(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
鋼の成分組成が、質量％でＣ:０．０４０〜０．１５０％、Sｉ：０．５％以下、Ｍｎ:０．５〜３．０％、Ａｌ:０．１％以下、Ｔｉ:０．０３〜０．３５％、Ｍｏ:０．０５〜０．８％、残部Ｆｅ及び不可避的不純物よりなり、Ｍｎの偏析比Ｒが下記（１）式を満たし、組織が結晶粒径３５μｍ以下のフェライト単相で、フェライト中に粒径１０ｎｍ未満の微細析出物が分散することを特徴とする熱間圧延型非調質棒鋼。
R=Mn(max)/Mn(min)≦1.5                       （１）
Mn(max):Mnの最も高い部分のMn量
Mn(min):Mnの最も低い部分のMn量
【請求項２】
鋼の成分組成が、下記（２）式を満たすことを特徴とする請求項１記載の熱間圧延型非調質棒鋼。
0.50≦(C/12)/［(Ti/48)+(Mo/96)］≦1.50        （２）
【請求項３】
微細析出物がＴｉ、Ｍｏの炭化物であることを特徴とする請求項１又は２に記載の熱間圧延型非調質棒鋼。
【請求項４】
鋼の成分組成として、更に質量％でＮｂ：０．０８％以下、Ｖ：０．１５％以下、Ｗ：１．５％以下の一種または二種以上を含むことを特徴とする請求項１記載の熱間圧延型非調質棒鋼。
【請求項５】
更に、鋼の成分組成が下記（３）式を満たすことを特徴とする請求項４記載の熱間圧延型非調質棒鋼。
0.50≦(C/12)/［(Ti/48)+(Mo/96)+(Nb/93)+(V/51)+(W/184)］≦1.50          （３）
【請求項６】
微細析出物がＴｉとＭｏとＮｂ、Ｖ、Ｗの内の少なくとも一種とを含む炭化物であることを特徴とする請求項４又は５記載の熱間圧延型非調質棒鋼。
【請求項７】
鋼の成分組成として、質量％でＳ：０．０１〜０．１％であり、更にＰｂ：０．２％以下、Ｃａ：０．００５％以下、Ｂｉ：０．１％以下、Ｂ：０．０２％以下の一種又は二種以上を含むことを特徴とする請求項１から６記載の熱間圧延型非調質棒鋼。
【請求項８】
鋼の成分組成が、質量％でＣ:０．０４０〜０．１５０％、Sｉ：０．５％以下、Ｍｎ:０．５〜３．０％、Ａｌ:０．１％以下、Ｔｉ:０．０３〜０．３５％、Ｍｏ:０．０５〜０．８％、残部Ｆｅ及び不可避的不純物よりなり、Ｍｎの偏析比Ｒが下記（１）式を満たす鋼を、１１００〜１２７０℃に加熱し、仕上温度８５０〜１１００℃で熱間圧延し、次いで１．０℃／ｓ以下の冷却速度で冷却することを特徴とする熱間圧延型非調質棒鋼の製造方法。
R=Mn(max)/Mn(min)≦1.5                       （１）
Mn(max):Mnの最も高い部分のMn量
Mn(min):Mnの最も低い部分のMn量
【請求項９】
熱間圧延の最終２パスにおける合計減面率が３０％以上であることを特徴とする請求項８記載の熱間圧延型非調質棒鋼の製造方法。
ここで、
最終２パスにおける合計減面率(%)=((最終２パスにおける圧延前の断面積)-( 最終２パスにおける圧延後の断面積))/( 最終２パスにおける圧延前の断面積)Ｘ100
【請求項１０】
鋼の成分組成が、下記（２）式を満たすことを特徴とする請求項８又は９記載の熱間圧延型非調質棒鋼の製造方法。
0.50≦(C/12)/［(Ti/48)+(Mo/96)］≦1.50        （２）
【請求項１１】
鋼の成分組成として、更に質量％でＮｂ：０．０８％以下、Ｖ：０．１５％以下、Ｗ：１．５％以下の一種または二種以上を含むことを特徴とする請求項８から１０のいずれか１項に記載の熱間圧延型非調質棒鋼の製造方法。
【請求項１２】
更に、鋼の成分組成が下記（３）式を満たすことを特徴とする請求項１１記載の熱間圧延型非調質棒鋼の製造方法。
0.50≦(C/12)/［(Ti/48)+(Mo/96)+(Nb/93)+(V/51)+(W/184)］≦1.50          （３）
【請求項１３】
鋼の成分組成として、質量％でＳ：０．０１〜０．１％であり、更にＰｂ：０．２％以下、Ｃａ：０．００５％以下、Ｂｉ：０．１％以下、Ｂ：０．０２％以下の一種又は二種以上を含むことを特徴とする請求項８から１２のいずれか１項に記載の熱間圧延型非調質棒鋼の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、熱間圧延ままの非調質材であっても、引張強度TSが７００ＭＰａ以上、２０℃における衝撃値ＵＥ２０の最低値が１００J／ｃｍ２以上、平均値が１５０J／ｃｍ２以上である靱性に優れた熱間圧延型非調質棒鋼及びその製造方法に関する。
尚、本発明における熱間圧延型非調質棒鋼とは、棒鋼圧延後の冷却中に微細析出物を析出させて特性の改善を図ったものであり、製品に加工後調質処理を要しない棒鋼を意味する。
【背景技術】
【０００２】
自動車をはじめとする輸送機械や建設機械に用いられる構造部品には、機械構造用炭素鋼や機械構造用合金鋼を焼入れ焼戻した調質鋼や焼入れ焼戻しによらずに鋼の化学成分や組織の調整により強度を確保した非調質鋼が用いられている。
