WO2015076242A1 - 棒鋼 - Google Patents
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Abstract
Description
本願は、2013年11月19日に、日本に出願された特願2013-239038号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
Cは、棒鋼の強度に大きな影響を及ぼす元素である。C含有量が0.30%未満である場合、高周波焼入れ後に十分な硬さが得られない。一方、C含有量が0.80%を超える場合、高周波焼入れ時に残留オーステナイトが多量に発生し、これにより硬さの上昇が抑制される。よって、本実施形態に係る棒鋼においては、C含有量を0.30~0.80%とする。上記効果をさらに有効に得るためのC含有量の好ましい下限値は、0.40%であり、さらに好ましくは0.50%である。
Siは、鋼の脱酸に有効な元素であり、フェライトの強化及び焼戻し軟化抵抗の向上に有効な元素でもある。Si含有量が0.01%未満である場合、その効果が不十分となる。Si含有量が1.50%を超える場合、棒鋼が脆化することにより材料特性が低下し、さらには浸炭性が低下する。従って、Si含有量を0.01~1.50%の範囲内にする必要がある。上記効果をさらに有効に得るためのSi含有量の好ましい下限値は0.03%であり、さらに好ましくは0.05%である。Si含有量の好ましい上限値は0.50%であり、さらに好ましくは0.40%である。
Mnは、鋼中のSをMnSとして固定する働きを有する。このMnSは鋼中に分散する。さらにMnは、マトリックスに固溶させて、鋼の焼入れ性の向上および焼入れ後の鋼の強度の確保を達成するために必要な元素である。しかしながら、Mn含有量が0.05%未満である場合、鋼中のSとFeとが結合してFeSを形成し、このFeSが鋼を脆くする。一方、Mn含有量が2.50%を超える場合、上述したMnが強度および焼入れ性に及ぼす影響が飽和する。よって、Mn含有量は0.05~2.50%とする。上記効果をさらに有効に得るためのMn含有量の好ましい下限値は0.20%であり、さらに好ましくは0.30%である。Mn含有量の好ましい上限値は1.80%以下であり、さらに好ましくは1.60%である。
Alは、脱酸効果を有する。さらに、Alは、Al窒化物(AlN)となり、これにより結晶粒の粗大化を抑制する。加えて、Alは、鋼中に存在する固溶NをAlNとして固定する働きを有する。固溶Nは、Bを含有する場合、鋼中でBと結びついてBNを形成することにより、鋼中の固溶B量を減少させる。鋼中にBを含有する場合には、焼入れ性を高める固溶B量を確保するために有用である。上記の効果を得るためには、0.010%以上のAlを含有する必要がある。しかしながら、Al含有量が多すぎる場合、生成されたAl2O3が疲労強度の低下および冷間鍛造割れを引き起こす。従って、Al含有量の上限値を0.30%とする必要がある。上記の効果をさらに有効に得るためのAl含有量の好ましい下限値は0.015%であり、さらに好ましくは0.020%である。Al含有量の好ましい上限値は0.25%以下であり、さらに好ましくは0.15%である。
Nは、鋼中でAl、Ti、Nb、およびVと結合することにより微細な窒化物又は炭窒化物を生成する。これら微細な窒化物または炭窒化物は、結晶粒の粗大化を抑制する効果を有する。N含有量が0.0040%未満である場合、その効果が不十分となる。N含有量が0.030%を超える場合、上述の効果が飽和する。さらに、N含有量が0.030%を超える場合、熱間圧延の加熱時又は熱間鍛造の加熱時に未固溶の炭窒化物が棒鋼中に残存し、結晶粒の粗大化を抑制するために有効な微細な炭窒化物が少なくなる。従って、N含有量を0.0040~0.030%の範囲内にする必要がある。上記効果をさらに有効に得るためのN含有量の好ましい下限値は0.0045%であり、さらに好ましくは0.0050%である。N含有量の好ましい上限値は0.015%以下であり、さらに好ましくは0.010%である。
Pは不純物元素である。P含有量が0.035%を超える場合、鋳造特性及び熱間加工性が低下する。また、この場合、焼入れ前の棒鋼の硬さが高くなり、棒鋼の被削性が低下する。よってP含有量は0.035%以下とする。Pによる被削性、熱間加工性、および鋳造特性の低下をさらに抑制するために、P含有量の好ましい上限値は0.025%であり、さらに好ましくは0.015%である。P含有量は小さい方が良いので、P含有量の下限値を規定する必要は無い。P含有量の下限値を0%としてもよい。
