JP2000336456A - 機械構造用熱間圧延線材・棒鋼及びその製造方法 - Google Patents
機械構造用熱間圧延線材・棒鋼及びその製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 従来の熱間圧延後に軟化焼鈍を施した線材・
棒鋼と同等の冷間加工性を有する熱間圧延ままでの機械
構造用線材・棒鋼及びその製造方法を提供する。 【解決手段】 重量％で、 Ｃ ：０．１〜０．５％、 Ｓｉ：０．０１〜０．５％、 Ｍｎ：０．３〜１．５％、 残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、必要に応じて強化
成分元素を含有する鋼であって、ミクロ組織がフェライ
トとパーライトから成り、ＪＩＳ Ｇ ０５５２で規定
するフェライト結晶粒度番号が１１以上であって、円相
当直径が２μｍ以下で、かつアスペクト比で３以下の粒
状炭化物を面積率で３〜１５％を含むことを特徴とする
機械構造用熱間圧延線材・棒鋼。
棒鋼と同等の冷間加工性を有する熱間圧延ままでの機械
構造用線材・棒鋼及びその製造方法を提供する。 【解決手段】 重量％で、 Ｃ ：０．１〜０．５％、 Ｓｉ：０．０１〜０．５％、 Ｍｎ：０．３〜１．５％、 残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、必要に応じて強化
成分元素を含有する鋼であって、ミクロ組織がフェライ
トとパーライトから成り、ＪＩＳ Ｇ ０５５２で規定
するフェライト結晶粒度番号が１１以上であって、円相
当直径が２μｍ以下で、かつアスペクト比で３以下の粒
状炭化物を面積率で３〜１５％を含むことを特徴とする
機械構造用熱間圧延線材・棒鋼。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、機械構造用熱延線
材・棒鋼及びその製造方法に関し、さらに詳しくは、自
動車用部品、建設機械用部品等の製造に際して、圧延ま
まで軟化焼鈍を省略して引き抜き、切削、冷間鍛造等の
冷却加工を容易に行うことができる軟質線材・棒鋼及び
その製造方法に関するものである。
材・棒鋼及びその製造方法に関し、さらに詳しくは、自
動車用部品、建設機械用部品等の製造に際して、圧延ま
まで軟化焼鈍を省略して引き抜き、切削、冷間鍛造等の
冷却加工を容易に行うことができる軟質線材・棒鋼及び
その製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】従来、自動車用部品、建設機械用部品等
は、熱延線材・棒鋼に軟化焼鈍を施して冷間加工性を確
保した後に、冷間鍛造、引き抜き、切削等の冷間加工に
より成形し、焼入れ焼戻しを施して製造されている。
は、熱延線材・棒鋼に軟化焼鈍を施して冷間加工性を確
保した後に、冷間鍛造、引き抜き、切削等の冷間加工に
より成形し、焼入れ焼戻しを施して製造されている。
【０００３】この軟化焼鈍工程は、例えば、機械部品の
一つであるボルトを熱延線材から製造する場合、冷間加
工量の少ないスタッドボルト等では約６５０℃で５時間
の低温焼鈍を、六角ボルト等では約７００℃で７時間の
通常焼鈍を、また、冷間加工量の多いフランジ付きボル
ト等では約７２０度で２０時間の球状化焼鈍を施して冷
間加工性を確保している。
一つであるボルトを熱延線材から製造する場合、冷間加
工量の少ないスタッドボルト等では約６５０℃で５時間
の低温焼鈍を、六角ボルト等では約７００℃で７時間の
通常焼鈍を、また、冷間加工量の多いフランジ付きボル
ト等では約７２０度で２０時間の球状化焼鈍を施して冷
間加工性を確保している。
【０００４】このように、軟化焼鈍工程は長時間を要
し、さらに、焼鈍処理のコストは近年のエネルギー高騰
のため、機械部品等の製造コストのなかで大きなウエイ
トを占めるようになってきている。
し、さらに、焼鈍処理のコストは近年のエネルギー高騰
のため、機械部品等の製造コストのなかで大きなウエイ
トを占めるようになってきている。
【０００５】このため、生産性の向上、及び省エネルギ
ーの観点から、冷間加工前の軟化焼鈍を省略する技術と
して、例えば、冷間加工性の優れた低合金鋼の製造方法
である特開昭５７−７３１２３号公報、構造用鋼線・棒
鋼の直接軟化処理方法である特開昭５８−５８２３５号
公報や冷間加工に適した機械構造用鋼の製造方法である
特開平８−２０９２３６号公報等が提案されている。
ーの観点から、冷間加工前の軟化焼鈍を省略する技術と
して、例えば、冷間加工性の優れた低合金鋼の製造方法
である特開昭５７−７３１２３号公報、構造用鋼線・棒
鋼の直接軟化処理方法である特開昭５８−５８２３５号
公報や冷間加工に適した機械構造用鋼の製造方法である
特開平８−２０９２３６号公報等が提案されている。
【０００６】しかしながら、これらの製造方法で得られ
る熱間圧延ままでの線材・棒鋼の冷間加工性は、従来の
軟化焼鈍を施した線材・棒鋼に比較して不充分であり、
いまだ、実用化のために満足できる熱間圧延ままでの機
械構造用軟質線材・棒鋼が得られていないのが現状であ
る。
る熱間圧延ままでの線材・棒鋼の冷間加工性は、従来の
軟化焼鈍を施した線材・棒鋼に比較して不充分であり、
いまだ、実用化のために満足できる熱間圧延ままでの機
械構造用軟質線材・棒鋼が得られていないのが現状であ
る。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】そこで、本発明は上記
