JP4540428B2

JP4540428B2 - 熱間圧延型非調質棒鋼の製造方法

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Publication number: JP4540428B2
Application number: JP2004250348A
Authority: JP
Inventors: 邦和冨田; 隆岩本; 康正平井; 高明豊岡; 和明福岡; 哲夫白神
Original assignee: JFE Steel Corp; JFE Bars and Shapes Corp
Current assignee: JFE Steel Corp; JFE Bars and Shapes Corp
Priority date: 2004-08-30
Filing date: 2004-08-30
Publication date: 2010-09-08
Anticipated expiration: 2024-08-30
Also published as: JP2006063425A

Description

本発明は、熱間圧延ままの非調質材であっても、引張強度が700MPa以上で、かつ表層部と中央部の引張強度の差が80MPa以下、降伏強度の差が100MPa以下であり、しかも高靱性で切削性にも優れる、熱間圧延型非調質棒鋼の製造方法に関するものである。

なお、本発明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、製品に加工後に調質処理を要しない棒鋼のことを意味する。

自動車をはじめとして、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だけでなく、焼入れ焼戻しによらず鋼の化学成分や組織の調整によって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−パーライト二層組織が一般的で、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、絞り値および衝撃値が低く、一方降伏強度を同程度とした場合には、引張強度すなわち硬度が過度に上昇し、切削性が低下することが指摘されていた。

上記の背景の下で、特許文献１および特許文献２には、高強度で高降伏比、か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、疑似マルテンサイトを有する組織をそなえた鋼材を、冷間加工後、600℃以下で時効処理し、CuおよびTi−Nb系炭化物を析出させることからなる技術が開示されている。

しかしながら、実製造において、上記したような複数の組織の比率を厳格に制御することは極めて難しく、また多量のCu添加による析出強化を利用する場合に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るため、大量消費される構造部品としては適当ではないという問題があった。

そこで、発明者らは、実製造においても生産性が低下せず、また安価な成分系で700MPa以上の引張強度と0.85以上の降伏比を有し、かつ靱性にも優れる熱間圧延型非調質棒鋼を得る技術として、フェライト単相組織中に粒径が10nm未満の微細析出物を分散析出させる技術を開発し、特許文献３において開示した。
しかしながら、特許文献３の技術は、その実施例からも判るように比較的直径の小さな小径の棒鋼を対象として考案されたものであり、直径の大きな大径の棒鋼には必ずしも適用することができないという問題があった。
すなわち、特許文献３の技術は、熱間圧延後の冷却中に微細析出物を分散析出させることを基本としているが、直径が大きくなり、棒鋼の冷却速度が0.2℃/s以下になると、析出物が十分に微細とはならず、所定の特性が得られない場合があった。また、棒鋼の表層部と中央部の冷却速度差に配慮していないため、冷却速度が比較的早い表層部にはベイナイト等の低温変態相が生成し、表層部と中央部とで引張強度および降伏強度に大きな差異を生じる場合があることが知見された。

特開2001−123224号公報特開2001−131680号公報特開2004−3008号公報

本発明は、上記の実状に鑑み開発されたもので、安価な成分系で、かつ実製造で容易に製造可能で、しかも棒鋼の寸法が120〜400mmと大径の棒鋼であっても、700MPa以上の引張強度と調質材に匹敵する高い靱性を有し、しかも表層部と中央部の引張強度および降伏強度の差が小さく直径方向の強度均一性に優れた熱間圧延型非調質棒鋼の有利な製造方法を提案することを目的とする。

さて、発明者らは、上記の目的を達成すべく鋭意研究を重ねた結果、析出物の微細化には、析出物の析出挙動とフェライト変態の進行が密接に関係していることを突き止めた。
具体的には、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物の析出が競合するような場合に、析出物が効果的に微細化されることの知見を得た。
本発明は、上記の知見に立脚するものである。

すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．質量％で、
Ｃ：0.060〜0.120％、
Si：0.5％以下、
Mn：下記（１）式の範囲、
Al：0.1％以下、
Ti：0.03〜0.35％および
Mo：0.05〜0.8％
を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼素材を、1100℃以上に加熱後、仕上温度：850℃以上で仕上径を120〜400mmとして熱間圧延を終了したのち、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。
記
-0.239×log(CR₁)＋0.889≦Mn≦-0.524×log(CR₂)＋1.218 ・・・（１）
ここで、CR₁：圧延後、500℃までの棒鋼中央部の平均冷却速度（℃/s）
CR₂：圧延後、500℃までの棒鋼表層部の平均冷却速度（℃/s）