このような用途に用いられる非調質鋼は、ＶやＮｂを添加したフェライトーパーライト二相組織が一般的で、調質鋼に比べると、引張強度を同程度にした場合には降伏強度、絞り値、衝撃値が低く、降伏強度を同程度とした場合には引張強度、即ち、硬度が過度に上昇し、被削性が低下するという問題があった。
【０００３】
上記問題点を解決する手法として、特許文献１及び特許文献２には高強度、高降伏比、且つ高靱性な非調質鋼を得るために、フェライト、ベイニティックフェライト、擬マルテンサイトを有する組織を備えた鋼材を冷間加工後６００℃以下で時効処理し、Ｃｕ、Ｔｉ−Ｎｂ系炭化物を析出させることを特徴とする技術が開示されている。
しかしながら、実製造において複数の組織の比率を厳格に制御することは現実的ではなく、また、多量のＣｕ添加による析出強化を利用する場合は、高温割れ防止のために高価なＮｉを多量に添加する必要があり、大量消費される構造部品としてはコスト的にも問題がある。
【０００４】
そこで、本発明者らは、実製造においても生産性が低下せず、安価な成分組成で７００ＭＰａ以上の引張強度と０．８５以上の降伏比を有し、且つ靱性にも優れる熱間圧延型非調質棒鋼を得ることを目的に、フェライト単相組織中に粒径１０ｎｍ未満の微細析出物を分散析出させる技術とそのための成分組成及び製造方法を発明した（特許文献３）。
しかしながら、特許文献３に示した技術では、靱性のばらつきが大きいという問題がある。即ち、靱性の指標である２０℃における衝撃値ＵＥ２０は１００Ｊ／ｃｍ２以上と高い値が得られているが、この値は平均値であり、個々の衝撃値では５０Ｊ／ｃｍ２以下となる場合もあった。
【特許文献１】特開２００１−１２３２２４号公報
【特許文献２】特開２００１−１３１６８０号公報
【特許文献３】特願２００３−１２０４０２号
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
そこで、本発明は、安価な成分組成で、且つ実製造において容易に製造可能な、７００ＭＰa以上の引張強度と１００Ｊ／ｃｍ２以上の衝撃値ＵＥ２０が安定して得られる熱間圧延型非調質棒鋼をその有利な製造方法と共に提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
本発明者らは、フェライト単相組織中に粒径１０ｎｍ未満の微細析出物を分散析出させフェライトを析出強化すると、非調質鋼であっても、被削性を損なうことなく高強度化が図れることに加えて、Ｍｎの偏析を低減してフェライトの結晶粒径を３５μｍ以下に微細化すると靱性が改善され、衝撃値ＵＥ２０が向上すると共に、衝撃値のバラツキも減少することが明らかになった。
本発明は以上の知見に基づいて完成されたものであり、その要旨は以下の通りである。
【０００７】
発明１は、鋼の成分組成が、質量％でＣ:０．０４０〜０．１５０％、Sｉ：０．５％以下、Ｍｎ:０．５〜３．０％、Ａｌ:０．１％以下、Ｔｉ:０．０３〜０．３５％、Ｍｏ:０．０５〜０．８％、残部Ｆｅ及び不可避的不純物よりなり、Ｍｎの偏析比Ｒが下記（１）式を満たし、組織が結晶粒径３５μｍ以下のフェライト単相で、フェライト中に粒径１０ｎｍ未満の微細析出物が分散することを特徴とする熱間圧延型非調質棒鋼である。
R=Mn(max)/Mn(min)≦1.5                       （１）
Mn(max):Mnの最も高い部分のMn量
Mn(min):Mnの最も低い部分のMn量
【０００８】
発明２は、鋼の成分組成が、下記（２）式を満たすことを特徴とする発明１記載の熱間圧延型非調質棒鋼である。
0.50≦(C/12)/［(Ti/48)+(Mo/96)］≦1.50        （２）
【０００９】
発明３は、微細析出物がＴｉ、Ｍｏの炭化物であることを特徴とする発明１又は２に記載の熱間圧延型非調質棒鋼である。
【００１０】
発明４は、鋼の成分組成として、更に質量％でＮｂ：０．０８％以下、Ｖ：０．１５％以下、Ｗ：１．５％以下の一種または二種以上を含むことを特徴とする発明１記載の熱間圧延型非調質棒鋼である。
【００１１】
発明５は、更に、鋼の成分組成が下記（３）式を満たすことを特徴とする発明４記載の熱間圧延型非調質棒鋼である。
0.50≦(C/12)/［(Ti/48)+(Mo/96)+(Nb/93)+(V/51)+(W/184)］≦1.50          （３）
【００１２】
発明６は、微細析出物がＴｉとＭｏとＮｂ、Ｖ、Ｗの内の少なくとも一種とを含む炭化物であることを特徴とする発明４又は５記載の熱間圧延型非調質棒鋼である。
【００１３】
発明７は、鋼の成分組成として、質量％でＳ：０．０１〜０．１％であり、更にＰｂ：０．２％以下、Ｃａ：０．００５％以下、Ｂｉ：０．１％以下、Ｂ：０．０２％以下の一種又は二種以上を含むことを特徴とする発明１から６記載の熱間圧延型非調質棒鋼である。
【００１４】
