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(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】公開特許公報(A)
(11)【公開番号】P2023139468
(43)【公開日】2023-10-04
(54)【発明の名称】棒鋼およびその製造方法
(51)【国際特許分類】
C22C 38/00 20060101AFI20230927BHJP
C22C 38/04 20060101ALI20230927BHJP
C22C 38/60 20060101ALI20230927BHJP
C21D 8/06 20060101ALI20230927BHJP
【ＦＩ】
C22C38/00 301Y
C22C38/04
C22C38/60
C21D8/06 A
【審査請求】未請求
【請求項の数】8
【出願形態】ＯＬ
(21)【出願番号】P 2022045025
(22)【出願日】2022-03-22
(71)【出願人】
【識別番号】000001258
【氏名又は名称】ＪＦＥスチール株式会社
(74)【代理人】
【識別番号】100184859
【弁理士】
【氏名又は名称】磯村 哲朗
(74)【代理人】
【識別番号】100123386
【弁理士】
【氏名又は名称】熊坂 晃
(74)【代理人】
【識別番号】100196667
【弁理士】
【氏名又は名称】坂井 哲也
(74)【代理人】
【識別番号】100130834
【弁理士】
【氏名又は名称】森 和弘
(72)【発明者】
【氏名】佐々木 俊輔
(72)【発明者】
【氏名】岡▲崎▼ 俊郎
(72)【発明者】
【氏名】勝村 龍郎
(72)【発明者】
【氏名】三宅 勝
【テーマコード（参考）】
4K032
【Ｆターム（参考）】
4K032AA01
4K032AA02
4K032AA04
4K032AA05
4K032AA06
4K032AA07
4K032AA08
4K032AA11
4K032AA12
4K032AA14
4K032AA15
4K032AA16
4K032AA17
4K032AA19
4K032AA20
4K032AA21
4K032AA22
4K032AA23
4K032AA24
4K032AA31
4K032AA32
4K032AA33
4K032AA35
4K032AA36
4K032AA37
4K032AA39
4K032AA40
4K032BA02
4K032CA02
4K032CA03
4K032CF00
4K032CH04
(57)【要約】
【課題】軸方向降伏強度を高めつつ、かつ、カキ疵による表層の凹みを抑制できる棒鋼およびその製造方法の提供を目的とする。
【解決手段】 質量％で、Ｃ：０．０１～１．１５％、Ｓｉ：０．０１～２．５０％、Ｍｎ：０．０１～２．５０％、Ｎ：０．００１～０．０５０％を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、フェライト相を有する組織を有し、表面に厚さ１０μｍ以上の酸化スケールを有し、軸方向降伏強度が４００ＭＰａ以上である棒鋼。
【選択図】なし
【解決手段】 質量％で、Ｃ：０．０１～１．１５％、Ｓｉ：０．０１～２．５０％、Ｍｎ：０．０１～２．５０％、Ｎ：０．００１～０．０５０％を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、フェライト相を有する組織を有し、表面に厚さ１０μｍ以上の酸化スケールを有し、軸方向降伏強度が４００ＭＰａ以上である棒鋼。
【選択図】なし
【特許請求の範囲】
【請求項1】
質量％で、
Ｃ：０．０１～１．１５％、
Ｓｉ：０．０１～２．５０％、
Ｍｎ：０．０１～２．５０％、
Ｎ：０．００１～０．０５０％を含み、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
フェライト相を有する組織を有し、表面に厚さ１０μｍ以上の酸化スケールを有し、軸方向降伏強度が４００ＭＰａ以上である棒鋼。
Ｃ：０．０１～１．１５％、
Ｓｉ：０．０１～２．５０％、
Ｍｎ：０．０１～２．５０％、
Ｎ：０．００１～０．０５０％を含み、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
フェライト相を有する組織を有し、表面に厚さ１０μｍ以上の酸化スケールを有し、軸方向降伏強度が４００ＭＰａ以上である棒鋼。
【請求項2】
さらに質量％で、
Ｃｒ：２．０％以下、
Ｍｏ：２．０％以下のうちから選ばれた１種または２種を含有する請求項１に記載の棒鋼。
Ｃｒ：２．０％以下、
Ｍｏ：２．０％以下のうちから選ばれた１種または２種を含有する請求項１に記載の棒鋼。
【請求項3】
さらに質量％で、
Ｔｉ：０．５０％以下、
Ａｌ：０．３０％以下、
Ｖ：０．５５％以下、
Ｎｂ：０．７５％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する請求項１または２に記載の棒鋼。
Ｔｉ：０．５０％以下、
Ａｌ：０．３０％以下、
Ｖ：０．５５％以下、
Ｎｂ：０．７５％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する請求項１または２に記載の棒鋼。
【請求項4】
さらに質量％で、
Ｎｉ：２．５％未満、
Ｗ：１．０％未満、
Ｃｕ：２．５％未満、
Ｂ：０．０１０％以下、
Ｚｒ：０．１０％以下、
Ｃａ：０．０１０％以下、
Ｔａ：０．０１％以下、
ＲＥＭ：０．１０％以下、
Ｍｇ：０．１０％以下、
Ｓｎ：０．３０％以下、
Ｓｂ：０．３０％以下、
Ａｇ：０．３０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する請求項１～３のいずれかに記載の棒鋼。
Ｎｉ：２．５％未満、
Ｗ：１．０％未満、
Ｃｕ：２．５％未満、
Ｂ：０．０１０％以下、
Ｚｒ：０．１０％以下、
Ｃａ：０．０１０％以下、
Ｔａ：０．０１％以下、
ＲＥＭ：０．１０％以下、
Ｍｇ：０．１０％以下、
Ｓｎ：０．３０％以下、
Ｓｂ：０．３０％以下、
Ａｇ：０．３０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する請求項１～３のいずれかに記載の棒鋼。
【請求項5】
棒鋼表面から棒鋼中心方向に向かって前記棒鋼表面から３ｍｍ内側までの領域における平均硬度が棒鋼中心部の硬度に対して１．２倍以上である請求項１～４のいずれかに記載の棒鋼。
【請求項6】
請求項１～５のいずれかに記載の棒鋼の製造方法であって、
下記（Ａ）、（Ｂ）、（Ｃ）のいずれか１つの方法にて棒鋼を製造した後、
前記棒鋼の周方向表面に棒鋼初期外径Ｄ０よりも小さい間隔Ｇで２つ以上の工具を挟圧させ、棒鋼が一回転する間に前記工具と棒鋼外周は一回以上接触しながら、棒鋼を周方向に回転角度（°）≧３６０／工具個数となるよう回転させて、かつ棒鋼外径を前記棒鋼初期外径Ｄ０に対して０．９８以下とする冷間加工を施す、棒鋼の製造方法。
記
（Ａ）熱間加工、（Ｂ）熱間加工後焼鈍を行う、（Ｃ）熱間加工後酸洗を行い、前記酸洗後焼鈍を行う
下記（Ａ）、（Ｂ）、（Ｃ）のいずれか１つの方法にて棒鋼を製造した後、
前記棒鋼の周方向表面に棒鋼初期外径Ｄ０よりも小さい間隔Ｇで２つ以上の工具を挟圧させ、棒鋼が一回転する間に前記工具と棒鋼外周は一回以上接触しながら、棒鋼を周方向に回転角度（°）≧３６０／工具個数となるよう回転させて、かつ棒鋼外径を前記棒鋼初期外径Ｄ０に対して０．９８以下とする冷間加工を施す、棒鋼の製造方法。
記
（Ａ）熱間加工、（Ｂ）熱間加工後焼鈍を行う、（Ｃ）熱間加工後酸洗を行い、前記酸洗後焼鈍を行う
【請求項7】
棒鋼の冷間加工において、最高加工温度を３００℃以下とする請求項６に記載の棒鋼の製造方法。