現状に鑑み、従来の熱間圧延後に軟化焼鈍を施した線材
・棒鋼と同等の冷間加工性を有する熱間圧延ままでの機
械構造用線材・棒鋼及びその製造方法を提供することを
課題とするものである。
現状に鑑み、従来の熱間圧延後に軟化焼鈍を施した線材
・棒鋼と同等の冷間加工性を有する熱間圧延ままでの機
械構造用線材・棒鋼及びその製造方法を提供することを
課題とするものである。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明者は、軟化焼鈍に
よって得られた線材・棒鋼の組織に着目し、熱延ままで
軟化焼鈍と同等の組織を得ることにより冷間加工性を確
保することを研究した。
よって得られた線材・棒鋼の組織に着目し、熱延ままで
軟化焼鈍と同等の組織を得ることにより冷間加工性を確
保することを研究した。
【０００９】図１は、ＣＨ４５Ｋ鋼の熱延線材に通常の
軟化処理（７００℃×３ｈｒ）を施した顕微鏡写真（４
０００倍）である。図１に示すように、鋼のミクロ組織
はフェライトとラメラーパーライトから成っていて、ラ
メラーパーライト中の板状セメンタイトの一部が分断し
た組織となっている。鋼の軟化は、鋼組織中の所定量の
フェライト分率及びラメラーパーライト中のセメンタイ
トの分断に起因し、線材の冷間加工性が確保される。
軟化処理（７００℃×３ｈｒ）を施した顕微鏡写真（４
０００倍）である。図１に示すように、鋼のミクロ組織
はフェライトとラメラーパーライトから成っていて、ラ
メラーパーライト中の板状セメンタイトの一部が分断し
た組織となっている。鋼の軟化は、鋼組織中の所定量の
フェライト分率及びラメラーパーライト中のセメンタイ
トの分断に起因し、線材の冷間加工性が確保される。
【００１０】本発明者は、特定の鋼組成の鋼片に、低温
熱間圧延を施した後、７００〜６５０℃の温度範囲を超
徐冷の冷却速度で冷却して得た鋼線材・棒鋼は、図２に
示すように、フェライト分率が高く、ラメラーパーライ
ト中のセメンタイトの一部が球状化した新規な鋼組織が
得られること、そして、そのため、熱間圧延ままで軟化
しているので冷間加工性が確保できることを知見して本
発明を完成した。
熱間圧延を施した後、７００〜６５０℃の温度範囲を超
徐冷の冷却速度で冷却して得た鋼線材・棒鋼は、図２に
示すように、フェライト分率が高く、ラメラーパーライ
ト中のセメンタイトの一部が球状化した新規な鋼組織が
得られること、そして、そのため、熱間圧延ままで軟化
しているので冷間加工性が確保できることを知見して本
発明を完成した。
【００１１】本発明の要旨は、以下の通りである。
【００１２】（１） 重量％で、 Ｃ ：０．１〜０．５％、 Ｓｉ：０．０１〜０．５％、 Ｍｎ：０．３〜１．５％、 残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼であって、ミクロ
組織がフェライトとパーライトから成り、ＪＩＳ Ｇ
０５５２で規定するフェライト結晶粒度番号が１１以上
であって、円相当直径が２μｍ以下で、かつアスペクト
比で３以下の粒状炭化物を面積率で３〜１５％を含むこ
とを特徴とする機械構造用熱間圧延線材・棒鋼。
組織がフェライトとパーライトから成り、ＪＩＳ Ｇ
０５５２で規定するフェライト結晶粒度番号が１１以上
であって、円相当直径が２μｍ以下で、かつアスペクト
比で３以下の粒状炭化物を面積率で３〜１５％を含むこ
とを特徴とする機械構造用熱間圧延線材・棒鋼。
【００１３】（２） 重量％で、さらに、 Ｃｒ：０．２〜２．０％、 Ｍｏ：０．１〜１．０％、 Ｎｉ：０．３〜１．５％、 Ｃｕ：１．０％以下、 Ｂ ：０．００５％以下 のうち１種又は２種以上を含有することを特徴とする上
記（１）記載の機械構造用熱間圧延線材・棒鋼。
記（１）記載の機械構造用熱間圧延線材・棒鋼。
【００１４】（３） 重量％で、さらに、 Ｔｉ：０．００５〜０．０４％、 Ｎｂ：０．００５〜０．１％、 Ｖ ：０．０３〜０．３％ のうち１種又は２種以上を含有することを特徴とする上
記（１）又は（２）記載の機械構造用熱間圧延線材・棒
鋼。
記（１）又は（２）記載の機械構造用熱間圧延線材・棒
鋼。
【００１５】（４） 上記（１）〜（３）の内のいずれ
かに記載の鋼成分を有する鋼を、８５０〜１０００℃未
満の温度範囲で熱間粗圧延し、Ａｒ3からＡｒ3＋１５０
℃の温度範囲で仕上圧延後、７００〜６５０℃の間を冷
却速度０．０２〜０．３℃／秒にて冷却し、ＪＩＳ Ｇ
０５５２で規定するフェライト結晶粒度番号が１１以
上であって、円相当直径が２μｍ以下で、かつアスペク
ト比で３以下の粒状炭化物を面積率で３〜１５％を含む
ようにすることを特徴とする機械構造用熱間圧延線材・
棒鋼の製造方法。
かに記載の鋼成分を有する鋼を、８５０〜１０００℃未
満の温度範囲で熱間粗圧延し、Ａｒ3からＡｒ3＋１５０
℃の温度範囲で仕上圧延後、７００〜６５０℃の間を冷
却速度０．０２〜０．３℃／秒にて冷却し、ＪＩＳ Ｇ
０５５２で規定するフェライト結晶粒度番号が１１以
上であって、円相当直径が２μｍ以下で、かつアスペク
ト比で３以下の粒状炭化物を面積率で３〜１５％を含む
ようにすることを特徴とする機械構造用熱間圧延線材・
棒鋼の製造方法。
【００１６】
【発明の実施の形態】以下、本発明を詳細に説明する。
【００１７】従来の熱延線材・棒鋼は、鋼組織がフェラ