Sは不純物元素である。またSは、鋼中のMnと結合することによりMnSを生成する。MnSは棒鋼の被削性を向上させるために有効であるが、S含有量が0.10%を超えて含有する場合、このMnSが粗大化する。粗大なMnSは、熱間圧延時の割れの起点になるので、熱間加工性を低下させる。以上の理由から、S含有量を0.10%以下にする必要がある。熱間加工性の低下をさらに抑制するためのS含有量の好ましい上限値は0.05%であり、さらに好ましくは0.02%である。S含有量の下限値を規定する必要は無い。S含有量の下限値を0%としてもよい。但し、被削性向上効果を安定して得るためには、Sの下限値は0.02%である。
Crは任意元素であり、棒鋼の化学組成中に含有されなくてもよい。従って、Cr含有量の下限値は0%である。一方、Crは、棒鋼の焼入れ性を向上させ、また棒鋼に焼戻し軟化抵抗を付与する元素であるので、高強度化が必要な鋼はCrを含有することができる。Crを多量に含有させると、Cr炭化物が生成し、このCr炭化物が棒鋼を脆化させる。よって、本実施形態に係る棒鋼においては、Cr含有量を0~3.0%とする。上記効果を得るためにCrを含有させる場合、Cr含有量の好ましい下限値は0.1%であり、さらに好ましくは0.4%である。Cr含有量の好ましい上限値は2.5%であり、さらに好ましくは2.0%である。
Moは任意元素であり、棒鋼の化学組成中に含有されなくてもよい。従って、Mo含有量の下限値は0%である。一方、Moは、棒鋼に焼戻し軟化抵抗を付与し、且つ棒鋼の焼入れ性を向上させる元素であるので、高強度化が必要な鋼はMoを含有することができる。Mo含有量が1.5%超である場合、Moの効果は飽和する。よって、Moを含有させる場合は、Mo含有量の上限値を1.5%とする。上記効果を得るためにMoを含有させる場合、Mo含有量の好ましい下限値は0.10%であり、さらに好ましくは0.15%である。Mo含有量の好ましい上限値は1.1%であり、さらに好ましくは0.70%である。
Cuは任意元素であり、棒鋼の化学組成中に含有されなくてもよい。従って、Cu含有量の下限値は0%である。一方、Cuは、フェライトの強化、焼入れ性向上、及び耐食性向上のために有効な元素である。Cu含有量が2.0%超である場合、機械的性質に関する効果が飽和する。よって、Cuを含有させる場合は、Cu含有量の上限値を2.0%とする。Cuは、特に棒鋼の熱間延性を低下させ、熱間圧延時に生じる疵の原因となりやすいので、Niと同時に含有させることが好ましい。上記効果をさらに有効に得るためのCu含有量の好ましい下限値は0.05%であり、さらに好ましくは0.10%である。Cu含有量の好ましい上限値は0.40%であり、さらに好ましくは0.30%である。
Niは任意元素であり、棒鋼の化学組成中に含有されなくてもよい。従って、Ni含有量の下限値は0%である。一方、Niはフェライトの延性を向上、焼入れ性向上、及び耐食性向上のために有効な元素である。Ni含有量が5.0%超である場合、機械的性質に関する効果が飽和し、さらに棒鋼の被削性が低下する。よって、Niを含有させる場合は、Ni含有量の上限値を5.0%とする。上記効果をさらに有効に得るためのNi含有量の好ましい下限値は0.1%であり、さらに好ましくは0.4%である。Ni含有量の好ましい上限値は4.5%であり、さらに好ましくは3.5%である。
Bは任意元素であり、棒鋼の化学組成中に含有されなくてもよい。従って、B含有量の下限値は0%である。一方、Bは、固溶Bとして粒界に偏析し、棒鋼の焼入性および粒界強度を向上させることにより、機械部品に要求される疲労強度および衝撃強度を向上する。一方、B含有量が0.0035%超である場合、上記の効果が飽和し、さらに棒鋼の熱間延性が著しく低下する。従って、Bを含有させる場合は、B含有量の上限値を0.0035%とする。上記の効果をさらに有効に得るためのB含有量の好ましい下限値は0.0010%であり、さらに好ましくは0.0015%である。B含有量の好ましい上限値は0.0030%である。
Caは任意元素であり、棒鋼の化学組成中に含有されなくてもよい。従って、Ca含有量の下限値は0%である。一方、Caは、脱酸元素であり、棒鋼中で酸化物を生成する。本実施形態に係る棒鋼のようにAlを含有する鋼では、Caはカルシウムアルミネート(CaOAl2O3)を形成する。このCaOAl2O3は、Al2O3よりも融点が低い酸化物であり、高速切削時に工具保護膜となるので、棒鋼の被削性を向上させる。しかし、Ca含有量が0.0050%超である場合、鋼中にCaSが生成し、このCaSは被削性を低下させる。よって、Caを含有させる場合は、Ca含有量の上限値を0.0050%とする。上記効果をさらに有効に得るためのCa含有量の好ましい下限値は0.0001%であり、さらに好ましくは0.0002%である。Ca含有量の好ましい上限値は0.0035%であり、さらに好ましくは0.0030%である。
