(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：0.05mass%超〜0.10mass%未満、
Si：1.0 mass%以下、
Mn：2.2 mass%超〜5.0 mass%、
Ｓ：0.002〜0.020 mass%未満（但し、Ｓ：0.009mass%以上を除く）、
Cu：1.0 mass%超〜3.0 mass%、
Ni：3.0 mass%以下、
Cr：0.01〜2.0 mass%、
Al：0.1 mass%以下、
Ti：0.01〜0.10mass%、
Ｂ：0.0003〜0.03mass%、
Ｎ：0.0010〜0.0200mass%、
Ｏ：0.0060mass%以下
を含み、残部はFeおよび不可避的不純物であり、鋼組織がブロック組織の面積率が10％以上であるベイナイトである、材質異方性が小さくかつ強度、靱性および被削性に優れる非調質鋼。
【請求項２】
請求項１において、鋼がさらに、
Mo：1.0 mass%以下、
Nb：0.5 mass%以下
のうちから選んだ１種または２種を含有する、材質異方性が小さくかつ強度、靱性および被削性に優れる非調質鋼。
【請求項３】
請求項１または２において、鋼がさらに、
Ｖ：0.5 mass%以下、
Ｗ：0.5 mass%以下
のうちから選んだ１種または２種を含有する、材質異方性が小さくかつ強度、靱性および被削性に優れる非調質鋼。
【請求項４】
請求項１，２または３において、鋼がさらに、
Zr：0.02mass%以下、
Mg：0.02mass%以下、
Hf：0.10mass%以下、
REM：0.02mass%以下
のうちから選んだ１種または２種以上を含有する、材質異方性が小さくかつ強度、靱性および被削性に優れる非調質鋼。
【請求項５】
請求項１〜４のいずれかにおいて、鋼がさらに、
Ｐ：0.10mass%以下、
Pb：0.30mass%以下、
Co：0.1 mass%以下、
Ca：0.02mass%以下、
Te：0.05mass%以下、
Se：0.02mass%未満、
Sb：0.05mass%以下、
Bi：0.30mass%以下
のうちから選んだ１種または２種以上を含有する、材質異方性が小さくかつ強度、靱性および被削性に優れる非調質鋼。
【請求項６】
Ｃ：0.05mass%超〜0.10mass%未満、
Si：1.0 mass%以下、
Mn：2.2 mass%超〜5.0 mass%、
Ｓ：0.002〜0.020 mass%未満（但し、Ｓ：0.009mass%以上を除く）、
Cu：1.0 mass%超〜3.0 mass%、
Ni：3.0 mass%以下、
Cr：0.01〜2.0 mass%、
Al：0.1 mass%以下、
Ti：0.01〜0.10mass%、
Ｂ：0.0003〜0.03mass%、
Ｎ：0.0010〜0.0200mass%、
Ｏ：0.0060mass%以下
を含み、残部はFeおよび不可避的不純物よりなる鋼を、1000〜1250℃に加熱後、850 ℃以上の温度で全断面減少率：30%以上の熱間加工を行ったのち、 600〜300 ℃の温度域を 0.001〜１℃/sの冷却速度で冷却する、材質異方性が小さくかつ強度、靱性および被削性に優れる非調質鋼の製造方法。
【請求項７】
請求項６において、鋼がさらに、
Mo：1.0 mass%以下、
Nb：0.5 mass%以下
のうちから選んだ１種または２種を含有する、材質異方性が小さくかつ強度、靱性および被削性に優れる非調質鋼の製造方法。
【請求項８】
請求項６または７において、鋼がさらに、
Ｖ：0.5 mass%以下、
Ｗ：0.5 mass%以下
のうちから選んだ１種または２種を含有する、材質異方性が小さくかつ強度、靱性および被削性に優れる非調質鋼の製造方法。
【請求項９】
請求項６，７または８において、鋼がさらに、
Zr：0.02mass%以下、
Mg：0.02mass%以下、
Hf：0.10mass%以下、
REM：0.02mass%以下
のうちから選んだ１種または２種以上を含有する、材質異方性が小さくかつ強度、靱性および被削性に優れる非調質鋼の製造方法。
【請求項１０】
請求項６〜９のいずれかにおいて、鋼がさらに、
Ｐ：0.10mass%以下、
Pb：0.30mass%以下、
Co：0.1 mass%以下、
Ca：0.02mass%以下、
Te：0.05mass%以下、