イトとラメラーパーライトから構成されていて、強度が
高く、熱延ままで冷間加工することは困難である。その
ため、冷間加工の前に軟化焼鈍を施し、冷間加工後に焼
入れ焼戻しの熱処理を行い所定の強度の成形加工部品と
している。
イトとラメラーパーライトから構成されていて、強度が
高く、熱延ままで冷間加工することは困難である。その
ため、冷間加工の前に軟化焼鈍を施し、冷間加工後に焼
入れ焼戻しの熱処理を行い所定の強度の成形加工部品と
している。
【００１８】本発明は、軟化焼鈍を施したと同等の強度
の線材・棒鋼を熱延ままで得ることにより、熱延ままで
冷間加工を行うことを可能にしたものである。
の線材・棒鋼を熱延ままで得ることにより、熱延ままで
冷間加工を行うことを可能にしたものである。
【００１９】本発明者は、軟化焼鈍した線材・棒鋼の鋼
組織に着目し、軟化焼鈍の鋼組織に相当する新規な熱延
ままでの鋼組織を見出した。
組織に着目し、軟化焼鈍の鋼組織に相当する新規な熱延
ままでの鋼組織を見出した。
【００２０】従来の熱延線材に通常焼鈍（７００℃×３
ｈｒ）を施した鋼組織は、図１に示すように、フェライ
ト１とラメラーパーライトから成っていて、ラメラーパ
ーライト中のラメラー（板状セメンタイト）の一部が分
断した炭化物２の組織となっている。
ｈｒ）を施した鋼組織は、図１に示すように、フェライ
ト１とラメラーパーライトから成っていて、ラメラーパ
ーライト中のラメラー（板状セメンタイト）の一部が分
断した炭化物２の組織となっている。
【００２１】一方、図２の（ａ）は、本発明の熱延まま
の線材の鋼組織を示す顕微鏡写真（×４０００）で、
（ｂ）は写真の説明のための模式図である。ある。図２
の（ａ）、（ｂ）に示すように、本発明の鋼組織はフェ
ライト（α）１とパーライトから成っていて、このパー
ライトは、ラメラーパーライト３とパーライト中に存在
する板状セメンタイトが分断し、球状化した粒状炭化物
（セメンタイト）４を含むパーライトの二種類のパーラ
イトとして存在し、さらに、粒界に析出した粒状炭化物
（セメンタイト）５が存在する新規な組織となってい
る。
の線材の鋼組織を示す顕微鏡写真（×４０００）で、
（ｂ）は写真の説明のための模式図である。ある。図２
の（ａ）、（ｂ）に示すように、本発明の鋼組織はフェ
ライト（α）１とパーライトから成っていて、このパー
ライトは、ラメラーパーライト３とパーライト中に存在
する板状セメンタイトが分断し、球状化した粒状炭化物
（セメンタイト）４を含むパーライトの二種類のパーラ
イトとして存在し、さらに、粒界に析出した粒状炭化物
（セメンタイト）５が存在する新規な組織となってい
る。
【００２２】本発明の組織は、粒状化炭化物を有してお
り、従来のラメラーが分断した組織とは異なっている。
そこで、異なる組織を有する両者の線材の強度を比較す
る。
り、従来のラメラーが分断した組織とは異なっている。
そこで、異なる組織を有する両者の線材の強度を比較す
る。
【００２３】図３は、従来の熱延ままの線材、通常焼鈍
後の線材及び本発明の熱延ままの線材の強度の比較を示
す図である。図中は従来の熱延ままの線材で、は熱
延後に通常焼鈍した線材で、そしては本発明の熱延ま
まの線材の強度を示している。
後の線材及び本発明の熱延ままの線材の強度の比較を示
す図である。図中は従来の熱延ままの線材で、は熱
延後に通常焼鈍した線材で、そしては本発明の熱延ま
まの線材の強度を示している。
【００２４】図３に示すように、Ｃ量（０．２５〜０．
４５％）が異なる線材のいずれにおいても、本発明の熱
延ままの線材は、従来の熱延ままの線材よりも１０
〜１５％強度が低下し、大幅な軟質化が達成されてい
る。これは通常焼鈍後の線材とほぼ同等以上の軟質化
となっている。
４５％）が異なる線材のいずれにおいても、本発明の熱
延ままの線材は、従来の熱延ままの線材よりも１０
〜１５％強度が低下し、大幅な軟質化が達成されてい
る。これは通常焼鈍後の線材とほぼ同等以上の軟質化
となっている。
【００２５】即ち、０．４５％Ｃ鋼（△印）で６８ｋｇ
ｆ／ｍｍ2→５８ｋｇｆ／ｍｍ2、０．４０％Ｃ鋼（●
印）で６４ｋｇｆ／ｍｍ2→５６ｋｇｆ／ｍｍ2、０．３
５％Ｃ鋼（□印）で５８ｋｇｆ／ｍｍ2→５２ｋｇｆ／
ｍｍ2、そして０．２５％Ｃ鋼（○印）で５０ｋｇｆ／
ｍｍ2→４５ｋｇｆ／ｍｍ2の引張り強さの低下（軟質
化）が達成されている。これらに対して、例えば従来の
特開昭５７−７３１２３号に記載の実施例では、０．４
３％Ｃ鋼で６４ｋｇｆ／ｍｍ2、０．４０％Ｃ鋼で６
７．５ｋｇｆ／ｍｍ2、そして０．２３％Ｃ鋼で５３．
４ｋｇｆ／ｍｍ2の引張り強さとなることが開示されて
いて、両者を対比すると、本発明の熱延ままの線材の方
が大幅に軟質化が達成されていることが分かる。
ｆ／ｍｍ2→５８ｋｇｆ／ｍｍ2、０．４０％Ｃ鋼（●
印）で６４ｋｇｆ／ｍｍ2→５６ｋｇｆ／ｍｍ2、０．３
５％Ｃ鋼（□印）で５８ｋｇｆ／ｍｍ2→５２ｋｇｆ／
ｍｍ2、そして０．２５％Ｃ鋼（○印）で５０ｋｇｆ／
ｍｍ2→４５ｋｇｆ／ｍｍ2の引張り強さの低下（軟質
化）が達成されている。これらに対して、例えば従来の
特開昭５７−７３１２３号に記載の実施例では、０．４
３％Ｃ鋼で６４ｋｇｆ／ｍｍ2、０．４０％Ｃ鋼で６
７．５ｋｇｆ／ｍｍ2、そして０．２３％Ｃ鋼で５３．
４ｋｇｆ／ｍｍ2の引張り強さとなることが開示されて
いて、両者を対比すると、本発明の熱延ままの線材の方
が大幅に軟質化が達成されていることが分かる。
