(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．３５〜０．５５％、Ｓｉ：０．１５〜１．０％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．００８〜０．０５０％、Ｃｒ：０．０５〜１．５％、Ａｌ：０．０１０〜０．１０％およびＮ：０．００４〜０．０３％を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、下記の（１）式で表されるＣeqが０．８０〜１．２０である化学成分を有し、ミクロ組織がフェライト、パーライトおよび球状セメンタイトからなり、フェライトの平均結晶粒径が１０μｍ以下、パーライトのミクロ組織に占める面積割合が５５〜６５％、かつ、単位面積あたりの球状セメンタイトの個数が８．９×１０5〜４．３×１０６個／ｍｍ2であることを特徴とする直接切削用熱間圧延鋼材。
Ｃeq＝Ｃ＋（１／１０）Ｓｉ＋（１／５）Ｍｎ＋（５／２２）Ｃｒ−（５／７）Ｓ・・・・・（１）
ただし、上記（１）式中の、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、ＣｒおよびＳは、それぞれの元素の質量％での含有量を表す。
【請求項２】
化学成分が、質量％で、さらに、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下およびＭｏ：０．５０％以下のうちの１種以上の元素を含有することを特徴とする請求項１に記載の直接切削用熱間圧延鋼材。
【請求項３】
化学成分が、質量％で、さらに、Ｔｉ：０．１０％以下およびＮｂ：０．１０％以下のうちの１種以上の元素を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の直接切削用熱間圧延鋼材。
【請求項４】
請求項１から３までのいずれかに記載の化学成分を有する被圧延材を、８１０℃を超えて９００℃以下の温度域に加熱し、２以上の圧延工程を備える全連続式熱間圧延方法により圧延した後、４００℃までの温度域を０．０５〜５℃／秒の冷却速度で冷却する直接切削用熱間圧延鋼材の製造方法であって、該全連続式熱間圧延方法が、下記の〔ａ〕〜〔ｃ〕の全てを満足することを特徴とする直接切削用熱間圧延鋼材の製造方法。
〔ａ〕各圧延工程中の被圧延材の表面温度が、７００〜９００℃の温度範囲内であること。
〔ｂ〕圧延終了時の被圧延材の表面温度が７００〜８００℃の温度範囲内であること。
〔ｃ〕総減面率が５０％以上であること。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、直接切削用熱間圧延鋼材およびその製造方法に関する。詳しくは、高価な元素であるＶを含有させなくても、高い強度と優れた靱性を両立できる直接切削用熱間圧延鋼材とその製造方法に関する。より詳しくは、熱間圧延によって製造した後、各種の熱処理、熱間鍛造等による所定形状への成形加工を行うことなく、熱間圧延後に冷却したままの状態から直接に切削加工することによって、産業機械、自動車等の機械構造用部品であるシャフト、ピストンロッド等の素材として用いることができる強度と靱性の双方に優れた熱間圧延鋼材およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
機械構造用部品として使用されるシャフト、ピストンロッド等は、素材となる熱間圧延して製造した鋼材を熱間鍛造せずにそのまま切削し、あるいは、必要に応じて耐摩耗性を付与するために切削加工後の表面に一部高周波焼入れ−焼戻しの処理を施した状態で使用される場合が多い。
【０００３】
このようなシャフトにおいては、静的強度および疲労強度が要求されるために一定以上の引張強度が必要とされることに加えて、大きな衝撃荷重を受けて使用されるため靱性にも優れることが要求される。
【０００４】
このように、シャフト、ピストンロッド等においても、近年の大型化・高出力化にともなって、要求される引張強度および靱性のレベルはますます高くなっている。
【０００５】
ＪＩＳに規定されたＳ４８Ｃ等の機械構造用炭素鋼材は、これに焼入れ−焼戻しのいわゆる「調質処理」を施せば、安定して高い引張強度と良好な靱性が確保できる。このため、従来のシャフトやピストンロッド等の部品は、Ｓ４８Ｃ等の機械構造用炭素鋼材を調質処理して製造されてきた。
【０００６】
しかしながら、最近の厳しい経済情勢を反映して、各種部品の製造コスト低減の動きが活発化しており、この動きは産業機械部品、自動車部品等機械構造用部品においても例外ではなくなってきている。このため、製造コストが嵩む焼入れ−焼戻しの調質処理を行うことなく、つまり非調質で、前記機械構造用炭素鋼材を調質処理した場合と同等の引張強度および靱性が得られる鋼材に対する要望が大きくなり、例えば次のような鋼材が提案されている。
【０００７】
特許文献１には、Ｃ：０．３０〜０．５５％、Ｓｉ：０．８０％以下、Ｍｎ：０．８０〜１．７０％、Ｃｒ：０．２０〜０．８０％（ただしＭｎ＋Ｃｒ：１．２０〜１．９０％）、Ｖ：０．０５〜０．３５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．０５０％、Ｎｂ：０．０１０〜０．０５０％およびＮ：０．００５〜０．０３％を含有し、さらに必要に応じて、Ｎｉ：２．０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｐｂ：０．３５％以下、Ｃａ：０．０１０％以下、Ｂｅ：０．３０％以下、Ｔｅ：０．３０％以下およびＢ：０．０２０％以下のうちの１種以上の成分を含み、残部が実質的にＦｅからなる組成の合金を材料とし、これを９５０℃以上に加熱後、仕上げ加工を８５０℃以下の温度における減面率１０％以上の熱間加工として行なって得たことを特徴とする「直接切削用高靱性非調質鋼」が開示されている。