Se：0.02mass%未満、
Sb：0.05mass%以下、
Bi：0.30mass%以下
のうちから選んだ１種または２種以上を含有する、材質異方性が小さくかつ強度、靱性および被削性に優れる非調質鋼の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は、特に機械構造用鋼として有用な、材質異方性が小さくかつ強度、靱性および被削性に優れる非調質鋼およびその製造方法に関するものである。なお、非調質鋼とは熱間加工のまま使用に供することを特徴とする鋼である。
【０００２】
【従来の技術】
多くの自動車や産業機械の構造部品では、高強度・高靱性が必要とされる。従来より、これらの部品の製造に際しては、機械構造用合金鋼であるSCM435(JIS)またはSCM440(JIS)等が用いられた。なお、強度・靱性を付与するためには、熱間加工により成形したのち、焼入れ−焼戻し等の調質処理が施されていた。
しかしながら、上記のような調質処理は、時間を要するだけでなく、コストが嵩む。したがって、かような調質処理を省略することができれば、大幅なコスト低減が達成され、省エネルギーの面でも極めて有利である。
【０００３】
そこで、調質処理を省略できる非調質鋼が、従来から種々提案されている。
例えば、Mnを含有し、Ｃ量が 0.3〜0.5 mass%の中炭素鋼に、Ｖを0.10mass%程度添加した、フェライト−パーライト型の非調質鋼が提案されている。この鋼では、熱間圧延後の冷却過程にＶＣ又はＶＮをフェライト中に析出させ、フェライトの強度を上昇させ、さらに高強度のパーライトも出現させることで、鋼全体の強度上昇を図るものである。
しかしながら、フェライト−パーライト型の非調質鋼は、パーライト中のセメンタイトとして存在する 0.3〜0.5 mass%のＣを強度上昇に利用する。そのために、引張強さと靱性を両立させることは困難であった。また、安定した品質を得るためには、部品成形後の冷却速度を非常に狭い範囲で制御する必要があり、取扱いに煩雑さを伴う。
【０００４】
また、特公平６−63025 号公報や特開平４−371547号公報では、Ｃ量が0.05〜0.3 mass%の低炭素鋼に、Mn、Cr又はＶ等を添加したベイナイト型あるいはマルテンサイト型の熱間鍛造非調質鋼が開示されている。
これらのベイナイト型非調質鋼やマルテンサイト型非調質鋼は、靱性を補うために提案されたものである。これらの鋼は、小さい部品に対しては、十分な靱性を確保できるものの、大きい部品に対しては、冷却速度が遅いと靱性が不十分となる。つまり、熱間加工後の冷却速度を高く制御する必要があり、取扱いに煩雑さを伴う。
【０００５】
さらに、従来のベイナイト型非調質鋼では、熱間鍛造の際に、加工の加わらない部位では、結晶粒の微細化が行われない。その結果、加工の加わらない部位では、加工の加わる部位に比べ、靱性が低下するという問題があった。また、降伏比が低いという問題もあった。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
この発明は、以上の問題を有利に解決するものである。つまり、熱間加工後に特に冷却速度制御や時効処理を行うことなく、強度が確保でき、加工のほとんど加わらない部位についても、十分に引張強さ、降伏強さおよび靱性を上昇させることができ、さらに、材質異方性および被削性についても優れた非調質鋼およびその製造方法を提案することを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
発明者らは、前述の目的を達成すべく鋭意研究を重ねた。その結果、以下に述べる知見を得た。
(1) ベイナイト組織中に、ブロック組織を積極的に生成させると、粗大なオーステナイト粒からの変態組織でも靱性の向上が図れる。第1図に本発明のベイナイト組織を模式的に示す。１が旧オーステナイト粒界、２がブロック組織である。ブロック組織は、ほとんど同じ結晶学的方位関係にある細かいラス状組織である。第1図からわかるように、旧オーステナイト粒界で囲まれたベイナイトはブロック組織により見かけ上細分化され、靭性向上に寄与する。
【０００８】
(2) ベイナイト組織中におけるブロック組織の生成促進には、Mn, Cu, CrおよびＢ添加、とりわけMnおよびCu添加が極めて有効である。これらの添加により加工が十分に加わらない部位においても高い靱性が得られる。