【請求項8】
前記冷間加工後、３００℃以下で３００秒以上３６００秒以下保持して熱処理を行う請求項６または７に記載の棒鋼の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本発明は、軸方向降伏強度に優れ、かつ表面を酸化スケールにより保護された棒鋼およびその製造方法に関する。なお、軸方向降伏強度が高いとは、軸方向の降伏強度が４００ＭＰａ以上であることをいう。
【背景技術】
【0002】
棒鋼の冷間加工には引抜加工があり、軸方向への延伸や断面積の減少によるひずみを利用して、鋼の機械的性質の一つである疲労強度や降伏強度を向上する。例えば、非特許文献１では引抜加工により管軸方向（軸方向）降伏強度を高めるとともに疲労強度に優れる管の製造方法が開示されている。一方で、引抜加工は加工前に表面酸化物を取り除き、潤滑被膜形成後に棒鋼外径よりも内径の小さなダイスを用いて棒鋼断面積を減じ、延伸してひずみを与える。つまり、引抜加工前の表面酸化物除去と、引抜加工により加工後は金属肌が不可避的にむき出しの状態になり、棒鋼表層を保護するものは何もない状態となる。そのため、硬質なもの、例えば施工現場の石や製品加工装置と接触すると表層の凹みやカキ疵が容易に発生しやすくなる。つまり、従来の引抜加工では棒鋼の一般的な利用方法で発生する表層の凹みやカキ疵抑制を行いつつ、棒鋼の軸方向降伏強度の向上を両立できない課題があった。
【0003】
特許文献１ではショットピーニングや浸炭処理により棒鋼表面に硬質層を形成する方法が開示されており、この処理により表層硬度の上昇と疲労寿命の向上が報告されている。しかし、これらの方法は棒鋼表面下１０００μｍ程度までを硬質化するのみの処理であるため、表層の初期き裂抑制による疲労強度向上には効果があるが、棒鋼全体の軸方向降伏強度には寄与しない。つまり、これらの手法では疲労強度に優れるものの棒鋼全体の降伏強度は低く、外力負荷によりを棒鋼全体に変形が生じた際は早期に降伏して変形する課題があった。また、ショットピーニングや浸炭処理は疲労強度向上には効果があるが、処理後も金属肌はむき出しの状態となり、棒鋼表層を保護するものがない状態となる。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0004】
【特許文献1】特開２００５－２３３９９号公報
【非特許文献】
【0005】
【非特許文献1】小林真造、材料、第２２巻、第２４１号（１９７３）、ｐ.９６２－９６８
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0006】
棒鋼では外部応力負荷による変形抑制や応力振幅負荷に対する疲労寿命の向上のために軸方向の降伏強度を高めた製品の需要がある。また、疲労寿命の向上のために表層にき裂発生の起点となるカキ疵による凹みを抑制する必要もあり、このような用途に用いられる棒鋼では、凹みやカキ疵の原因となる硬質なものとの接触、衝突から棒鋼表層を保護する機能も重要である。
【0007】
本発明は、軸方向降伏強度を高めつつ、かつ、カキ疵による表層の凹みを抑制できる棒鋼およびその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】
【0008】
発明者らはひずみによる棒鋼の軸方向降伏強度を高める方法と表層の凹みやカキ疵を抑制できる棒鋼の表面状態について鋭意検討した。その結果、詳細は後述しているが、酸化スケールが表層の凹みやカキ疵から棒鋼表面を保護できることと、酸化スケールを冷間加工後に棒鋼表面に保護被膜として残存させる棒鋼へのひずみ付与加工方法を着想した。
【0009】
本発明は以上の知見に基づきなされたものであり、その要旨は次のとおりである。
［１］ 質量％で、
Ｃ：０．０１～１．１５％、
Ｓｉ：０．０１～２．５０％、
Ｍｎ：０．０１～２．５０％、
Ｎ：０．００１～０．０５０％を含み、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
フェライト相を有する組織を有し、表面に厚さ１０μｍ以上の酸化スケールを有し、軸方向降伏強度が４００ＭＰａ以上である棒鋼。
［２］ さらに質量％で、
Ｃｒ：２．０％以下、
Ｍｏ：２．０％以下のうちから選ばれた１種または２種を含有する［１］に記載の棒鋼。
［３］ さらに質量％で、
Ｔｉ：０．５０％以下、
Ａｌ：０．３０％以下、
Ｖ：０．５５％以下、
Ｎｂ：０．７５％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する［１］または［２］に記載の棒鋼。
［４］ さらに質量％で、
Ｎｉ：２．５％未満、
Ｗ：１．０％未満、
Ｃｕ：２．５％未満、
Ｂ：０．０１０％以下、
Ｚｒ：０．１０％以下、
Ｃａ：０．０１０％以下、
Ｔａ：０．０１％以下、
ＲＥＭ：０．１０％以下、
Ｍｇ：０．１０％以下、
Ｓｎ：０．３０％以下、
Ｓｂ：０．３０％以下、
Ａｇ：０．３０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する［１］～［３］のいずれかに記載の棒鋼。
［５］ 棒鋼表面から棒鋼中心方向に向かって前記棒鋼表面から３ｍｍ内側までの領域における平均硬度が棒鋼中心部の硬度に対して１．２倍以上である［１］～［４］のいずれかに記載の棒鋼。
［６］ 前記［１］～［５］のいずれかに記載の棒鋼の製造方法であって、
下記（Ａ）、（Ｂ）、（Ｃ）のいずれか１つの方法にて棒鋼を製造した後、
前記棒鋼の周方向表面に棒鋼初期外径Ｄ０よりも小さい間隔Ｇで２つ以上の工具を挟圧させ、棒鋼が一回転する間に前記工具と棒鋼外周は一回以上接触しながら、棒鋼を周方向に回転角度（°）≧３６０／工具個数となるよう回転させて、かつ棒鋼外径を前記棒鋼初期外径Ｄ０に対して０．９８以下とする冷間加工を施す、棒鋼の製造方法。
［１］ 質量％で、
Ｃ：０．０１～１．１５％、
Ｓｉ：０．０１～２．５０％、
Ｍｎ：０．０１～２．５０％、
Ｎ：０．００１～０．０５０％を含み、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
フェライト相を有する組織を有し、表面に厚さ１０μｍ以上の酸化スケールを有し、軸方向降伏強度が４００ＭＰａ以上である棒鋼。
［２］ さらに質量％で、
Ｃｒ：２．０％以下、
Ｍｏ：２．０％以下のうちから選ばれた１種または２種を含有する［１］に記載の棒鋼。
［３］ さらに質量％で、
Ｔｉ：０．５０％以下、
Ａｌ：０．３０％以下、
Ｖ：０．５５％以下、
Ｎｂ：０．７５％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する［１］または［２］に記載の棒鋼。
［４］ さらに質量％で、
Ｎｉ：２．５％未満、
Ｗ：１．０％未満、
Ｃｕ：２．５％未満、
Ｂ：０．０１０％以下、
Ｚｒ：０．１０％以下、
Ｃａ：０．０１０％以下、
Ｔａ：０．０１％以下、
ＲＥＭ：０．１０％以下、
Ｍｇ：０．１０％以下、
Ｓｎ：０．３０％以下、
Ｓｂ：０．３０％以下、
Ａｇ：０．３０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する［１］～［３］のいずれかに記載の棒鋼。
［５］ 棒鋼表面から棒鋼中心方向に向かって前記棒鋼表面から３ｍｍ内側までの領域における平均硬度が棒鋼中心部の硬度に対して１．２倍以上である［１］～［４］のいずれかに記載の棒鋼。
［６］ 前記［１］～［５］のいずれかに記載の棒鋼の製造方法であって、
下記（Ａ）、（Ｂ）、（Ｃ）のいずれか１つの方法にて棒鋼を製造した後、
