(57)【要約】【課題】  調質処理を行うことなく、圧延だけで引張り強度が８５０MPa以上である高疲労強度棒鋼とその製造方法を提供する。【解決手段】  Ｃ：０.４０〜０.８０質量％、Ｓｉ：０.８１〜２.６０質量％、Ｍｎ：０.２０〜２.２０質量％を必須成分として含む非調質圧延棒鋼であって、鋼組織の主体は、セメンタイトが分散して析出しかつ圧延方向に伸長した粒形状をしたフェライト粒１の集合組織であり、そのフェライト粒１は平均粒径３μｍ以下のフェライト亜結晶粒２で構成されている高疲労強度棒鋼。【選択図】      図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０.４０〜０.８０質量％、Ｓｉ：０.８１〜２.６０質量％、Ｍｎ：０.２０〜２.２０質量％を必須成分として含む非調質圧延棒鋼であって、
鋼組織の主体は、セメンタイトが分散して析出しかつ圧延方向に伸長した粒形状をしたフェライト粒の集合組織であることを特徴とする高疲労強度棒鋼。
【請求項２】
前記フェライト粒の圧延方向における観察長さの平均長をＬ1（μｍ）、前記圧延方向と直交する方向における観察長さの平均長をＬ2（μｍ）としたとき、下記の関係：１０μｍ≦Ｌ1≦５０μｍ、１.５≦Ｌ1／Ｌ2
が成立している請求項１の高疲労強度棒鋼。
【請求項３】
前記フェライト粒が、平均粒径３μｍ以下のフェライト亜結晶粒の集合組織である請求項１または２の高疲労強度棒鋼。
【請求項４】
引張り強度が８５０MPa以上である請求項１〜３のいずれかの高疲労強度棒鋼。
【請求項５】
Ｃ：０.４０〜０.８０質量％、Ｓｉ：０.８１〜２.６０質量％、Ｍｎ：０.２０〜２.２０質量％、残部がＦｅと不可避的不純物から成る鋼種の鋼塊を鋳造したのち、前記鋼塊に対して圧延処理を施して棒鋼を製造する際に、
前記圧延処理は、５５０〜Ａｒ1＋３０℃の温度域において減面率５〜４０％で行う圧延工程を含んでいることを特徴とする高疲労強度棒鋼の製造方法。
【請求項６】
前記圧延処理後の処理品に対し、更に、２５０〜４００℃の温度域で加熱する請求項５の高疲労強度棒鋼の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は高疲労強度棒鋼とその製造方法に関し、更に詳しくは、特殊な強化用元素の添加もなされず、また調質処理を行われず、更には強加工下で製造されていないにもかかわらず、高い引張り強度と高い疲労強度を有していて、したがって安価である棒鋼と、それを圧延処理だけで製造する方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
例えば自動車向けのスタビライザやトーションバーなどのように、高い疲労強度が要求される鋼製部品に対しては、従来から、焼入れ・焼戻しなどの調質処理が施されていた。
しかしながら、最近の動向として、このような鋼製部品の製造に関しては、製造コストの低減のために、熱処理を省略し、その代わりに鋼の成分調整を行い、圧延処理だけで要求特性を充足させる非調質圧延棒鋼が採用されている。
【０００３】
例えば、成分調整に関しては、Ｍｏ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔｉなどの特殊な強化用元素の添加が実施されている。しかしながら、これらの元素は高価であり、また環境への負荷も大きいので、更なる低コスト化と環境負荷軽減の観点から、スタビライザやトーションバー用の棒鋼においても、上記したような強化用元素の添加量を低減させることが要求されている。
【０００４】
上記した特殊な強化用元素が添加されていない鋼の場合、それを単に熱間圧延するだけでは、高強度や高疲労強度の実現を達成することはできない。