２．上記１において、鋼中のＣ，TiおよびMo量が、次式（２）の関係を満足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。
0.5≦(Ｃ/12)／[(Ti/48)＋(Mo/96)]≦1.5 ・・・（２）

３．上記１または２において、鋼素材が、さらに質量％で
Nb：0.08％以下、
Ｖ：0.15％以下および
Ｗ：1.5％以下
のうちから選んだ一種または二種以上を含有する組成になることを特徴とする熱間圧延型非調質棒鋼の製造方法。

４．上記３において、鋼中のＣ，Ti，Mo，Nb，ＶおよびＷ量が、次式（３）の関係を満足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。
0.5≦(Ｃ/12)／[(Ti/48)＋(Mo/96)＋(Nb/93)＋(Ｖ/51)＋(Ｗ/184)]≦1.5 ・・・（３）

本発明によれば、安価な成分系で、しかも実製造で容易に製造可能な、700 MPa以上の引張強度と調質材に匹敵する高い靱性を有し、さらに表層部と中央部の引張強度および降伏強度の差が小さく直径方向の強度均一性に優れた熱間圧延型非調質棒鋼を得ることができる。
また、本発明によれば、調質処理が不要なだけでなく、棒鋼の寸法に制約がないので、産業上極めて有用である。

以下、本発明を具体的に説明する。
まず、本発明において、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。なお、成分に関する「％」表示は特に断らない限り質量％を意味するものとする。
Ｃ：0.060〜0.120％
Ｃが0.060％に満たないと微細析出物の析出量が不足して、700MPa以上の引張強度が得られず、一方Ｃを0.120％を超えて含有させると析出物が粗大化し、やはり700MPa以上の引張強度が得られないため、Ｃ量は0.060〜0.120％の範囲に限定した。

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、含有量が0.5％を超えると、むしろその効果が損なわれるため、Si量は0.5％以下とする。より好ましくは0.15％以下である。

Mn：下記（１）式の範囲
記
-0.239×log(CR₁)＋0.889≦Mn≦-0.524×log(CR₂)＋1.218 ・・・（１）
ここで、CR₁：圧延後、500℃までの棒鋼中央部の平均冷却速度（℃/s）
CR₂：圧延後、500℃までの棒鋼表層部の平均冷却速度（℃/s）
Mnは、析出物を微細に析出させるため、並びに表層部におけるベイナイト等の低温変態相の生成を防止するために、上掲（１）式の範囲に制御することが重要である。

図１に、0.075%Ｃ−0.2%Si−0.16%Ti−0.34%Mo−0.015%Ｐ−0.015%Ｓ−0.045%Al−0.0033％Ｎ鋼をベースに、Mn量を種々変化させた鋼を溶製し、これを1200℃に加熱後、仕上温度900℃で棒鋼に熱間圧延した際の、鋼組織と析出物の大きさについて調査した結果を、鋼中Mn量および熱間圧延後の冷却速度との関係で示す。
なお、熱間圧延に際しては、熱間圧延後の冷却速度を変化させるために、棒鋼の仕上寸法を20mmφ〜400mmφの範囲で変えると共に、圧延後の冷却を空冷、保温カバー内徐冷、ミスト冷却の３種の方法で行った。冷却速度についてはオンラインでの測定が困難なため、熱間圧延での仕上寸法と同サイズの短尺の棒鋼を準備し、表層から中心方向に６mm深さ入った位置（以下表層部という）と棒鋼中心（以下中心部という）に熱電対を装着し、これをオフラインで900℃に加熱後、上記の熱間圧延の場合と同様に、空冷、保温カバー内徐冷、ミスト冷却することで、500℃までの平均冷却速度を求めた。

図１から明らかなように、棒鋼の組織と析出物の大きさは、Mn量と冷却速度に応じて変化する。
Mn量が直線ａおよび直線ｂで挟まれる領域、すなわち冷却速度から計算される値｛-0.239×log(CR)＋0.889｝以上、｛-0.524×log(CR)＋1.218｝以下である場合に、フェライト単相で、しかもこのフェライト中に粒径：10nm未満の微細析出物が分散した組織が得られている。
これに対し、Mn量が冷却速度から計算される値｛-0.239×log(CR)＋0.889｝を下回る場合には、フェライト単相とはなるものの、析出物の粒径は10nm以上になってしまう。また、Mn量が｛-0.524×log(CR)＋1.218｝を超えた場合には、組織の一部にフェライトが存在するものの、大部分はベイナイト等の低温変態相になってしまう。