発明８は、鋼の成分組成が、質量％でＣ:０．０４０〜０．１５０％、Sｉ：０．５％以下、Ｍｎ:０．５〜３．０％、Ａｌ:０．１％以下、Ｔｉ:０．０３〜０．３５％、Ｍｏ:０．０５〜０．８％、残部Ｆｅ及び不可避的不純物よりなり、Ｍｎの偏析比Ｒが下記（１）式を満たす鋼を、１１００〜１２７０℃に加熱し、仕上温度８５０〜１１００℃で熱間圧延し、次いで１．０℃／ｓ以下の冷却速度で冷却することを特徴とする熱間圧延型非調質棒鋼の製造方法である。
R=Mn(max)/Mn(min)≦1.5                       （１）
Mn(max):Mnの最も高い部分のMn量
Mn(min):Mnの最も低い部分のMn量
【００１５】
発明９は、熱間圧延の最終２パスにおける合計減面率が３０％以上であることを特徴とする発明８記載の熱間圧延型非調質棒鋼の製造方法である。
ここで、
最終２パスにおける合計減面率(%)=((最終２パスにおける圧延前の断面積)-( 最終２パスにおける圧延後の断面積))/( 最終２パスにおける圧延前の断面積)Ｘ100
【００１６】
発明１０は、  鋼の成分組成が、下記（２）式を満たすことを特徴とする発明８又は９記載の熱間圧延型非調質棒鋼の製造方法である。
0.50≦(C/12)/［(Ti/48)+(Mo/96)］≦1.50        （２）
【００１７】
発明１１は、鋼の成分組成として、更に質量％でＮｂ：０．０８％以下、Ｖ：０．１５％以下、Ｗ：１．５％以下の一種または二種以上を含むことを特徴とする発明８から１０のいずれか１つの発明に記載の熱間圧延型非調質棒鋼の製造方法である。
【００１８】
発明１２は、更に、鋼の成分組成が下記（３）式を満たすことを特徴とする発明１１記載の熱間圧延型非調質棒鋼の製造方法である。
0.50≦(C/12)/［(Ti/48)+(Mo/96)+(Nb/93)+(V/51)+(W/184)］≦1.50          （３）
【００１９】
発明１３は、鋼の成分組成として、質量％でＳ：０．０１〜０．１％であり、更にＰｂ：０．２％以下、Ｃａ：０．００５％以下、Ｂｉ：０．１％以下、Ｂ：０．０２％以下の一種又は二種以上を含むことを特徴とする発明８から１２のいずれか１つの発明に記載の熱間圧延型非調質棒鋼の製造方法である。
【発明の効果】
【００２０】
本発明によれば、安価な成分組成で且つ、実製造で容易に製造可能な、７００ＭＰａ以上の引張強度と１００Ｊ／ｃｍ２以上の衝撃値ＵＥ２０が安定して得られる棒鋼を調質処理を行うことなく提供可能であり、本発明は産業上極めて有用である。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２１】
本発明の成分組成、ミクロ組織および製造条件について、以下に具体的に説明する。
１．成分組成について
成分組成の限定理由について説明する。なお、成分組成における各元素の含有量（％）は全て質量％を意味する。
【００２２】
Ｃ：０．０４０〜０．１５０％
Ｃが０．０４０％未満では微細析出物の析出量が不足し、７００ＭＰａ以上の引張強度が得られない。一方０．１５０％を超えて添加すると析出物が粗大化し、７００ＭＰａ以上の引張強度が得られないので上限を０．１５０％とする。
【００２３】
Ｓｉ：０．５％以下
Ｓｉは冷間加工性を向上させるために添加するが、０．５％を超えて添加してもその効果が損なわれるので上限を０．５％とする。より好ましくは０．１５％以下である。
【００２４】
Ｍｎ：０．５〜３．０％
本発明では、析出物の析出挙動がオーステナイトからフェライトへの変態（以下フェライト変態という）の進行と密接に関係しており、圧延後の冷却中に生じるフェライト変態の変態開始温度と析出物の析出開始温度との差が小さく、フェライト変態と析出が競合する場合に、析出物がフェライト中に微細に分散する。Ｍｎはフェライト変態温度を低下させフェライト変態の変態開始温度と析出物の析出開始温度との差を減少させることで、フェライト変態と析出を競合させることに寄与するが、その効果を得るためには、０．５％以上添加する必要がある。一方、３．０％を超えて添加するとフェライト以外にベイナイト等の低温変態相が生成するようになり、微細析出物による析出強化が不足し、強度が低下するため上限を３．０％とする。
【００２５】
Ｍｎの偏析比Ｒ：１．５以下
Ｍｎはミクロ偏析を生じる元素であり、ミクロ偏析によりＭｎ量が変動すると、それに応じてフェライト変態の変態開始温度も変動し、フェライト変態と析出との競合度合いが変動する結果、フェライト粒毎に析出物の大きさが異なるようになり、ミクロ組織が不均一化すると共に結晶粒間に強度変動を生じる。ミクロ組織の不均一や結晶粒間の強度変動により靱性が劣化するばかりでなく、そのバラツキも増大するため、Ｍｎの偏析比Ｒを小さくする必要がある。ここで、Ｍｎの偏析比ＲはR=Mn(max)/Mn(min)  で表され、
Mn(max)はMnの最も高い部分のMn量をMn(min)はMnの最も低い部分のMn量を示す。
【００２６】