Zrは任意元素であり、棒鋼の化学組成中に含有されなくてもよい。従って、Zr含有量の下限値は0%である。一方、Zrは脱酸元素であり、棒鋼中で酸化物を生成する。その酸化物はZrO2であると考えられている。このZrO2はMnSの析出核となるので、ZrO2は、MnSの析出箇所を増やすことによりMnSを棒鋼中に均一分散し、被削性を向上する効果を有する。また、Zrは、MnS中に固溶して複合硫化物を生成し、MnSの変形能を低下させるので、熱間圧延及び熱間鍛造時におけるMnSの伸延を抑制する働きもある。一方、Zr含有量が0.0050%超である場合、棒鋼の歩留まりが極端に悪くなり、且つ、ZrO2およびZrS等の硬質な化合物が大量に生成することにより棒鋼の被削性、衝撃値及び疲労特性等の機械的性質が低下する。よって、Zrを含有させる場合は、Zr含有量の上限値を0.0050%とする。上記効果をさらに有効に得るためのZr含有量の好ましい下限値は0.0003%である。Zr含有量の好ましい上限値は0.0035%である。
Mgは任意元素であり、棒鋼の化学組成中に含有されなくてもよい。従って、Mg含有量の下限値は0%である。一方、Mgは脱酸元素であり、鋼中で酸化物を生成する。そして、Alによる脱酸が行われる場合には、Mgは、被削性を低下させるAl2O3の少なくとも一部をMgOに改質する。MgOは比較的軟質であり且つ微細に分散するので、MgOは棒鋼の被削性を低下させない。従ってMgは、Alを用いた脱酸による被削性低下を抑制する効果を有する。また、Mg酸化物は、MnSの核となることによりMnSを微細分散させる効果も有する。さらに、Mgは、MnSとの複合硫化物を生成することにより、MnSを球状化する効果も有する。一方、Mg含有量が0.0050%を超える場合、MgSを形成することにより棒鋼の被削性を劣化させる。よって、Mgを含有させる場合は、Mg含有量の上限値を0.0050%とする。上記効果をさらに有効に得るためのMg含有量の好ましい下限値は0.0003%である。Mg含有量の好ましい上限値は0.0040%である。
Rem(希土類元素)は任意元素であり、棒鋼の化学組成中に含有されなくてもよい。従って、Rem含有量の下限値は0%である。一方、Remは脱酸元素であり、低融点酸化物を生成することにより、鋳造時のノズル詰まりを抑制する効果を有する。さらにRemは、MnS中に固溶するか、又はMnSと結合することにより、MnSの変形能を低下させて、熱間圧延時及び熱間鍛造時のMnSの伸延を抑制する働きもある。このように、Remは棒鋼の異方性の低減に有効な元素である。Rem含有量が0.0150%超である場合、大量に生成したRemの硫化物が被削性を悪化させる。よって、Remを含有させる場合は、Rem含有量の上限値を0.0150%とする。上記効果をさらに有効に得るためのRem含有量の好ましい下限値は0.0001%である。Rem含有量の好ましい上限値は0.0100%である。
Tiは任意元素であり、棒鋼の化学組成中に含有されなくてもよい。従って、Ti含有量の下限値は0%である。一方、Tiは、炭窒化物を形成することにより、オーステナイト粒の成長の抑制およびオーステナイト粒の強化に寄与する元素である。高強度化が必要な棒鋼、及び低歪を要求される棒鋼は、オーステナイト粒の粗大化を防止するための整粒化元素として、Tiを含有してもよい。また、Tiは脱酸元素でもあり、軟質酸化物を形成することにより、棒鋼の被削性を向上させる効果を有する。一方、Tiを多量に含有させる場合、Ti系硫化物が生成され、被削性を改善するMnSの含有量が減少するので、鋼の被削性が劣化する。よって、本実施形態に係る棒鋼においては、Ti含有量の上限値を0.150%とする。上記効果をさらに有効に得るためのTi含有量の好ましい下限値は0.003%である。Ti含有量の好ましい上限値は0.100%である。
