JP5412915B2

JP5412915B2 - フェライト・パーライト型圧延非調質鋼材の製造方法

Info

Publication number: JP5412915B2
Application number: JP2009079571A
Authority: JP
Inventors: 和邦長谷; 善道日野; 秀途木村
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2009-03-27
Filing date: 2009-03-27
Publication date: 2014-02-12
Anticipated expiration: 2029-03-27
Also published as: JP2010229512A

Description

本発明は、圧延後に焼入れ焼戻し等の熱処理を行うことなしに、高い強度及び靭性を得ることができる、直接切削用のフェライト・パーライト型圧延非調質鋼材の製造方法に関する。

従来、建築機械、産業機械および船舶の分野において、高強度かつ高靭性を要求される部品には、S45Cに代表される機械構造用炭素鋼材や、これにCr、Moを含有した機械構造用低合金鋼の焼入れ焼戻し処理材が用いられてきた。ところが、近年の省コスト化或いは、CO₂排出量削減の観点から、焼入れ焼戻し処理を省略可能な非調質鋼の開発が積極的に進められてきた。

代表的な非調質鋼としては、フェライト・パーライト型非調質鋼がある（例えば、非特許文献１参照）。これは、圧延後の冷却過程において、フェライト・パーライト変態とほぼ同時に析出する、Ｖ炭化物によりフェライトを強化して焼入れ焼戻し材並みの強度を得ているが、焼入れ焼戻し材に比べて靭性が低いという問題があった。

そこで、フェライト・パーライト型非調質鋼材の勒性を改善する試みがなされた。例えば、勒性を改善する方法として、特許文献１には、オーステナイト再結晶域で圧延前の粗大なオーステナイト結晶粒に再結晶を起こさせる圧延（第１圧延）と、オーステナイト未再結晶域でオーステナイトに歪みを付与（第２圧延）し、その歪みによって結晶粒内での初析フェライトの発生を促して微細なフェライト・パーライト組織を得ることによって、低温靭性を改善している。

特許32114731号公報

特殊鋼４２巻５号第８〜14頁

しかし、特許文献１に記載の技術では、低温靭性は改善するものの、この靭性を改善するために実施する圧延により強度が低下するため、所期した量以上のＶを添加する必要があり、低合金化によるコスト削減を求める産業界の要求に必ずしも応えるものではなかった。

そこで、本発明は、鋼材の合金成分を高めることなく、高い強度及び靭性を非調質の下で実現する方途について提供することを目的とする。

さて、Ｖ析出型フェライト・パーライト非調質鋼の強度は、組織のフェライト分率、Ｖによるフェライトの析出強化量及びパーライトの強度、によって決まる。Ｖによる析出強化量を最大限にするためには、オーステナイト域でのＶの析出を極力低減し、フェライト・パーライト変態時に析出するＶ量を多くする必要がある。そのためには、オーステナイト域の圧延条件に配慮する必要がある。また、靭性を向上させるためには、一般的に細粒化やフェライト分率の向上が有効とされているが、これらの対策は同時に強度低下を招くことから、フェライト・パーライト変態に影響を及ぼす、圧延・冷却条件に配慮する必要がある。このように靭性と強度を両立するためには、析出制御及び組織制御の総合的な観点から圧延条件を検討する必要がある、との結論に到り、本発明を完成するに至った。

本発明は、以上の知見に基いてなされたものであって、その要旨は次の通り
１．Ｃ：0.30〜0.55質量％、
Si：0.01〜1.2質量％、
Mn：1.8超〜2.5質量％、
Ｐ：0.040質量％以下、
Ｓ：0.040質量％以下、
Al：0.005〜0.06質量％及び
Ｖ：0.05〜0.20質量％
を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼素材に熱間圧延を施すに当り、下記（１）式で求められるＴ１℃以下の温度域での粗圧延の減面率を25％以下とし、その後下記（２）式で求められる（Ｔ２−200）〜Ｔ２℃の温度域で減面率25％以上の仕上げ圧延を施した後、550℃まで５℃／s未満の冷却速度で冷却することを特徴とするフェライト・パーライト型圧延非調質鋼材の製造方法。
記
Ｔ１（℃）＝−5440／（log[V] [C]−3.314）−173 …（1）
Ｔ２（℃）＝910−203[C]＋44.7[Si]−30[Mn]−20[Cu]−15.2[Ni]−11[Cr]＋31.5[Mo]＋104[V]+400[Ti]＋460[Al]＋700[P] …（2）
ここで、上の式中の［］表示は、その括弧内の成分の含有率（質量％）を意味している。