図１は、0.095C-0.1Si-0.22Ti-0.41Mo-0.012P-0.012S-0.038Al-0.0031N鋼をベースにＭｎ量を１．０〜２．０％の範囲で種々変化させると共に、鋳造時の鋳込み温度と鋳造速度を変えることで偏析比Ｒを変化させた鋼を準備し、これを１２２０℃に加熱後、最終２パスにおける合計減面率４０％、仕上温度８８０℃で直径１００ｍｍφの棒鋼に熱間圧延した際の、引張強度ＴＳ及び衝撃値ＵＥ２０と偏析比Ｒの関係を示したものである。尚、熱間圧延後は空冷とし、その際の冷却速度（圧延後から５００℃までの平均冷却速度）は０．１８℃／ｓであった。
【００２７】
ここで、Ｍｎの偏析比Ｒの測定に当っては、任意のフェライト粒２０個に対してＥＤＸ解析を行い、Ｍｎの出力カウントをＭｎ量とみなして、Ｍｎの最も高いフェライト粒のＭｎ量をMn(max)とし、Ｍｎの最も低いフェライト粒のＭｎ量をMn(min)とすることで、
偏析比R=Mn(max)/Mn(min)を算出した。
【００２８】
引張強度は平行部の直径が６ｍｍφ、平行部長さが４０ｍｍの小型試験片を用いて測定した。衝撃値ＵＥ２０については、バラツキを考慮して棒鋼の任意の位置からJIS３号のＵノッチ衝撃試験片を２０本採取し試験に供した。
【００２９】
得られた棒鋼については組織観察も併せて行った。具体的には、衝撃試験片を採取した近傍、計２０カ所から組織観察用試験片を採取し、組織の同定を行うと共にそれぞれの試験片についてJIS G 0552の切断法で結晶粒の平均断面積を求めこれより相当円の直径として各試験片の結晶粒径を算出し更に計２０カ所の平均値をとることで、棒鋼全体の平均値を求めた。この方法で組織の同定と結晶粒径の測定を行ったところ、組織は棒鋼の位置によらず、何れもフェライト単相であり、その結晶粒径は２０〜３０μｍとなっていた。
【００３０】
図１から判るように衝撃値ＵＥ２０はＭｎの偏析比Ｒによって区分され、偏析比Ｒが１．５以下では衝撃値ＵＥ２０の最低値が１００Ｊ／ｃｍ２以上、平均値が１５０Ｊ／ｃｍ２以上となっている。また、衝撃値の平均値が最高値に近いことから、衝撃値の平均値を下回るものは少ないといえる。これに対して、偏析比Ｒが１．５を超えるものでは衝撃値の最低値が６０Ｊ／ｃｍ２以下、平均値が１３０Ｊ／ｃｍ２以下となっており靱性に劣る。加えて、衝撃値の平均値が最高値と最低値の中間の値を示しており、衝撃値のバラツキも大きい。引張強度ＴＳについては偏析比の影響は、特に見られず、また衝撃値との相関も認められない。
【００３１】
以上より、衝撃値ＵＥ２０の最低値が１００Ｊ／ｃｍ２以上、平均値が１５０Ｊ／ｃｍ２以上という優れた靱性を得るにはＭｎの偏析比Ｒを１．５以下とする必要がある。尚、Ｍｎの偏析比Ｒの測定方法については特に限定しないが、上述のようにＥＤＸ解析で複数のフェライト粒についてＭｎの出力カウントを測定し最大値と最小値の比を取ることで偏析比Ｒを評価できる。
【００３２】
Ａｌ：０．１％以下
Ａｌは脱酸材として作用し、またＮとＡｌＮを形成し、Ｂの焼入れ効果を向上させる。
但し、０．１％を超えて添加してもその効果が飽和するので、上限は０．１％とする。より好ましくは０．０５％以下である。
【００３３】
Ｔｉ：０．０３〜０．３５％
ＴｉはＴｉ系炭化物やＴｉ−Ｍｏ系炭化物を含む析出物を微細に析出させ、強度を向上させるために添加する。引張強度７００ＭＰａ以上に確保するためには０．０３％以上の添加が必要であり、一方、０．３５％を超えて添加すると析出物が粗大化し、強度、靱性が低下するためＴｉの範囲は、０．０３〜０．３５％とする。より好ましい範囲は０．０３〜０．２０％である。
【００３４】
Ｍｏ：０．０５〜０．８％
ＭｏはＭｏ系炭化物やＴｉ−Ｍｏ系炭化物を含む析出物を微細に析出させ、強度を向上させるために添加する。また、Ｍｏは拡散速度が遅く、Ｔｉと共に析出する場合は、析出物の成長速度が低下し、微細な析出物が得られやすいという利点も有する。ここで、引張強度７００ＭＰａ以上を確保するためには、０．０５％以上の添加が必要であり、一方、０．８％を超えて添加するとフェライト以外にベイナイト等の低温変態相が生成するようになり、微細析出物による析出強化が不足し、強度が低下するため、Ｍｏの範囲は、０．０５〜０．８％とする。より好ましい範囲は０．１５〜０．５０％である。
【００３５】
上記成分組成において、特にＣ、Ｔｉ及びＭｏ量の原子比に関して、下記（２）式を満足させると、析出物の微細化に有利となる。
0.50≦(C/12)/［(Ti/48)+(Mo/96)］≦1.50        （２）
本パラメータは、析出物の大きさに影響を与えるもので、その範囲を０．５０〜１．５０とした場合に粒径が１０ｎｍ未満の微細析出物の形成が容易となり好ましい。
【００３６】
尚、微細なＴｉ−Ｍｏ系炭化物では、炭化物中のＴｉ、Ｍｏは原子比でＴｉ／Ｍｏが０．２〜２．０、更に微細な炭化物では０．７〜１．５であることが観察された。
【００３７】
以上、必須成分について説明したが、本発明では、強度や靱性等の一層の向上を図るため、Ｎｂ、Ｖ、Ｗの一種又は二種以上を添加することができる。
【００３８】
Ｎｂ：０．０８％以下