Nbは任意元素であり、棒鋼の化学組成中に含有されなくてもよい。従って、Nb含有量の下限値は0%である。一方、Nbは、炭窒化物を形成することにより、二次析出硬化による鋼の強化およびオーステナイト粒の成長の抑制に寄与する元素である。高強度化が必要な棒鋼及び低歪を要求される棒鋼は、粗大なオーステナイト粒の生成を防止するための整粒化元素として、Nbを含有してもよい。Nb含有量が0.150%超である場合、熱間割れの原因となる未固溶の粗大な炭窒化物が析出するので、機械的性質が損なわれる。よって、Nbを含有させる場合はNb含有量の上限値を0.150%とする。上記効果をさらに有効に得るためのNb含有量の好ましい下限値は0.004%である。Nb含有量の好ましい上限値は0.100%である。
Vは任意元素であり、棒鋼の化学組成中に含有されなくてもよい。従って、V含有量の下限値は0%である。一方、Vは、炭窒化物を形成することにより、二次析出硬化による鋼の強化、オーステナイト粒の成長の抑制、及びオーステナイト粒の強化に寄与する元素である。高強度化が必要な棒鋼及び低歪を要求される棒鋼は、粗大なオーステナイト粒の生成を防止するための整粒化元素として、Vを含有しても良い。V含有量が1.0%超である場合、熱間割れの原因となる未固溶の粗大な炭窒化物が析出するので、機械的性質が損なわれる。よって、Vを含有させる場合は、V含有量の上限値を1.0%とする。上記効果をさらに有効に得るためのV含有量の好ましい下限値は0.03%である。
Wは任意元素であり、棒鋼の化学組成中に含有されなくてもよい。従って、W含有量の下限値は0%である。一方、Wは、炭窒化物を形成することにより、二次析出硬化による鋼の強化に寄与する元素である。W含有量が1.0%超である場合、熱間割れの原因となる未固溶の粗大な炭窒化物が析出するので、機械的性質が損なわれる。よって、Wを含有させる場合は、W含有量の上限値を1.0%とする。上記効果をさらに有効に得るためのW含有量の好ましい下限値は0.01%である。
Sbは任意元素であり、棒鋼の化学組成中に含有されなくてもよい。従って、Sb含有量の下限値は0%である。一方、Sbは、フェライトを適度に脆化させることにより、棒鋼の被削性を向上させる。その効果は、特に固溶Al量が多い場合に顕著である。一方、Sb含有量が0.0150%を超える場合、Sbのマクロ偏析が過多となるので、棒鋼の衝撃値が大きく低下する。よって、Sbを含有させる場合は、Sb含有量の上限値は0.0150%とする。上記効果をさらに有効に得るためのSb含有量の好ましい下限値は0.0005%である。
Snは任意元素であり、棒鋼の化学組成中に含有されなくてもよい。従って、Sn含有量の下限値は0%である。一方、Snは、フェライトを脆化させることにより工具寿命を延ばす効果と、棒鋼の表面粗さを改善する効果とを有する。しかしながら、Sn含有量が2.0%超である場合、その効果は飽和する。よって、Snを含有させる場合は、Sn含有量の上限値を2.0%とする。上記効果をさらに有効に得るためのSn含有量の好ましい下限値は0.005%である。
Znは任意元素であり、棒鋼の化学組成中に含有されなくてもよい。従って、Zn含有量の下限値は0%である。一方、Znは、フェライトを脆化させることにより工具寿命を延ばす効果と、表面粗さを改善する効果とを有する。しかしながら、Zn含有量が0.50%超である場合、その効果は飽和する。よって、Znを含有させる場合は、Zn含有量の上限値を0.50%とする。上記効果をさらに有効に得るためのZn含有量の好ましい下限値は0.0005%である。
Teは任意元素であり、棒鋼の化学組成中に含有されなくてもよい。従って、Te含有量の下限値は0%である。一方、Teは被削性向上元素である。また、Teは、MnTeの生成およびMnSとの共存によって、MnSの変形能を低下させ、これによりMnSの伸延を抑制する効果を有する。このように、Teは棒鋼の異方性の低減に有効な元素である。しかしながら、Te含有量が0.20%を超える場合、その効果が飽和し、且つ熱間延性が低下するのでTeが疵の原因になりやすい。よって、Teを含有させる場合は、Te含有量の上限値を0.20%とする。上記効果をさらに有効に得るためのTe含有量の好ましい下限値は0.0003%である。
Biは任意元素であり、棒鋼の化学組成中に含有されなくてもよい。従って、Bi含有量の下限値は0%である。一方、Biは、被削性向上元素である。しかしながら、Bi含有量が0.50%超である場合、被削性向上効果が飽和し、且つ熱間延性の低下によってBiが疵の原因となりやすい。よって、Biを含有させる場合は、Bi含有量の上限値を0.50%とする。上記効果をさらに有効に得るためのBi含有量の好ましい下限値は0.005%である。