２．前記1において、前記鋼素材が、さらに
Cr：1.0質量％以下、
Cu：1.0質量％以下、
Ni：1.0質量％以下及び
Mo：1.0質量％以下
から選ばれる１種または２種以上を含有するフェライト・パーライト型圧延非調質鋼材の製造方法。

３．前記１または２において、前記鋼素材が、さらに
Ti：0.15質量％以下及び
Nb：0.15質量％以下
のいずれか１種または２種を含有するフェライト・パーライト型圧延非調質鋼材の製造方法。

４．前記１、２または３において、前記鋼素材が、さらに
Pb：0.01〜0.40質量％、
Bi：0.01〜0.40質量％及び
Ca：0.0005〜0.0100質量％
から選ばれる１種または２種以上を含有するフェライト・パーライト型圧延非調質鋼材の製造方法。

本発明の製造方法を用いれば、高い強度及び靭性を有する圧延非調質鋼材を、該鋼材の合金成分を高めることなく、製造することが可能であり、本発明による産業上の効果は極めて顕著である。

以下、本発明を具体的に説明する。
まず、本発明における鋼素材について、その成分組成を詳しく説明する。
［成分組成］
Ｃ：0.30〜0.55質量％
Ｃは、強度を得るために必要な元素であり、そのためには0.30質量％以上は必要である。一方、多量に含有させると靭性が低下するため、上限を0.55質量％とした。好ましくは、0.35〜0.50質量％である。

Si：0.01〜1.2質量％
Siは、製鋼プロセスにおいて、脱酸剤および強度を調整するのに有効な元素である。これらの効果を得るには、0.01質量％以上が必要であり、一方1.2質量％を超えると靭性が損なわれるため、0.01〜1.2質量％の範囲とした。好ましくは、0.1〜1.0質量％である。

Mn：1.8超〜2.5質量％
Mnは、パーライトラメラ間隔を制御し、強度と靭性を調整するために重要な元素であるが、その効果を得るためには1.8質量％を超えて含有させる必要があり、一方2.5質量％を超えると靭性が損なわれるため、1.8超〜2.5質量％の範囲とした。好ましくは、1.85〜2.2質量％である。

Ｐ：0.040質量％以下
Ｐは、勒性を劣化させる元素であり、極力低減することが好ましいが、0.040質量％までは許容される。

Ｓ：0.040質量％以下
Ｓは、Ｐとともに靭性を劣化させる元素であり、やはり極力低減することが好ましいが、0.040質量％までは許容される。

Al：0.005〜0.06質量％
Alは、脱酸剤として添加する元素であり、0.005質量％未満ではその効果が小さく、一方0.06質量％を超えて添加すると、靭性に影響を及ぼすためAlは0.005〜0.06質量％の範囲とした。好ましくは、0.01〜0.05質量％である。

Ｖ：0.05〜0.20質量％
Ｖは、Ｃと析出物を形成して強度の向上に寄与する元素である。その効果を得るためには0.05質量％以上が必要であるが、0.20質量％を超えて添加しても効果が飽和するため、0.05〜0.20質量％の範囲とした。好ましくは、0.06〜0.18質量％である。

本発明では、さらに以下の元素の１種または２種以上を添加することが可能である。
Cr：1.0質量％以下、Cu：1.0質量％以下、Ni：1.0質量％以下、Mo：1.0質量％以下
Cr、Cu、Ni及びMoは、固溶強化元素として強度調整に有効な元素である。必要に応じて、上記４種のいずれか１種または２種以上を、好ましくは0.2質量％以上で添加することが可能である。一方、いずれの元素も、1.0質量％を超えると靭性が低下するため、1.0質量％以下とすることが好ましい。

また、本発明では、さらに以下の元素の１種または２種を添加することが可能である。
Ti：0.15質量％以下
Tiは、鋼中のＮをTiNとして固定し、結晶粒の粗大化を防止する効果を有するとともに、Ｖと同様にＣと析出物を形成するため、強度を得るのに有用な元素であるが、0.15質量％を超えて添加すると靭性が低下するため、0.15質量％以下とした。好ましくは、0.05〜0.12質量％である。

Nb：0.15質量％以下
Nbは、炭窒化物を形成することによって結晶粒の粗大化を防止する効果を有するとともに、ＶやTiと同様にＣと析出物を形成し、強度を得るために有用な元素であるが、0.15質量％を超えて添加すると靭性が低下するため、0.15質量％以下とした。好ましくは、0.05〜0.12質量％である。

さらに、本発明では、被削性を向上させるために、以下の元素を添加することが可能である。
Pb：0.01〜0.40質量％
Pbは、被削性を向上させる元素であり、その効果を得るためには、0.01質量％以上で添加することが好ましい。一方、0.40質量％を超えて添加すると、靭性を低下させるため、0.01〜0.40質量％の範囲とした。