しかしながら、強化用元素の添加量が低減されている鋼であっても、当該鋼の組織を微細組織にすると、鋼の強度や靭性は高くなる。このようなことから、鋼組織の微細化に関する様々な方法が提案されている。
【０００５】
例えば、強化用元素の添加量を極力低減した鋼を、熱間加工後に所定温度で恒温変態させ、更に冷間で伸線加工して強度と延性を確保した鋼材が提案されている（特許文献１を参照）。
この方法で得られた鋼材は、その引張り強度が１６００MPa程度にまで達する。しかしながら、恒温変態を実施するためには例えばＣＮ浴やＰｂ浴などの処理槽が必要であり、結局、環境負荷の問題とともに、全体としてのコスト低減は困難であるという問題が生ずる。
【０００６】
また、強化用元素を添加しない鋼を所定温度で多パス穴型圧延することにより、鋼組織を微細化する方法も提案されている（特許文献２を参照）。
しかしながら、この方法で製造された鋼材は、その引張り強度が８００MPa程度であって、最低でも８５０MPa程度の引張り強度が要求されているスタビライザやトーションバーなどの素材とするには強度不足である。
【０００７】
一方、高強度で疲労寿命の長い鋼のためには、鋼組織を超微細でかつ等軸的にすることの有効性が認識され、この観点に立って、例えば、圧延後に急冷してマルテンサイト組織を有する鋼を４００〜Ａｃ1℃の温度域で５０％以上の強加工を施すことにより、フェライト粒の粒界の６０％が１５°以上の大角粒界になっているフェライト鋼が開発されている（特許文献３を参照）。
【０００８】
このフェライト高は確かに高強度であり疲労寿命も長い。しかしながら、この方法の場合、圧延後に急冷する装置が必要になり、また上記した低温域で上記した強加工を通常の圧延装置で実施することは不可能であり、その上、このような強加工では棒鋼の寸法精度は悪化してしまい、高精度が要求される自動車向けのスタビライザやトーションバーの製造のために適用することはできない。
【特許文献１】特開平１０−１２１５４０号公報
【特許文献２】特開２０００−３０９８５０号公報
【特許文献３】特開平１１−３１５３４２号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
本発明は、上記した先行技術とは異なり、特殊な強化用元素は添加されておらず、また恒温変態処理を施す必要もなく、更には加工率５０％以上という強加工を施さなくても、８５０MPa以上の引張り強度が確保されている新規な鋼組織を有する高疲労強度棒鋼と、その安価な製造方法の提供を目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
上記した目的を達成するために、本発明においては、Ｃ：０.４０〜０.８０質量％、Ｓｉ：０.８１〜２.６０質量％、Ｍｎ：０.２０〜２.２０質量％を必須成分として含む非調質圧延棒鋼であって、
鋼組織の主体は、セメンタイトが分散して析出しかつ圧延方向に伸長した粒形状をしたフェライト粒の集合組織であることを特徴とする高疲労強度棒鋼が提供される。
【００１１】
具体的には、前記フェライト粒の圧延方向における観察長さの平均長をＬ1（μｍ）、前記圧延方向と直交する方向における観察長さの平均長をＬ2（μｍ）としたとき、下記の関係：１０μｍ≦Ｌ1≦５０μｍ、１.５≦Ｌ1／Ｌ2
が成立しており、前記フェライト粒が、平均粒径３μｍ以下のフェライト亜結晶粒の集合組織である高疲労強度棒鋼が提供される。
【００１２】
また、本発明においては、Ｃ：０.４０〜０.８０質量％、Ｓｉ：０.８１〜２.６０質量％、Ｍｎ：０.２０〜２.２０質量％、残部がＦｅと不可避的不純物から成る鋼種の鋼塊を鋳造したのち、前記鋼塊に対して圧延処理を施して棒鋼を製造する際に、
前記圧延処理は、５５０〜Ａｒ1＋３０℃の温度域において減面率５〜４０％で行う圧延工程を含んでいることを特徴とする高疲労強度棒鋼の製造方法が提供される。
【００１３】