前記棒鋼の周方向表面に棒鋼初期外径Ｄ０よりも小さい間隔Ｇで２つ以上の工具を挟圧させ、棒鋼が一回転する間に前記工具と棒鋼外周は一回以上接触しながら、棒鋼を周方向に回転角度（°）≧３６０／工具個数となるよう回転させて、かつ棒鋼外径を前記棒鋼初期外径Ｄ０に対して０．９８以下とする冷間加工を施す、棒鋼の製造方法。
【0010】
記
（Ａ）熱間加工、（Ｂ）熱間加工後焼鈍を行う、（Ｃ）熱間加工後酸洗を行い、前記酸洗後焼鈍を行う
［７］ 棒鋼の冷間加工において、最高加工温度を３００℃以下とする［６］に記載の棒鋼の製造方法。
［８］ 前記冷間加工後、３００℃以下で３００秒以上３６００秒以下保持して熱処理を行う［６］または［７］に記載の棒鋼の製造方法。
（Ａ）熱間加工、（Ｂ）熱間加工後焼鈍を行う、（Ｃ）熱間加工後酸洗を行い、前記酸洗後焼鈍を行う
［７］ 棒鋼の冷間加工において、最高加工温度を３００℃以下とする［６］に記載の棒鋼の製造方法。
［８］ 前記冷間加工後、３００℃以下で３００秒以上３６００秒以下保持して熱処理を行う［６］または［７］に記載の棒鋼の製造方法。
【発明の効果】
【0011】
本発明によれば、高い管軸方向降伏強度を有するとともに、カキ疵による表面の凹み抑制が可能な棒鋼製品が得られる。
【図面の簡単な説明】
【0012】
【発明を実施するための形態】
【0013】
以下に、本発明について説明する。
【0014】
まず、本発明の棒鋼の組成限定理由について説明する。以下、とくに断らない限り、質量％は単に％と記す。
【0015】
Ｃ：０．０１～１．１５％
Ｃは鋼の強度特性、疲労強度特性向上に重要であるとともに、セメンタイトを形成させるために必要な元素である。そのため０．０１％以上含有することが必要である。高強度と疲労強度を安定して得る観点から、Ｃ含有量は０．０５％以上が好ましい。しかし、過剰に含有すると残留オーステナイト相が増加し降伏強度や疲労強度を低下させる。そのため、Ｃ含有量は１．１５％以下とする。高強度と疲労強度を安定して得る観点から、Ｃ量は０．６０％以下が好ましい。
Ｃは鋼の強度特性、疲労強度特性向上に重要であるとともに、セメンタイトを形成させるために必要な元素である。そのため０．０１％以上含有することが必要である。高強度と疲労強度を安定して得る観点から、Ｃ含有量は０．０５％以上が好ましい。しかし、過剰に含有すると残留オーステナイト相が増加し降伏強度や疲労強度を低下させる。そのため、Ｃ含有量は１．１５％以下とする。高強度と疲労強度を安定して得る観点から、Ｃ量は０．６０％以下が好ましい。
【0016】
Ｓｉ：０．０１～２．５０％
Ｓｉは鋼の脱酸作用があるため、溶鋼中への適量の含有が有効である。また鋼の強度特性向上に有効であるため含有させることが必要である。しかし、多量のＳｉ含有に伴う鋼中への残存は、冷間加工性と低温靱性を損なう。そのため、Ｓｉは２．５０％以下とする。なお、十分に脱酸作用を得つつ、過剰に鋼中に残存することによる靭性低下を抑制する観点から、Ｓｉ含有量は２．００％以下が好ましい。一方で、脱酸後のＳｉを過剰に低減することは製造コスト上昇につながるため、Ｓｉ含有量は０．０１％以上とする。
Ｓｉは鋼の脱酸作用があるため、溶鋼中への適量の含有が有効である。また鋼の強度特性向上に有効であるため含有させることが必要である。しかし、多量のＳｉ含有に伴う鋼中への残存は、冷間加工性と低温靱性を損なう。そのため、Ｓｉは２．５０％以下とする。なお、十分に脱酸作用を得つつ、過剰に鋼中に残存することによる靭性低下を抑制する観点から、Ｓｉ含有量は２．００％以下が好ましい。一方で、脱酸後のＳｉを過剰に低減することは製造コスト上昇につながるため、Ｓｉ含有量は０．０１％以上とする。
【0017】
Ｍｎ：０．０１～２．５０％
Ｍｎは鋼の強度特性を向上するために０．０１％以上含有することが必要である。したがって、Ｍｎ含有量は、０．０１％以上とする。Ｍｎ含有量は、０．１０％以上とすることが好ましい。一方で、Ｍｎは強力なオーステナイト相形成元素であるため、過剰に含有されると鋼中に残留オーステナイト相が増加し、降伏強度や疲労強度が低下する。そのため、Ｍｎ含有量は２．５０％以下とする。強度特性を高めつつ、所定の組織を得るためにＭｎ含有量は０．８０％以下とすることが好ましい。
Ｍｎは鋼の強度特性を向上するために０．０１％以上含有することが必要である。したがって、Ｍｎ含有量は、０．０１％以上とする。Ｍｎ含有量は、０．１０％以上とすることが好ましい。一方で、Ｍｎは強力なオーステナイト相形成元素であるため、過剰に含有されると鋼中に残留オーステナイト相が増加し、降伏強度や疲労強度が低下する。そのため、Ｍｎ含有量は２．５０％以下とする。強度特性を高めつつ、所定の組織を得るためにＭｎ含有量は０．８０％以下とすることが好ましい。
【0018】
Ｎ：０．００１～０．０５０％
Ｎは微細な組織と強度特性を得るために０．００１％以上の含有が必要である。Ｎ含有量は、０．００５％以上が好ましい。一方、過剰に含有されると鋼中に気泡が発生するため、Ｎ含有量は０．０５０％以下とする。極度にＮを低くするには処理に時間とコストがかかる。気泡の無い微細な組織を安定して得る観点から、Ｎ含有量は０．０１０％以下が好ましい。
Ｎは微細な組織と強度特性を得るために０．００１％以上の含有が必要である。Ｎ含有量は、０．００５％以上が好ましい。一方、過剰に含有されると鋼中に気泡が発生するため、Ｎ含有量は０．０５０％以下とする。極度にＮを低くするには処理に時間とコストがかかる。気泡の無い微細な組織を安定して得る観点から、Ｎ含有量は０．０１０％以下が好ましい。
【0019】
残部はＦｅおよび不可避不純物である。なお、不可避的不純物としては、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ｏ：０．０１％以下が挙げられる。Ｐ、Ｓ、Ｏは精錬時に不可避的に混入する不純物である。これらの元素は不純物として残留量が多すぎた場合、熱間加工性の低下や耐食性、低温靱性の低下など様々な問題が生じる場合がある。そのためそれぞれＰ：０．０５％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ｏ：０．０１％以下に管理することが好ましい。
【0020】
上記成分組成のほかに、本発明では必要に応じて、以下に述べる元素を適宜含有してもよい。
【0021】
Ｃｒ：２．０％以下、Ｍｏ：２．０％以下のうちから選ばれた１種または２種を含有
Ｃｒ：２．０％以下
Ｃｒは鋼の強度特性を向上するとともに、耐食性や耐摩耗性の向上に有効であるため、Ｃｒを含有する場合には、Ｃｒは０．０５％以上含有されることが好ましい。Ｃｒ含有量は、０．５％以上とすることがより好ましい。一方、過剰に含有されると硬度が上がり、冷間加工性が低下するので、Ｃｒを含有する場合には、Ｃｒ含有量は２．０％以下とする。耐食性と耐摩耗性向上効果と適切な冷間加工性を得るにはＣｒ含有量は１．３％以下が好ましい。
Ｃｒ：２．０％以下
Ｃｒは鋼の強度特性を向上するとともに、耐食性や耐摩耗性の向上に有効であるため、Ｃｒを含有する場合には、Ｃｒは０．０５％以上含有されることが好ましい。Ｃｒ含有量は、０．５％以上とすることがより好ましい。一方、過剰に含有されると硬度が上がり、冷間加工性が低下するので、Ｃｒを含有する場合には、Ｃｒ含有量は２．０％以下とする。耐食性と耐摩耗性向上効果と適切な冷間加工性を得るにはＣｒ含有量は１．３％以下が好ましい。
【0022】
Ｍｏ：２．０％以下
Ｍｏは高温強度特性や耐食性の向上に有効であるため、含有される場合には、Ｍｏは０．０５％以上含有されることが好ましい。一方で過剰に含有されると硬度が上がり、冷間加工性が低下するので、Ｍｏを含有する場合には、Ｍｏ含有量は２．０％以下とする。高温強度特性や耐食性と適切な冷間加工性を得る観点から、Ｍｏ含有量は１．５％以下とすることが好ましい。