【０００８】
特許文献２には、Ｆｅ含有率が９０質量％以上であってＶ含有量が０．０５質量％以下であり、下記に示す炭素当量換算係数を各添加元素の質量％含有率にそれぞれ乗じて合計した値により与えられる炭素当量Ｃｅｑが０．７〜１．１０の範囲内のものとなるように、前記添加元素の合計含有量が調整され、さらに、必須添加元素として、０．３５〜０．５５質量％のＣ、０．０１〜１質量％のＳｉ、０．５〜１．９質量％のＭｎ、０．０５〜１質量％のＣｒ、０．００５〜０．０５質量％のＡｌ及び０．０００５〜０．０５質量％のＮを含有した組成を前提とし、さらに必要に応じて、快削付与元素としてＳ、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｔｅ、ＣａおよびＭｇの１種以上、ならびに／または、０．０５質量％以下のＴｉ、０．０５質量％以下のＮｂ、０．０５質量％以下のＶ、０．０５質量％以下のＺｒ、０．５質量％以下のＣｕ、０．５質量％以下のＮｉ、０．１質量％以下のＭｏおよび０．００５質量％以下のＢのうちの１種以上を含む組成で、焼入れ焼戻し処理を行わない状態で冷間加工を施すことにより、ロックウェルＣスケール硬さＨＲＣが１８〜３２の範囲に確保され、かつ引張強さをσｍ、０．２％耐力をσ０．２として、σ０．２／σｍにて表される耐力比が０．７以上となしたことを特徴とする「高耐力非調質鋼」が開示されている。
〔炭素当量換算係数〕Ｃ：＋１．０、Ｓｉ：＋０．１６７、Ｍｎ：＋０．２２２、Ｃｕ：＋０．０６７、Ｎｉ：＋０．０６７、Ｃｒ：＋０．２５０、Ｍｏ：＋０．４００、Ｖ：＋１．８、その他の元素：＋０．１０。
【０００９】
特許文献３には、粒径２．５μｍ以下のフェライトと粒状炭化物からなる組織を有する鋼で、粒状炭化物の体積率（ｆｖｏｌ％）と直径（ｄμｍ）がｆ／ｄ≧８（ｖｏｌ％／μｍ）を満たし、炭素含有量が０．０５〜０．３０ｍａｓｓ％であることを特徴とする「高強度超微細組織鋼」および、上記の鋼の製造方法であって、累積歪７５％以上の圧延を行い、かつその最終１０％以上の圧延を６５０℃以下の温度で行なうことを特徴とする「高強度超微細組織鋼の製造方法」が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１０】
【特許文献１】特開平４−１８０５３６号公報
【特許文献２】特開２００３−１９３１８１号公報
【特許文献３】特開２００１−２４０９３５号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１１】
上記の特許文献１で提案された技術は、近年価格の高騰が顕著であるＶを０．０５〜０．３５％含有しているため、焼入れ−焼戻しの省略が可能であっても、素材の合金コストが嵩むため、部品のトータルコストとしては、焼入れ−焼戻しを施した調質処理材と同等になってしまう場合があるので、必ずしも有効な技術ではない。
【００１２】
特許文献２で提案された鋼は、冷間引抜き加工して用いるものである。すなわち、Ｖ含有量は０．０５質量％以下であって、合金コストは抑えられたものではあるものの、冷間引抜き加工しなければこの鋼に高い引張強度を確保させることができない。このため、工程が増えることになって製造コストが嵩むため、必ずしも有効な技術ではない。
【００１３】
特許文献３で提案された技術は、粒径２．５μｍ以下の微細フェライトを得ることができるものではあるが、鋼材の引張強度が低い。さらに、最終１０％以上の圧延を６５０℃以下という極めて低い温度域にて加工することを要する技術である。このため、圧延設備に大幅な負荷がかかることとなって、素材の製造コストが嵩むため、必ずしも有効な技術ではない。
【００１４】
本発明は、上記現状に鑑みてなされたもので、その目的は、高価な元素であるＶを含有させなくても、高い引張強度および優れた靱性を熱間圧延後に冷却したままの状態（以下、「熱間圧延鋼材の状態」という。）で得ることができ、熱間圧延鋼材の状態から直接に切削加工することによって、産業機械、自動車等の機械構造用部品であるシャフト、ピストンロッド等の素材として用いることができる直接切削用熱間圧延鋼材とその製造方法を提供することである。
【００１５】
なお、本発明の目的とする高い引張強度および優れた靱性とは、それぞれ、熱間圧延鋼材の状態で引張強度が７５０ＭＰａ以上、およびＪＩＳ  Ｚ  ２２４２（２００５）に規定の、試験片長さが５５ｍｍ、１辺が１０ｍｍの正方形断面を持ち、ノッチ底半径１ｍｍ、ノッチ幅２ｍｍのＵノッチ試験片のうちでノッチ深さ２ｍｍ（つまり、ノッチ下高さ８ｍｍ）の試験片（以下、「２ｍｍＵノッチシャルピー衝撃試験片」という。）を用いたシャルピー衝撃試験における試験温度２５℃での衝撃値（以下、略して「衝撃値」という。）が１００Ｊ／ｃｍ2以上であることを意味する。
【課題を解決するための手段】
【００１６】
本発明者らは、前記した課題を解決するために、熱間圧延鋼材の状態での組織がフェライトおよびパーライトとなる各種の非調質鋼材を用い、部品のトータルコストが嵩むことなく、高い引張強度および優れた靱性を得るための手段について種々の実験室的な検討を行った。その結果、下記の知見を得た。
【００１７】
（Ａ）靱性を高めるには、結晶粒を微細化させる必要がある。
【００１８】
（Ｂ）例えば、加熱温度が９００℃、仕上げ温度が８５０℃の低温圧延を行うだけでは、組織の微細化が不十分であり、前記の目標とする靱性を得ることができない。
【００１９】