【０００９】
(3) Cuを鋼中に析出させることで、鋼の降伏強さを上昇させることができる。また、Cu添加により、冷却速度が遅い場合にも著しい強度上昇が可能になるだけでなく、適正量のＳと併用することによって被削性も向上する。つまり、高強度および高被削性を両立できる。
【００１０】
(4) 従来は被削性を向上させるためには、Ｓを添加していた。過剰なＳによるMnＳは、圧延時に伸延され、棒状の形態で鋼中に存在する。このようなMnSは材質異方性の原因となり、被削性の向上と材質異方性の低減を両立することを困難にしていた。しかし、Cu添加との併用作用で被削性を向上させるために必要なＳ量は確保されるので、過剰なＳ添加は不要となり、棒状MnＳの生成を抑制できる。つまり、被削性の向上と材質異方性の低減を両立できる。
【００１１】
(5) Mn, Ni, Cr, Ｂ等の添加により、焼入れ性は向上し、熱間圧延後に調質処理を行わなくとも、高い強度および靱性が得られる。
【００１２】
この発明は、上記の知見に立脚するものである。すなわち、Ｃ：0.05mass%超〜0.10mass%未満、Si：1.0 mass%以下、Mn：2.2 mass%超〜5.0 mass%、Ｓ：0.002〜0.020 mass%未満（但し、Ｓ：0.009mass%以上を除く）、Cu：1.0 mass%超〜3.0 mass%、Ni：3.0 mass%以下、Cr：0.01〜2.0 mass%、Al：0.1 mass%以下、Ti：0.01〜0.10mass%、Ｂ：0.0003〜0.03mass%、Ｎ：0.0010〜0.0200mass%、Ｏ：0.0060mass%以下を含み、残部はFeおよび不可避的不純物であり、鋼組織がブロック組織の面積率が10％以上であるベイナイトである、材質異方性が小さくかつ強度、靱性および被削性に優れる非調質鋼である。また、同成分の鋼を、1000〜1250℃に加熱後、850 ℃以上の温度で全断面減少率：30%以上の熱間加工を行ったのち、 600〜300 ℃の温度域を 0.001〜１℃/sの冷却速度で冷却する、材質異方性が小さくかつ強度、靱性および被削性に優れる非調質鋼の製造方法である。さらに、各種の材質向上のため、Mo、Nb、Ｖ、Ｗ、Zr、Mg、Hf、REM、Ｐ、Pb、Co、Ca、Te、Se、Sb、Biのうちから選んだ１種または２種以上の微量元素を含有させることも可能である。
【発明の実施の形態】
【００１３】
以下、この発明を由来するに至った実験結果について説明する。
表１に示す種々の成分範囲の複数の鋼ブルームを、連続鋳造により製造した。該鋼ブルームを1100℃に加熱後、熱間圧延により 100mmφの棒鋼とした。熱間圧延後、該棒鋼は 600〜300 ℃の温度域を 0.5℃/sまたは10℃/sの冷却速度で冷却した。得られた棒鋼について、各種の材質試験を行った。
【００１４】
【表１】
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【００１５】
第２図に被削性に及ぼす鋼中のCuおよびＳの影響について調査した結果を示す。第２図で、実線はCuを1.1mass%含む鋼における結果、破線はCuを含まない鋼における結果をそれぞれ示す。なお、供試鋼は熱間圧延後の600〜300 ℃の温度域は 0.5℃/sの冷却速度で冷却したものである。被削性は、逃げ面摩耗量が0.10mmとなる全旋削時間である工具寿命により評価した。工具摩耗量が低減されると、工具寿命は伸び、被削性が優れていると評価できる。なお、切削条件は、超硬工具を用い切削速度：300 m/min 、送り量：0.20 mm/rev 、切込み：１mmの条件で行った。比較として、従来鋼の JIS G4105のSCM435QT品の外周旋削における工具寿命を点線で示した。
【００１６】
第２図に示したとおり、Cu添加により工具寿命は上昇し、特にＳを0.002〜0.02mass%を含む場合に顕著である。また、従来鋼に対して工具寿命が約２倍を超えるためには、Cuを添加している場合、Ｓを 0.002mass%以上含有させればよい。
このように、CuとＳの複合添加により工具寿命が大幅に増加する理由として、逃げ面摩耗面に観察されたCu硫化物によるベラーク効果であると推定される。