Ｍｏは高温強度特性や耐食性の向上に有効であるため、含有される場合には、Ｍｏは０．０５％以上含有されることが好ましい。一方で過剰に含有されると硬度が上がり、冷間加工性が低下するので、Ｍｏを含有する場合には、Ｍｏ含有量は２．０％以下とする。高温強度特性や耐食性と適切な冷間加工性を得る観点から、Ｍｏ含有量は１．５％以下とすることが好ましい。
【0023】
本発明はさらに必要に応じて、以下に述べる元素を適宜含有してもよい。
【0024】
Ｔｉ：０．５０％以下、Ａｌ：０．３０％以下、Ｖ：０．５５％以下、Ｎｂ：０．７５％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｔｉ、Ａｌ、Ｖ、Ｎｂは、適量含有すると窒化物や炭化物を形成し組織の微細化に有効であり、必要に応じて含有することができる。
Ｔｉ、Ａｌ、Ｖ、Ｎｂは、適量含有すると窒化物や炭化物を形成し組織の微細化に有効であり、必要に応じて含有することができる。
【0025】
Ｔｉ：０．５０％以下
Ｔｉを含有する場合、Ｔｉ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。一方、靭性低下を防ぐため、Ｔｉを含有する場合、Ｔｉ含有量は０．５０％以下とする。
Ｔｉを含有する場合、Ｔｉ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。一方、靭性低下を防ぐため、Ｔｉを含有する場合、Ｔｉ含有量は０．５０％以下とする。
【0026】
Ａｌ：０．３０％以下
Ａｌを含有する場合、Ａｌ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。一方、靭性低下を防ぐため、Ａｌを含有する場合、Ａｌ含有量は０．３０％以下とする。
Ａｌを含有する場合、Ａｌ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。一方、靭性低下を防ぐため、Ａｌを含有する場合、Ａｌ含有量は０．３０％以下とする。
【0027】
Ｖ：０．５５％以下
Ｖを含有する場合、Ｖ含有量は０．０１％以上であることが好ましい。一方、靭性低下を防ぐため、Ｖを含有する場合、Ｖ含有量は０．５５％以下とする。
Ｖを含有する場合、Ｖ含有量は０．０１％以上であることが好ましい。一方、靭性低下を防ぐため、Ｖを含有する場合、Ｖ含有量は０．５５％以下とする。
【0028】
Ｎｂ：０．７５％以下
Ｎｂを含有する場合、Ｎｂ含有量は０．０１％以上であることが好ましい。一方、靭性低下を防ぐため、Ｎｂを含有する場合、Ｎｂ含有量は０．７５％以下とする。
Ｎｂを含有する場合、Ｎｂ含有量は０．０１％以上であることが好ましい。一方、靭性低下を防ぐため、Ｎｂを含有する場合、Ｎｂ含有量は０．７５％以下とする。
【0029】
本発明はさらに必要に応じて、以下に述べる元素を適宜含有してもよい。
【0030】
Ｎｉ：２．５％未満、Ｗ：１．０％未満、Ｃｕ： ２．５％未満、Ｂ：０．０１０％以下、Ｚｒ：０．１０％以下、Ｃａ：０．０１０％以下、Ｔａ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．１０％以下、Ｍｇ：０．１０％以下、Ｓｎ：０．３０％以下、Ｓｂ：０．３０％以下、Ａｇ：０．３０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｎｉ：２．５％未満
Ｎｉは鋼の靭性向上に効果的である。Ｎｉを含有する場合、Ｎｉは０．０１％以上含有することが好ましい。優れた靭性と降伏強度、疲労強度を安定して得る観点から、Ｎｉ含有量は０．０５％以上であることがより好ましい。一方で過剰にＮｉを含有すると、残留オーステナイト相が増加し、降伏強度と疲労強度が低下する。そのため、Ｎｉを含有する場合には、Ｎｉ含有量は２．５％未満とする。優れた靭性と降伏強度、疲労強度を安定して得る観点から、Ｎｉ含有量は０．８％以下であることが好ましい。
Ｎｉ：２．５％未満
Ｎｉは鋼の靭性向上に効果的である。Ｎｉを含有する場合、Ｎｉは０．０１％以上含有することが好ましい。優れた靭性と降伏強度、疲労強度を安定して得る観点から、Ｎｉ含有量は０．０５％以上であることがより好ましい。一方で過剰にＮｉを含有すると、残留オーステナイト相が増加し、降伏強度と疲労強度が低下する。そのため、Ｎｉを含有する場合には、Ｎｉ含有量は２．５％未満とする。優れた靭性と降伏強度、疲労強度を安定して得る観点から、Ｎｉ含有量は０．８％以下であることが好ましい。
【0031】
Ｗ：１．０％未満、Ｃｕ：２．５％未満
ＷとＣｕは鋼の耐腐食性を向上させる。Ｗを含有する場合、Ｗ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。Ｃｕを含有する場合、Ｃｕ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。一方、各元素の含有量が多いと熱間で成形する際の表面肌の悪化や疵の原因となる。そのため、Ｗを含有する場合は、Ｗ含有量は１．０％未満とする。Ｗ含有量は０．１％以下とすることが好ましい。Ｃｕを含有する場合は、Ｃｕ含有量は２．５％未満とする。Ｃｕ含有量は１．５％以下とすることが好ましい。
ＷとＣｕは鋼の耐腐食性を向上させる。Ｗを含有する場合、Ｗ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。Ｃｕを含有する場合、Ｃｕ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。一方、各元素の含有量が多いと熱間で成形する際の表面肌の悪化や疵の原因となる。そのため、Ｗを含有する場合は、Ｗ含有量は１．０％未満とする。Ｗ含有量は０．１％以下とすることが好ましい。Ｃｕを含有する場合は、Ｃｕ含有量は２．５％未満とする。Ｃｕ含有量は１．５％以下とすることが好ましい。
【0032】
Ｂ：０．０１０％以下
Ｂは、ごく微量を含有すると熱間成形時の加工性や表面スケールへ影響を与え、表面疵の抑制に役立つ。そのため、含有する場合、Ｂ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。しかしながら、過剰な含有は逆に表面疵を悪化させる場合がある。そのため、Ｂを含有する場合、Ｂ含有量は０．０１０％以下とする。Ｂ含有量は０．００５％以下であることが好ましい。
Ｂは、ごく微量を含有すると熱間成形時の加工性や表面スケールへ影響を与え、表面疵の抑制に役立つ。そのため、含有する場合、Ｂ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。しかしながら、過剰な含有は逆に表面疵を悪化させる場合がある。そのため、Ｂを含有する場合、Ｂ含有量は０．０１０％以下とする。Ｂ含有量は０．００５％以下であることが好ましい。
【0033】
Ｚｒ：０．１０％以下
Ｚｒは、ごく微量を含有すると熱間成形時の加工性や表面スケールへ影響を与え、表面疵の抑制に役立つ。そのため、含有する場合、Ｚｒ含有量は０．０１％以上であることが好ましい。しかしながら、過剰な含有は逆に表面疵を悪化させる場合がある。Ｚｒを含有する場合、Ｚｒ含有量は０．１０％以下とする。Ｚｒ含有量は０．０３％以下であることがより好ましい。
Ｚｒは、ごく微量を含有すると熱間成形時の加工性や表面スケールへ影響を与え、表面疵の抑制に役立つ。そのため、含有する場合、Ｚｒ含有量は０．０１％以上であることが好ましい。しかしながら、過剰な含有は逆に表面疵を悪化させる場合がある。Ｚｒを含有する場合、Ｚｒ含有量は０．１０％以下とする。Ｚｒ含有量は０．０３％以下であることがより好ましい。
【0034】
Ｃａ：０．０１０％以下
