び３２は、棒鋼鍛造時に割れや大きな疵が発生し、熱間鍛造以降の評価ができなかったため、表５の各評価欄に「＊」を示した。
試験Ｎｏ．３３（鋼Ｎｏ．Ｗ）は、Ｋ１値が低く、引張強さと０．２％耐力が、それぞれ目標とする９００ＭＰａ、５７０ＭＰａに達していない。
試験Ｎｏ．２１（鋼Ｎｏ．Ｋ）は、Ｋ１値とともに、Ｃ、Ｓｉ含有量も低く、引張強さと０．２％耐力が、それぞれ目標とする９００ＭＰａ、５７０ＭＰａに達していない。
試験Ｎｏ．３４（鋼Ｎｏ．Ｘ）は、Ｃ含有量が低く、引張強さと０．２％耐力が、それぞれ目標とする９００ＭＰａ、５７０ＭＰａに達していない。
試験Ｎｏ．２５（鋼Ｎｏ．Ｏ）は、Ｍｎ含有量が多く、鍛造品のミクロ組織にフェライト及びパーライトに加えてベイナイトが混在していた。その結果、試験Ｎｏ．２５は、０．２％耐力が５７０ＭＰａに達していない。
Ｋ１が低い試験Ｎｏ．２６（鋼Ｎｏ．Ｐ）は、０．２％耐力が本発明の目標を下回っている。また、試験Ｎｏ．２６は、引張強さも本発明の目標を下回っている。
試験Ｎｏ．２９（鋼Ｎｏ．Ｓ）は、Ｃ含有量が多いため、引張強さは高いが、０．２％耐力、疲労限度比が低い。
試験Ｎｏ．３０（鋼Ｎｏ．Ｔ）は、Ｋ１が低いため、引張強さと０．２％耐力が低い。
試験Ｎｏ．３５（鋼Ｎｏ．Ｙ）、試験Ｎｏ．３６（鋼Ｎｏ．Ｚ）は、Ｋ１の値を満たしており引張強さは良好であるが、０．２％耐力が低い。試験Ｎｏ．３６は疲労限度比も低い。
試験Ｎｏ．３１（鋼Ｎｏ．Ｕ）は、Ｖ含有量が高いために引張強さと疲労限度比は良好であるが、ベイナイト組織が混在した結果、０．２％耐力が低くなっている。
Ｋ２＝１３９−２８．６×Ｓｉ＋１０５×Ｍｎ−８３３×Ｓ−１３４２０×Ｎ
（式２）が示すように、
表５の試験Ｎｏ.２３（鋼Ｎｏ.Ｍ）は、Ｍｎ／Ｓが小さいので鍛造時割れ、疵が発生した。
試験Ｎｏ.２４（鋼Ｎｏ.Ｎ）は、Ｓｉ含有量が多く、Ｋ２が小さい試料であるので、鍛造時割れ、疵が発生した。
試験Ｎｏ.２８（鋼Ｎｏ.Ｒ）は、Ｍｎ／Ｓが小さいので、疵が発生した。
試験Ｎｏ.３２（鋼Ｎｏ.Ｖ）は、Ｎ含有量が多く、Ｋ２が小さいので鍛造時割れ、疵が発生した。
試験Ｎｏ．３８（鋼Ｎｏ．ＡＢ）は、Ｋ２の値を満たしているが、Ｎ含有量が多いため、Ｖ窒化物が増加し、Ｖの析出強化への寄与が小さくなり、引張強さ、０．２％耐力および疲労限度比ともに低くなっている。
試験Ｎｏ．３３（鋼Ｎｏ.Ｗ）はＫ１＝０.９３の試料である。Ｋ１が小さいので、引張強さが９００ＭＰａ未満となった。
試験Ｎｏ．２５（鋼Ｎｏ．Ｏ）、試験Ｎｏ．３７（鋼Ｎｏ．ＡＡ）、試験Ｎｏ．３９（鋼Ｎｏ．ＡＣ）およびＮｏ．４０（鋼Ｎｏ．ＡＤ）の耐力が低いのは、Ｍｎまたは／およびＣｒ含有量が多い、またはＫ１が大きいため、ＦＰ（フェライト・パーライト）組織に加えてＢ（ベイナイト）組織が混在することが理由であると考えられる。
本発明の上記態様によれば、Ｃｒ、Ａｌの含有量を制限し、Ｓｉを多く含有させた低コストの機械構造用圧延棒鋼の表層において深い脱炭層の形成を抑制した圧延棒鋼を提供できる。この圧延棒鋼を素材として熱間鍛造によって製造された機械構造部材は、優れた耐疲労特性を有するので、産業上の貢献が極めて顕著である。

Claims (3)

  1. 化学組成が、質量％で、
    Ｃ：０．４５〜０．６５％、
    Ｓｉ：１．００％超、１．５０％以下、
    Ｍｎ：０．４０％超、１．００％以下、
    Ｐ：０．００５〜０．０５０％、
    Ｓ：０．０２０〜０．１００％、
    Ｖ：０．０８〜０．２０％、
    Ｔｉ：０〜０．０５０％、
    Ｃａ：０〜０．００３０％、
    Ｚｒ：０〜０．００３０％、
    Ｔｅ：０〜０．００３０％
    を含有し、残部がＦｅ及び不純物であり；
    前記不純物として、
    Ｃｒ：０．１０％以下、
    Ａｌ：０．０１％未満、
    Ｎ：０．００６０％以下、
    に制限し；
    下記式１で求められるＫ１が０．９５〜１．０５であり；
    下記式２で求められるＫ２が３５超であり；
    Ｍｎ及びＳの含有量が、下記式３を満足し；
    表層全脱炭深さが５００μｍ以下であることを特徴とする機械構造用圧延棒鋼。
    Ｋ１＝Ｃ＋Ｓｉ／７＋Ｍｎ／５＋１．５４×Ｖ （式１）
    Ｋ２＝１３９−２８．６×Ｓｉ＋１０５×Ｍｎ−８３３×Ｓ−１３４２０×Ｎ （式２）
    Ｍｎ／Ｓ≧８．０ （式３）
    ここで、式中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｖ、Ｓ、Ｎは各元素の質量％での含有量である。
  2. 前記化学組成が、質量％で、
    Ｔｉ：０．０１０〜０．０５０％、
    Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％、
    Ｚｒ：０．０００５〜０．００３０％、
    Ｔｅ：０．０００５〜０．００３０％
    の１種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の機械構造用圧延棒鋼。
  3. 請求項１又は２に記載の機械構造用圧延棒鋼の製造方法であって、
    請求項１又は２に記載の前記化学組成を有する溶鋼を溶製する溶製工程と；
    前記溶鋼を、連続鋳造によって鋳片とする鋳造工程と；
    前記鋳片を分塊圧延して鋼片を得る分塊圧延工程と；
    前記分塊圧延工程後の前記鋼片の全ての面を表面から２ｍｍ以上溶削する溶削工程と；
    前記溶削工程後の前記鋼片を、１０００〜１１５０℃の加熱温度で７０００ｓ以下保持した後、棒鋼圧延を行う棒鋼圧延工程と；
    を有することを特徴とする機械構造用圧延棒鋼の製造方法。
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