Pbは任意元素であり、棒鋼の化学組成中に含有されなくてもよい。従って、Pb含有量の下限値は0%である。Pbは、被削性向上元素である。しかしながら、Pb含有量が0.50%超である場合、被削性向上効果が飽和し、且つ熱間延性の低下によってPbが疵の原因となりやすい。よって、Pbを含有させる場合は、Pb含有量の上限値を0.50%とする。上記効果をさらに有効に得るためのPb含有量の好ましい下限値は0.005%である。
(棒鋼の長手方向に互いに1650mm離隔された3箇所それぞれにおける横断面の最大焼入れ深さの最大値と最大焼入れ深さの最小値との差:1.5mm以下)
(棒鋼の長手方向に互いに1650mm離隔された3箇所それぞれにおける横断面の最小焼入れ深さの最大値と最小焼入れ深さの最小値との差:1.5mm以下)
本実施形態に係る棒鋼1に関し、棒鋼の横断面10の中心12と棒鋼1の横断面10の外周11との間に延在する直線における、直線での平均硬度よりもHV20以上高い硬度を有する領域を、焼入れ領域101と定義し、互いに45°の角度をなす8本の上記直線の焼入れ領域101の深さの最小値を、横断面10の最小焼入れ深さ103と定義し、上記8本の直線の焼入れ領域101の深さの最大値を、横断面10の最大焼入れ深さ102と定義する。
(棒鋼の半径の50%の深さから、中心までの領域におけるbcc相の粒径の平均値:1.0~15.0μm)
棒鋼1は、機械部品などの構造材(例えばシャフト、ピン、シリンダーロッド、ステアリングラックバー、および鉄筋など)として使用される場合、何らかの衝撃、および想定を超える荷重によって破壊される際に、その破壊形態が曲損であることが、安全性の観点から求められる。一般的な構造材の破壊形態は、破断、すなわち構造材が分離する破壊形態である。一方、構造材の破壊形態が、例えば曲損などの、変形しか生じない(すなわち破断に至らない)破壊形態であることは、構造材の安全性にとって重要である。本発明者らは、棒鋼1が構造材として使用される状況を想定し、棒鋼1の表面部に高周波焼入れを施し、次いで本発明者らは、この棒鋼1を深さ1mmのUノッチを有する形状に加工することにより、試験片を作製した。そして、本発明者らは、この試験片に、-40℃に冷却したエチルアルコール中で3点曲げ試験を行うことにより、各試験片の破壊形態に対するbcc相の粒径の影響を調査した。調査の結果、bcc相が十分に微細化された試料、即ち棒鋼1の表面15から棒鋼1の半径rの25%の深さまでの領域(表層領域13)のbcc相の粒径の平均値が10.0μm以下であり、棒鋼1の半径rの50%の深さから棒鋼1の中心12までの領域(中心領域14)のbcc相の粒径の平均値が15.0μm以下である試料では、3点曲げ試験時にそのUノッチの底からき裂が発生したが、このき裂の伝播が途中で停止した。従って、bcc相が十分に微細化された試料の試験時の破壊形態は曲損であると判定された。また、bcc相が十分に微細化された棒鋼1の中心部からシャルピー衝撃試験片を採取し、このシャルピー衝撃試験片に-40℃でシャルピー衝撃試験を実施したところ、bcc相が十分に微細化された棒鋼1の中心部のシャルピー吸収エネルギーが高かった。すなわち、bcc相が十分に微細化された棒鋼1の中心部は優れたじん性を有していた。対して、bcc相が十分に微細化されていない棒鋼1、すなわち表層領域13のbcc相の粒径の平均値が10.0μm超であり、および/または中心領域のbcc相の粒径の平均値が15.0μmを超える棒鋼1に対して、上述と同様の方法で三点曲げ試験およびシャルピー衝撃試験を実施したところ、三点曲げ試験では、試験片は曲損せず二分割された。即ち、bcc相が十分に微細化されていない棒鋼1の破壊形態は破断であると判定された。さらに、シャルピー衝撃試験によれば、bcc相が十分に微細化されていない棒鋼1の中心部のじん性が低いことがわかった。なお、本発明において、互いの結晶方位差が15度以上である隣り合う結晶の間の境界が結晶粒界と定義され、前記結晶粒界によって囲まれた領域の円相当径が粒径と定義される。
(全脱炭層深さDM-T:0.20mm以下)
棒鋼1を機械部品などの構造材(例えばシャフト、ピン、シリンダーロッド、およびステアリングラックバーなど)として使用する場合、その表面部に所要の強度および耐摩耗性を持たせるために、高周波焼入れが施される。従って、構造材として用いられる棒鋼1には高周波焼入れ性が求められる。棒鋼1中の炭素濃度が低下した場合、高周波焼入れ性が劣化するので、所定の硬さが得られない。従って、棒鋼1表面の脱炭を抑制する必要がある。また、棒鋼1の表層領域13のフェライト量が増加した場合、高周波焼入れは短時間(数秒)の加熱を行う処理であるので、高周波焼入れを行ったとしてもフェライトにおける炭素の拡散が不十分となる。この場合、フェライトであった部分の炭素濃度が低くなり、高周波焼入れ後の硬さが低下するので、高周波焼入れ性が劣化する。