（Ｃ）加工発熱が生じないように圧延速度を極端に低下させたうえで、例えば、仕上げ圧延温度を６８０℃として熱間圧延すれば、平均結晶粒径２．５μｍのフェライトと球状セメンタイトからなる組織が得られ、セメンタイトの球状化およびフェライト粒の微細化に起因して、目標とする靱性を確保することができる。しかしながら、セメンタイトが全て球状化すると、前記の目標とする引張強度を得ることはできない。
【００２０】
（Ｄ）組織が、靱性を高めるのに必要な微細なフェライトおよび球状セメンタイト、さらに強度を高めるのに必要なパーライトからなり、しかも、組織に占めるパーライトの面積割合および球状セメンタイトの個数が特定の範囲にあれば、引張強度が７５０ＭＰａ以上で、衝撃値が１００Ｊ／ｃｍ2以上という目標特性を達成することができる。
【００２１】
（Ｅ）被圧延材の加熱温度、熱間圧延工程中の被圧延材の表面温度、総減面率、圧延終了時の被圧延材の表面温度および圧延後の冷却速度を制御することによって、上記（Ｄ）に記載のミクロ組織を有する熱間圧延鋼材を容易に製造することができる。
【００２２】
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］に示す直接切削用熱間圧延鋼材および［４］に示す直接切削用熱間圧延鋼材の製造方法にある。
【００２３】
［１］質量％で、Ｃ：０．３５〜０．５５％、Ｓｉ：０．１５〜１．０％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．００８〜０．０５０％、Ｃｒ：０．０５〜１．５％、Ａｌ：０．０１０〜０．１０％およびＮ：０．００４〜０．０３％を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、下記の（１）式で表されるＣeqが０．８０〜１．２０である化学成分を有し、ミクロ組織がフェライト、パーライトおよび球状セメンタイトからなり、フェライトの平均結晶粒径が１０μｍ以下、パーライトのミクロ組織に占める面積割合が５５〜６５％、かつ、単位面積あたりの球状セメンタイトの個数が８．９×１０5〜４．３×１０６個／ｍｍ2であることを特徴とする直接切削用熱間圧延鋼材。
Ｃeq＝Ｃ＋（１／１０）Ｓｉ＋（１／５）Ｍｎ＋（５／２２）Ｃｒ−（５／７）Ｓ・・・・・（１）
ただし、上記（１）式中の、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、ＣｒおよびＳは、それぞれの元素の質量％での含有量を表す。
【００２４】
［２］化学成分が、質量％で、さらに、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下およびＭｏ：０．５０％以下のうちの１種以上の元素を含有することを特徴とする［１］に記載の直接切削用熱間圧延鋼材。
【００２５】
［３］化学成分が、質量％で、さらに、Ｔｉ：０．１０％以下およびＮｂ：０．１０％以下のうちの１種以上の元素を含有することを特徴とする［１］または［２］に記載の直接切削用熱間圧延鋼材。
【００２６】
［４］上記［１］から［３］までのいずれかに記載の化学成分を有する被圧延材を、８１０℃を超えて９００℃以下の温度域に加熱し、２以上の圧延工程を備える全連続式熱間圧延方法により圧延した後、４００℃までの温度域を０．０５〜５℃／秒の冷却速度で冷却する直接切削用熱間圧延鋼材の製造方法であって、該全連続式熱間圧延方法が、下記の〔ａ〕〜〔ｃ〕の全てを満足することを特徴とする直接切削用熱間圧延鋼材の製造方法。
〔ａ〕各圧延工程中の被圧延材の表面温度が、７００〜９００℃の温度範囲内であること。
〔ｂ〕圧延終了時の被圧延材の表面温度が７００〜８００℃の温度範囲内であること。
〔ｃ〕総減面率が５０％以上であること。
【００２７】
なお、「不純物」とは、鉄鋼材料を工業的に製造する際に、鉱石あるいはスクラップ等のような原料を始めとして、製造工程の種々の要因によって混入するものを指す。
【００２８】
ミクロ組織における「球状セメンタイト」とは、長径Ｌと短径Ｗの比（Ｌ／Ｗ）が２．０以下であるセメンタイトを指す。
【００２９】
「全連続式熱間圧延方法」とは、被圧延材が加熱炉から最終圧延機を出る工程において、途中で停止することなく連続的に圧延される方法を意味する。
【００３０】
「総減面率」とは、全連続式熱間圧延方法における圧延前の被圧延材の断面積をＡ２、最終の圧延機を出た後の断面積をＡ１とした場合に、｛１−（Ａ１／Ａ２）｝×１００で求められる値（％）を指す。
【発明の効果】
【００３１】
本発明の直接切削用熱間圧延鋼材は、高価な元素であるＶを含有させなくても、熱間圧延鋼材の状態で引張強度が７５０ＭＰａ以上および衝撃値が１００Ｊ／ｃｍ2以上という特性を有するので、熱間圧延鋼材の状態から直接に切削加工することによって、産業機械、自動車等の機械構造用部品であるシャフト、ピストンロッド等の素材として用いるのに好適である。この直接切削用熱間圧延鋼材は、本発明の方法によって安価に安定して製造することができる。
【発明を実施するための形態】
【００３２】
以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、以下の説明における各元素の含有量の「％」表示は「質量％」を意味する。
【００３３】
１．化学成分：
Ｃ：０．３５〜０．５５％
Ｃは、鋼の引張強度を確保するために必要な元素であり、また、高周波焼入れを施す際は、高周波焼入れ後の硬さを得るためにも必要な元素である。しかしながら、その含有量が０．３５％未満では、その効果が得られない。一方、Ｃの含有量が０．５５％を超えると、引張強度は高くなるものの、靱性の低下が顕著となる。したがって、Ｃの含有量を０．３５〜０．５５％とした。なお、Ｃの含有量は０．５２％以下とすることが好ましい。また、前記の効果を安定して得るために、Ｃの含有量は０．３８％以上とすることが好ましい。