ＮｂはＴｉ、Ｍｏと共に微細析出物を形成して強度上昇に寄与する。また、組織を微細化し、結晶粒を整粒化することで延性及び靱性を向上させる。但し、０．０８％を超えて添加すると過度に微細化し、かえって、靱性が低下するため、添加量は０．０８％以下とする。より好ましくは０．０４％以下である。
【００３９】
Ｖ：０．１５％以下
ＶもＴｉ、Ｍｏと共に微細析出物を形成して強度上昇に寄与するが、０．１５％を超えて添加すると、析出物が粗大化するため添加量は０．１５％以下とする。より好ましくは０．１０％以下である。
【００４０】
Ｗ：１．５％以下
ＷもＴｉ、Ｍｏと共に微細析出物を形成して強度上昇に寄与するが、１．５％を超えて添加すると析出物が粗大化するため添加量は１．５％以下とする。より好ましくは１．０％以下である。
【００４１】
上記したＮｂ，Ｖ，Ｗを添加した場合、これらの元素とＣ，Ｔｉ，Ｍｏ量の原子比に関して、下記（３）式を満足させると、析出物の微細化に有利となる。
0.50≦(C/12)/［(Ti/48)+(Mo/96)+(Nb/93)+(V/51)+(W/184)］≦1.50          （３）
本パラメータは析出物の大きさに影響を与えるもので、その範囲を０．５０以上、１．５０以下とした場合に、粒径１０ｎｍ未満の微細析出物の形成が容易となり好ましい。
尚、Ｎｂ、Ｖ、Ｗの一種または二種以上を含む微細な炭化物では、炭化物中のＴｉ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｗの原子比(Ti+Nb+V)/(Mo+W)が０．２〜２．０、更に微細な炭化物では０．７〜１．５であることが観察された。
【００４２】
更に、本発明では、部品加工時の被削性を向上させるため、Ｓを０．０１％以上、０．１％以下として、Ｐｂ：０．２％以下、Ｃａ：０．００５％以下、Ｂｉ：０．１％以下、Ｂ：０．０２％以下の一種または二種以上を添加することができる。
ここで、Ｓを０．０１以上、０．１％以下としたのは、Ｓが０．０１％未満では被削性の向上が得られないためであり、０．１％を超えると、延性や靱性が低下するからである。
また、Ｐｂ、Ｃａ、Ｂｉ，Ｂについても添加量がそれぞれの上限値を超えると延性や靱性が低下するため、その添加量はＰｂ：０．２％以下、Ｃａ：０．００５％以下、Ｂｉ：０．１％以下、Ｂ：０．０２％以下とする必要がある。
【００４３】
その他、強度、延性及び靱性を向上させる目的で，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｃｕの一種又は二種以上をＣｒ：０．５％以下、Ｎｉ０．５％以下、Ｃｕ０．５％以下の範囲で添加してもかまわない。
不可避的不純物であるＰとＮは靱性にとって好ましくない元素であるためＰとＮは低減することが望ましい。具体的にはＰにつては０．０３％以下に規制することが好ましい。Ｎについては０．０１％以下に規制することが好ましく、更に好ましくは、０．００５％以下とするのがよい。尚、これらの元素の添加の有無や含有量により、本発明の効果が損なわれることは無い。
【００４４】
２．ミクロ組織について
本発明では、ミクロ組織を結晶粒径３５μｍ以下のフェライト単相組織に粒径１０ｎｍ未満の微細析出物が分散析出した組織としたので、その理由を説明する。
【００４５】
フェライト：単相組織
本発明における組織は、フェライト単相組織とすることで調質材に匹敵する靱性が得られる。ここで、フェライト単相組織とは２００倍の光学顕微鏡による断面組織観察でフェライトの面積率が９５％以上、好ましくは９８％以上であることを指す。
【００４６】
フェライトの結晶粒径：３５μｍ以下
本発明ではフェライトの結晶粒径を３５μｍ以下とすることで靱性が向上し、
衝撃値ＵＥ２０の最低値が１００Ｊ／ｃｍ２以上、平均値が１５０Ｊ／ｃｍ２以上となる。
【００４７】
以下に試験結果に基づき詳細に説明する。
鋳造時の鋳込み温度と鋳造速度を調整し、Ｍｎの偏析比Ｒが１．３２である0.062C-0.15Si-1.35Mn-0.12Ti-0.25Mo-0.023P-0.017S-0.033Al-0.0045N鋼を準備した。これを１１３０℃に加熱後、直径１５０ｍｍφの棒鋼に熱間圧延し、圧延後室温まで空冷した（５００℃までの平均冷却測度は０．１１℃／ｓであった）。熱間圧延に際しては、フェライトの結晶粒径を変化させるために圧延パススケジュール（各圧下パスの温度と減面率）を種々変化させた。
【００４８】
得られた棒鋼について組織観察を行うと共に、引張試験と衝撃試験を行った。ここで、衝撃試験については、バラツキを考慮して棒鋼の任意の位置からJIS3号のUノッチ衝撃試験片を２０本採取し試験に供した。組織観察では、Mｎの偏析比Rの影響を調査した際と同様の方法で組織の同定と結晶粒径の測定を行った。
組織観察の結果、何れの条件でも組織はフェライト単相となっていた。フェライト粒径は熱間圧延でのパススケジュールを変化させたので１５μｍ程度から５５μｍ程度まで変化していた。
【００４９】
図２にフェライト粒径と引張強度TS及び衝撃値ＵＥ２０との関係を示す。