棒鋼1を機械部品などの構造材(例えばシャフト、ピン、シリンダーロッド、およびステアリングラックバーなど)として使用する場合、棒鋼1を切削などの機械加工により必要な形状に加工することが一般的である。組織を微細にするために熱間圧延後の熱間圧延鋼材20を急冷する場合、棒鋼1の硬さが上昇する。しかし、棒鋼1が過度に硬くなることにより、棒鋼1の切削性が劣化し、生産性の低下および切削コストの増加を招く。従って、棒鋼1の硬さの制御が必要である。本発明者らがプランジ切削加工によって被削性を調査した結果、復熱後の表面硬さ(表面から深さ50μmの箇所105の硬さ)がHV500を超える棒鋼1の被削性は、顕著に悪かった。よって、本実施形態に係る棒鋼1において、表面硬さはHV500以下と規定された(好ましくはHV450以下、より好ましくはHV400以下)。なお、棒鋼1の表面硬さがHV200を下回ると部品として必要な強度を得ることができないので、復熱後の表面硬さの下限値はHV200とした。なお、棒鋼1の表面15から深さ50μmの箇所105の硬さは、棒鋼1の横断面10における、横断面10の外周11から50μm内側の箇所105の硬度を測定することにより得られる。
冷却条件は、冷却後の復熱温度(復熱によって上昇する熱間圧延鋼材20の表面温度の最大値)が500~600℃となるように適宜調整される必要がある。例えば水冷パイプ28の合計長さが20mであり、熱間圧延鋼材20の通過速度が4m/sである場合、冷却水29の下限流速を0.4m/sとし、好ましくは0.6m/sとし、さらに好ましくは0.8m/sとすることがよい。水冷パイプ28の合計長さが20mであり、熱間圧延鋼材20の通過速度が4m/sである場合、冷却水29の流速の上限値は2m/sである。冷却水29の流速が早すぎる場合などには、冷却後の復熱温度が500℃を下回る。
復熱温度が500℃未満となる場合、焼戻しが十分に行われないので、棒鋼の表面硬さが増大し、これにより棒鋼の被削性が低下する。復熱温度が600℃超となる場合、焼入れ深さが不足する。
熱間圧延鋼材20を室温まで放冷して棒鋼1を得た後に、棒鋼1を5mの長さに切断した。この長さ5mの棒鋼1の両端に糸を張り、長さ5mの棒鋼1の長手方向中央部における糸と棒鋼1の表面15との間隔を測定した。間隔の測定値を棒鋼1の長さ(即ち5m)で割った値を、棒鋼1の曲がり量とした。
脱炭層深さは、JIS G0558「鋼の脱炭層深さ測定方法」で規定される方法で、全脱炭層深さDM-Tを測定することにより求めた。
棒鋼1の横断面10内を観察する長手方向位置(断面観察位置)C1、C2、およびC3を説明する図2に示す様に、3500mmの長さを有する棒鋼1の、端部から100mm位置のC1およびC3と、棒鋼1の長手方向中央部のC2とからなる3箇所の断面観察位置において、棒鋼1を長手方向に対し垂直に切断した。C1、C2、およびC3は1650mm間隔で配置されている。これら切断面(横断面10)を研磨し、以下に説明する手順に基づいて、研磨された横断面10の硬度を測定した。まず、棒鋼1の横断面10の中心12と横断面10の外周11との間に延在する第1の直線を想定し、この第1の直線上において、任意の間隔で硬度測定を連続的に実施した。次いで、得られた硬度測定値から、第1の直線における平均硬度を算出した。さらに、第1の直線における平均硬度よりも20HV以上高い硬度測定値を有する領域を焼入れ領域101とみなし、この焼入れ領域101の深さ(焼入れ深さ)を測定した。そして、第1の直線に対して45°×(n-1)の角度をなし、且つ棒鋼1の横断面10の中心12と横断面10の外周11との間に延在する第nの直線(nは2以上8以下の自然数)に関し、第1の直線と同様に、焼入れ深さを測定した。得られた8種類の焼入れ深さのうち最大のものを、その任意の横断面10における最大焼入れ深さ102とし、最小のものを、その任意の横断面10における最小焼入れ深さ103とし、両者の差を横断面内焼入れ偏差104とした。
棒鋼の横断面を研磨し、次いでナイタール腐食させた後に、棒鋼の表面から半径の25%の深さ位置の組織を、光学顕微鏡を用いて倍率500倍で写真撮影した。その後に写真を紙面に印刷し、紙面中のフェライト以外の部分は黒色で塗りつぶし、フェライト部分は白色のままとした。その後、画像解析装置により紙面を2値化し、白色の部分の面積が紙面(即ち測定視野)の面積に占める割合を求めた。測定視野面積に対するフェライト部分の面積の割合を、フェライト分率とみなした。