【００３４】
Ｓｉ：０．１５〜１．０％
Ｓｉは、脱酸元素であり、さらに、固溶強化によってフェライトの強度を向上させる元素である。しかしながら、その含有量が０．１５％未満では、その効果が得られない。一方、Ｓｉの含有量が１．０％を超える場合には、固溶強化は期待できるものの、靱性の劣化が顕著となる。したがって、Ｓｉの含有量を０．１５〜１．０％とした。なお、Ｓｉの含有量は０．８０％以下とすることが好ましい。また、前記の効果を安定して得るために、Ｓｉの含有量は０．２０％以上とすることが好ましい。
【００３５】
Ｍｎ：１．０〜２．０％
Ｍｎは、鋼の引張強度を向上させる元素である。しかしながら、Ｍｎの含有量が１．０％未満の場合、その効果が得られない。一方、２．０％を超えてＭｎを含有させても前記の効果は飽和し、コストが嵩む。したがって、Ｍｎの含有量を１．０〜２．０％とした。なお、Ｍｎの含有量は１．８％以下とすることが好ましい。また、前記の効果を安定して得るために、Ｍｎの含有量は１．２％以上とすることが好ましい。
【００３６】
Ｐ：０．０３５％以下
Ｐは、不純物として含有され、粒界偏析および中心偏析を起こし、靱性の低下を招き、特に、その含有量が０．０３５％を超えると、靱性の低下が著しくなる。したがって、Ｐの含有量を、０．０３５％以下とした。なお、Ｐの含有量は、０．０３０％以下にするのが好ましい。
【００３７】
Ｓ：０．００８〜０．０５０％
Ｓは、Ｍｎと結合してＭｎＳを形成し、被削性、なかでも切り屑処理性を高める作用を有する。しかしながら、その含有量が０．００８％未満では、その効果が得られない。一方、ＭｎＳを多く形成しすぎると、被削性は改善できても、靱性の低下を招き、特に、Ｓの含有量が０．０５０％を超えると、靱性の低下が著しくなる。したがって、Ｓの含有量を、０．００８〜０．０５０％とした。なお、Ｓの含有量は０．０４０％以下とすることが好ましい。一方、被削性を高める観点からは、Ｓの含有量は０．０１２％以上とすることが好ましい。
【００３８】
Ｃｒ：０．０５〜１．５％、
Ｃｒは、鋼の引張強度を向上させる元素である。また、熱間圧延鋼材において炭化物を球状化するために必要な元素である。これらの効果はＣｒの含有量が０．０５％以上で発揮される。しかしながら、Ｃｒの含有量が１．５％を超えると、前記した効果が飽和し、コストが嵩む。したがって、Ｃｒの含有量を０．０５〜１．５％とした。なお、Ｃｒの含有量は１．３％以下とすることが好ましい。また、前記の効果を安定して得るために、Ｃｒの含有量は０．１０％以上とすることが好ましい。
【００３９】
Ａｌ：０．０１０〜０．１０％
Ａｌは、脱酸元素であるとともに、窒化物を形成することで結晶粒を微細化し、靱性の向上に寄与する。その効果を発揮するためには０．０１０％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ａｌの含有量が０．１０％を超えると、前記の効果は飽和し、コストが嵩んでしまう。したがって、Ａｌの含有量を０．０１０〜０．１０％とした。なお、Ａｌの含有量は０．０８％以下とすることが好ましい。また、前記の効果を安定して得るために、Ａｌの含有量は０．０１５％以上とすることが好ましく、０．０２０％以上とすれば一層好ましい。
【００４０】
Ｎ：０．００４〜０．０３％
Ｎは、鋼中のＡｌ、さらには、後述するＮｂ、Ｔｉ等と結合して窒化物および／または炭窒化物を形成し、結晶粒を微細化して鋼の靱性を高める効果を有する。前記の効果はＮの含有量が０．００４％以上で発揮される。しかしながら、Ｎの含有量が０．０３％を超えると、前記した効果が飽和することに加えて、ブローホールが発生し、良好な鋼塊を得ることが困難となる場合がある。したがって、Ｎの含有量を、０．００４〜０．０３％とした。なお、Ｎの含有量は０．０２％以下とすることが好ましい。また、前記の効果を安定して得るために、Ｎの含有量は０．００５％以上とすることが好ましい。
【００４１】
Ｃeq：０．８０〜１．２０
本発明においては、上記各元素の含有量が、それぞれ上述した範囲にあり、しかも、前記（１）式で表されるＣeq、つまり、〔Ｃ＋（１／１０）Ｓｉ＋（１／５）Ｍｎ＋（５／２２）Ｃｒ−（５／７）Ｓ〕が０．８０〜１．２０である場合に、引張強度が７５０ＭＰａ以上で、衝撃値が１００Ｊ／ｃｍ2以上という目標特性を達成することができる。
【００４２】
すなわち、Ｃeqが小さく０．８０を下回る場合には、本発明の目標とする７５０ＭＰａ以上という引張強度を得ることができない。一方、Ｃeqが１．２０を超える場合には、目標とする引張強度を得ることはできるが、上記の目標とする衝撃値が得られず、さらに、切削性の低下が生じる。したがって、Ｃeqを０．８０〜１．２０とした。なお、安定して高い引張強度を確保するためには、Ｃeqは０．８５以上とすることが好ましい。また、靱性の観点からは、Ｃeqは１．１０以下とすることが好ましい。
【００４３】
本発明の直接切削用熱間圧延鋼材の一つは、上記元素のほか、残部がＦｅおよび不純物からなる化学成分を有するものである。なお、前述のとおり、「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もしくはスクラップまたは環境等から混入するものを指す。
【００４４】
本発明の直接切削用熱間圧延鋼材の化学成分は、必要に応じてさらに、下記第１群および第２群の中から選ばれた１種以上の元素、すなわち、下記第１群および第２群のグループのうちの元素の１種以上を任意元素として含有する化学成分であってもよい。
【００４５】
第１群：Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下およびＭｏ：０．５０％以下