なお、熱間圧延後の600〜300 ℃の温度域を10℃/sで冷却した場合は、 0.5℃/sで冷却した場合に得られたような、被削性向上効果は得られなかった。さらに、冷却速度と工具寿命の関係を調べたところ、CuとＳの複合添加により工具寿命が大幅に増加する効果が顕著なのは、冷却速度が１℃/s以下の場合であった。
【００１７】
次に、第３図に、圧延後の衝撃値異方性に及ぼす鋼中のCuおよびＳの影響について調べた結果を示す。第３図で、実線はCuを1.1mass%含む鋼における結果、破線はCuを含まない鋼における結果をそれぞれ示す。なお、供試鋼は熱間圧延後の600〜300 ℃の温度域は 0.5℃/sの冷却速度で冷却したものである。Ｌ方向およびＣ方向からJIS3号衝撃試験片を切り出し、Ｕノッチを入れ、20℃におけるシャルピー衝撃吸収エネルギーをそれぞれ測定し、比率を算出した。
【００１８】
第３図に示したとおり、Cu添加によりＬ方向とＣ方向の衝撃値の比率は１に近くなり、特にＳを0.002〜0.02mass%を含む場合に顕著である。Ｌ方向とＣ方向の衝撃値の比率を80%以上とするためには、Ｓを 0.020mass%未満に制限する必要がある。また特にＬ方向とＣ方向の衝撃値の比率を90%以上とするためには、 0.014mass%以下に制限する必要があることが分かる。
【００１９】
材質異方性は衝撃値の異方性に最も顕著に現われることが知られている。したがって、この結果から、Ｌ方向とＣ方向の材質異方性を低減するためには、Cuを添加し、Ｓを0.020 mass%未満好ましくは 0.014mass%以下に制限する必要がある。
【００２０】
次に、第４図に、引張強さに及ぼす熱間圧延後の600〜300 ℃の温度域の冷却速度の影響について調べた結果を示す。第４図で、実線はCuを1.5mass%含む鋼における結果、破線はCuを0.8mass%含む鋼における結果をそれぞれ示す。Ｓ量は0.013mass%であった。引張強さは切り出したJIS4号引張試験片を引張試験に供して測定した。
【００２１】
第４図に示したとおり、Cuを1.5mass%含む鋼では熱間圧延後の600〜300 ℃の温度域の冷却速度が１℃/s以下の場合には、Cuを0.8mass%含む鋼に比べて、TSは上昇し、1000Mpa程度の高い引張強度を得られた。この理由として、熱間圧延後の冷却過程でCuが微細に析出し、強度上昇に有効に作用したためと考えられる。
【００２２】
一般的な熱間加工においては、加工後の冷却速度は１℃/s以下である。つまりCu添加した鋼では、圧延後の冷却速度を格別管理する必要なしに、非調質で高強度化を達成することができることが分かる。
なお、Cu無添加鋼では、太径棒鋼などのように冷却速度が遅い場合、組織が軟化して強度不足が生じるという問題があった。
【００２３】
この点、第4図に示したように、Cuを添加した鋼は、冷却速度が遅くなった場合でもCuの析出強化により組織の軟化が小さく、安定した強度が得られる。このため、細径から太径までの幅広いサイズに適用可能である。
【００２４】
第5図に、強度上昇に及ぼす鋼中のCu量の影響について調べた結果を示す。なお、Ｓ量は0.013mass%、熱間圧延後の600〜300 ℃の温度域の冷却速度は 0.5℃/sである。△TSはCu無添加の鋼とのＴＳの差である。
第5図に示したとおり、Cu量が 1.0mass%を超えると△TSが急激に大きくなる。特に、Cu≧1.5 mass%とすれば、250MPa程度の大きな強度上昇が得られる。
【００２５】
次に、この発明において、鋼の成分組成を上記の範囲に限定した理由について説明する。
Ｃ：0.05mass%超〜0.10mass%未満
Ｃは、強度の確保およびベイナイト組織中にブロック組織を形成させるために必要な元素である。このためには0.05mass%超のＣを含有させる必要がある。一方、0.10mass%以上含有させるとマルテンサイト組織となり、靱性を損なう。したがって、0.10mass%未満とした。
【００２６】
Si：1.0 mass%以下
Siは、脱酸および固溶強化に有用な元素である。しかし、過剰に含有させると靱性の低下を招く。したがって、1.0 mass%以下に限定した。
【００２７】
Mn：2.2 mass%超〜5.0 mass%
Mnは、焼入れ性を向上させ、ベイナイト組織中にブロック組織を形成させるために必要な元素である。これらの効果により、強度および靱性を確保するためには 2.2mass%を超えて含有させる必要がある。しかしながら、5.0 mass%を超えると切削性が劣化する。したがって、2.2 超〜5.0mass%の範囲に限定した。