bcc相の粒径の平均値の測定は、走査型電子顕微鏡に付属した電子線後方散乱回折法:Electron-Back-Scattering-Diffraction(EBSD)装置を用いて、棒鋼のC断面(棒鋼の圧延方向に垂直な断面、即ち棒鋼の横断面)を対象として行われた。具体的な測定方法を、図4を参照しながら説明すると以下の通りである。
棒鋼1の表層領域13のbcc相の粒径の平均値は、まず棒鋼1の表面15から200μmの深さの部位16における4つの測定箇所と、棒鋼1の表面15から半径rの25%の深さの部位17における4つの測定箇所とからなる8つの測定箇所それぞれにおいて、400×400μmの領域にかかるbcc相の結晶方位マップを作成し、次いで、このbcc相の結晶方位マップにおける方位差15度以上の境界をbcc相の粒界とみなし、Johnson-Saltykovの方法(「計量形態学」内田老鶴圃、S47.7.30発行、原著:R.T.DeHoff,F.N.Rhiness.P189参照)を用いて、8つの測定箇所それぞれにおけるbcc相の粒径の平均値を求め、これら8つの測定箇所それぞれにおけるbcc相の粒径の平均値を、さらに平均することにより求めた。
棒鋼1の中心領域14のbcc相の粒径の平均値は、まず、棒鋼1の表面15から半径rの50%の深さの部位18における4つの測定箇所と、棒鋼1の表面15から半径rの75%の深さの部位19における4つの測定箇所と、棒鋼1の横断面10の中心12における1つの測定箇所とからなる9つの測定箇所それぞれにおけるbcc相の粒径の平均値を上述の方法により求め、これら9つの測定箇所それぞれにおけるbcc相の粒径の平均値を、さらに平均することにより求めた。なお、棒鋼1の表面15から200μmの深さの部位16における4つの測定箇所は、これら4つの測定箇所と棒鋼1の横断面10の中心12とを結ぶ線が互いに約90度の角度をなすように選ばれた。棒鋼1の表面10から半径rの25%の深さの部位17、棒鋼1の表面10から半径rの50%の深さの部位18、および棒鋼1の表面10から半径rの75%の深さの部位19それぞれにおける4つの測定箇所も、同様に選ばれた。
高周波焼入れは、周波数が300kHzおよび加熱時間が1.8secである条件下で行い、焼戻しは、加熱温度が170℃および保持時間が1時間である条件下で行った。高周波焼入れ後の棒鋼表面の硬さは、棒鋼1の長手方向に対し垂直に切断した面(横断面10)の、棒鋼の表面から50μmの深さの8箇所において、荷重200gの条件でマイクロビッカースを用いて測定することにより求められる8つの測定値のうち、最も低い値とした。上述の8箇所は、棒鋼の周に沿って均一に分布させた。すなわち、上述の8箇所と棒鋼の中心とを結ぶ8本の直線が互いに45°の角度をなすようにした。高周波焼き入れ後の硬さがHV700未満である試料は、高周波焼入れ性に関し不合格であると判断した。表2-4~表2-6における「高周波焼入れ硬さ」は、高周波焼入れ後の棒鋼表面の硬さを示す。
前述の条件で高周波焼入れをφ35mmの棒鋼1に施した後、表面15から0.5mmの深さまで表面15を研削し、さらに研削後の表面に深さ1mmのUノッチ加工を行うことにより、三点曲げ試験片を作製した。この三点曲げ試験片に対し、-40℃に冷却したエチルアルコール中でJISZ2248「金属材料曲げ試験方法」(Metallic materials―Bend test)に従って三点曲げ試験を行った。試験片は2号試験片とした。曲げは、10mm/minの速度でパンチを下降させることにより行われた。また、曲げは、試験片が150度に曲がるまで行われた。三点曲げ試験において破断が生じた試料は不合格であると判断した。
棒鋼1の横断面10の中央から縦10mm、横10mm、および長さ55mmの形状を有する試験片材料を切り出した。この試験片材料に、深さ2mmのUノッチを形成することにより、Uノッチシャルピー試験片を作成した。このUノッチシャルピー試験片を使用して、JISZ2242「金属材料のシャルピー衝撃試験方法」(Method for Charpy pendulum impact test of metallic materiaals)に準拠して、-40℃でシャルピー衝撃試験を行った。シャルピー衝撃試験において吸収エネルギーが90J/cm2未満である試料は不合格であると判断した。
10 横断面
11 外周
12 中心
13 表層領域
14 中心領域
15 表面
16 200μmの深さの部位
17 半径の25%の深さの部位
18 半径の50%の深さの部位
19 半径の75%の深さの部位