好ましくは、前記圧延処理後の処理品に対し、更に、２５０〜４００℃の温度域で加熱する高疲労強度棒鋼の製造方法が提供される。
【発明の効果】
【００１４】
本発明の棒鋼は、非調質圧延棒鋼であり、その組織は１０μｍ≦Ｌ1≦５０μｍ、１.５≦Ｌ1／Ｌ2の形状ファクタで、圧延方向に伸長するフェライト粒の集合組織から成り、しかもその集合組織は、平均粒径が３μｍ以下の微細なフェライト亜結晶粒の集合組織でもあるので、高強度、高疲労強度を備え、高靭性である。
そして、このような強度特性は、所定組成の鋼塊に圧延処理を行うだけで実現されている。
【００１５】
したがって、本発明の棒鋼は、従来に比べて安価に製造することができ、自動車向けのスタビライザやトーションバー用の素材として有用である。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１６】
本発明の棒鋼は、後述する成分組成の鋼塊を圧延処理するだけで、その外には何らの調質処理も施さずに製造された非調質圧延棒鋼である。
本発明の棒鋼は、従来の棒鋼と対比して、その鋼組織に特徴を有している。それを図面に則して以下に説明する。
図１は、本発明の棒鋼を任意箇所で長手方向（圧延方向）に切断し、その断面を顕微鏡観察したときの結果例を示す模式図である。
【００１７】
この棒鋼の鋼組織における主体は、圧延方向に伸長した形状をし、かつセメンタイトが分散析出しているフェライト粒１が互いの粒界を接して集合した集合組織になっている。
なお、鋼組織は全体が上記した集合組織で形成されていることを最適とするが、セメンタイトが分散析出していないフェライト組織を一部含んでいてもよい。その場合、棒鋼の高強度化のためには、上記した集合組織の占有割合が８０％以上になっていることが好ましい。
【００１８】
また、集合組織を構成するフェライト粒１に分散析出しているセメンタイトは、主として球状セメンタイトである。このセメンタイトは、基地であるフェライト組織に分散して析出することにより、フェライト粒１の強度向上に資する。
その場合、セメンタイトの析出量が少なすぎると棒鋼の強度特性は低下し、また析出量が多すぎると靱延性が低下するような問題が生じてくるので、セメンタイトの析出量は、体積率で３〜２０％程度であることが好ましい。このセメンタイトには、層状に析出したパーライトが含まれていてもかまわない。
【００１９】
ここで、このフェライト粒１は次のファクタで規定される形状になっている。すなわち、各フェライト粒１を観察したとき、それらの圧延方向で観察される粒径の平均長さをＬ1μｍとし、圧延方向と直交する方向で観察される粒径の平均長さをＬ2μｍとすると、圧延方向における平均長さＬ1と圧延方向と直交する方向における平均長さＬ2の間には、１０μｍ≦Ｌ1≦５０μｍ、１.５≦Ｌ1／Ｌ2の関係が成立していることである。
【００２０】
Ｌ1値が１０μｍより小さいか、またはＬ1／Ｌ2値が１.５より小さいフェライト粒の場合、当該フェライト粒はその形状が圧延方向に伸長しておらず等軸的となっているので、棒鋼の疲労強度、とくに耐衝撃性が劣化するようになる。
また、Ｌ1値が５０μｍより大きいか、またはＬ1／Ｌ2値が１.５より大幅に大きくなっているフェライト粒の場合、当該フェライト粒はその形状が繊維化した状態で圧延方向に配向しているので各フェライト粒の粒界に長手方向に走る亀裂が発生するようになり、棒鋼の強度特性が劣化する。このようなことから、Ｌ1値は最大でも５０μｍに規制されることが必要であり、またＬ1／Ｌ2値は最大でも２０に規制されることが好ましい。
【００２１】
このような形状ファクタで規定されるフェライト粒１もまた、図１で示したように、平均粒径が３μｍ以下である微細なフェライト亜結晶粒２の集合組織になっている。
なお、ここでいうフェライト亜結晶粒とは、フェライト粒内で、転位の絡み合いによって生じた壁で囲まれたセルのことをいう。セル間の方位差の一部は、５°以上の傾きがあることが望ましい。
