JP2002146438A - 冷間加工性および結晶粒度特性に優れる肌焼鋼の製造方法 - Google Patents
冷間加工性および結晶粒度特性に優れる肌焼鋼の製造方法Info
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- JP2002146438A JP2002146438A JP2000344694A JP2000344694A JP2002146438A JP 2002146438 A JP2002146438 A JP 2002146438A JP 2000344694 A JP2000344694 A JP 2000344694A JP 2000344694 A JP2000344694 A JP 2000344694A JP 2002146438 A JP2002146438 A JP 2002146438A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 熱処理条件の最適化を図ることによって、冷
間加工性に優れ、かつ浸炭時のオーステナイト結晶粒度
特性に優れ、熱処理歪特性や疲労強度特性に優れた鋼を
提供する。 【解決手段】 質量％で、Ｃ：０．１０〜０．３５％、
Ｓｉ：０．０３〜０．３５％、Ｍｎ：０．２０〜２．０
％、Ｓ：０．００３〜０．３０％、Ａｌ：０．０１０〜
０．０５％、Ｎ：０．０１０〜０．０２５％を含有し、
残部Ｆｅおよび不可避不純物よりなる鋼において、８４
０℃〜９３０℃に加熱し、７３０℃〜６５０℃の温度区
間を徐冷温度域として１５〜５０℃／ｈの冷却速度で冷
却することにより、フェライトおよびパーライトの２相
組織からなり冷間加工性および結晶粒度特性に優れた肌
焼鋼の製造する。
間加工性に優れ、かつ浸炭時のオーステナイト結晶粒度
特性に優れ、熱処理歪特性や疲労強度特性に優れた鋼を
提供する。 【解決手段】 質量％で、Ｃ：０．１０〜０．３５％、
Ｓｉ：０．０３〜０．３５％、Ｍｎ：０．２０〜２．０
％、Ｓ：０．００３〜０．３０％、Ａｌ：０．０１０〜
０．０５％、Ｎ：０．０１０〜０．０２５％を含有し、
残部Ｆｅおよび不可避不純物よりなる鋼において、８４
０℃〜９３０℃に加熱し、７３０℃〜６５０℃の温度区
間を徐冷温度域として１５〜５０℃／ｈの冷却速度で冷
却することにより、フェライトおよびパーライトの２相
組織からなり冷間加工性および結晶粒度特性に優れた肌
焼鋼の製造する。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、機械構造用鋼とし
て使用される肌焼鋼の製造方法、特に冷間加工性および
結晶粒度特性に優れた肌焼鋼の製造方法に関するもので
ある。
て使用される肌焼鋼の製造方法、特に冷間加工性および
結晶粒度特性に優れた肌焼鋼の製造方法に関するもので
ある。
【０００２】
【従来の技術】肌焼鋼は、冷間で加工を行い、浸炭処理
を施し使用することが多い。そのため、従来より、加工
性を改善するために、圧延あるいは鍛造後に球状化焼き
なまし処理が多く行われる。この球状化焼きなまし処理
は、Ａｃ1〜Ａｃ3の温度範囲に加熱した後、Ａｒ1以下
の温度まで徐冷するが、この処理によって得られた球状
化組織の鋼に冷間加工を加え、浸炭処理を行うと、混粒
が生じ、熱処理歪特性や疲労強度特性を著しく低下させ
る。
を施し使用することが多い。そのため、従来より、加工
性を改善するために、圧延あるいは鍛造後に球状化焼き
なまし処理が多く行われる。この球状化焼きなまし処理
は、Ａｃ1〜Ａｃ3の温度範囲に加熱した後、Ａｒ1以下
の温度まで徐冷するが、この処理によって得られた球状
化組織の鋼に冷間加工を加え、浸炭処理を行うと、混粒
が生じ、熱処理歪特性や疲労強度特性を著しく低下させ
る。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記の問題
を解決することであり、冷間加工前の熱処理方法を種々
検討し、浸炭時のオーステナイト結晶粒度特性に優れた
浸炭前組織を見出し、その組織にするために熱処理条件
の最適化を図ることによって、冷間加工性に優れ、かつ
浸炭時のオーステナイト結晶粒度特性に優れ、熱処理歪
特性や疲労強度特性に優れた鋼を提供することである。
を解決することであり、冷間加工前の熱処理方法を種々
検討し、浸炭時のオーステナイト結晶粒度特性に優れた
浸炭前組織を見出し、その組織にするために熱処理条件
の最適化を図ることによって、冷間加工性に優れ、かつ
浸炭時のオーステナイト結晶粒度特性に優れ、熱処理歪
特性や疲労強度特性に優れた鋼を提供することである。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、球状化組
織の鋼に浸炭処理を行うと球状化炭化物を核にオーステ
ナイト化が進行するため、オーステナイト結晶粒が微細
化し、混粒が生じ易いことを発見した。そして、冷間加
工性を阻害することなく、結晶粒度特性に優れた軟化処
理方法として、８４０℃〜９３０℃に加熱し、７３０℃
〜６５０℃の温度区間を徐冷温度域として１５〜５０℃
／ｈの冷却速度で冷却することにより、比較的粗いフェ
ライト＋パーライトの２相組織となり、冷間加工性およ
び結晶粒度特性に優れた鋼が製造できることを発見し
た。そして、さらに徐冷温度区間を定めることにより、
処理時間の短縮化を図り、工業生産性を高めることで、
加工性に優れた肌焼鋼の製造を可能にした。