従って、フェライト単相で、かつこのフェライト中に粒径：10nm未満の微細析出物が分散した組織を得るには、Mn量を冷却速度との関連で、｛-0.239×log(CR)＋0.889｝以上、｛-0.524×log(CR)＋1.218｝以下の範囲に調整することが重要である。
しかしながら、棒鋼の冷却速度は、必ずしも均等ではなく、中央部が最も小さく、表層部で最も大きい。

そこで、本発明では、直線ａ｛＝-0.239×log(CR)＋0.889｝に対して、冷却速度が最も小さい中央部の冷却速度CR₁を適用し、一方直線ｂ｛＝-0.524×log(CR)＋1.218｝に対して、冷却速度が最も大きい表層部の冷却速度CR₂を適用し、鋼中のMn量がこれらの直線で挟まれる範囲すなわち上掲（１）式を満足する範囲に制御することにより、棒鋼の表層部から中央部にわたる何れの位置においても、フェライト単相中に粒径：10nm未満の微細析出物が分散した組織を得るものとした。
なお、フェライト変態および析出物の析出とも500℃までに終了するので、冷却速度については、圧延後から500℃までを考えれば良い。

ところで、上記したような検討を進めるなかで、発明者らは、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ような場合に、効果的に析出物が微細化することを新たに見出した。
図１に示したとおり、析出物が10nm未満に微細化するためのMn量の下限は冷却速度が遅いほど上昇するが、これもフェライト変態と析出の競合関係から、以下のように説明することができる。

本発明では、熱間圧延後の冷却中にフェライト変態が開始した後に析出物の析出が開始する。ここで、フェライト変態温度は冷却速度が遅いほど高いため、冷却速度が遅い場合には、フェライト変態が開始した後、かなりの温度降下を待って析出が開始する。ところが、析出物を微細化するには、フェライト変態の開始温度と析出の開始温度の差を縮め、フェライト変態と析出を競合させる必要がある。
そこで、本発明では、Mnを添加し、フェライト変態温度の低下を図るのである。この場合、フェライト変態温度が高くなる低冷却速度側ほどフェライト変態温度の下げ代が増大するため、Mnの添加量を増大することが必要になるのである。
そのため、図１に示したように、析出物微細化のためのMn量の下限は冷却速度が遅いほど上昇するのである。

また、Mn量の上限も冷却速度が遅いほど上昇する。この理由は、冷却速度が遅い場合には、ベイナイト等の低温変態相が生じにくいため、焼入れ性上昇元素でもあるMnの添加許容量が拡大するためと考えられる。

Al：0.1％以下
Alは、脱酸剤として作用する。しかしながら、含有量が 0.1％を超えるとその効果が飽和するため、Al量は0.1％以下とする。より好ましくは0.05％以下である。

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て、強度を向上させる有用元素である。ここに、引張強度：700MPa以上を確保するためには0.03％以上のTi添加が必要であるが、0.35％を超えて添加すると析出物が粗大化し、強度、靭性が低下する。そのため、Ti量は0.03〜0.35％の範囲に限定した。より好ましくは0.03〜0.20％の範囲である。

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て、強度を向上させる有用元素である。また、Moは、拡散速度が遅く、Tiと共に析出する場合、析出物の成長速度が低下して、微細な析出物が得易いという利点もある。ここに、引張強度：700MPa以上を確保するためには0.05％以上のMo添加が必要であるが、0.8％を超えて添加するとベイナイト等の低温変態相を形成し、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量は0.05〜0.8％の範囲に限定した。より好ましくは0.15〜0.50％の範囲である。

また、上記の成分組成において、特に鋼中のＣ，TiおよびMo量に関し、次式（２）の関係を満足させることが有利である。
0.5≦(Ｃ/12)／[(Ti/48)＋(Mo/96)]≦1.5 ・・・（２）
この（２）式で示すパラメーターは、析出物の大きさに影響を与えるもので、0.5以上、1.5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とりわけ有利である。

なお、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、さらに微細な炭化物ではTi／Mo比が0.7〜1.5であることが観察された。

以上、必須成分について説明したが、本発明では、その他にも、強度などの一層の向上を図るために、Nb，ＶおよびＷのうちから選んだ一種または二種以上を添加することができる。
Nb：0.08％以下
Nbは、Tiと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を向上させる。しかしながら、Nbを0.08％を超えて含有させると過度に微細化し、かえって延性が低下するため、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。