衝撃値ＵＥ２０はフェライト粒径に依存して変化し、フェライト粒径が３５μｍ以下のものでは、衝撃値ＵＥ２０の最低値が１００J／ｃｍ２以上、平均値が１５０J／ｃｍ２以上となっている。これに対してフェライト粒径が３５μｍを超えたものでは衝撃値ＵＥ２０の最低値が６０J／ｃｍ２以下、平均値が１２０J／ｃｍ２以下となっており、靱性の劣化が大きい。
【００５０】
ここで、フェライト粒径が３５μｍを境に衝撃値ＵＥ２０が大きく変化するのは、フェライト粒径が３５μｍの場合の遷移温度が２０℃前後となるためと考えられる。即ち、フェライト粒径が３５μｍより微細なものでは、遷移温度が２０℃より低い温度となっているために高い衝撃値ＵＥ２０を示し、逆に、フェライト粒径が３５μｍより粗大なものでは、遷移温度が２０℃より高い温度となっているために低い衝撃値ＵＥ２０しか示さないと推察される。引張強度もフェライト粒径により変化するが、その程度は３０ＭＰａ程度であり、フェライト粒径依存性は小さい。また、この程度の引張試験値の変化であれば、衝撃値への影響は無視できる。
以上より、衝撃値ＵＥ２０の最低値が１００J／ｃｍ２以上、平均値が１５０J／ｃｍ２以上という優れた靱性を得るには、フェライトの結晶粒径を３５μｍ以下とする必要がある。
【００５１】
フェライト中の微細析出物の粒径：１０ｎｍ未満
析出物の粒径が１０ｎｍ以上の場合、自動車を始めとする輸送機械や建設機械の機械構造部品として必要な引張強度７００ＭＰａ以上が得られない。一方、フェライト単相組織に粒径１０ｎｍ未満の微細析出物を析出させた場合、降伏比が上昇し、調質材に匹敵する高降伏比が得られる。降伏比が高いと、降伏強度の上昇に対して引張強度の上昇が抑えられ鋼の硬化が小さくできるため、調質鋼に匹敵する被削性が得られる。尚、微細析出物は熱間圧延後の冷却中に析出する。
【００５２】
微細析出物の粒径は、小さい程強度上昇に有効であり、望ましくは５ｎｍ、更に望ましくは３ｎｍ以下とし、微細析出物としては、Ｔｉ、Ｍｏを複合含有した炭化物、またはそれらに更にＮｂ、Ｖ、Ｗの一種または二種以上を含む炭化物が好ましい。
【００５３】
微細析出物の個数については１０００個／μｍ３以上、更に望ましくは５０００個／μｍ３以上あると７００ＭＰａ以上の引張強度が得やすく好適である。
【００５４】
これらの微細析出物の分布形態は特に規定しないが、母相中に均一に分散析出することが望ましい。また、本発明において、析出物の大きさは、全析出物の９０％以上が満足すれば目的とする引張強度７００ＭＰａ以上が得られる。但し、１０ｎｍ以上の大きさの析出物は析出物形成元素を徒に消費し、強度に悪影響を与えるため、５０ｎｍ以下に抑えるのが好ましい。
【００５５】
尚、上述した析出物とは別に、少量のFe炭化物を含有しても本発明の効果は損なわれないが、平均粒径が１μｍ以上のFe炭化物を多量に含むと靱性を阻害するため、本発明においては、含有されるFe炭化物の大きさの上限は１μｍ、含有率は析出物全体の１％以下とすることが望ましい。
【００５６】
以下に微細析出物の全析出物に占める割合の算出方法について説明する。
電子顕微鏡試料をツインジェット法を用いた電解研磨法で作成し、加速電圧２００ｋVで観察する。その際、微細析出物が母相に対して計測可能なコントラストになるように母相の結晶方位を制御し、析出物の数え落としを最低限に抑えるため、焦点を正焦点からずらしたデフォーカス法で観察を行う。また、析出物粒子の計測を行った領域の試料厚さは電子エネルギー損失分光法を用いて、弾性散乱ピークと非弾性散乱ピーク強度を測定することで評価する。
【００５７】
この方法により、粒子数の計測と試料厚さの計測を同じ領域について実行することができる。粒子数及び粒子径の測定は試料の0.5μm x 0.5μmの領域４カ所について行い1μm2当たりに分布する析出物を粒径毎の個数として算出する。この値と試料の厚さから析出物の1μm3当たりに分布する粒子径毎の個数を算出し、粒径が１０ｎｍ未満の析出物について測定した全析出物に占める割合を算出する。
【００５８】
３．製造条件
以下に望ましい製造条件について説明する。
【００５９】
鋳造条件
本発明では、鋼の鋳造時にMｎの偏析を抑制してMｎの偏析比Rを上述した範囲とするためには、鋳造温度を１５３０℃以下とし、鋳造速度（引抜速度）を１．５m/min以下とする必要がある。
【００６０】
加熱温度：１１００〜１２７０℃
本発明では熱間圧延後の冷却中に析出物を微細に析出させるために、熱間圧延前の鋳片に析出している析出物を、加熱炉で固溶させる必要がある。その際、加熱温度が１１００℃未満では、Ｔｉ−Ｍｏ系炭化物が十分固溶しないため、１１００℃以上とする。一方、加熱温度を１２７０℃超えの高温にするとオーステナイト粒径が粗大化し、フェライト粒径を３５μｍ以下とすることが難しくなるので、加熱温度の上限は１２７０℃とする。
【００６１】
仕上げ温度：８５０〜１１００℃
本発明では、析出物の析出挙動がフェライト変態の進行と密接に関係しており、圧延後の冷却中に生じるフェライト変態の変態開始温度と析出物の析出開始温度の差が小さく、フェライト変態と析出が競合する場合に、析出物がフェライト中に微細に分散析出する。フェライト変態と析出を競合させるには、フェライト変態の開始温度を下げる必要があるが、熱間圧延における仕上温度が低い場合には圧延で導入される歪がフェライト変態の開始温度を上昇させ、析出物の微細化を阻害する。