第１群の元素であるＣｕ、ＮｉおよびＭｏは、靱性を高める作用を有するので、それぞれ、上記の範囲で含有させてもよい。以下、第１群の元素について詳しく説明する。
【００４６】
Ｃｕ：１．０％以下
Ｃｕは、靱性を高める作用を有するので、一層良好な靱性を得るために、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１．０％を超えると、熱間加工性の劣化を招く。したがって、含有させる場合のＣｕの量を１．０％以下とした。なお、含有させる場合のＣｕの量は０．８０％以下とすることが好ましい。
【００４７】
一方、上記の効果を確実に得るためには、Ｃｕの含有量は０．０５％以上とすることが好ましく、０．１０％以上とすれば一層好ましい。
【００４８】
Ｎｉ：１．０％以下
Ｎｉは、靱性を高める作用を有する。したがって、一層良好な靱性を得るために、必要に応じてＮｉを含有させてもよい。しかしながら、Ｎｉの含有量が１．０％を超えるとその効果が飽和するので、コストが嵩むばかりである。したがって、含有させる場合のＮｉの量を１．０％以下とした。なお、含有させる場合のＮｉの量は０．８０％以下とすることが好ましい。
【００４９】
一方、上記の効果を確実に得るためには、Ｎｉの含有量は０．０５％以上とすることが好ましく、０．１０％以上とすれば一層好ましい。
【００５０】
Ｍｏ：０．５０％以下
Ｍｏも、靱性を高める作用を有するので、一層良好な靱性を得るために、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、０．５０％を超える量のＭｏを含有させても上記の効果が飽和するので、コストが嵩むばかりである。したがって、含有させる場合のＭｏの量を０．５０％以下とした。なお、含有させる場合のＭｏの量は０．４０％以下とすることが好ましい。
【００５１】
一方、上記の効果を安定して得るためには、Ｍｏの含有量は０．０５％以上とすることが好ましく、０．１０％以上とすれば一層好ましい。
【００５２】
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、含有させる場合のこれらの元素の合計量は２．５０％以下であってもよいが、１．０％以下とすることが好ましい。
【００５３】
第２群：Ｔｉ：０．１０％以下およびＮｂ：０．１０％以下
第２群の元素であるＴｉおよびＮｂは、窒化物および／または炭窒化物を形成し、結晶粒を微細化して鋼の靱性を高める作用を有するとともに、炭化物を形成して引張強度向上作用を有する。このため、上記の元素をそれぞれ、上記の範囲で含有させてもよい。以下、第２群の元素について詳しく説明する。
【００５４】
Ｔｉ：０．１０％以下
Ｔｉは、鋼中の窒素および炭素と結合して窒化物、炭窒化物あるいは炭化物を形成し、結晶粒の微細化による靱性向上作用および引張強度を向上する作用を有する。したがって、より良好な靱性および一層高い引張強度を得るために、必要に応じてＴｉを含有させてもよい。しかしながら、０．１０％を超える量のＴｉを含有させた場合、過剰に強化されてしまい、靱性の低下を招く。したがって、含有させる場合のＴｉの量を０．１０％以下とした。なお、靱性低下の抑制という点から、含有させる場合のＴｉの量は０．０８％以下とすることが好ましい。
【００５５】
一方、Ｔｉの結晶粒微細化による靱性向上効果を安定して得るために、Ｔｉの含有量は０．０１０％以上とすることが好ましい。また、引張強度向上という観点から、Ｔｉの含有量は０．０１５％以上とすれば一層好ましい。
【００５６】
Ｎｂ：０．１０％以下
Ｎｂも、鋼中の窒素および炭素と結合して窒化物、炭窒化物あるいは炭化物を形成し、結晶粒の微細化による靱性向上作用および引張強度を向上する作用を有する。したがって、より良好な靱性および一層高い引張強度を得るために、必要に応じてＮｂを含有させてもよい。しかしながら、Ｎｂの含有量が０．１０％を超えると、過剰に強化されてしまい靱性の低下を招く。このため、含有させる場合のＮｂの量を０．１０％以下とした。なお、含有させる場合のＮｂの量は０．０８％以下とすることが好ましい。
【００５７】
一方、Ｎｂの結晶粒微細化による靱性向上効果を安定して得るためには、Ｎｂの含有量は０．０１０％以上とすることが好ましい。また、引張強度を向上するという観点から、Ｎｂの含有量は０．０１５％以上とすれば一層好ましい。
【００５８】
なお、上記のＴｉおよびＮｂ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、含有させる場合のこれらの元素の合計量は０．２０％以下であってもよいが、０．１０％以下とすることが好ましい。
【００５９】
２．ミクロ組織：
前項で述べた化学成分を有する本発明の直接切削用熱間圧延鋼材のミクロ組織は、フェライト、パーライトおよび球状セメンタイトからなり、フェライトの平均結晶粒径が１０μｍ以下、パーライトのミクロ組織に占める面積割合が２０％を超えて８５％以下、かつ、単位面積あたりの球状セメンタイトの個数が５．０×１０5〜１．５×１０7個／ｍｍ2でなければならない。
【００６０】
これは、化学成分に加えて、鋼材のミクロ組織を上記のものとすることによって、高い引張強度および優れた靱性を両立できるからである。
【００６１】
ミクロ組織中に、フェライト、パーライトおよび球状セメンタイト以外の相であるマルテンサイトおよび／またはベイナイトが含まれる場合には、高い引張強度が得られるものの、靱性が低下することに加えて、被削性の低下も生じる。したがって、本発明の直接切削用熱間圧延延鋼材は、ミクロ組織がフェライト、パーライトおよび球状セメンタイトからなることとした。
【００６２】