Bi：0.01〜0.40質量％
Biは、被削性を向上させる元素である。その効果を得るためには、0.01質量％以上で添加させることが好ましい。一方、0.40質量％を超えて添加すると、靭性を著しく低下させるため、0.01〜0.40質量％の範囲とする。

Ca：0.0005〜0.0100質量％
Caは、被削性を向上させる元素である。その効果を得るためには、0.005質量％以上で添加させることが好ましい。一方、0.0100質量％を超えて添加しても効果が飽和するため、0.0005〜0.0100質量％の範囲とする。

以上の成分組成を有する鋼は、例えばスラブや、ブルーム、ビレット等の鋼素材に成形され、その後、熱間圧延に供される。すなわち、鋼素材を、上記した（１）式で求められるＴ１℃以下の温度域での粗圧延の減面率を25％以下とし、その後上記した（２）式で求められる（Ｔ２−200）〜Ｔ２℃の温度域で減面率25％以上の仕上げ圧延を施した後、550℃まで５℃／s未満の冷却速度で冷却する。
次に、各工程の限定理由を詳しく述べる。

［Ｔ１℃以下温度域での粗圧延減面率：25％以下］
本発明が対象とするフェライト・パーライト型非調質鋼において、高い強度及び靭性を両立させるには、オーステナイト再結晶域圧延にて結晶粒を微細化することが重要であるが、Ｖの析出を考慮して最適圧延条件を検討する必要がある。ここに、Ｖの固溶温度は溶解度積から推定することが可能であり、この温度以上で圧延すれば、理論上Ｖは析出しない。しかし、実際の熱間圧延では、熱間加工歪みによる析出の促進によって、上記推定温度よりも高い温度でＶ炭化物が析出する。これを回避するためには、次式（１）で得られる温度Ｔ１℃以下の温度域での粗圧延減面率を25％以下に規制する必要がある。
Ｔ１（℃）＝−5440／（log[V] [C]−3.314）−173 …（１）

上記（１）式で求まるＴ１℃を超える温度では、温度が十分に高いため、圧延歪みの影響を受けてもＶ炭化物の析出が促進されることはない。一方、Ｔ１℃以下では、圧下量が減面率で25％を超えると、圧延歪みによってＶ炭化物の析出が促進されるため、析出強化に有効に作用するＶ量、すなわちフェライト・パーライト変態時に析出するＶ量を確保するためには、Ｔ１℃以下の粗圧延時の減面率を25％以下に制限する必要がある。
なお、Ｔ１℃以下での粗圧延は複数パスで行ってもよいが、ここでいう減面率は、Ｔ１℃以下で行う粗圧延の開始前の断面率Ｓ_０と粗圧延後の断面積Ｓ_１とから、
（Ｓ_０−Ｓ_１）／Ｓ_０×100（％）
で求めることができる。

［（Ｔ２−200）〜Ｔ２℃温度域での仕上げ圧延減面率：25％以上］
仕上げ圧延では、粗圧延で微細化したオーステナイトを未再結晶域でさらに微細化すると同時に、圧延歪みを用いてＶ炭化物の析出強化を促進させる必要がある。フェライト・パーライト鋼のミクロ組織は、旧オーステナイト粒界から生成した初析フェライトとパーライトとの混合組織である。特に、中炭素鋼においては、パーライト分率が高いため、旧オーステナイト粒径を細かくすることが靭性向上の上で重要となる。オーステナイト未再結晶域での圧延は、圧下されたオーステナイト粒が圧下方向と垂直な方向に伸長し、圧下方向の見掛けのオーステナイト粒径が小さくなるため、靭性向上には有効な手法である。この効果を発揮させるためには、次式で得られる温度Ｔ２につき、（Ｔ２−200）〜Ｔ２℃の温度域での仕上げ圧延の減面率を25％以上とすることが重要である。
Ｔ２（℃）＝910−203[C]＋44.7[Si]−30[Mn]−20[Cu]−15.2[Ni]−11[Cr]＋31.5[Mo]＋104[V]+400[Ti]＋460[Al]＋700[P] …（２）