【００６２】
従って、仕上げ温度を圧延歪の影響が現れない８５０℃以上とする必要がある。他方、仕上温度が徒に高温になるとフェライト粒の粗大化をきたし、フェライト粒径を３５μｍ以下とすることが困難となるので、仕上温度の上限を１１００℃とする。
【００６３】
冷却速度：１．０℃／ｓ以下
本発明では熱間圧延後の冷却中に微細析出物を析出させる。その場合、熱間圧延後の冷却速度が１．０℃／ｓを超えると析出が十分に進行せず、７００ＭＰａ以上の引張強度が得られなくなる。そこで熱間圧延後の冷却速度は１．０℃／ｓ以下とする必要がある。また、冷却速度が１．０℃／ｓ以下であれば、本発明鋼は低Ｃ鋼であるためフェライト単相が得られる。尚、析出は５００℃までに実質上終了するため、熱間圧延後から５００℃までを１．０℃／ｓ以下の冷却速度で冷却すれば良い。
【００６４】
合計減面率：３０％以上
本発明では優れた靱性を得るために、フェライトの結晶粒径を微細化する必要があるが、それには熱間圧延での減面率を増加させることが望ましい。その場合、熱間圧延の最終２パスにおける合計減面率を増加するのが有効である。具体的には、合計減面率を３０％以上とすると、フェライト粒径が微細化し易くなり、好適である。
【実施例】
【００６５】
表１に示す組成の鋼を溶製し、これを表２及び表３に記載の条件で所定寸法の棒鋼に熱間圧延した。溶製に際しては、各成分元素を変化させると共に、鋳造時の鋳込み温度と鋳造速度を変えることでＭｎの偏析比Ｒも変化させた。ここで鋼番１〜２４、２７は鋳込み温度１５３０℃以下、鋳造速度１．５m/min以下であり、鋼番２５，２６はこの条件を満たさない条件とした。Ｍｎの偏析比Ｒについては、前述したように、任意のフェライト粒２０個に対してＥＤＸ解析を行い、Ｍｎの出力カウントをＭｎ量とみなして、Ｍｎの最も高いフェライト粒のＭｎ量をMn(max)とし、Ｍｎの最も低いフェライト粒のＭｎ量をMn(min)として両者の比から算出した。このように準備した本発明の範囲を満たす本発明鋼、本発明の範囲を外れた比較鋼に加え、従来鋼としてＳ４５Ｃ調質材の非調質鋼（鋼番２７）も溶製した。
【００６６】
熱間圧延においては、加熱温度、パススケジュール（各圧下パスの温度と減面率）、仕上温度及び圧延後から５００℃までの冷却速度を変化させた。ここで、冷却速度については、圧延仕上寸法を変えて、これを圧延後空冷することで変化させた。
【００６７】
このようにして得られた棒鋼について、組織観察、引張試験、衝撃試験を行った。
引張試験は平行部の直径が６ｍｍφ、平行部長さが４０ｍｍの小型試験片を用いて測定した。
【００６８】
衝撃試験については、バラツキを考慮して、棒鋼の任意の位置からJIS3号のＵノッチ衝撃試験片を２０本採取し、これを試験に供することで、２０℃における衝撃値ＵＥ２０を求めた。
【００６９】
組織観察用試験片は、前述したように、衝撃試験片を採取した近傍、計２０カ所から採取した。これを用いて、棒鋼断面をナイタールで腐食後、光学顕微鏡で組織の同定を行うと共に、それぞれの試験片についてJIS G 0552の切断法で結晶粒の平均断面積を求め、これより相当円の直径として各試験片の結晶粒径を算出し、更に計２０カ所の平均値をとることで、棒鋼全体の平均結晶粒径を算出した。また、電解研磨にて薄膜試料を作成し、前述した方法に従い透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）観察することで析出物の粒子径を測定すると共に、エネルギー分散型Ｘ線分光装置（ＥＤＸ）を併用して析出物を同定した。
【００７０】
上記した組織観察、引張試験、衝撃試験の結果を表２及び表３に示す。
表中のNo.は個々の結果を区分するためのものであり、供試鋼と熱延条件の組合せが明示されるよう、鋼番と熱延条件を組合せて起番した（例えば、鋼番１を条件Aで熱間圧延した場合は1-Aと起番）。
【００７１】
組織については、フェライトはF、パーライトはP、ベイナイト等の低温変態相が生成し、その体積分率が５％以上を超える場合をTと略記した。析出物については平均粒子径を記載した。尚、粒子径のバラツキは１０ｎｍ未満の析出物では最大でも±１ｎｍ、それ以上の大きさの析出物では±３ｎｍから±５ｎｍであった。尚、組織にパーライトや低温変態相が生成した場合については、結晶粒径と析出物の粒子径の測定は割愛した。
【００７２】
表２は、熱間圧延条件は本発明範囲とし、鋼成分組成の影響を示したものであるが、鋼組成及び熱間圧延条件とも本発明範囲を満たす本発明例では７００ＭＰａ以上の引張強度が得られており、衝撃値ＵＥ２０についても、最低値が１００J/cm2以上、平均値が１５０J/cm2以上と従来鋼の値（No.２７−A）を大幅に上回っており、優れた靱性が安定して得られることがわかる。
【００７３】