【００２２】
このフェライト亜結晶粒２の平均粒径が３μｍより大きい場合は、フェライト粒１が傾向的に等軸的になっているので、棒鋼の強度特性を高める例えば疲労強度を５００MPa以上に高めることが困難である。
しかし、このフェライト亜結晶粒２が微細でありすぎると、靱延性が低下して、所定の部品形状に加工できないというような問題が生ずるので、このフェライト亜結晶粒２の平均粒径は０.２〜１.０μｍであることが好ましい。
【００２３】
この棒鋼の成分組成において、Ｃは、フェライト粒にセメンタイトを析出させて鋼を高強度化するための成分であり、その含有量は０.４０〜０.８０質量％に設定される。
含有量が０.４０質量％より少ない場合は、セメンタイトの析出量が少なくなって鋼を引張り強度が８５０MPa以上という高強度化することができず、また０.８０質量％より多くすると、圧延中または圧延後の冷却過程で巨大な初析セメンタイトが析出して、既にその場で鋼の強度低下が引き起こされる。
【００２４】
Ｓｉは、フェライトの固溶強化とセメンタイトの球状化に資する成分であり、その含有量は０.８１〜２.６０質量％に設定される。
含有量が０.８１質量％より少ない場合は、上記した作用効果が充分に発揮されず、また２.６０質量％より多くなると、圧延処理の過程で棒鋼表面が脱炭して当該棒鋼の疲労強度は低下する。また製品化のためには表面研削が必要となり、製造コストの上昇を引き起こす。
【００２５】
Ｍｎは、フェライト組織に固溶してフェライト粒の高強度化に資する成分であり、その含有量は０.２０〜２.２０質量％に設定される。
含有量が０.２０質量％より少ない場合は、上記した作用効果が充分に発揮されず、また、２.２０質量％より多くすると、圧延時にベイナイト組織が生成しやすくなり、これが鋼の疲労破壊の起点として作用して鋼の疲労強度は劣化する。
【００２６】
なお、本発明の棒鋼は、上記した３成分を必須成分として含有するが、適用製品との関係で棒鋼に旋削加工やドリル加工などが必要である場合には、更に、Ｐｂ，Ｔｅ，Ｂｉ，Ｓｅ，Ｓ，Ｃａなどの快削元素の１種または２種以上を添加してもよい。その場合の添加量は、圧延時の割れ防止との関係で０.１５質量％以下に規制することが好ましい。
本発明の棒鋼は、上記した成分組成の鋼塊を鋳造し、ついで、当該鋼塊に圧延処理を施して製造される。
【００２７】
このとき、圧延処理を後述する条件で実施することにより、圧延後の棒鋼は、従来のように調質処理を施さなくても、引張り強度が８５０MPa以上の値になる。
本発明の製造方法における特徴をなす圧延処理は、鋼塊を、５５０〜Ａｒ1＋３０℃の温度域において減面率５〜４０％で行う圧延工程を含んでいる。
具体的には、例えば８〜１０パスの多パス穴型圧延ラインにおいて、鋼塊の圧延開始温度を１０００℃程度に設定してライン前段で穴型圧延を開始し、そして、ライン後段の穴型圧延を上記した条件で実施する。
【００２８】
この圧延工程において、圧延温度が５５０℃より低い場合は、図１で示した平均粒径３μｍ以下のフェライト亜結晶粒が継続的に生成しなくなってフェライト結晶粒の微細化は進行しない。そのため、フェライト粒１は圧延工程で圧延方向に伸長して繊維化してしまい、１０μｍ≦Ｌ1≦５０μｍ、１.５≦Ｌ1／Ｌ2の条件を満たすフェライト粒１を形成することができなくなる。その結果、得られた棒鋼の疲労強度が劣化する。
【００２９】
一方、圧延温度がＡｒ1＋３０℃より高い場合は、圧延工程で鋼の発熱が順次進んでいき、鋼は圧延工程でより高温となってオーステナイト粒の再結晶が容易に起こり、変態して生成するフェライト粒も等軸化する。そのため、得られた棒鋼の耐衝撃性は劣化する。