【００２６】本発明におけるこのような軟質化は、フェ
ライト分率（５４〜８８％）が高いこと以外に、ラメラ
ーパーライト中の板状炭化物（セメンタイト）が球状化
し、生成した粒状炭化物（セメンタイト）によってもた
らせられたものと考察される。
ライト分率（５４〜８８％）が高いこと以外に、ラメラ
ーパーライト中の板状炭化物（セメンタイト）が球状化
し、生成した粒状炭化物（セメンタイト）によってもた
らせられたものと考察される。
【００２７】軟質化を達成するに必要な粒状炭化物は、
円相当直径が２μｍ以下で、かつアスペクト比で３以下
の粒状炭化物である。この粒状炭化物は、焼鈍によって
板状炭化物が分断して生じる炭化物とは明確に区別され
る。
円相当直径が２μｍ以下で、かつアスペクト比で３以下
の粒状炭化物である。この粒状炭化物は、焼鈍によって
板状炭化物が分断して生じる炭化物とは明確に区別され
る。
【００２８】また、焼鈍した線材と同様の軟化度を達成
するためには、ミクロ組織中に存在するフェライトの結
晶粒が微細化し、ＪＩＳ Ｇ ０５５２で規定するフェ
ライト結晶粒度番号で１１以上であることが必要であ
る。フェライト結晶粒度番号が１１未満となると、パー
ライト中に存在するセメンタイトの粒状化が不充分とな
って、所望の軟質化を達成することができない。さら
に、軟質化のためには、粒状炭化物の量は面積率で３〜
１５％必要であるが、６〜１５％とすることが好まし
い。
するためには、ミクロ組織中に存在するフェライトの結
晶粒が微細化し、ＪＩＳ Ｇ ０５５２で規定するフェ
ライト結晶粒度番号で１１以上であることが必要であ
る。フェライト結晶粒度番号が１１未満となると、パー
ライト中に存在するセメンタイトの粒状化が不充分とな
って、所望の軟質化を達成することができない。さら
に、軟質化のためには、粒状炭化物の量は面積率で３〜
１５％必要であるが、６〜１５％とすることが好まし
い。
【００２９】熱延ままの素材は、金型を用いて冷間鍛造
により成形部品とするものであるため、例えば、素材の
強度が１０ｋｇｆ／ｍｍ2低下（軟質となること）すれ
ば、金型寿命が４〜５倍向上する。したがって、本発明
の圧延ままの線材・棒鋼は、金型寿命を大幅に向上させ
ることができる。
により成形部品とするものであるため、例えば、素材の
強度が１０ｋｇｆ／ｍｍ2低下（軟質となること）すれ
ば、金型寿命が４〜５倍向上する。したがって、本発明
の圧延ままの線材・棒鋼は、金型寿命を大幅に向上させ
ることができる。
【００３０】次に、本発明における対象鋼の成分を限定
した理由について述べる。
した理由について述べる。
【００３１】Ｃは、機械構造用部品としての強度を増加
するために必要な元素であるが、０．１％未満では最終
製品の強度が不足し、また０．５％を超えるとむしろ最
終製品の靭性の劣化を招くので、Ｃ含有量を０．１〜
０．５％とした。
するために必要な元素であるが、０．１％未満では最終
製品の強度が不足し、また０．５％を超えるとむしろ最
終製品の靭性の劣化を招くので、Ｃ含有量を０．１〜
０．５％とした。
【００３２】Ｓｉは、脱酸元素として及び固溶体硬化に
よる最終製品の強度を増加させることを目的として添加
するが、０．０１％未満ではこれらの硬化は不充分であ
り、一方、０．５％を超えるとこれらの硬化は飽和し、
むしろ靭性の劣化を招くので、Ｓｉ含有量を０．０１〜
０．５％とした。なお、鋼の脱酸は、Ｓｉによる脱酸の
ほかにＡｌ脱酸も採用される。特に酸素含有量を低くす
るには強力なＡｌ脱酸の適用が望ましい。このような場
合、鋼中に０．２％以下のＡｌが残留することがある
が、本発明ではかかるＡｌの残留を許容できる。
よる最終製品の強度を増加させることを目的として添加
するが、０．０１％未満ではこれらの硬化は不充分であ
り、一方、０．５％を超えるとこれらの硬化は飽和し、
むしろ靭性の劣化を招くので、Ｓｉ含有量を０．０１〜
０．５％とした。なお、鋼の脱酸は、Ｓｉによる脱酸の
ほかにＡｌ脱酸も採用される。特に酸素含有量を低くす
るには強力なＡｌ脱酸の適用が望ましい。このような場
合、鋼中に０．２％以下のＡｌが残留することがある
が、本発明ではかかるＡｌの残留を許容できる。
【００３３】Ｍｎは、焼入れ性の向上を通じて、最終製
品の強度を増加させるのに有効な元素であるが、０．３
％未満ではこの効果が不充分であり、一方、１．５％を
超えるとこの効果は飽和し、むしろ靭性の劣化を招くの
で、Ｍｎ含有量を０．３〜１．５％とした。
品の強度を増加させるのに有効な元素であるが、０．３
％未満ではこの効果が不充分であり、一方、１．５％を
超えるとこの効果は飽和し、むしろ靭性の劣化を招くの
で、Ｍｎ含有量を０．３〜１．５％とした。
【００３４】また、Ｓは鋼中に不可避的に含有される成
分であって、鋼中でＭｎＳとして存在し、被削性の向上
及び組織の微細化に寄与するので、本発明においては
Ｓ：０．１％以下許容できる。しかし、Ｓは冷間成形加
工にとっては有害な元素であるから、被削性を必要とし
ない場合には、０．０３５％以下に抑制することが好ま
しい。
分であって、鋼中でＭｎＳとして存在し、被削性の向上
及び組織の微細化に寄与するので、本発明においては
Ｓ：０．１％以下許容できる。しかし、Ｓは冷間成形加
工にとっては有害な元素であるから、被削性を必要とし
ない場合には、０．０３５％以下に抑制することが好ま
しい。
【００３５】さらに、Ｐも鋼中に不可避的に含有される