なぜなら、Ｔ２℃を超えると、未再結晶域圧延の効果を十分に生かすことができず、また圧延による減面率が25％未満では十分な微細化効果および析出促進効果が得られない。また、仕上げ圧延温度の下限を（Ｔ２−200）℃としたのは、低温圧延による圧延荷重の増加により、製造が困難となるためである。従って、仕上げ圧延の条件を、温度範囲（Ｔ２−200）〜Ｔ２℃で、減面率25％以上とした。
なお、仕上げ圧延についても、複数パスで行っても１パスで行ってもよく、ここでいう減面率も、仕上げ圧延開始前の断面積ｓ_０と仕上げ圧延後の断面積ｓ_１とから、
（ｓ_０−ｓ_１）／ｓ_０×100（％）
で求めることができる。

［仕上げ圧延後550℃までの冷却速度：５℃／s未満］
さらに、（Ｔ２−200）〜Ｔ２℃の温度域で減面率25％以上の圧下量で仕上げ圧延を施すと、見掛けの結晶粒径が小さくなり、それと同時にフェライト分率が増加する。このフェライト分率の最適化を図るために、冷却制御が必要である。すなわち、本発明では、Mn量を1.8超〜2.5質量％とすることによって、パーライトラメラの微細化を図り高強度化している。ここで、仕上げ圧延後の冷却速度が５℃／ｓ以上の場合、フェライト分率が低くなり、また、一部ベイナイトが混入し、靭性が低下するが、冷却速度を５℃／ｓ未満に制御することにより、フェライト・パーライト組織となり、靭性を良好にできることが新たに判明した。
なお、下限は、特に設定する必要はないが、実用上は0.01℃／ｓ以上とすればよい。

表１に示す成分組成の鋼を転炉で溶製し、湾曲型連続鋳造機によってブルーム（断面寸法300×400mm）を製造した。このブルームを1150℃に加熱した後、900〜1100℃の温度範囲で表１に示す減面率での粗圧延を行った後、種々の仕上げ圧延条件で丸棒に熱間圧延した。この圧延ままの棒鋼の表面から直径の1/4深さ部分より、JIS4号引張試験片およびJIS3号シャルピー衝撃試験片を切り出し、機械的特性を評価した。なお、シャルピー衝撃試験は、試験温度０℃で３本実施し、平均衝撃値で評価した。機械的特性の評価結果を表２に示す。

表２に示す通り、No.１〜11は発明例であり、878MPa以上の引張強さと32Ｊ／cm^２以上の優れた衝撃値が得られた。No.12は仕上げ圧延温度が高く、強度及び衝撃値ともに低い値であった。No.13は仕上げ圧延の圧下率が不足する場合の例であり、衝撃値が低い値であった。No.14は仕上げ圧延の圧下率が低く、また冷却速度が速いため、強度及び衝撃値ともに低い値であった。No.15は仕上げ温度が高く、靭性が低下した。No.16は、粗圧延の減面率が高く、また仕上げ圧延温度が高いため、衝撃値が低い値であった。No.17は粗圧延の減面率が高いため、衝撃値が低い値であった。

Claims

Ｃ：0.30〜0.55質量％、
Si：0.01〜1.2質量％、
Mn：1.8超〜2.5質量％、
Ｐ：0.040質量％以下、
Ｓ：0.040質量％以下、
Al：0.005〜0.06質量％及び
Ｖ：0.05〜0.20質量％
を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼素材に熱間圧延を施すに当り、下記（１）式で求められるＴ１℃以下の温度域での粗圧延の減面率を25％以下とし、その後下記（２）式で求められる（Ｔ２−200）〜Ｔ２℃の温度域で減面率25％以上の仕上げ圧延を施した後、550℃まで５℃／s未満の冷却速度で冷却することを特徴とするフェライト・パーライト型圧延非調質鋼材の製造方法。
記
Ｔ１（℃）＝−5440／（log[V] [C]−3.314）−173 …（1）
Ｔ２（℃）＝910−203[C]＋44.7[Si]−30[Mn]−20[Cu]−15.2[Ni]−11[Cr]＋31.5[Mo]＋104[V]+400[Ti]＋460[Al]＋700[P] …（2）
請求項1において、前記鋼素材が、さらに
Cr：1.0質量％以下、
Cu：1.0質量％以下、
Ni：1.0質量％以下及び
Mo：1.0質量％以下
から選ばれる１種または２種以上を含有するフェライト・パーライト型圧延非調質鋼材の製造方法。
請求項１または２において、前記鋼素材が、さらに
Ti：0.15質量％以下及び
Nb：0.15質量％以下
のいずれか１種または２種を含有するフェライト・パーライト型圧延非調質鋼材の製造方法。
請求項１、２または３において、前記鋼素材が、さらに
Pb：0.01〜0.40質量％、
Bi：0.01〜0.40質量％及び
Ca：0.0005〜0.0100質量％
から選ばれる１種または２種以上を含有するフェライト・パーライト型圧延非調質鋼材の製造方法。