【００２８】
Ｓ：0.002〜0.020 mass%未満
Ｓは、特にCuとの複合添加によって切削性を向上させる元素である。この効果を発揮させるには 0.002mass%以上の含有が必要である。しかしながら、過剰に添加するとMnＳを形成し、材質異方性を生じる。したがって、 0.020mass%未満に制限した。
【００２９】
Cu：1.0 mass%超〜3.0 mass%
Cuは、析出強化およびＳとの複合添加により被削性を向上させる元素である。さらにはベイナイト組織中のブロック組織の生成を促進し、靱性を向上させる。これらの効果を発現させるためには 1.0mass%を超える含有が必要である。一方 3.0mass%を超えると靱性を急激に低下させる。したがって、 1.0超〜3.0 mass%の範囲に限定した。より好適には 1.5〜3.0 mass%の範囲である。
【００３０】
Ni：3.0 mass%以下
Niは、強度および靱性を向上させるに有効な元素である。また、Cuを添加した場合には圧延時におけるCu割れを防止するのにも有効である。しかし、高価である上、過剰に添加してもその効果は飽和する。したがって、3.0 mass%以下に限定した。
【００３１】
Cr：0.01〜2.0 mass%
Crは、焼入れ性を向上させるに有効な元素である。また、強度および靱性におよぼす熱間加工後の冷却速度の影響を低減する上で極めて有用な元素である。さらに、熱間鍛造後のベイナイト中のブロック組織生成促進にも効果がある。しかしながら、含有量が0.01mass%に満たないとその添加効果に乏しい。一方2.0mass%を超えて多量に添加すると靱性の低下を招く。したがって、Crは0.01〜2.0 mass%の範囲に限定した。
【００３２】
Al：0.1 mass%以下
Alは、脱酸剤として有効に寄与する。しかし、添加量が0.1mass%超えるとアルミナ系介在物を増大させる。その結果、靱性を損なうだけでなく、被削性も低下させる。したがって、 0.1mass%以下に限定した。
【００３３】
Ti：0.01〜0.10mass%
Tiは、析出強化元素である。さらに、Ｎと共にTiＮを形成して、組織の微細化に寄与し、靱性を向上させる有用元素である。また、脱酸剤としても機能する。このため、0.01mass%以上は添加する。一方、過剰に添加すると、冷却速度が遅い場合、粗大なTiＮを析出し、かえって靱性を低下する。したがって、上限を 0.1mass%とした。
【００３４】
Ｂ：0.0003〜0.03mass%
Ｂは、焼入れ性を向上させる元素である。また、強度および靱性におよぼす冷却速度の影響を低減するのに有用な元素である。また、熱間鍛造後のベイナイトのブロック組織生成促進にも有効に寄与する。その効果を発揮するには、0.0003mass%以上の添加が必要である。一方、過剰に添加してもその効果は飽和する。したがって、0.03mass%を上限とした。
【００３５】
Ｎ：0.0010〜0.0200mass%
Ｎは、Tiと共にTiＮを形成して析出する。熱間鍛造等の加熱時においては、結晶粒成長を抑制するピニングサイトとしてはたらく。その結果、組織を微細化し、靱性を向上させる働きがある。しかしながら、含有量が0.0010mass%未満ではTiＮの析出による効果を十分に発揮させることができない。一方0.0200mass%を超えて添加しても、これらの効果は飽和する。さらに、固溶Ｎはむしろ鋼材の靱性を低下させる。したがって、Ｎは0.0010〜0.0200mass%の範囲に限定した。
【００３６】
Ｏ：0.0060mass%以下
Ｏは、溶製時の脱酸剤と反応し、酸化物を形成する。形成された酸化物が十分に除去できないと、鋼中に残留する。Ｏ量が0.0060mass%を超えると残留酸化物が増加し、靱性を大幅に低下させる。したがって、Ｏは0.0060mass%以下に抑制する。なお、好適には0.0045mass%以下である。
【００３７】
この発明では、以上の必須成分以外にも、以下の微量元素を添加させることが可能である。
焼入性を向上させ、ひいては強度を向上させる元素としては、MoやNbを以下の範囲で含有させることができる。
Mo：1.0 mass%以下