Ｃａは、ごく微量を含有すると熱間成形時の加工性や表面スケールへ影響を与え、表面疵の抑制に役立つ。そのため、含有する場合、Ｃａ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。しかしながら、過剰な含有は逆に表面疵を悪化させる場合がある。Ｃａを含有する場合、Ｃａ含有量は０．０１０％以下とする。Ｃａ含有量は０．００５％以下であることが好ましい。
Ｃａは、ごく微量を含有すると熱間成形時の加工性や表面スケールへ影響を与え、表面疵の抑制に役立つ。そのため、含有する場合、Ｃａ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。しかしながら、過剰な含有は逆に表面疵を悪化させる場合がある。Ｃａを含有する場合、Ｃａ含有量は０．０１０％以下とする。Ｃａ含有量は０．００５％以下であることが好ましい。
【0035】
Ｔａ：０．０１％以下
Ｔａは、ごく微量を含有すると熱間成形時の加工性や表面スケールへ影響を与え、表面疵の抑制に役立つ。そのため、含有する場合、Ｔａ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。しかしながら、過剰な含有は逆に表面疵を悪化させる場合がある。Ｔａを含有する場合、Ｔａ含有量は０．０１％以下とする。Ｔａ含有量は０．００５％以下であることが好ましい。
Ｔａは、ごく微量を含有すると熱間成形時の加工性や表面スケールへ影響を与え、表面疵の抑制に役立つ。そのため、含有する場合、Ｔａ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。しかしながら、過剰な含有は逆に表面疵を悪化させる場合がある。Ｔａを含有する場合、Ｔａ含有量は０．０１％以下とする。Ｔａ含有量は０．００５％以下であることが好ましい。
【0036】
ＲＥＭ：０．１０％以下
ＲＥＭは、ごく微量を含有すると熱間成形時の加工性や表面スケールへ影響を与え、表面疵の抑制に役立つ。そのため、含有する場合、ＲＥＭ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。しかしながら、過剰な含有は逆に表面疵を悪化させる場合があるため、ＲＥＭを含有する場合には、ＲＥＭは０．１０％以下を含有する。ＲＥＭ含有量は０．００５％以下であることが好ましい。
ＲＥＭは、ごく微量を含有すると熱間成形時の加工性や表面スケールへ影響を与え、表面疵の抑制に役立つ。そのため、含有する場合、ＲＥＭ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。しかしながら、過剰な含有は逆に表面疵を悪化させる場合があるため、ＲＥＭを含有する場合には、ＲＥＭは０．１０％以下を含有する。ＲＥＭ含有量は０．００５％以下であることが好ましい。
【0037】
Ｍｇ：０．１０％以下
Ｍｇは、ごく微量を含有すると熱間成形時の加工性や表面スケールへ影響を与え、表面疵の抑制に役立つ。そのため、含有する場合、Ｍｇ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。しかしながら、過剰な含有は逆に表面疵を悪化させる場合がある。Ｍｇを含有する場合、Ｍｇは０．１０％以下とする。Ｍｇ含有量は０．００５％以下であることが好ましい。
Ｍｇは、ごく微量を含有すると熱間成形時の加工性や表面スケールへ影響を与え、表面疵の抑制に役立つ。そのため、含有する場合、Ｍｇ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。しかしながら、過剰な含有は逆に表面疵を悪化させる場合がある。Ｍｇを含有する場合、Ｍｇは０．１０％以下とする。Ｍｇ含有量は０．００５％以下であることが好ましい。
【0038】
Ｓｎ：０．３０％以下、Ｓｂ：０．３０％以下、Ａｇ：０．３０％以下
Ｓｎ、Ｓｂ、Ａｇは、微量に含有すると耐食性能が向上する。含有量について特に下限を設ける必要はないが、含有する場合にはＳｎ、Ｓｂ、Ａｇ含有量は、それぞれ０．０００１％以上とすることにより耐食性能向上効果が得られる。一方で、含有量が多すぎると熱間加工性が低下する。そのため、含有する場合、Ｓｎ、Ｓｂ、Ａｇ含有量は、それぞれ０．３０％以下とする。
Ｓｎ、Ｓｂ、Ａｇは、微量に含有すると耐食性能が向上する。含有量について特に下限を設ける必要はないが、含有する場合にはＳｎ、Ｓｂ、Ａｇ含有量は、それぞれ０．０００１％以上とすることにより耐食性能向上効果が得られる。一方で、含有量が多すぎると熱間加工性が低下する。そのため、含有する場合、Ｓｎ、Ｓｂ、Ａｇ含有量は、それぞれ０．３０％以下とする。
【0039】
次に本発明における棒鋼の組織について説明する。
【0040】
本発明の組織は、フェライト相を有する組織を有する。なお、フェライト相とは、フェライト相単相、またはベイナイト相、またはフェライト相中にベイナイト相を含む組織を示す。また、フェライト相とセメンタイト相（フェライト相とセメンタイト相が層状になったパーライト相を含む）を有する組織も含まれる。これら組織を有する棒鋼は熱間加工（熱間圧延も含まれる）後の放冷や、焼鈍熱処理で処理された状態では高い軸方向降伏強度が得られないが、冷間加工を行うと塑性ひずみによる転位強化で高降伏強度化することができる。さらに、高い表面硬度を有することができ、疲労強度の向上にも好ましい。フェライト相の面積分率に特に規定はないが、フェライト相の分率が５０％以上あると冷間加工時の加工性が良好であるため好ましい。セメンタイト相の面積分率も特に限定されないが、高強度、高硬度を得る観点から、５％以上であることが好ましい。また、優れた靭性や冷間加工性の観点から、セメンタイト相の面積分率は５０％以下であることが好ましい。また、上記の組織以外で、残留オーステナイトを含むことも好ましいが、残留オーステナイト相が面積率で１０％を超えると疲労特性に悪影響が発生するため、１０％以下が好ましい。
【0041】
組織の測定方法は次の通りである。冷間圧延、加工前の素材を鏡面研磨し、ナイタール、またはビレラ腐食液などの酸で腐食後、光学顕微鏡により、フェライト相、またはフェライト相とセメンタイト相を含む組織であることを確認でき、上記の光学顕微鏡で観察した画像において黒く着色された領域をセメンタイトとして測定している。観察倍率は１００～４００倍で５０個以上のフェライト粒、またはフェライト粒とパーライト粒が観察できる視野にすると高い精度で面積分率が測定できる。残留オーステナイト相については、鏡面研磨、電解研磨後の試験片についてＸ線回折によりフェライト相の体心立方格子とオーステナイト相の面心立方格子のピークを分離し、これら２つのピーク強度比を比較することで体積分率を測定し、この体積分率を面積率とする。
【0042】
本発明の棒鋼では、冷間加工前と冷間加工後において同一の組織が得られる。また、本発明の棒鋼における組織は、成分組成の調整により制御することができる。
【0043】
本発明の棒鋼において、軸方向降伏強度は４００ＭＰａ以上とする。通常、フェライト相を含む軟質な組織は冷間加工無しでは軸方向降伏強度が４００ＭＰａに到達しない。このため、４００ＰＭa以上の高い軸方向降伏強度を得るには冷間加工による転位強化が必要となる。なお、軸方向降伏強度の上限に制限はないが、あまりに高強度になると遅れ破壊が生じるため、８７０ＭＰａ以下とすることが好ましい。
【0044】