本発明の直接切削用熱間圧延鋼材において、ミクロ組織に占めるフェライトの平均結晶粒径が１０μｍを超えた場合には、目標とする特性のうちで、特に、衝撃値が１００Ｊ／ｃｍ2以上という靱性を確保することが困難である。したがって、フェライトの平均結晶粒径を１０μｍ以下とした。なお、フェライトの平均結晶粒径は、高い引張強度を得るためには小さいほど好ましいが、特殊な加工条件あるいは設備が必要となるので工業上実現しうるフェライトの平均結晶粒径の下限は１．５μｍ程度である。
【００６３】
また、パーライトのミクロ組織に占める面積割合が２０％以下の場合には、目標とする引張強度を得ることが困難である。一方、パーライトのミクロ組織に占める面積割合が８５％を超えると、靱性の低下を招く。したがって、パーライトのミクロ組織に占める面積割合が２０％を超えて８５％以下とした。パーライトのミクロ組織に占める面積割合は３０％以上であることが好ましく、また、７５％以下であることが好ましい。
【００６４】
なお、パーライトを構成するセメンタイトが破壊の起点となって靱性の低下を招く場合がある。このため、ミクロ組織がフェライト、パーライトからなり、フェライトの平均結晶粒径が１０μｍ以下、パーライトのミクロ組織に占める面積割合が２０％を超えて８５％以下という条件を満たしていても、目標とする靱性を確保できない場合がある。
【００６５】
ただし、パーライトを構成するセメンタイトのうち、ある一定以上を「球状セメンタイト」とすることにより、靱性を高めることができる。そして、単位面積あたりの球状セメンタイトの個数が５．０×１０5個／ｍｍ2以上であれば、安定かつ確実に、目標とする靱性を確保することができる。しかしながら、一方で、単位面積あたりの球状セメンタイトの個数が１．５×１０7個／ｍｍ2を超えると、靱性には優れるものの、引張強度が低下して目標を達成できない。したがって、単位面積あたりの球状セメンタイトの個数を５．０×１０5〜１．５×１０7個／ｍｍ2とした。
【００６６】
前述したように、「球状セメンタイト」とは、長径Ｌと短径Ｗの比（Ｌ／Ｗ）が２．０以下であるセメンタイトを指し、単位面積あたりの球状セメンタイトの個数については、以下の方法によって算出することができる。なお、以下の説明は熱間圧延鋼材が丸鋼の場合での例示である。
【００６７】
先ず、圧延鋼材の半径の１／２位置から試験片を採取し、圧延方向に平行に切り出した断面（以下、「縦断面」という。）が被検面になるように樹脂に埋め込み、鏡面研磨した後、ピクリン酸アルコール（ピクラル液）で腐食して、倍率を５０００倍として走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて１０視野についてミクロ組織画像を撮影する。このとき、各視野の面積は２５μｍ×２０μｍである。
【００６８】
そして次に、上記の撮影画像を用いて、画像処理ソフトによって各セメンタイトの長径Ｌと短径Ｗとを個々に測定し、Ｌ／Ｗが２．０以下であるセメンタイト、つまり、球状セメンタイトの個数をカウントして、最終的に単位面積あたりの球状セメンタイトの個数（個／ｍｍ2）として算出する。
【００６９】
３．直接切削用熱間圧延鋼材の製造方法：
前項で述べた本発明の直接切削用熱間圧延鋼材のミクロ組織は、例えば、既に述べた化学成分を有する被圧延材を、次に述べる圧延方法で熱間圧延し、冷却することによって容易に得ることができる。
【００７０】
３．１．加熱条件：
既に述べた化学成分を有する被圧延材を、８１０℃を超えて９００℃以下の温度域に加熱した後、２以上の圧延工程を備える全連続式熱間圧延方法によって、圧延を開始するのが好ましい。
【００７１】
加熱温度が８１０℃以下になると、加熱前の被圧延材中に存在していたパーライト中のセメンタイトをマトリックス中に全て固溶させることができず、後述する熱間圧延と冷却によって熱間圧延鋼材中に生ずる単位面積あたりの球状セメンタイトの個数が多くなりすぎて、強度の低下を招く場合がある。
【００７２】
一方、加熱温度が９００℃を上回ると、オーステナイトの結晶粒径が大きくなり、後述する熱間圧延と冷却によっても、微細な組織を得ることができず、靱性の低下を招く場合がある。
【００７３】
なお、２以上の圧延工程を備える全連続式熱間圧延方法によって、圧延を開始するのは、効率よく生産可能であることから工業的に適しており、なおかつ後述する総減面率を５０％以上の圧延を１つの圧延機のみで実施するには、設備負荷が高すぎて工業的に適していないためである。
【００７４】
したがって、既に述べた化学成分を有する被圧延材を、８１０℃を超えて９００℃以下の温度域に加熱した後、２以上の圧延工程を備える全連続式熱間圧延方法によって、圧延を開始することが好ましい。
【００７５】
３．２．加熱後の熱間圧延条件：
直接切削用熱間圧延鋼材のミクロ組織を所望のものとするためには、既に述べた化学成分を有する被圧延材を、前記「３．１．」項に記載した条件で加熱した後、全連続式熱間圧延方法によって圧延し、下記の条件〔ａ〕〜〔ｃ〕の全てを満たすようにすることが好ましい。
【００７６】
〔ａ〕各圧延工程中の被圧延材の表面温度が、７００〜９００℃の温度範囲内であること、
〔ｂ〕圧延終了時の被圧延材の表面温度が７００〜８００℃の温度範囲であること、
〔ｃ〕総減面率が５０％以上であること。
【００７７】
８１０℃を超えて９００℃以下の温度域に加熱した後、７００〜９００℃という比較的低い温度域で圧延することによって、加熱によって生成したオーステナイトのうちの一部が微細に再結晶し、粒界面積が多くなって、後述する仕上げ圧延工程後に生成するフェライトの析出サイトを増やすことができ、また、７００〜９００℃という比較的低い温度域で圧延することによって、オーステナイトのうちの一部を再結晶させずに歪を蓄積し、これによって転位密度を高めることになるので、後述する仕上げ圧延工程後に生成するフェライトの析出サイトを増やすこともできる。そして、これらの作用により、フェライトおよびパーライトを微細化することが可能となり、高い引張強度および優れた靱性の両立が容易になる。