成分であるが、Ｐは鋼中で粒界偏析や中心偏析を起こ
し、靭性劣化の原因となるので、０．０３５％以下に抑
制することが好ましい。
成分であるが、Ｐは鋼中で粒界偏析や中心偏析を起こ
し、靭性劣化の原因となるので、０．０３５％以下に抑
制することが好ましい。
【００３６】以上が本発明が対象とする鋼の基本成分で
あるが、本発明ではさらに、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、
Ｂの１種又は２種以上を含有させることができる。これ
らの元素は焼入れ性の増加等により最終製品の強度を増
加させるために添加する。ただし、これらの元素の多量
添加は熱間圧延ままでベイナイト、マルテンサイト組織
を生じて硬さの増加を招き、また経済性の点で好ましく
ないため、その含有量を、 Ｃｒ：０．２〜２．０％、 Ｍｏ：０．１〜１．０％、 Ｎｉ：０．３〜１．５％、 Ｃｕ：１．０％以下、 Ｂ ：０．００５％以下とした。
あるが、本発明ではさらに、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、
Ｂの１種又は２種以上を含有させることができる。これ
らの元素は焼入れ性の増加等により最終製品の強度を増
加させるために添加する。ただし、これらの元素の多量
添加は熱間圧延ままでベイナイト、マルテンサイト組織
を生じて硬さの増加を招き、また経済性の点で好ましく
ないため、その含有量を、 Ｃｒ：０．２〜２．０％、 Ｍｏ：０．１〜１．０％、 Ｎｉ：０．３〜１．５％、 Ｃｕ：１．０％以下、 Ｂ ：０．００５％以下とした。
【００３７】さらに、本発明においては、粒度調整の目
的で、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの１種又は２種以上を含有させる
ことができる。しかしながら、Ｔｉ含有量が０．００５
％未満、Ｎｂ含有量が０．００５％未満、Ｖ含有量が
０．０３％未満では、その効果が不充分であり、一方、
Ｔｉ含有量が０．０４％超、Ｎｂ含有量が０．１％超、
Ｖ含有量が０．３％超となると、その効果は飽和し、む
しろ靭性を劣化させるので、これらの含有量を、 Ｔｉ：０．００５〜０．０４％、 Ｎｂ：０．００５〜０．１％、 Ｖ ：０．０３〜０．３％ とした。
的で、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの１種又は２種以上を含有させる
ことができる。しかしながら、Ｔｉ含有量が０．００５
％未満、Ｎｂ含有量が０．００５％未満、Ｖ含有量が
０．０３％未満では、その効果が不充分であり、一方、
Ｔｉ含有量が０．０４％超、Ｎｂ含有量が０．１％超、
Ｖ含有量が０．３％超となると、その効果は飽和し、む
しろ靭性を劣化させるので、これらの含有量を、 Ｔｉ：０．００５〜０．０４％、 Ｎｂ：０．００５〜０．１％、 Ｖ ：０．０３〜０．３％ とした。
【００３８】次に、本発明の機械構造用線材・棒鋼の製
造方法について述べる。
造方法について述べる。
【００３９】本発明は、請求項１〜３のいずれかに記載
の鋼に低温圧延を施し、オーステナイト粒の細粒化を行
い、次いで、冷却速度を超徐冷としてフェライト、パー
ライト変態を生じさせることにより、新規な鋼組織を持
った線材・棒鋼とする。得られた線材・棒鋼は、熱間圧
延ままで軟質化しているので、冷間加工性の良い機械構
造用線材・棒鋼とすることができる。
の鋼に低温圧延を施し、オーステナイト粒の細粒化を行
い、次いで、冷却速度を超徐冷としてフェライト、パー
ライト変態を生じさせることにより、新規な鋼組織を持
った線材・棒鋼とする。得られた線材・棒鋼は、熱間圧
延ままで軟質化しているので、冷間加工性の良い機械構
造用線材・棒鋼とすることができる。
【００４０】本発明では、まず、鋼片を８５０〜１００
０℃未満の温度範囲で熱間粗圧延し、Ａｒ3直上のＡｒ3
〜Ａｒ3＋１５０℃の温度範囲で仕上圧延を行う。次い
で、上記低温圧延に引き続き、７６０〜６５０℃の間を
冷却速度０．０２〜０．３℃／秒で超徐冷を行う。
０℃未満の温度範囲で熱間粗圧延し、Ａｒ3直上のＡｒ3
〜Ａｒ3＋１５０℃の温度範囲で仕上圧延を行う。次い
で、上記低温圧延に引き続き、７６０〜６５０℃の間を
冷却速度０．０２〜０．３℃／秒で超徐冷を行う。
【００４１】熱間粗圧延を８５０〜１０００℃未満とし
たのは、８５０℃未満ではオーステナイト粒の細粒化が
不充分であり、また１０００℃以上となるとオーステナ
イト結晶粒が粗大化するためである。仕上圧延をＡｒ3
直上で行うことによりオーステナイト粒が微細化され、
粒界がフェライト核生成サイトとなるためフェライト変
態が促進され、かつ、フェライト分率も増加する。仕上
圧延はＡｒ3直上で行うことが好ましいが、実操業上は
Ａｒ3直上の温度に維持することが困難であるため、本
発明では許容できる上限をＡｒ3＋１５０℃とした。な
お、Ａｒ３未満の仕上温度では、オーステナイトとフェ
ライトの２相域での圧延となり、圧延後に均一微細なフ
ェライト・パーライト組織が得られず、一部アシキュラ
ーなフェライト・ベイナイト組織となり好ましくない。
たのは、８５０℃未満ではオーステナイト粒の細粒化が
不充分であり、また１０００℃以上となるとオーステナ
イト結晶粒が粗大化するためである。仕上圧延をＡｒ3
直上で行うことによりオーステナイト粒が微細化され、
粒界がフェライト核生成サイトとなるためフェライト変