Ｖ：0.15％以下
Ｖも、Tiと微細析出物を形成して強度上昇に寄与する。しかしながら、0.15％を超えて含有させると析出物が粗大化するようになるため、含有量は0.15％以下とする。より好ましくは0.10％以下である。

Ｗ：1.5％以下
Ｗも、Tiと徹細析出物を形成して強度上昇に寄与する。しかしながら、1.5％を超えて含有させると析出物が粗大化するようになるため、含有量は1.5％以下とする。より好ましくは1.0％以下である。

上記したNb，Ｖ，Ｗなどを添加した場合、析出物を微細化させるためには、これらの元素とＣ，Ti，Moの量について、次式（３）の関係を満足させることが有利である。
0.5≦(Ｃ/12)／[(Ti/48)＋(Mo/96)＋(Nb/93)＋(Ｖ/51)＋(Ｗ/184)]≦1.5 ・・・（３）
この（３）式で示すパラメーターも、前掲（２）式と同様、析出物の大きさに影響を与えるもので、この値を0.5以上、1.5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る。

なお、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、さらに微細な炭化物ではこの比が0.7〜1.5であることが観察された。

さらに、本発明では、部品加工時の切削性を向上させるために、Ｓを0.03〜0.1％とした上で、Pb≦0.2％、Ca≦0.005％、Bi≦0.1％およびＢ≦0.02％のうちから選んだ一種または二種以上を含有させることが有利である。
ここに、Ｓ量を0.03〜0.1％としたのは、Ｓ量が0.03％に満たないと切削性の向上が図れず、一方0.1％を超えると靭性や延性が劣化するからである。また、Pb，Ca，BiおよびＢについても、これらの元素がそれぞれ上限値を超えると靭性や延性が低下するからである。

その他、強度、延性の向上を目的として、Cr，NiおよびCuのうちから選んだ一種または二種以上をCr≦0.5％、Ni≦0.5％、Cu≦0.5％の範囲で添加することができる。
また、さらに棒鋼の靱性を向上させるためには、不可避的不純物であるＰとＮを低減することが望ましい。具体的には、Ｐについては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、0.005％以下に規制することがさらに好ましい。

次に、本発明における鋼組織について説明する。
まず、本発明において、鋼組織をフェライト単相組織とした理由は、鋼組織をフェライト単相にすることで調質材に匹敵する靭性が得られるからである。

本発明において、フェライト単相組織とは、断面組織観察（200倍の光学顕微鏡組織観察）でフェライトの面積率が棒鋼の表層部から中央部の何れにおいても95％以上、好ましくは98％以上であることを指す。

また、フェライト単相組織中に析出する微細析出物について、粒径：10nm未満の微細析出物とした理由は次のとおりである。
析出物の粒径が10nm以上の場合、自動車をはじめとする輸送機械や建設機械などの機械構造部品として必要な引張強度700MPa以上が得難い。また、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を小さくできるため、調質鋼に匹敵する被削性が得られる。なお、微細析出物は熱間圧延後の冷却中に析出させる。

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以下、さらに望ましくは３nm以下である。かような微細析出物としては、Ti，Moを複合含有した炭化物、またそれらにさらにNb，Ｖ，Ｗの一種または二種以上を含有させた炭化物が有利に適合する。

また、粒径が10nm未満の微細析出物は、その個数が1000個／μm³以上であると、700MPa以上の引張強度を得やすくなるため、1000個／μm³以上存在させることが好ましい。
これらの微細析出物の分布形態は特に規定しないが、母相中に均一分散することが好ましい。また、析出物の大きさは、全析出物のうちの90％以上が10nm未満であれば700MPa以上の引張強度が得られる。但し、粒径があまりに大きい析出物は、微細析出物形成元素を消費し、強度に悪影響を与えるため、存在する析出物の粒径は、50nm以下に抑えることが好ましい。

なお、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。

微細析出物の析出個数は以下の方法により求める。
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小限に抑えるために、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。

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行うことができる。粒子数および粒子径の測定は試料の0.5μm×0.5μmの領域４箇所について行い、１μm²当りに分布する析出物を粒径ごと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当りに分布する粒子径ごとの個数を算出し、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。

次に、本発明の好適製造条件について説明する。
・加熱温度
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、加熱炉にて一旦固溶させる必要がある。その際、加熱温度が1100℃未満であると、Ti−Mo系炭化物等が十分に固溶しないため、加熱温度は1100℃以上とする。