【００７８】
各圧延工程中の被圧延材の表面温度が９００℃を超える場合には、組織の微細化が不十分で、靱性の低下を招く場合がある。
【００７９】
一方、各圧延工程中の被圧延材の表面温度が７００℃より低い場合には、組織の微細化は促進できるものの、熱間圧延鋼材中に生ずる単位面積あたりの球状セメンタイトの個数が多くなりすぎ、目標とする引張強度を確保できない場合がある。さらに、圧延温度が低いためミル負荷が極めて増大するので、設備的な負担も大きくなってしまう。
【００８０】
したがって、全連続式熱間圧延方法の各圧延工程中の被圧延材の表面温度は、前記の条件〔ａ〕、つまり、「７００〜９００℃の範囲内であること」を満たすことが好ましい。
【００８１】
また、圧延終了時の被圧延材の表面温度が７００〜８００℃の温度範囲であること（前記の条件〔ｂ〕）が好ましい。
【００８２】
これは、圧延後に得られる組織において、パーライトのミクロ組織に占める面積割合および単位面積当たりの球状セメンタイトの個数を制御する上で非常に重要となるからである。
【００８３】
圧延終了時の被圧延材の表面温度が７００℃を下回ると、球状セメンタイトの生成が促進されすぎて、熱間圧延鋼材中に生ずる単位面積当たりの球状セメンタイトの個数が多くなりすぎ、目標とする引張強度を確保できない場合がある。
【００８４】
一方、圧延終了時の被圧延材の表面温度が８００℃を上回ると組織の微細化が不十分となることに加えて、単位面積当たりの球状セメンタイトの個数が少なくなって、靱性の低下を招く場合がある。
【００８５】
したがって、全連続式熱間圧延における圧延終了時の被圧延材の表面温度は７００〜８００℃の温度範囲を満たすことが好ましい。
【００８６】
前記の条件〔ａ〕および〔ｂ〕を満足していても、全連続式熱間圧延における総減面率が５０％未満の場合には、熱間圧延時に導入される転位の密度が低くなって、フェライトの析出サイトが十分に得られないので、フェライトの平均結晶粒径を１０μｍ以下にできないことがある。
【００８７】
上記の理由から、前記の条件〔ｃ〕、つまり、「総減面率が５０％以上であること」を満たすことが好ましい。
【００８８】
全連続式熱間圧延における総減面率は、フェライト、パーライトの微細化組織を得るため、７０％以上であることがより好ましい。総減面率を極端に大きくすると、仕上げ圧延工程における最後の圧延機に近づくにつれて圧延速度が増加して加工発熱が生じ、この加工発熱抑制のために、冷却設備あるいは圧延レイアウトの大幅な延長、増設が必要となることから、総減面率は９８％程度までに抑えることが好ましい。
【００８９】
３．３．全連続式熱間圧延終了後の最終冷却条件：
直接切削用熱間圧延鋼材のミクロ組織を所望のものとするためには、既に述べた化学成分を有する被圧延材を、前記「３．１．」項に記載した条件で加熱した後、前記「３．２．」項に記載した条件で熱間圧延を行って所定の形状にし、その後、４００℃までの温度域を冷却速度が０．０５〜５℃／秒の条件で最終冷却することが好ましい。
【００９０】
全連続式熱間圧延終了後、つまり、最終圧延工程における圧延を終了した後、４００℃までの温度域の最終冷却速度が５℃／秒を超える場合には、当該冷却時において硬質なベイナイトまたはマルテンサイトへの変態が生じて、所望の靱性を得ることができない場合がある。
【００９１】
一方、上記の４００℃までの温度域の最終冷却速度が０．０５℃／秒を下回ると、圧延後に生成するセメンタイトの球状化が促進されてしまい、パーライトのミクロ組織に占める面積割合が低下し、さらに、単位面積あたりの球状セメンタイトの個数が多くなりすぎて、強度の低下を招く場合がある。したがって、所定の形状への圧延を終了した後、４００℃までの温度域を冷却速度が０．０５〜５℃／秒の条件で最終冷却することが好ましい。
【００９２】
なお、上述の０．０５〜５℃／秒の冷却速度で最終冷却する温度域は、圧延後４００℃までとすれば十分であって、４００℃を下回る温度域については特に規定するに及ばない。このため、製造設備や生産性を勘案して、例えば、空冷（放冷）、強制風冷やミスト冷却等から適宜決定すればよい。
【００９３】
以下、実施例により本発明を更に詳しく説明する。
【実施例】
【００９４】
表１に示す化学成分を有する鋼Ａ〜Ｑからなる角ビレット（１６０ｍｍ角で長さが１０ｍ）を準備した。
【００９５】
【表１】
0005482342.tif 000002
前記の角ビレットは、粗圧延機４台からなる「粗圧延機列」、（以下、「粗列」という。）中間圧延機６台からなる「中間圧延機列」（以下、「中間列」という。）および仕上げ圧延機４台からなる「仕上げ圧延機列」（以下、「仕上げ列」という。）の全連続式熱間圧延ラインを用いて、表２に試験番号１〜２９として示した条件で圧延を実施した。
【００９６】
すなわち、試験番号１〜２１、試験番号２３〜２７および試験番号２９は、粗列、中間列および仕上げ列を用いて、「総減面率」が８５％の熱間圧延を行い、直径７０ｍｍの棒鋼に加工した。また、試験番号２２および試験番号２８は、中間列および仕上げ列を用いて、「総減面率」が４０％の熱間圧延を行い、直径１４０ｍｍの棒鋼に加工した。
【００９７】
なお、前記の角ビレットについて、圧延前の加熱温度での保持時間は１．５時間で一定とし、放射温度計を用いて圧延時の各被圧延材の表面温度を測定した。
【００９８】
連続圧延終了後、つまり、仕上げ列の４台目の圧延機による圧延を終了した後は、冷却速度を制御し、４００℃まで最終冷却した。なお、４００℃を下回る温度域の冷却は、大気中で放冷することによって実施した。
【００９９】
【表２】