態が促進され、かつ、フェライト分率も増加する。仕上
圧延はＡｒ3直上で行うことが好ましいが、実操業上は
Ａｒ3直上の温度に維持することが困難であるため、本
発明では許容できる上限をＡｒ3＋１５０℃とした。な
お、Ａｒ３未満の仕上温度では、オーステナイトとフェ
ライトの２相域での圧延となり、圧延後に均一微細なフ
ェライト・パーライト組織が得られず、一部アシキュラ
ーなフェライト・ベイナイト組織となり好ましくない。
【００４２】本発明の低温圧延によれば、図４のＣＣＴ
曲線に示すように、フェライト変態がすぐに生じ、フェ
ライト変態開始が一点鎖線のように短時間側にシフト
し、フェライト分率が増加するようになる。引きずられ
るようにパーライト変態も短時間側にシフトし、変態温
度は高温化となり、Ｃの拡散が速くなるので、セメンタ
イトの粒状化が生じると共にパーライトラメラー間隔も
広大する。
曲線に示すように、フェライト変態がすぐに生じ、フェ
ライト変態開始が一点鎖線のように短時間側にシフト
し、フェライト分率が増加するようになる。引きずられ
るようにパーライト変態も短時間側にシフトし、変態温
度は高温化となり、Ｃの拡散が速くなるので、セメンタ
イトの粒状化が生じると共にパーライトラメラー間隔も
広大する。
【００４３】図５は、徐冷開始温度と強度との関係を示
す図であり、図５に示すように、徐冷開始温度を少なく
とも７００℃から徐冷しなければ軟質化が充分に達成さ
れない。また、図６は、徐冷終了温度と強度との関係を
示す図であり、図６に示すように、徐冷終了温度を６５
０℃以上としなければ軟質化は達成できない。
す図であり、図５に示すように、徐冷開始温度を少なく
とも７００℃から徐冷しなければ軟質化が充分に達成さ
れない。また、図６は、徐冷終了温度と強度との関係を
示す図であり、図６に示すように、徐冷終了温度を６５
０℃以上としなければ軟質化は達成できない。
【００４４】また、冷却速度が０．３℃／秒を超える
と、セメンタイトの粒状化、パーライトラメラー間隔の
広幅化、及びフェライト分率の増加が充分に達成できな
くなる。一方、０．０２℃／秒未満では冷却時間が長時
間となるので経済的でない。
と、セメンタイトの粒状化、パーライトラメラー間隔の
広幅化、及びフェライト分率の増加が充分に達成できな
くなる。一方、０．０２℃／秒未満では冷却時間が長時
間となるので経済的でない。
【００４５】したがって、本発明では、７００〜６５０
℃の間を冷却速度０．０２〜０．３℃／秒で冷却するよ
うにした。なお、冷却方法としては、温水（２０〜９９
℃）や衝風による冷却手段を採用すればよい。
℃の間を冷却速度０．０２〜０．３℃／秒で冷却するよ
うにした。なお、冷却方法としては、温水（２０〜９９
℃）や衝風による冷却手段を採用すればよい。
【００４６】
【実施例】以下に、本発明の実施例により、さらに具体
的に示す。
的に示す。
【００４７】表１に供試材の化学成分を示す。これらは
いずれも転炉溶製後に連続鋳造で製造された。１６２ｍ
ｍ角鋼片に分塊圧延後、表２に示す圧延条件で１１ｍｍ
径線材に圧延した。本発明法の圧延Ｎｏ．Ｉは、９００
℃で熱間粗圧延し、Ａｒ3からＡｒ3＋１５０℃の温度範
囲である７５０℃で仕上圧延後、搬送ラインに徐冷カバ
ーをかけ、さらに捲き取られたコイルを徐冷炉により調
整冷却を行った。比較例の圧延Ｎｏ．ＩＩについては、
１０５０℃の熱間粗圧延し、９００℃の仕上圧延後、コ
イル搬送ラインに徐冷カバーをかけることにより調整冷
却を行った。さらに、比較例の圧延Ｎｏ．ＩＩについて
は、圧延後のコイルを７００℃×３時間保定後放冷の条
件で軟化焼鈍を行った。
いずれも転炉溶製後に連続鋳造で製造された。１６２ｍ
ｍ角鋼片に分塊圧延後、表２に示す圧延条件で１１ｍｍ
径線材に圧延した。本発明法の圧延Ｎｏ．Ｉは、９００
℃で熱間粗圧延し、Ａｒ3からＡｒ3＋１５０℃の温度範
囲である７５０℃で仕上圧延後、搬送ラインに徐冷カバ
ーをかけ、さらに捲き取られたコイルを徐冷炉により調
整冷却を行った。比較例の圧延Ｎｏ．ＩＩについては、
１０５０℃の熱間粗圧延し、９００℃の仕上圧延後、コ
イル搬送ラインに徐冷カバーをかけることにより調整冷
却を行った。さらに、比較例の圧延Ｎｏ．ＩＩについて
は、圧延後のコイルを７００℃×３時間保定後放冷の条
件で軟化焼鈍を行った。
【００４８】冷間加工性の指標として、引張強度の評価
を行った。また、組織上の特徴として、ミクロ組織、フ
ェライト分率、フェライト結晶粒度番号及び粒状化炭化
物の面積率を本発明と比較例を対比して表３に示す。こ
れからも明らかなように、比較例の圧延Ｎｏ．ＩＩで
は、圧延間までは粒状化炭化物は殆ど認められないが、
本発明法では、粒状化炭化物が多量に存在し、フェライ
ト分率も比較例の圧延ＩＩに対して約５％高く、引張強
度は概ね１００ＭＰａ以上軟化しており、この結果、
「比較例の圧延Ｎｏ．ＩＩ（従来法）の圧延材→軟化焼
鈍」材と同等の軟質化レベルを達成していることが確認
できた。
を行った。また、組織上の特徴として、ミクロ組織、フ
ェライト分率、フェライト結晶粒度番号及び粒状化炭化
物の面積率を本発明と比較例を対比して表３に示す。こ
れからも明らかなように、比較例の圧延Ｎｏ．ＩＩで
は、圧延間までは粒状化炭化物は殆ど認められないが、
本発明法では、粒状化炭化物が多量に存在し、フェライ
ト分率も比較例の圧延ＩＩに対して約５％高く、引張強