Moは、常温および高温での強度を向上させる効果がある。しかし、過剰に添加するとコストアップを招く。したがって、1.0 mass%以下の範囲に限定した。なお、強度向上効果を発揮させるためには、0.05mass%以上含有させることが好ましい。
【００３８】
Nb：0.5 mass%以下
Nbは、焼入れ性向上効果だけでなく、析出強化および靱性向上効果を有する。しかし、0.5 mass%を超えて添加すると熱間加工性を阻害する。したがって、0.5 mass%以下で含有させるものとした。
【００３９】
強度改善成分としては、ＶやＷを以下の範囲で含有させることができる。
Ｖ：0.5 mass%以下
ＶＣやＶＮは析出強化に利用される。さらに、オーステナイト域で析出したＶＣやＶＮをベイナイト生成核として利用することで、組織の微細化および靱性の向上が可能である。しかしながら、0.5 mass%を超えて添加すると、効果が飽和し、連鋳割れ等の問題も生じる。したがって、Ｖは0.5 mass%以下で含有させるものとした。
【００４０】
Ｗ：0.5 mass%以下
Ｗは、固溶強化による強度上昇効果がある。さらに、Ｃと反応してＷＣを析出し、強度の上昇に有効に寄与する。しかし、0.5 mass%を超えて添加すると急激な靱性低下を招く。したがって、Ｗは 0.5mass%以下で含有させるものとした。
さらに、結晶粒を微細化し、靱性を向上させる目的で、以下の元素を含有させることもできる。
【００４１】
Zr：0.02mass%以下
Zrは、脱酸剤であるだけでなく、結晶粒を微細化して強度、靱性を向上させる有用元素である。しかし、0.02mass%を超えて含有しても、その効果は飽和する。したがって、Zrは0.02mass%以下で含有させるものとした。
【００４２】
Mg：0.02mass%以下
Mgは、脱酸剤であると共に、結晶粒を微細化させ、強度、靱性を向上させるのに有効に寄与する。しかし、0.02mass%を超えて含有しても、その効果は飽和する。したがって、Mgは0.02mass%以下で含有させるものとした。
【００４３】
Hf：0.10mass%以下
Hfは、結晶粒を微細化し、強度、靱性を向上させるのに有効である。しかし、0.10mass%を超えて含有しても、その効果は飽和する。したがって、Hfは0.10mass%以下で含有させるものとした。
【００４４】
REM ：0.02mass%以下
REMは、結晶粒を微細化し、強度、靱性を向上させるのに有効である。しかし、0.02mass%を超えて含有しても、その効果は飽和する。したがって、 REMは0.02mass%以下で含有させるものとした。
【００４５】
また、さらに、切削性の向上元素として、Ｐ，Pb，Ca，Te，Co，Se，SbおよびBiの１種または２種以上を、それぞれ以下の範囲で現有させることができる。
Ｐ：0.10mass%以下
切削性の向上を目的として、Ｐを添加することも可能である。ただし、靱性あるいは耐疲労性に悪影響を及ぼすため、0.10mass%以下で含有させる必要がある。好ましくは0.07mass%以下である。
【００４６】
Pb：0.30mass%以下
Pbは、融点が低く、切削時の鋼材の発熱により溶融すると液体潤滑作用を発揮して切削性を向上させる元素である。しかし、含有量が0.30mass%を超えるとその効果は飽和し、むしろ耐疲労性の低下を招く。したがって、Pbは0.30mass%以下で含有させるものとした。
【００４７】
Ca：0.02mass%以下
Caは、Pbとほぼ同様な効果を持つ元素で、その効果を発揮させるには0.0005mass%以上含有させることが好ましい。しかし、0.02mass%を超えるとその効果は飽和する。したがって、Caは0.02mass%以下で含有させるものとした。より好ましくは0.0005〜0.010 mass%の範囲である。
【００４８】
Te：0.05mass%以下
Teも、PbやCaと同じく切削性を向上させる元素である。しかし、0.05mass%を超過するとその効果が飽和し、耐疲労性が低下する。したがって、0.05mass%以下の含有に限定した。
【００４９】
Co：0.10mass%以下
Coも、Pb，Ca，Teとほぼ同様な効果を有する成分であるが、0.10mass%を超えるとその効果は飽和する。したがって、0.10mass%以下の含有に限定した。
【００５０】
Sb：0.05mass%以下