軸方向降伏強度は棒鋼表面から棒鋼半径方向に向かって３ｍｍ内側に入った位置までの範囲で測定する。棒鋼に対して外力が与える応力は曲げ応力の場合が多い。曲げ応力は棒鋼の外表面に対して最も大きくなり、曲げの外表面側で最も高い引張応力が発生する。つまり、棒鋼の表面から３ｍｍ内側に入った位置までの範囲について軸方向降伏強度を高めれば曲げ応力に耐える優れた強度特性を持つ棒鋼となる。また、同様に棒鋼表面の応力振幅が最も大きくなるため、疲労強度特性を向上させる点からも表面から３ｍｍ内側に入った位置までの範囲の軸方向降伏強度向上が有効である。なお、従来技術である窒化処理やショットピーニングでは表面から深さ１０００μｍの領域までの高硬度化が限界であり、曲げ応力による変形抑制には十分な効果を発揮しないため、表面から３ｍｍ内側に入った位置までの範囲について軸方向の降伏強度を高めることで曲げ応力に耐えられる優れた強度特性を有する棒鋼が得られる。
【0045】
軸方向降伏強度の測定は棒鋼表面から棒鋼半径方向に向かって３ｍｍ内側に入った位置までの領域から丸棒形状の引張試験片を採取すればよい。また、上記領域において棒鋼表面から３ｍｍまでの位置を切り出した円筒状、または円筒状の評価部を軸方向に切断した円弧状の板引張試験片としても良い。引張試験はＪＩＳ． Ｚ ２２４１：２０１１．に記載の金属材料引張試験方法に従い、降伏強度を測定できる。４００ＭＰa以上の軸方向降伏強度は棒鋼表面からの深さ方向に制限はなく棒鋼中心までとしても良い。十分な強度、疲労特性を得るには表層からの深さが３ｍｍ以上の軸方向降伏強度を４００ＭＰa以上とすることが好ましい。
【0046】
本発明の棒鋼において、表面に厚さ１０μｍ以上の酸化スケールを有する。その理由は、以下に示すとおりである。
【0047】
図１は酸化スケールが棒鋼表層の凹みやカキ疵を抑制する効果を示しており、さらに冷間加工を付与することによってカキ疵を抑制する効果を示す図である。
図１に記載の試験で使用した棒鋼は、質量％でＣ：０．１５～０．５５％、Ｓｉ：０．１～０．４０％、Ｍｎ：０．２５～０．７０％、Ｎ：０．００３～０．０１０％と残部鉄および不可避的不純物で構成されるスラブ（ブルーム）を１１００～１２５０℃で１時間加熱し、熱間圧延を行い、所定の外径を有する棒鋼を製造し、その後、上記で述べている冷間加工を行い、軸方向降伏強度を４００ＭＰa以上とした棒鋼である。また、比較のために冷間加工を行わない棒鋼、および冷間加工前に機械加工もしくは酸洗により酸化スケールをすべて除去し、冷間加工により軸方向降伏強度を４００ＭＰa以上とした棒鋼を準備し、酸化スケールの厚さとカキ疵深さを測定する試験も同時に行った。冷間加工前に機械加工もしくは酸洗により酸化スケールをすべて除去したものは、図１で酸化スケールが０μｍである水準に相当する。冷間加工後の棒鋼を軸方向に輪切り切断し、切断した断面が観察対象面になるように樹脂に埋め込んで鏡面まで研磨した後に棒鋼の酸化スケールの厚さを測定した。酸化スケール厚さは光学顕微鏡で観察し測定した。酸化スケールと母材の金属との境界が分かりにくいものについてはＳＥＭ－ＥＤＳによる酸素分析を行い、母材金属中に酸素４００質量ｐｐｍ以上浸潤している領域を酸化スケールと定義して厚さを測定した。
図１に記載の試験で使用した棒鋼は、質量％でＣ：０．１５～０．５５％、Ｓｉ：０．１～０．４０％、Ｍｎ：０．２５～０．７０％、Ｎ：０．００３～０．０１０％と残部鉄および不可避的不純物で構成されるスラブ（ブルーム）を１１００～１２５０℃で１時間加熱し、熱間圧延を行い、所定の外径を有する棒鋼を製造し、その後、上記で述べている冷間加工を行い、軸方向降伏強度を４００ＭＰa以上とした棒鋼である。また、比較のために冷間加工を行わない棒鋼、および冷間加工前に機械加工もしくは酸洗により酸化スケールをすべて除去し、冷間加工により軸方向降伏強度を４００ＭＰa以上とした棒鋼を準備し、酸化スケールの厚さとカキ疵深さを測定する試験も同時に行った。冷間加工前に機械加工もしくは酸洗により酸化スケールをすべて除去したものは、図１で酸化スケールが０μｍである水準に相当する。冷間加工後の棒鋼を軸方向に輪切り切断し、切断した断面が観察対象面になるように樹脂に埋め込んで鏡面まで研磨した後に棒鋼の酸化スケールの厚さを測定した。酸化スケール厚さは光学顕微鏡で観察し測定した。酸化スケールと母材の金属との境界が分かりにくいものについてはＳＥＭ－ＥＤＳによる酸素分析を行い、母材金属中に酸素４００質量ｐｐｍ以上浸潤している領域を酸化スケールと定義して厚さを測定した。
【0048】
次に、冷間加工後の棒鋼表面に超硬材で製造された針を当て、その針に７ｋｇの重錘を乗せて軸方向に針を走査し、カキ疵を与え、カキ疵の深さを評価し、この深さをカキ疵による凹み深さとした。カキ疵による凹み深さの測定はカキ疵と直行する方向、すなわち、棒鋼周方向に輪切り切断を行い、軸方向と垂直になる断面が観察対象面になるように試料を樹脂に埋め込んで鏡面研磨後に光学顕微鏡で棒鋼表面のカキ疵部を観察して行った。針によりつけられた凹み部の凹み底部から棒鋼表面までの距離をカキ疵による凹み深さとした。図１より酸化スケールの厚さが１０μｍ以上あり、かつ、上述している冷間加工により軸方向降伏強度が４００ＭＰa以上となるもの（冷間加工有）を組み合わせることでカキ疵深さを顕著に抑制できることがわかる。そのため、酸化スケールの厚さは１０μｍ以上とする。酸化スケールの厚さは２０μｍ以上が好ましい。酸化スケール厚さは厚いほどカキ疵抑制効果が大きいため上限に制限はないが、あまりに厚い酸化スケールは剥離、脱落するため１００μｍ以下が好ましい。より好ましくは５０μｍ以下である。また、酸化スケールの化学組成については、酸素を４００質量ｐｐｍ以上含んでいればカキ疵抑制効果を発揮するため、酸素を４００質量ｐｐｍ以上含まれることが好ましい。また、酸化スケールは熱間圧延前の加熱や圧延時の雰囲気によらず、１０μｍ以上の厚みがあればカキ疵抑制効果を発揮するが、酸化スケールの厚みを好ましい範囲にしつつ、酸化スケールと棒鋼表面との密着性も高める目的で実施する熱間圧延や、その後に施される焼鈍熱処理における加熱温度は９００℃から１３００℃とすることが好ましい。
【0049】
棒鋼表面から棒鋼中心方向に向かって棒鋼表面から３ｍｍ内側までの領域における平均硬度が棒鋼中心部の硬度に対して１．２倍以上
外力負荷による変形抑制には棒鋼の曲げ変形時の応力が最も大きい棒鋼表面の硬度を高めることが重要である。一方で棒鋼の表面から３ｍｍまでの硬度は、棒鋼中心部に対して１．２倍以上とすると、棒鋼中心部の靭性が向上し、棒鋼表面から割れが発生した場合でも伝播を抑制し、破断事故を防げるため好ましい。また、高い表面硬度を得ることは疲労強度の向上の点からも好ましい。なお、表面から３ｍｍの位置までの硬度は、輪切り切断した棒鋼表面を砥石で研磨し、表面から３ｍｍの位置まで０．５～１．０ｍｍピッチで硬度を測定した値の平均値を求めた。硬度はばらつきがあるため、棒鋼中心部の硬度は３点以上を測定し、平均値を求めた。硬度測定はブリネル硬さ試験、ロックウェル硬さ試験、ビッカース硬さ試験、ショア硬さ試験に代表される種々の硬さ試験が利用できる。
外力負荷による変形抑制には棒鋼の曲げ変形時の応力が最も大きい棒鋼表面の硬度を高めることが重要である。一方で棒鋼の表面から３ｍｍまでの硬度は、棒鋼中心部に対して１．２倍以上とすると、棒鋼中心部の靭性が向上し、棒鋼表面から割れが発生した場合でも伝播を抑制し、破断事故を防げるため好ましい。また、高い表面硬度を得ることは疲労強度の向上の点からも好ましい。なお、表面から３ｍｍの位置までの硬度は、輪切り切断した棒鋼表面を砥石で研磨し、表面から３ｍｍの位置まで０．５～１．０ｍｍピッチで硬度を測定した値の平均値を求めた。硬度はばらつきがあるため、棒鋼中心部の硬度は３点以上を測定し、平均値を求めた。硬度測定はブリネル硬さ試験、ロックウェル硬さ試験、ビッカース硬さ試験、ショア硬さ試験に代表される種々の硬さ試験が利用できる。
【0050】
次に、本発明の棒鋼の製造方法について説明する。
【0051】