度は概ね１００ＭＰａ以上軟化しており、この結果、
「比較例の圧延Ｎｏ．ＩＩ（従来法）の圧延材→軟化焼
鈍」材と同等の軟質化レベルを達成していることが確認
できた。
【００４９】
【表１】
【００５０】
【表２】
【００５１】
【表３】
【００５２】
【発明の効果】本発明の機械構造用熱延線材・棒鋼は、
軟質化焼鈍をすることなしに熱延ままで軟質化してお
り、その軟質度も従来の軟質焼鈍を施した線材・棒鋼と
同等以上のものである。したがって、従来のように冷間
加工前に軟質化焼鈍を施す必要がないため生産性の向上
及び省エネルギーを達成でき、また、冷間加工に用いる
金型寿命を大幅に向上させることができるという効果を
奏する。
軟質化焼鈍をすることなしに熱延ままで軟質化してお
り、その軟質度も従来の軟質焼鈍を施した線材・棒鋼と
同等以上のものである。したがって、従来のように冷間
加工前に軟質化焼鈍を施す必要がないため生産性の向上
及び省エネルギーを達成でき、また、冷間加工に用いる
金型寿命を大幅に向上させることができるという効果を
奏する。
【図１】ＣＨ４５Ｋ鋼の熱延線材に通常焼鈍（７００℃
×３ｈｒ）を施した鋼組織の顕微鏡写真（×４０００）
である。
×３ｈｒ）を施した鋼組織の顕微鏡写真（×４０００）
である。
【図２】本発明の熱延ままの線材の鋼組織についての顕
微鏡写真（×４０００）である。
微鏡写真（×４０００）である。
【図３】従来の熱延ままの線材、通常焼鈍後の線材及び
本発明の熱延ままの線材の強度の比較を示す図である。
本発明の熱延ままの線材の強度の比較を示す図である。
【図４】ＣＣＴ曲線を示す図である。
【図５】徐冷開始温度と強度との関係を示す図である。
【図６】徐冷終了温度と強度との関係を示す図である。
１ フェライト ２ ラメラーが分断した炭化物 ３ ラメラーパーライト ４ ラメラーが分断し、球状化した粒状炭化物 ５ 粒界に析出した粒状炭化物
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 久保田 学 室蘭市仲町12番地 新日本製鐵株式会社室 蘭製鐵所内 (72)発明者 田邉 孝治 室蘭市仲町12番地 新日本製鐵株式会社室 蘭製鐵所内 (72)発明者 土田 喜一朗 室蘭市仲町12番地 新日本製鐵株式会社室 蘭製鐵所内 Ｆターム(参考） 4K032 AA01 AA02 AA05 AA11 AA12 AA14 AA16 AA19 AA22 AA23 AA24 AA27 AA29 AA31 AA35 AA36 BA02 CC03 CD01
Claims (4)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ ：０．１〜０．５％、 Ｓｉ：０．０１〜０．５％、 Ｍｎ：０．３〜１．５％、 残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼であって、ミクロ
組織がフェライトとパーライトから成り、ＪＩＳ Ｇ
０５５２で規定するフェライト結晶粒度番号が１１以上
であって、円相当直径が２μｍ以下で、かつアスペクト
比で３以下の粒状炭化物を面積率で３〜１５％を含むこ
とを特徴とする機械構造用熱間圧延線材・棒鋼。 - 【請求項２】 重量％で、さらに、 Ｃｒ：０．２〜２．０％、 Ｍｏ：０．１〜１．０％、 Ｎｉ：０．３〜１．５％、 Ｃｕ：１．０％以下、 Ｂ ：０．００５％以下 のうち１種又は２種以上を含有することを特徴とする請
求項１記載の機械構造用熱間圧延線材・棒鋼。 - 【請求項３】 重量％で、さらに、 Ｔｉ：０．００５〜０．０４％、 Ｎｂ：０．００５〜０．１％、 Ｖ ：０．０３〜０．３％ のうち１種又は２種以上を含有することを特徴とする請
求項１又は２記載の機械構造用熱間圧延線材・棒鋼。 - 【請求項４】 請求項１〜３の内のいずれかに記載の鋼
成分を有する鋼を、８５０〜１０００℃未満の温度範囲
で熱間粗圧延し、Ａｒ3からＡｒ3＋１５０℃の温度範囲
で仕上圧延後、７００〜６５０℃の間を冷却速度０．０
２〜０．３℃／秒にて冷却し、ＪＩＳ Ｇ ０５５２で
規定するフェライト結晶粒度番号が１１以上であって、
円相当直径が２μｍ以下で、かつアスペクト比で３以下
の粒状炭化物を面積率で３〜１５％を含むようにするこ
とを特徴とする機械構造用熱間圧延線材・棒鋼の製造方
法。
Priority Applications (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14662599A JP3554505B2 (ja) | 1999-05-26 | 1999-05-26 | 機械構造用熱間圧延線材・棒鋼及びその製造方法 |
| US09/829,742 US6551419B2 (en) | 1999-05-26 | 2001-04-10 | Hot-rolled steel wire and rod for machine structural use and a method for producing the same |
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14662599A JP3554505B2 (ja) | 1999-05-26 | 1999-05-26 | 機械構造用熱間圧延線材・棒鋼及びその製造方法 |