また、この圧延工程における減面率が５％より小さい場合は、棒鋼断面内の組織の不均質性が増大して強度がばらつくという問題が生じ、また減面率を４０％より大きくすると、棒鋼の断面形状、とくに真円度が悪化して棒鋼の歩留まり低下のような問題が生じてしまう。
【００３０】
本発明では、上記した条件の圧延工程を終了した処理品に、更に温度２５０〜４００℃の加熱処理を行うことが好ましい。
この温度域で加熱処理を行うことにより、上記した圧延工程で発生する強度特性のばらつきを小さくすることができ、製品特性の安定化を実現することができる。
【実施例】
【００３１】
表１で示した成分組成の鋳造鋼塊を用意した。これら鋼塊のＡｒ1も表１に示した。
１０パスの穴型圧延ラインにおいて、各鋼塊を温度１０００℃に加熱して前段の５パスで穴型圧延を行い、続いて、後段の５パスでは、表１で示した圧延温度において表示の減面率で穴型圧延を行って各種の棒鋼を製造した。棒鋼の直径は３０mmである。
各棒鋼を圧延方向に切断し、その切断面につき常法により電子顕微鏡でフェライト粒を観察し、５０個のフェライト粒のそれぞれにつき、圧延方向の粒径を測定し、圧延方向と直交する方向の粒径を測定し、それらの平均値を算出してＬ1値とＬ2値を求めた。
【００３２】
また、任意に１０個のフェライト粒を選択してＳＥＭ観察し、それらフェライト粒を構成しているフェライト亜結晶粒の粒径をＥＢＳＰ解析した写真から交切法で求め、その平均値を算出した。
一方、各棒鋼につき、下記仕様で引張り強度、疲労限、シャルピー衝撃値を測定した。
引張り強度：ＪＩＳ  ４号の丸棒試験片を作製して測定。
【００３３】
疲労限：並行部直径が８mmである回転曲げ疲れ試験片を作製し、１０７回疲労限を測定。
シャルピー衝撃値：ＪＩＳ  ３号の２mmＵノッチシャルピー衝撃試験片を作製して測定。
以上の結果を一括して表１に示した。
【００３４】
【表１】
2005232570.tif 000003
【００３５】
表１から以下のことが明らかである。
Ｃ量が少ない比較例１は、圧延条件は本発明で規定する条件を満たしていても、フェライト亜結晶粒の生成は認められず、引張強度８５０MPa以上の特性が得られない。
また、Ｃ量が多すぎる比較例７は、３μｍより小さいフェライト亜結晶粒を生成しているが、初析セメンタイトも共存していて、疲労強度、とくに耐衝撃性の劣化が顕著である。
【００３６】
Ｍｎ量が多すぎる比較例６の場合、ベイナイトが生成してしまい、製品としては不良品になってしまう。
圧延温度が５００℃圧延した比較例５は、圧下率が４０％であってもフェライト亜結晶粒の生成は認められず、その疲労強度、とくに耐衝撃性は大幅に劣化している。
また、圧延温度が７８０℃とＡｒ1＋３０℃より高い温度で圧延した比較例４の場合、パーライトの析出が認められ、フェライト亜結晶粒も５μｍと大きくなっていて、やはり耐衝撃性が劣化している。
【００３７】
一方、圧延温度、減面率がいずれも本発明で規定する条件で実施された各実施例は、フェライト亜結晶粒は３μｍ以下と微細であり、また、その集合組織であるフェライト粒のＬ1値は１０〜５０μｍの範囲内にあり、Ｌ1／Ｌ2値は１.５以上になっていて、その引張強度は９４０MPa以上の値になっている。
【産業上の利用可能性】
【００３８】
本発明は、高価な強化用元素の添加、特殊な恒温変態処理、大加圧力の圧延装置の使用などを実施することなく、したがって低コストで引張り強度が８５０MPa以上の棒鋼を提供することができる。
本発明で製造された棒鋼は、それゆえ、自動車向けのスタビライザやトーションバー用の素材として有用である。
【図面の簡単な説明】
【００３９】
【図１】本発明の棒鋼を圧延方向に切断したときの断面を示す模式図である。
【符号の説明】
【００４０】
１  フェライト粒
２  フェライト亜結晶粒
【図１】
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