Sbも、Co、Pb、Ca、Teとほぼ同様な効果を有する成分であるが、0.05mass%を超えるとその効果は飽和する。したがって、0.05mass%以下の含有に限定した。
【００５１】
Bi：0.30mass%以下
Biも、Sb，Co，Pb，Ca，Teとほぼ同様な効果を有する成分であるが、0.05mass%を超えるとその効果は飽和する。したがって、0.05mass%以下の含有に限定した。
【００５２】
Se：0.02mass%未満
Seは、Mnと結合してMnSeを形成する。MnSeはチップブレイカーとして作用し、被削性を改善する。しかしながら、0.02mass%以上の添加は耐疲労性に悪影響を及ぼす。したがって、0.02mass%未満で含有させるものとした。
なお、上述した成分は0.002mass%という微量添加でもその効果を発揮する。
【００５３】
この発明では、成分組成範囲を以上の範囲に調整することに加えて、鋼組織をブロック組織を面積率で10％以上含むベイナイト組織とする必要がある。
フェライト組織では、結晶粒径が粗大化すると高靱性が得られないからである。一方、マルテンサイト組織では、冷却速度範囲が狭く、組織および硬さの冷却速度依存性が大きくなるからである。また、ブロック組織を面積率で10％以上含むことで、見掛け上、ベイナイトは細分化でき、靭性が向上する。
なお、鋼組織をブロック組織を含むベイナイト組織とするには，Cu添加し、製造工程中、特に冷却工程において 0.001℃/s以上の冷却速度範囲で冷却すれば良い。
【００５４】
次に、この発明に従う製造方法について説明する。
上記の好適成分組成に調整した溶鋼を、通常、造塊法や連続鋳造法によりブルームとする。
ついで、ブルーム加熱を施すが、この加熱温度は1000〜1250℃の範囲とする。Cuの析出強化を有効に活用し、Ｓとの複合作用を得るためには、Cuを十分に固溶させる必要がある。そのためには1000〜1250℃の温度で加熱を施すことが重要なのである。
【００５５】
ついで、850 ℃以上の温度で全断面減少率：30%以上の熱間圧延を施す。というのは、材質異方性を低減するためには、MnＳの低減は勿論のこと、ミクロ組織の異方性を低減する必要がある。そのためには変態前のオーステナイト粒が等軸な再結晶粒である必要がある。したがって、圧延仕上げ温度はオーステナイト粒の再結晶域である 850℃以上とし、かつ全断面減少率：30%以上の加工を施すことが重要である。
【００５６】
その後、 600〜300 ℃の温度域を 0.001〜１℃/sの冷却速度で冷却する。ここに、冷却速度を 0.001℃/s以上としたのは、被削性の向上およびブロック組織を含むベイナイト組織にするためである。また１℃/s以下としたのは、Cuを微細に析出させて強度の向上を図るためである。
なお、上記の冷却速度は、この種鋼材の熱間加工における一般的な冷却速度、すなわち大気放冷した場合の一般的な冷却速度である。つまり、この発明では、圧延後に格別な制御冷却を施す必要がないということである。
また、 600〜300 ℃という温度域は、ベイナイト生成温度域である。従って、少なくともこの温度域について 0.001〜１℃/sの冷却速度で冷却を行えば良い。
【００５７】
かくして、材質異方性が少なく、しかも強度、靱性および被削性に優れた非調質鋼が得られるのである。
【００５８】
【実施例】
表２〜４に示す成分組成になる溶鋼を、転炉にて溶製し、連続鋳造によりブルームとした。なお、比較例において、発明範囲外の成分は、その数値に下線をつけて示した。ついで、粗圧延により84mm角、90mm角、 250mm角および 500mm角のビレットに圧延した、これらビレットを表５〜８に示す条件で熱間圧延を施し、80mmφ、85mmφ、 200mmφ、350mmφの棒鋼とし、放冷した。また、一部については制御冷却を施した。
かくして得られた各棒鋼の組織、機械的性質、衝撃特性及び切削性を調査した。得られた結果を、表５〜８に記する。
【００５９】
組織は、３％ナイタールでエッチングした試料を光学顕微鏡観察した。また、ブロック組織面積率は、10視野について暗く見える部位の面積から算出した。
機械的性質は、JIS ４号引張試験片を採取し、引張試験により測定した。