| US09/829,742 US6551419B2 (en) | 1999-05-26 | 2001-04-10 | Hot-rolled steel wire and rod for machine structural use and a method for producing the same |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000336456A true JP2000336456A (ja) | 2000-12-05 |
| JP3554505B2 JP3554505B2 (ja) | 2004-08-18 |
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ID=26477424
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| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP14662599A Expired - Fee Related JP3554505B2 (ja) | 1999-05-26 | 1999-05-26 | 機械構造用熱間圧延線材・棒鋼及びその製造方法 |
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| US (1) | US6551419B2 (ja) |
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| KR101676187B1 (ko) * | 2015-09-04 | 2016-11-15 | 주식회사 포스코 | 냉간가공성이 우수한 선형 또는 봉형 강 및 그 제조방법 |
| KR101839240B1 (ko) * | 2016-11-16 | 2018-03-16 | 주식회사 포스코 | 냉간 가공성이 우수한 고성형 저탄소 선재 및 이의 제조방법 |
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| WO2020091277A1 (ko) | 2018-10-31 | 2020-05-07 | 주식회사 포스코 | 연질화 열처리의 생략이 가능한 선재 및 그 제조방법 |
| WO2020130506A1 (ko) | 2018-12-18 | 2020-06-25 | 주식회사 포스코 | 연질화 열처리의 생략이 가능한 선재 및 그 제조방법 |
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| WO2023130546A1 (zh) * | 2022-01-06 | 2023-07-13 | 张家港荣盛特钢有限公司 | 气体保护焊焊丝、气体保护焊焊丝钢盘条及其生产方法 |
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| US7727342B2 (en) * | 2002-02-12 | 2010-06-01 | The Timken Company | Low carbon microalloyed steel |
| KR20120127095A (ko) * | 2011-05-13 | 2012-11-21 | 주식회사 포스코 | 표면특성이 우수한 고강도 고인성 선재 및 그 제조방법 |
| CN103422033B (zh) * | 2013-07-26 | 2016-01-27 | 南京钢铁股份有限公司 | 一种低温用螺纹钢及其生产工艺 |
| CN103436814B (zh) * | 2013-08-19 | 2015-04-15 | 南京钢铁股份有限公司 | 用于液化天然气储罐的超低温带肋钢筋及其制备方法 |
| CA2967283C (en) * | 2014-11-18 | 2019-08-20 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Rolled steel bar or rolled wire rod for cold-forged component |
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| CN116005069B (zh) * | 2022-12-22 | 2024-05-10 | 武汉钢铁有限公司 | 一种高耐候性热轧棒线材及其轧制工艺 |
| CN115976412B (zh) * | 2022-12-22 | 2024-05-03 | 武汉钢铁有限公司 | 一种＞1300MPa级耐候钢绞线用热轧盘条及其轧制工艺 |
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- 1999-05-26 JP JP14662599A patent/JP3554505B2/ja not_active Expired - Fee Related
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- 2001-04-10 US US09/829,742 patent/US6551419B2/en not_active Expired - Lifetime
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