まず、上記の鋼組成を有する鋼素材を作製する。鋼の溶製は各種溶解プロセスが適用でき、制限はない。たとえば、鉄スクラップや各元素の塊を電気溶解して製造する場合は真空溶解炉、大気溶解炉が利用できる。また、高炉法による溶銑を利用する場合はＡｒ－Ｏ２混合ガス底吹き脱炭炉や真空脱炭炉等が利用できる。溶解した材料は静止鋳造、または連続鋳造により凝固させ、インゴットやスラブ、ブルームとし、その後、下記（Ａ）、（Ｂ）、（Ｃ）のいずれかの方法を用いて棒鋼素材とした後、冷間加工を行う。（Ａ）熱間加工、（Ｂ）熱間加工後焼鈍を行う、（Ｃ）熱間加工後酸洗を行い、前記酸洗後焼鈍を行う。なお、熱間加工には熱間圧延も含まれる。また、上記（Ｂ）、（Ｃ）のように、熱間加工後の棒鋼は冷間加工前に焼鈍熱処理を行うと、組織の均質化と残留応力が除去されるため好ましい。なお、冷間加工後に、冷間加工前に行った焼鈍を行うことは棒鋼の降伏強度が低下するため好ましくなく、また冷間加工後に酸洗を行うと、所定の酸化スケールを確保することができなくなるため、冷間加工後に酸洗を行うことも好ましくない。
【0052】
棒鋼の冷間加工
棒鋼の冷間加工は、棒鋼の周方向表面に棒鋼初期外径Ｄ０よりも小さな間隔Ｇで２つ以上の工具を挟圧させ、棒鋼が一回転する間に前記工具と棒鋼外周は一回以上接触しながら、棒鋼を周方向に回転角度（°）≧３６０／工具個数となるよう回転させて、冷間加工後の棒鋼外径を棒鋼初期外径Ｄ０に対して０．９８以下として実施される。
棒鋼の冷間加工は、棒鋼の周方向表面に棒鋼初期外径Ｄ０よりも小さな間隔Ｇで２つ以上の工具を挟圧させ、棒鋼が一回転する間に前記工具と棒鋼外周は一回以上接触しながら、棒鋼を周方向に回転角度（°）≧３６０／工具個数となるよう回転させて、冷間加工後の棒鋼外径を棒鋼初期外径Ｄ０に対して０．９８以下として実施される。
【0053】
本発明では、棒鋼外周部へ２個以上の工具を当て、棒鋼を棒鋼外周方向へ回転させて外径を縮径することで棒鋼表面の酸化スケールを厚さ１０μｍ以上維持しつつ、棒鋼の軸方向降伏強度を向上することができる。
【0054】
図面に基づいて、本加工手法について説明する。図２（ａ）は、工具接触部を２ヶ所とした場合の断面図であり、図２（ｂ）は工具接触部を３か所とした場合の断面図である。図中２のＤ０は棒鋼１の初期外径を、図中４のＧは工具間隔を示し、軸方向で最も狭くなる工具の間隔（Ｇ＝ＧＡＰ）が得られるパスライン上の点において、パスラインに垂直の工具断面を作図した時に、縮径に使用する工具３全てと接する真円（工具３の間隔に内接する真円）を幾何学的に求めた時の半径を１／２Ｇとする。また、図２における工具３上の矢印５は、工具３の移動している方向を示しており、棒鋼１内の矢印６は工具３の移動にともなって回転する棒鋼１の回転方向を示している。本発明の冷間加工では棒鋼初期外径Ｄ０に対して工具間隔Ｇが小さいことと、工具３の移動、または棒鋼１の移動回転により棒鋼外周部に一回以上工具３が接触する、すなわち、棒鋼初期外径Ｄ０よりも狭い工具間隔Ｇで、棒鋼１を棒鋼周方向に回転角度（°）≧３６０／工具個数で回転させると棒鋼外周が一回以上冷間加工され縮径する加工形態が達成される。棒鋼は本発明の冷間加工形態で縮径加工を受けることで優れた軸方向降伏強度が得られる。また、冷間加工により高い表面硬度も得られやすくなり、疲労強度向上の点からも好ましい。
【0055】
また、本発明の冷間加工では工具３の表面と棒鋼表面の摺動が少なく、工具３と棒鋼表面は同じ方向に移動しながら接触するため、冷間加工後も表面の酸化スケールを厚さ１０μｍ以上保持することが可能となる。工具３は棒鋼１を回転させるための移動が必要である。例えば棒鋼周方向への平行移動が実施できる。好ましくは工具３を回転させて接触させる手法が好ましい。冷間引抜に代表される通常の棒鋼１の冷間加工では、冷間加工を行う工具３（ダイス）の位置が固定であるため、引き抜かれて変形を受ける棒鋼１と工具表面は同じ方向に動かない。そのため、棒鋼表面は常に工具上を滑りながら変形を受ける形態となり激しい焼き付きが発生する。そのため、焼き付きの抑制には棒鋼表面の酸化スケールを除去することが必須となり、冷間加工後の棒鋼表面に厚さ１０μｍ以上の酸化スケールを残すことはできない。そのため、本発明では冷間引抜加工により加工を実施することはできない。
【0056】
工具３と棒鋼外周は棒鋼１が一回転する間に一回以上接触する必要があるが、二回以上接触させても良い。工具３と棒鋼外周を一回以上接触させるには棒鋼１の棒鋼周方向への回転角度（°）≧３６０／工具個数、にすればよい。また、回転角度に上限はない。二回目以降の接触では棒鋼１が縮径するため、同じ工具間隔Ｇでは棒鋼１と工具３が適切に接触しない可能性がある。そのため、棒鋼外周を適切に接触させるために二回目以降の棒鋼表面と工具３との接触では工具間隔Ｇを調整すると良い。図２のように、棒鋼外周と工具３との接触を棒鋼１が一回転する間に間欠的、または連続的に一回以上与えることで、棒鋼１へひずみが加えられ、その結果、棒鋼１の軸方向降伏強度が高くなる。また、表面硬度の高硬度化にも有用な方法であり、疲労特性の向上の点からも好ましい。
【0057】
図２の工具形状に制限はなく、適切な工具間隔Ｇにより棒鋼１を縮径できればよい。例えば工具３にロールを用いてもよく、棒鋼周方向に２個以上配置したロールによりロール間隔Ｇ１として棒鋼１を挟み、ロールを回転させれば、容易に棒鋼１の縮径冷間加工が可能である。さらにロールの回転軸を棒鋼１の回転軸に対し、９０°以内で傾斜させれば、棒鋼１は冷間加工を受けながら棒鋼軸方向に進行するため、容易に冷間加工の連続化が可能となる。また、このロールを用いて連続的に行う加工は、例えば、棒鋼進行方向に対して適切にロール間隔Ｇ１を変化させれば、異なるロール間隔Ｇ１を用いた一度目、二度目の冷間加工が可能となる。
設備的には複雑になるが、ロール数を３個以上とすれば、冷間加工中の棒鋼１のふれ回りが抑制でき、安定した冷間加工が可能になるため好ましい。本発明の冷間加工後の棒鋼外径は工具間隔Ｇにより変化するが、冷間加工後の棒鋼外径は棒鋼初期外径Ｄ０に対して０．９８以下にすると優れた降伏強度が得られるため、冷間加工後の棒鋼外径は棒鋼初期外径Ｄ０に対して０．９８以下にする。過度に小さい棒鋼初期外径Ｄ０に対する冷間加工後の棒鋼外径は成形荷重増大による焼き付きやスケール剥離が発生する可能性があるため、棒鋼初期外径Ｄ０に対する冷間加工後の棒鋼外径は０．７５以上とすることが好ましい。また、過度に大きい棒鋼初期外径Ｄ０に対する冷間加工後の棒鋼外径は棒鋼表層の高い硬度分布が得られにくくなるため０．９５以下にすると好ましい。
設備的には複雑になるが、ロール数を３個以上とすれば、冷間加工中の棒鋼１のふれ回りが抑制でき、安定した冷間加工が可能になるため好ましい。本発明の冷間加工後の棒鋼外径は工具間隔Ｇにより変化するが、冷間加工後の棒鋼外径は棒鋼初期外径Ｄ０に対して０．９８以下にすると優れた降伏強度が得られるため、冷間加工後の棒鋼外径は棒鋼初期外径Ｄ０に対して０．９８以下にする。過度に小さい棒鋼初期外径Ｄ０に対する冷間加工後の棒鋼外径は成形荷重増大による焼き付きやスケール剥離が発生する可能性があるため、棒鋼初期外径Ｄ０に対する冷間加工後の棒鋼外径は０．７５以上とすることが好ましい。また、過度に大きい棒鋼初期外径Ｄ０に対する冷間加工後の棒鋼外径は棒鋼表層の高い硬度分布が得られにくくなるため０．９５以下にすると好ましい。
【0058】
冷間加工における加工温度は、累積した転位が消失しない温度に管理することが必要である。転位が消失しない範囲であれば加熱や加工速度を上昇させた場合の発熱も問題ないが、加工時には棒鋼１が到達する最高温度（最高加工温度）は３００℃以下で管理されることが好ましい。この温度は冷間加工直後の棒鋼外表面温度を測定して得られる。温度測定は非接触式、接触式いずれの温度計が使用できる。