衝撃特性は、JIS３号衝撃試験片をＬ方向とＣ方向から採取し、20℃でシャルピー試験を行い、シャルピー衝撃エネルギーを測定した。表中には、Ｌ方向サンプルの衝撃エネルギーを示し、Ｃ方向についてはＬ方向との比率を示した。
【００６０】
被削性は、図２に示した実験と同様な試験で、工具寿命を測定した。
さらに被削性に関わる指標として、切り屑処理性を次の４段階で評価した。
◎：細かく分断し、長さが10mm以下の切屑が発生する
○：細かく分断し、長さが10〜15mmの切屑が発生する
△：一部15〜30mm長さの切屑が発生する
×：30mm以上の切屑が連続して発生する
【００６１】
【表２】
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【００６２】
【表３】
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【００６３】
【表４】
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【００６４】
【表５】
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【００６５】
【表６】
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【００６６】
【表７】
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【００６７】
【表８】
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【００６８】
表５〜８に示したとおり、この発明に従い得られた非調質鋼はいずれも、TS≧926 MPa の高強度と uＥ20≧101 J/cm２の高靱性が得られた。さらに、被削性にも優れ、また材質異方性も小さい。
これに対し、従来型の非調質鋼である鋼49では、強度および靱性の冷却速度依存性が大きい(No.59,60,61)。すなわち、フェライト−パーライト組織である鋼49は、冷却速度が速い場合でもＴＳは 894 MPaであり、900MPaに達しない。冷却速度が遅くなるとさらに低い値しかえられない。また、靱性は冷却速度の速い場合でも 46 J/cm２程度であり、冷却速度の遅い場合は 18 J/cm２程度まで低下する。
【００６９】
この点、従来型の非調質鋼でも鋼48は、強度と靱性のバランスがいずれの冷却速度でも鋼49に比べると良好である(No.56,57,58)。しかし、従来型の調質鋼である鋼50(No.62,63,64), 鋼51(No.65,66,67)および発明鋼に比べると鋼48は強度、靭性とも低い。
すなわち、比較例である鋼49および鋼48は、比較的冷却速度の速い細径棒鋼に適用できる可能性はあるが、冷却速度の遅い太径棒鋼には不向きである。
これに対し、発明鋼の機械的性質あるいは靱性は、冷却速度依存性が極めて小さい。すなわち、太径棒鋼になった場合においても、十分な強度および靱性を均等に付与することができる。
【００７０】
【発明の効果】
この発明によれば、熱間加工後の調質処理を原則として必要とせず、また圧延サイズごとに異なる冷却速度制御も不要で、優れた強度と靱性を、良好な被削性および材質異方性に併せて得ることができる。
また、この発明の非調質鋼は、従来の非調質鋼より、優れた強度−靱性バランスを有する。このため、高強度かつ高靱性を必要とする自動車用重要保安部品をはじめとして、シャフト類、転動部品および摺動部品など各種機械部品に広く活用することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】ベイナイト中のブロック組織の生成状態を示した図である。
【図２】被削性に及ぼす鋼中のCuおよびＳの影響を示したグラフである。
【図３】圧延後の衝撃値異方性に及ぼす鋼中のCuおよびＳの影響を示したグラフである。
【図４】鋼中Cu量をパラメータとして、引張強さに及ぼす圧延後の冷却速度の影響を示したグラフである。
【図５】強度上昇に及ぼす鋼中のCu量の影響を示したグラフである。
【符号の説明】
１  旧オーステナイト粒界
２  ブロック組織
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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