101 焼入れ領域
102 横断面の最大焼入れ深さ
103 横断面の最小焼入れ深さ
104 横断面内焼入れ偏差
105 表面から深さ50μmの箇所
C1、C2、C3 断面観察位置
20 熱間圧延鋼材
21 加熱炉
22 熱間圧延機
23 仕上圧延温度測定用放射温度計
24 水冷装置
25 水冷温度測定用放射温度計
26 復熱温度測定用放射温度計
27 冷却床
28 水冷パイプ
29 冷却水
281 冷却水の通過方向
282 熱間圧延鋼材の通過方向
283 水膜厚さ
31 仕上温度
32 水冷温度
33 復熱温度
Claims (5)
- 化学成分が、質量%で、
C:0.30~0.80%、
Si:0.01~1.50%、
Mn:0.05~2.50%、
Al:0.010~0.30%、
N:0.0040~0.030%、
P:0.035%以下、
S:0.10%以下、
Cr:0~3.0%、
Mo:0~1.5%、
Cu:0~2.0%、
Ni:0~5.0%、
B:0~0.0035%、
Ca:0~0.0050%、
Zr:0~0.0050%、
Mg:0~0.0050%、
Rem:0~0.0150%、
Ti:0~0.150%、
Nb:0~0.150%、
V:0~1.0%、
W:0~1.0%、
Sb:0~0.0150%、
Sn:0~2.0%、
Zn:0~0.50%、
Te:0~0.20%、
Bi:0~0.50%、および
Pb:0~0.50%
を含有し、残部が鉄および不純物からなり、
棒鋼の横断面の中心と前記棒鋼の前記横断面の外周との間に延在する直線における、前記直線での平均硬度よりもHV20以上高い硬度を有する領域を、前記直線の焼入れ領域と定義し、互いに45°の角度をなす8本の前記直線の前記焼入れ領域の深さの最小値を、前記横断面の最小焼入れ深さと定義し、前記8本の前記直線の前記焼入れ領域の前記深さの最大値を、前記横断面の最大焼入れ深さと定義した場合、
前記横断面の前記最大焼入れ深さと前記横断面の前記最小焼入れ深さとの差が1.5mm以下であり、
前記棒鋼の長手方向に互いに1650mm離隔された3箇所それぞれにおける前記横断面の前記最大焼入れ深さの最大値と最小値との差が1.5mm以下であり、
前記棒鋼の前記長手方向に互いに1650mm離隔された前記3箇所それぞれにおける前記横断面の前記最小焼入れ深さの最大値と最小値との差が1.5mm以下であり、
前記棒鋼の表面から前記棒鋼の半径の25%の深さまでの領域における組織が、10面積%以下のフェライトと、ベイナイトおよびマルテンサイトのうち1種以上を含む残部とからなり、
互いの結晶方位差が15度以上である隣り合う結晶の間の境界を結晶粒界と定義し、前記結晶粒界によって囲まれた領域の円相当径を粒径と定義した場合、前記棒鋼の前記表面から前記棒鋼の前記半径の25%の深さまでの前記領域におけるbcc相の前記粒径の平均値が1.0~10.0μmであり、
前記半径の50%の深さから、前記棒鋼の中心までの領域における前記bcc相の前記粒径の平均値が1.0~15.0μmであり、
前記表面から深さ50μmの箇所の硬さがHV200~500であり、
全脱炭層深さDM-Tが0.20mm以下である
ことを特徴とする棒鋼。 - 前記棒鋼の前記化学成分が、質量%で、
Cr:0.1~3.0%、
Mo:0.10~1.5%、
Cu:0.10~2.0%、
Ni:0.1~5.0%、および
B:0.0010~0.0035%
のうちの1種又は2種以上を含有することを特徴とする請求項1に記載の棒鋼。 - 前記棒鋼の前記化学成分が、質量%で、
Ca:0.0001~0.0050%、
Zr:0.0003~0.0050%、
Mg:0.0003~0.0050%、および
Rem:0.0001~0.0150%
のうちの1種又は2種以上を含有することを特徴とする請求項1~2のいずれかに記載の棒鋼。 - 前記棒鋼の前記化学成分が、質量%で、
Ti:0.0030~0.0150%、
Nb:0.004~0.150%、
V:0.03~1.0%、および
W:0.01~1.0%
のうちの1種又は2種以上を含有することを特徴とする請求項1~3のいずれかに記載の棒鋼。 - 前記棒鋼の前記化学成分が、質量%で、
Sb:0.0005~0.0150%、
Sn:0.005~2.0%、
Zn:0.0005~0.50%、
Te:0.0003~0.20%、
Bi:0.005~0.50%、および
Pb:0.005~0.50%
のうちの1種又は2種以上を含有することを特徴とする請求項1~4のいずれかに記載の棒鋼。
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