・仕上温度
本発明では、微細析出物を得るために、熱間圧延後の冷却速度に応じてMn量を調整し、フェライト変態の開始温度を制御することで、フェライト変態と析出の競合を図っている。ところが、熱間圧延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変化させ、Mn量の適正範囲に影響を及ぼしてしまう。これを避けるには、仕上温度を歪の影響が現れない高温にすれば良い。この点から、仕上温度は850℃以上とする。

・冷却速度
フェライト変態の開始温度を制御し、フェライト変態と析出を競合させれば析出物は微細に析出する。本発明では、熱間圧延後の冷却速度に応じてMn量を調整することでフェライト変態の開始温度を制御する。また、冷却速度に応じてMn量を調整すれば、ベイナイト等の低温変態相の生成を防止することができる。
このように、本発明では冷却速度を制御するのではなく、冷却速度に応じてMn量を調整することで適正組織が得られるため、冷却速度については特に規定する必要はない。

表１に示す成分組成になる鋼を溶製し、これを表２および表４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、本発明の適正範囲を満たす発明鋼、本発明の適正範囲を外れた比較鋼に加えて、従来鋼としてS45C調質材の非調質鋼（鋼番10）も溶製した。

熱間圧延においては、図１のところで述べたのと同様に、棒鋼の仕上寸法と圧延後の冷却方法を変えることで冷却速度を変化させた。冷却速度についてはオンラインでの測定が困難なため、熱間圧延での仕上寸法と同サイズの短尺の棒鋼を準備し、表層部と中心部に熱電対を装着し、これをオフラインで熱間圧延と同様の条件で冷却し、500℃までの平均冷却速度を求めた。なお、本発明では、Mn量を圧延後の冷却速度に合わせて適正化することが重要であるため、表１には、各鋼を熱間圧延した際の圧延後の冷却速度と、それから計算されるMn量の適正範囲を併記した。

かくして得られた棒鋼について、組織観察、引張試験および衝撃試験を行った。
組織観察としては．棒鋼断面をナイタールで腐食後、棒鋼の表層部と中心部を光学顕微鏡で観察した。
また、棒鋼の表層部と中心部から電解研磨にて薄膜試料を作製し、透過型電子顕微鏡（TEM）で観察することにより、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、析出物を同定した。

引張試験では、表層部と中央部の２箇所の引張試験値を得るため、平行部の直径が６mmφ、平行部長さが40mmの小径試験片を用いた。
衝撃試験では、JIS３号のＵノッチ衝撃試験片を用い、棒鋼中心部の試験温度：20℃における吸収エネルギーを測定した。

上記した組織観察、引張試験および衝撃試験によって得られた結果を、表３および表５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み合せて起番した（例えば、鋼番１を条件Ａで熱間圧延した場合は１−Ａと起番した）。

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60％以上を超える場合はＴと略記した。
析出物については、平均粒子径を記載した。なお、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±10nmであった。また、組織に低温変態相が生成した場合、転位密度が高くなり析出物の観察が困難となるため、粒子径の測定は省略した。

表中のYS（中央部）、TS（中央部）は棒鋼中心部の降伏強度と引張強度、△YSは棒鋼の表層部の降伏強度と中心部の降伏強度の差：YS（表層部）−YS（中央部）、△TSは棒鋼の表層部の引張強度と中心部の引張強度の差：TS（表層部）−TS（中央部）、そして_uE20は棒鋼中心部の試験温度：20℃における吸収エネルギーである。
ここで、引張強度が700MPa以上、また絶対値で△YSが100MPa以下、△TSが80MPa以下を満たすことが本発明の要件の一つである。

表３、表５から明らかなように、鋼組成および熱間圧延条件とも本発明の適正範囲を満足する発明例はいずれも、700MPa以上の高い引張強度が得られ、また表層部と中央部の降伏強度の差△YSは100MPa以下、表層部と中央部の引張強度の差△TSは80MPa以下であり、直径方向の強度の均一性に優れていることが分かる。さらに、吸収エネルギー_uE20も 100J/cm₂以上であり、強度が同程度の従来例（No.10−Ａ、10−Ｂ、10−Ｃ）に比べて高靱性であることが分かる。