これに対して、鋼組成が本発明範囲を外れた比較例では、引張強度及び衝撃値ＵＥ２０の何れかが本発明の範囲を満たさない。
No.17-AはCが低く、微細析出物の析出量が不足しており、引張強度が低い。
No.18-AはCが高く、析出物が粗大化しており、引張強度が低い。
No.19-AはMｎが低いためフェライト変態と析出が十分競合せず、析出物が粗大に析出する結果引張強度が低い。
【００７４】
No.20-AはMｎが高いため低温変態相が生成し、微細析出物による析出強化が不足するため引張強度が低い。また、低温変態相の生成に起因すると思われるが、衝撃値ＵＥ２０についても、最低値が１０２J／ｃｍ２、平均値が１６１J／ｃｍ２となっており、本発明の狙いとする値をわずかに上回る値しか示さない。
【００７５】
No.21-AはＴｉが低いため微細析出物の析出量が不足し引張強度が低い。一方、
No.22-AはＴｉが高く、析出物が粗大化しており、引張強度が低く、衝撃値ＵＥ２０も狙い値を下回っている。
【００７６】
No.23-AはＭｏが低いため微細析出物の析出量が不足し引張強度が低い。一方、
No.24-AはＭｏが高いため低温変態相が生成しており、微細析出物による析出強化が不足するため引張強度が低い。また、Mｎの高いNo.20-Aと同様、衝撃値ＵＥ２０の最低値が１０５J／ｃｍ２、平均値が１５８J／ｃｍ２となっており、本発明の狙いとする値をわずかに上回る値しか示さない。
【００７７】
No.25-AはMｎの偏析比Rが高いため、引張強度は狙い下限を僅かに上回るものの、衝撃値ＵＥ２０の最低値、平均値とも目標以下となっており、靱性に劣る。
No.26-AはMｎの偏析比Rが更に高いため、衝撃値ＵＥ２０の最低値、平均値とも目標を大きく下回っており靱性に劣る。加えて、析出物の大きさが１８ｎｍと粗大になっており引張強度も低い。
【００７８】
表３に本発明鋼である鋼番２を用いて種々の圧延条件で熱間圧延した結果を示す。
本発明鋼である鋼番２を本発明範囲の条件で熱間圧延した本発明例では７００ＭＰａ以上の引張強度が得られており、衝撃値ＵＥ２０についても、最低値が１００J／ｃｍ２以上、平均値が１５０J／ｃｍ２以上と従来鋼の値（No.27-A）を大幅に上回っており、優れた靱性が安定して得られる。
【００７９】
ここで、熱間圧延の最終２パスにおける合計減面率に着目すると、No.2-DからNo.2-Hの比較から判るように、合計減面率が３０％未満の場合でも（No.2-G,H）、フェライト粒径は概略３０μｍと本発明範囲である３５μｍ以下となっており、衝撃値ＵＥ２０の最低値が１１０Ｊ／ｃｍ２程度、平均値が１６０J／ｃｍ２程度と優れた靭性が得られるが、合計減面率が３０％以上の場合には（No.2-D，E及びF）、フェライト粒径が２０μｍ以下まで微細化し、衝撃値ＵＥ２０の最低値が１３０Ｊ／ｃｍ２前後、平均値が１７０Ｊ／ｃｍ２以上となっている。これより、熱間圧延の最終２パスにおける合計減面率を３０％以上とするとフェライトの細粒化が促進し、靭性が一層向上するため、より好適な条件であるといえる。
【００８０】
これらに対して、熱間圧延条件が本願発明の範囲を外れた比較例では、引張強度及び衝撃値ＵＥ２０の何れかが本発明を満たさない。
No.2-Ｉは加熱温度が低く、熱間圧延前の鋳片に析出している析出物が加熱炉で十分に固溶しないため、析出物の微細析出が阻害される結果、引張強度が低い。尚、析出物に関しては、圧延後の冷却中に微細に析出したと思われるものと、鋳片で析出した析出物の溶け残りと思われるものが混在しており、析出物の平均粒子径は１００ｎｍ以上となっていた。
他方、No.2-Jでは、加熱温度が高く、加熱時のオーステナイトが粗大となるため、フェライトも４１μｍと粗大になっており、衝撃値ＵＥ２０が劣る。
【００８１】
No.2-Kは仕上げ温度が低く、圧延で導入される歪みがフェライト変態の開始温度を上昇させ、フェライト変態と析出の競合を妨げる結果、析出物が粗大化し、引張強度が低い。一方、No.2-Lでは、仕上げ温度が高いため、フェライトが粗大となっており、衝撃値ＵＥ２０が劣る。
No.2-Mは熱間圧延後の冷却速度が速いため、冷却中に微細析出物が十分析出せず、引張が低くなっている。
【００８２】
【表１】
0004589242.tif 000002
【００８３】
【表２】
0004589242.tif 000003
【００８４】
【表３】
0004589242.tif 000004
【産業上の利用可能性】
【００８５】
本発明は引張強度700MPa以上、衝撃値UE20が100J/cm2以上が安定して得られる熱間圧延型非調質棒鋼であり、自動車をはじめとする輸送機械や建設機械に用いられる構造部品に焼入れ焼戻した調質鋼に代替して用いることができる。
【図面の簡単な説明】
【００８６】
【図１】Ｍｎの偏析比Ｒと２０℃における衝撃値ＵＥ２０及び引張強度の関係を示す図である。
【図２】フェライトの結晶粒径と２０℃における衝撃値ＵＥ２０及び引張強度の関係を示す図である。
【図１】
0004589242.tif 000005
【図２】
0004589242.tif 000006