【0059】
本発明で冷間加工後に転位が消失しない範囲で熱処理を行っても良い。熱処理を行うことで冷間加工後の残留応力を低減し、より疲労強度の向上も図りやすくなるため好ましい。熱処理温度の上限は転位が消失して軸方向降伏強度が低下しない温度である３００℃以下が好ましい。また、上記温度における保持時間は３００秒以上３６００秒以下とすることが好ましい。
【実施例0060】
以下、実施例に基づいて本発明を説明する。
【0061】
表１に示す鋼種Ａ～Ｎの化学成分の鋼を真空溶解炉で溶製した。
【0062】
【表1】
【0063】
化学成分Ａ～Ｎの素材を１２００℃以上で加熱し、その後、熱間圧延によりΦ６０ｍｍの丸棒形状とした。丸棒形状の棒鋼の一部は焼鈍熱処理として９５０℃で１時間保持する再加熱を行った後、冷間加工前に炉内で徐冷する焼鈍を行った。
【0064】
鋼種Ａ～Ｎについては熱間圧延のみ、または熱間圧延後に焼鈍熱処理、または熱間圧延後に酸洗処理を行い、焼鈍熱処理を施した棒鋼を作製し、冷間加工用の供試材とした。比較材として上記で作製した棒鋼を酸により酸化スケールを除去したものも準備した。
【0065】
冷間加工条件と機械的特性の評価結果を表２に示す。
【0066】
冷間加工は本発明の冷間加工方法の形態の一つである３つのロール工具を用いる手法で行った。比較のために、冷間引抜加工も行っており、熱間圧延された棒鋼と焼鈍後の棒鋼を素材として、表面の酸化スケールを酸により完全に除去したのち、棒鋼表面に潤滑用の化成被膜処理を行い、Φ５８ｍｍからΦ４８ｍｍの外径へ１回から３回の引抜加工を行った。
【0067】
本発明の冷間加工では３個のロール工具を棒鋼外周に１２０°ピッチで配置し、ロール間隔Ｇ１を調整して、工具と棒鋼表面の接触回数を１回(棒鋼表面と工具が１回接触することを１回とする)から３回とした冷間加工により棒鋼外径をΦ５８ｍｍからΦ４８ｍｍとした。比較材として、冷間引抜を行ったものを準備した。
【0068】
冷間引抜と本発明の冷間加工中の加工温度は加工直後に非接触の放射温度計で測定した。また、一部の条件では焼鈍熱処理として冷間加工後に９５０℃まで加熱し１時間保持し、その後炉冷を行った。また、一部の条件では加熱温度と保持時間を制御した熱処理を行い、熱処理後は放冷した。
【0069】
比較材として、一部冷間加工後に焼鈍を行ったものを準備した。
【0070】
冷間加工後の棒鋼は表面から棒鋼中心方向へ３ｍｍの位置で視野３００μｍ×３００μｍの範囲を鏡面研磨し、ナイタール腐食後に光学顕微鏡で観察して組織を特定した。なお、観察対象面は、軸方向に垂直な断面とした。
光学顕微鏡ではフェライト粒またはフェライト粒とセメンタイト粒が合計５０個以上に視野に入る倍率１００～４００倍で観察して組織を特定した。
光学顕微鏡ではフェライト粒またはフェライト粒とセメンタイト粒が合計５０個以上に視野に入る倍率１００～４００倍で観察して組織を特定した。
【0071】
また、棒鋼表面から棒鋼中心方向へ向かった３ｍｍまでの領域内で、測定範囲２ｍｍ×２ｍｍの領域についてＸ線による残留オーステナイト相分率測定を行った。
Ｘ線による残留オーステナイト相分率測定に用いた供試材の調整方法を説明する。供試材は棒鋼中心方向へ向かった３ｍｍまでの位置から、棒鋼垂直断面を対象面として２ｍｍ角の板サンプルを採取し、測定面を鏡面研磨後に電解研磨して調整した。調整後の試験片はスリット幅１．５ｍｍのＸ線回折にてｂｃｃとｆｃｃのピークを測定し、強度比を比較することでｂｃｃ中のｆｃｃ分率を計算し、これを残留オーステナイト相分率とした。
Ｘ線による残留オーステナイト相分率測定に用いた供試材の調整方法を説明する。供試材は棒鋼中心方向へ向かった３ｍｍまでの位置から、棒鋼垂直断面を対象面として２ｍｍ角の板サンプルを採取し、測定面を鏡面研磨後に電解研磨して調整した。調整後の試験片はスリット幅１．５ｍｍのＸ線回折にてｂｃｃとｆｃｃのピークを測定し、強度比を比較することでｂｃｃ中のｆｃｃ分率を計算し、これを残留オーステナイト相分率とした。
【0072】
組織観察の結果、鋼種Ｈ～Ｋは鋼中に黒鉛や窒素ガスによる空孔、または冷間加工中に割れが発生し、所定の棒鋼形状に仕上げることができなかったため以後の調査を打ち切った。
【0073】
鋼種Ａ～Ｇ、Ｌ～Ｎの機械的特性の評価として棒鋼軸方向の降伏強度、棒鋼内外部硬さ比を比較した。降伏強度は棒鋼表面から棒鋼中心方向へ３ｍｍ位置よりΦ３ｍｍの丸棒引張試験片を採取し、引張速度１ｍｍ／ｍｉｎで引張試験を実施して測定した。なお、降伏強度は０．２％耐力とした。
【0074】
棒鋼断面の硬さ分布はビッカース硬さ試験機を用いて評価した。硬さは冷間加工後の棒鋼を軸方向に輪切りし、断面を研磨した後に外表面から棒鋼中心部にかけて３ｍｍの範囲において０．５ｍｍピッチで測定した。また、測定は棒鋼周方向に３か所の位置で行った。測定した硬度について棒鋼表面から３ｍｍ位置までの硬度の平均値を棒鋼中心部の硬度で除した値を棒鋼内外部硬さ比とした。
【0075】
棒鋼表面のカキ疵抑制効果はスケール厚さ測定とひっかき試験により評価した。
この評価では、まず、冷間加工後の棒鋼を軸方向に輪切り切断し、切断した断面が対象面になるように表層部分を樹脂に埋め込んで鏡面まで研磨した後に酸化スケールの厚さを測定した。酸化スケールの厚さは光学顕微鏡で観察し測定した。酸化スケールと母材の金属との境界が分かりにくいものについてはＳＥＭ－ＥＤＳによる酸素分析を行い、母材金属中に酸素４００質量ｐｐｍ以上浸潤している領域を酸化スケールと定義して厚さを測定した。次に、冷間加工後の棒鋼表面に超硬材で出来た針を当て、その針に７ｋｇの重錘を乗せて軸方向に針を走査し、カキ疵を与え、カキ疵の深さを評価した。カキ疵深さの測定はカキ疵と直行する方向、すなわち、棒鋼周方向に輪切り切断を行い、軸方向と垂直になる断面が対象面になるように試料を樹脂に埋め込んで鏡面研磨後に光学顕微鏡で表面カキ疵部を観察して行った。カキ疵深さは針による凹み部について凹み底部と棒鋼表面までの距離を評価した。
この評価では、まず、冷間加工後の棒鋼を軸方向に輪切り切断し、切断した断面が対象面になるように表層部分を樹脂に埋め込んで鏡面まで研磨した後に酸化スケールの厚さを測定した。酸化スケールの厚さは光学顕微鏡で観察し測定した。酸化スケールと母材の金属との境界が分かりにくいものについてはＳＥＭ－ＥＤＳによる酸素分析を行い、母材金属中に酸素４００質量ｐｐｍ以上浸潤している領域を酸化スケールと定義して厚さを測定した。次に、冷間加工後の棒鋼表面に超硬材で出来た針を当て、その針に７ｋｇの重錘を乗せて軸方向に針を走査し、カキ疵を与え、カキ疵の深さを評価した。カキ疵深さの測定はカキ疵と直行する方向、すなわち、棒鋼周方向に輪切り切断を行い、軸方向と垂直になる断面が対象面になるように試料を樹脂に埋め込んで鏡面研磨後に光学顕微鏡で表面カキ疵部を観察して行った。カキ疵深さは針による凹み部について凹み底部と棒鋼表面までの距離を評価した。
【0076】
【表2】
【0077】
表２の結果から、熱間圧延または焼鈍熱処理後の棒鋼に対して本発明例の冷間加工を行った条件では４００ＭＰa以上の優れた軸方向降伏強度が得られ、更に、冷間加工後の棒鋼表面で１０μｍ以上の酸化スケールが得られ、１００μｍ以下となるカキ疵深さである優れた耐カキ疵性が得られた。
【符号の説明】
【0078】
１ 棒鋼
３ 工具
５ 工具の移動している方向
６ 棒鋼の回転方向
Ｄ０ 棒鋼初期外径
Ｇ 工具間隔
１／２Ｇ 縮径に使用する工具全てと接する真円を幾何学的に求めた時の半径
３ 工具
５ 工具の移動している方向
６ 棒鋼の回転方向
Ｄ０ 棒鋼初期外径
Ｇ 工具間隔
１／２Ｇ 縮径に使用する工具全てと接する真円を幾何学的に求めた時の半径
【図1】
【図2】