これに対し、鋼組成および熱間圧延条件の少なくともどちらかが本発明の適正範囲を外れた比較例では、引張強度、表層部と中央部の降伏強度の差△YSおよび表層部と中央部の引張強度の差△TSの何れかが本発明の要件を満たさない。
No.６−Ａは、Ｃが低いため、微細析出物の析出量が不足しており、引張強度が低い。
No.７−Ａは、Ｃが高すぎるため、析出物が粗大化しており．引張強度が低い。また、吸収エネルギー_uE20も88J/cm₂と低く、靱性に劣る。
No.８−Ａ、16−Ｂは、Mnが低いため、中央部の析出物が粗大化しており、引張強度が低い。また、表層部と中央部の降伏強度の差△YSおよび引張強度の差△TSとも大きく、直径方向の強度の均一性に劣る。さらに、吸収エネルギー_uE20も低く、靱性にも劣る。
No.29−Ｃも、Mnが低いが、この例では表層部、中央部とも析出物が粗大化しており、引張強度が低い。また、吸収エネルギー_uE20も85J/cm₂と低く、靱性に劣る。
Mnの高いNo.９−Ａ、17−Ｂ、30−Ｃでは、表層部に低温変態相が生成してしまう。また、表層部と中央部の降伏強度の差△YSおよび引張強度の差△TSの少なくとも一方が大きく、直径方向の強度の均一性に劣る。
No.18−Ｂは、Tiが低いため、引張強度が低い。一方、Tiが高いNo.19−Ｂでは、表層部、中央部とも析出物が粗大化しており、引張強度が低く、吸収エネルギーも低い。
No.20−Ｂは、Moが低いため、引張強度が低い。一方、Moが高いNo.21−Ｂでは、表層部、中央部とも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、表層部と中央部の引張強度の差△TSが大きく、直径方向の強度の均一性に劣る。さらに、吸収エネルギー_uE20も51J／cm₂と低く、靱性にも劣る。

No.１−Ｇは、加熱温度が低いため、熱間圧延前の鋳片に析出しているTi−Mo系炭化物等の析出物が加熱時に十分固溶せず、引張強度が低い。なお、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。
No.１−Ｈは、仕上温度が低いため、圧延で導入された歪がフェライト変態の開始温度を変化させ、Mn量の適正範囲に影響を及ぼした。このため、中央部で析出物が粗大化しており、引張強度が低い。また、表層部と中央部の降伏強度の差△YSおよび引張強度の差△TSとも大きく、直径方向の強度の均一性に劣る。さらに、吸収エネルギー_uE20も低く、靱性にも劣る。
なお、本実施例において、発明例について観察された微細析出物（粒径＜10nm）は、主にMo，Tiの炭化物、またNb，Ｖ，Ｗのいずれかが含まれている鋼の場合には、Mo，Tiと、Nb，Ｖ，Ｗのうちいずれかが含まれる炭化物であることを同定できた。

鋼組織と析出物の大きさに及ぼす鋼中Mn量および熱間圧延後の冷却速度の影響を示したグラフである。

Claims

質量％で、
Ｃ：0.060〜0.120％、
Si：0.5％以下、
Mn：下記（１）式の範囲、
Al：0.1％以下、
Ti：0.03〜0.35％および
Mo：0.05〜0.8％
を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼素材を、1100℃以上に加熱後、仕上温度：850℃以上で仕上径を120〜400mmとして熱間圧延を終了したのち、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。
記
-0.239×log(CR₁)＋0.889≦Mn≦-0.524×log(CR₂)＋1.218 ・・・（１）
ここで、CR₁：圧延後、500℃までの棒鋼中央部の平均冷却速度（℃/s）
CR₂：圧延後、500℃までの棒鋼表層部の平均冷却速度（℃/s）
請求項１において、鋼中のＣ，TiおよびMo量が、次式（２）の関係を満足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。
0.5≦(Ｃ/12)／[(Ti/48)＋(Mo/96)]≦1.5 ・・・（２）
請求項１または２において、鋼素材が、さらに質量％で
Nb：0.08％以下、
Ｖ：0.15％以下および
Ｗ：1.5％以下
のうちから選んだ一種または二種以上を含有する組成になることを特徴とする熱間圧延型非調質棒鋼の製造方法。
請求項３において、鋼中のＣ，Ti，Mo，Nb，ＶおよびＷ量が、次式（３）の関係を満足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。
0.5≦(Ｃ/12)／[(Ti/48)＋(Mo/96)＋(Nb/93)＋(Ｖ/51)＋(Ｗ/184)]≦1.5 ・・・（３）