0005482342.tif 000003
さらに、上記のようにして得た各棒鋼について、次に示す方法で、ミクロ組織、引張特性および靱性を調査した。
【０１００】
ミクロ組織調査は次のようにして実施した。
【０１０１】
すなわち、先ず、直径７０ｍｍおよび直径１４０ｍｍの各棒鋼の半径の１／２位置から採取した試験片の、１０ｍｍ×１０ｍｍの縦断面が被検面になるように樹脂に埋め込み、鏡面研磨した後、３％硝酸アルコール（ナイタル液）で腐食してミクロ組織を現出させた。その後、倍率を２０００倍としてＳＥＭを用いてランダムに５視野のミクロ組織画像を撮影した。なお、各視野の面積は６２．５μｍ×５０μｍである。
【０１０２】
次に、上記の撮影画像を用いて、画像処理ソフトによってミクロ組織に占めるパーライトの面積割合およびフェライトの平均結晶粒径を求めた。
【０１０３】
その後、同じ試験片を再度鏡面研磨した後、ピクリン酸アルコール（ピクラル液）で腐食して、倍率を５０００倍としてＳＥＭを用いて１０視野についてミクロ組織画像を撮影した。なお、各視野の面積は２５μｍ×２０μｍである。
【０１０４】
次に、上記の撮影画像を用いて、画像処理ソフトによって、各セメンタイトの長径Ｌと短径Ｗとを個々に測定し、Ｌ／Ｗが２．０以下であるセメンタイト、つまり、球状セメンタイトの個数をカウントして、最終的に単位面積あたりの球状セメンタイトの個数（個／ｍｍ2）を算出した。
【０１０５】
引張特性は、直径７０ｍｍおよび直径１４０ｍｍの各棒鋼の半径の１／２の部位が試験片の中心軸となるようにＪＩＳ  Ｚ  ２２０１（１９９８）に規定される１４Ａ号試験片（ただし、平行部直径：７ｍｍ）を採取し、標点距離を３５ｍｍとして室温で引張試験を実施し、引張強度（ＭＰａ）を求めた。
【０１０６】
靱性は、引張試験片と同様に、直径７０ｍｍおよび直径１４０ｍｍの各棒鋼の半径の１／２の部位が試験片の中心軸となるように２ｍｍＵノッチシャルピー衝撃試験片を採取し、２５℃でシャルピー衝撃試験を実施して衝撃値（Ｊ／ｃｍ2）を求めた。
【０１０７】
なお、既に述べたように、引張特性および靱性の目標は、それぞれ、引張強度が７５０ＭＰａ以上、衝撃値が１００Ｊ／ｃｍ2以上である。
【０１０８】
表３に、上記の各調査結果を示す。
【０１０９】
なお、表３の「評価」欄における「○」印は上述した引張特性および衝撃値の目標の双方とも満足していることを指し、一方、「×」印は上記の目標のうちいずれか一方が満足できていないことを指す。
【０１１０】
【表３】
0005482342.tif 000004
【０１１１】
これに対して、本発明で規定する化学成分とミクロ組織の条件の少なくともいずれかが外れた試験番号１２〜２９の棒鋼の場合、その評価は「×」であって、所望の特性が得られていない。
【０１１２】
試験番号１２の場合、用いた鋼ＬのＣの含有量が０．２８％と低く、本発明で規定する値を下回るものである。このため、引張強度は７１５ＭＰａと低い。
【０１１３】
試験番号１３の場合、用いた鋼ＭのＣの含有量が０．６５％と高く、本発明で規定する値を上回るものである。このため、衝撃値は８５Ｊ／ｃｍ2と低い。
【０１１４】
試験番号１４の場合、用いた鋼ＮのＭｎの含有量が０．６７％と低く、本発明で規定する値を下回るものである。このため、引張強度は７１８ＭＰａと低い。
【０１１５】
試験番号１５の場合、用いた鋼ＯのＣeqが１．２５と高く、本発明で規定する値を上回るものである。このため、衝撃値は６０Ｊ／ｃｍ2と低い。
【０１１６】
試験番号１６の場合、用いた鋼ＰのＳｉの含有量が１．５１％と高く、本発明で規定する値を上回るものである。このため、衝撃値は７５Ｊ／ｃｍ2と低い。
【０１１７】
試験番号１７の場合、用いた鋼ＱのＣeqの値が０．７１と低く、本発明で規定する値を下回るものである。このため、引張強度は６２５ＭＰａと低い。
【０１１８】
試験番号１８〜２９の場合、用いた鋼Ａおよび鋼Ｋの化学成分は本発明で規定する条件を満たすものの、いずれも、ミクロ組織の条件から外れている。このため、引張特性と靱性の目標のうちのいずれか一方が満足できていない。
【０１１９】
すなわち、試験番号１８、１９、２２、２４、２５および２８の場合、フェライトの平均結晶粒径が１０μｍを超えて本発明で規定する条件から外れている。このため、衝撃値はそれぞれ、８０Ｊ／ｃｍ2、７５Ｊ／ｃｍ2、８５Ｊ／ｃｍ2、８０Ｊ／ｃｍ2、７０Ｊ／ｃｍ2および７０Ｊ／ｃｍ2と低い。
【０１２０】
試験番号２０および２６の場合、単位面積あたりの球状セメンタイトの個数が本発明で規定する条件を上回っている。このため、引張強度がそれぞれ、７３２ＭＰａおよび７２３ＭＰａと低い。
【０１２１】
試験番号２１および２７の場合、フェライトの平均結晶粒径が１０μｍを超えて本発明で規定する条件から外れ、単位面積あたりの球状セメンタイトの個数が本発明で規定する条件を下回っている。このため、衝撃値はそれぞれ、５５Ｊ／ｃｍ2および５０Ｊ／ｃｍ2と低い。
【０１２２】
試験番号２３および２９の場合は、パーライトのミクロ組織に占める面積割合が本発明で規定する条件を下回り、さらに、単位面積あたりの球状セメンタイトの個数が本発明で規定する条件を上回っている。このため、引張強度がそれぞれ、６９０ＭＰａおよび６７３ＭＰａと低い。
【産業上の利用可能性】
【０１２３】
本発明の直接切削用熱間圧延鋼材は、高価な元素であるＶを含有させなくても、熱間圧延鋼材の状態で引張強度が７５０ＭＰａ以上および衝撃値が１００Ｊ／ｃｍ2以上という特性を有するので、熱間圧延鋼材の状態から直接に切削加工することによって、産業機械、自動車等の機械構造用部品であるシャフト、ピストンロッド等の素材として用いるのに好適である。この直接切削用熱間圧延鋼材は、本発明の方法によって安価に安定して製造することができる。