織の鋼に浸炭処理を行うと球状化炭化物を核にオーステ
ナイト化が進行するため、オーステナイト結晶粒が微細
化し、混粒が生じ易いことを発見した。そして、冷間加
工性を阻害することなく、結晶粒度特性に優れた軟化処
理方法として、８４０℃〜９３０℃に加熱し、７３０℃
〜６５０℃の温度区間を徐冷温度域として１５〜５０℃
／ｈの冷却速度で冷却することにより、比較的粗いフェ
ライト＋パーライトの２相組織となり、冷間加工性およ
び結晶粒度特性に優れた鋼が製造できることを発見し
た。そして、さらに徐冷温度区間を定めることにより、
処理時間の短縮化を図り、工業生産性を高めることで、
加工性に優れた肌焼鋼の製造を可能にした。
【０００５】すなわち、上記の課題を解決するための本
発明の手段は、請求項１の発明では、質量％で、Ｃ：
０．１０〜０．３５％、Ｓｉ：０．０３〜０．３５％、
Ｍｎ：０．２０〜２．０％、Ｓ：０．００３〜０．３０
％、Ａｌ：０．０１０〜０．０５％、Ｎ：０．０１０〜
０．０２５％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物よ
りなる鋼において、８４０℃〜９３０℃に加熱し、７３
０℃〜６５０℃の温度区間を徐冷温度域として１５〜５
０℃／ｈの冷却速度で冷却することを特徴とするフェラ
イトおよびパーライトの２相組織からなり冷間加工性お
よび結晶粒度特性に優れた肌焼鋼の製造方法である。
発明の手段は、請求項１の発明では、質量％で、Ｃ：
０．１０〜０．３５％、Ｓｉ：０．０３〜０．３５％、
Ｍｎ：０．２０〜２．０％、Ｓ：０．００３〜０．３０
％、Ａｌ：０．０１０〜０．０５％、Ｎ：０．０１０〜
０．０２５％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物よ
りなる鋼において、８４０℃〜９３０℃に加熱し、７３
０℃〜６５０℃の温度区間を徐冷温度域として１５〜５
０℃／ｈの冷却速度で冷却することを特徴とするフェラ
イトおよびパーライトの２相組織からなり冷間加工性お
よび結晶粒度特性に優れた肌焼鋼の製造方法である。
【０００６】請求項２の発明では、請求項１の手段の方
法における鋼の化学成分に加え、さらに質量％で、Ｃ
ｒ：０．１０〜２．０％、Ｍｏ：０．０３〜０．８％の
１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不
純物よりなる鋼において、８４０℃〜９３０℃に加熱
し、７３０℃〜６５０℃の温度区間を徐冷温度域として
１５〜５０℃／ｈの冷却速度で冷却することを特徴とす
るフェライトおよびパーライトの２相組織からなり冷間
加工性および結晶粒度特性に優れた肌焼鋼の製造方法で
ある。
法における鋼の化学成分に加え、さらに質量％で、Ｃ
ｒ：０．１０〜２．０％、Ｍｏ：０．０３〜０．８％の
１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不
純物よりなる鋼において、８４０℃〜９３０℃に加熱
し、７３０℃〜６５０℃の温度区間を徐冷温度域として
１５〜５０℃／ｈの冷却速度で冷却することを特徴とす
るフェライトおよびパーライトの２相組織からなり冷間
加工性および結晶粒度特性に優れた肌焼鋼の製造方法で
ある。
【０００７】請求項３の発明では、請求項１または請求
項２の手段の方法における鋼の化学成分に加え、さらに
質量％で、Ｎｂ：０．０１〜０．１５％を含有し、残部
Ｆｅおよび不可避不純物よりなる鋼において、８４０℃
〜９３０℃に加熱し、７３０℃〜６５０℃の温度区間を
徐冷温度域として１５〜５０℃／ｈの冷却速度で冷却す
ることを特徴とするフェライトおよびパーライトの２相
組織からなり冷間加工性および結晶粒度特性に優れた肌
焼鋼の製造方法である。
項２の手段の方法における鋼の化学成分に加え、さらに
質量％で、Ｎｂ：０．０１〜０．１５％を含有し、残部
Ｆｅおよび不可避不純物よりなる鋼において、８４０℃
〜９３０℃に加熱し、７３０℃〜６５０℃の温度区間を
徐冷温度域として１５〜５０℃／ｈの冷却速度で冷却す
ることを特徴とするフェライトおよびパーライトの２相
組織からなり冷間加工性および結晶粒度特性に優れた肌
焼鋼の製造方法である。
【０００８】請求項４の発明では、請求項１〜請求項３
のいずれか１項の手段の方法における鋼の化学成分に加
え、さらに質量％で、Ｐｂ：０．０１〜０．３０％、Ｂ
ｉ：０．０１〜０．２０％、Ｔｅ：０．００１〜０．０
５％、Ｃａ：０．００１〜０．００３％、Ｓｅ：０．０
０３〜０．０５％から選択の１種または２種以上を含有
し、残部Ｆｅおよび不可避不純物よりなる鋼において、
８４０℃〜９３０℃に加熱し、７３０℃〜６５０℃の温
度区間を徐冷温度域として１５〜５０℃／ｈの冷却速度
で冷却することを特徴とするフェライトおよびパーライ
トの２相組織からなり冷間加工性および結晶粒度特性に
優れた肌焼鋼の製造方法である。
のいずれか１項の手段の方法における鋼の化学成分に加
え、さらに質量％で、Ｐｂ：０．０１〜０．３０％、Ｂ
ｉ：０．０１〜０．２０％、Ｔｅ：０．００１〜０．０
５％、Ｃａ：０．００１〜０．００３％、Ｓｅ：０．０
０３〜０．０５％から選択の１種または２種以上を含有
し、残部Ｆｅおよび不可避不純物よりなる鋼において、
８４０℃〜９３０℃に加熱し、７３０℃〜６５０℃の温
度区間を徐冷温度域として１５〜５０℃／ｈの冷却速度
で冷却することを特徴とするフェライトおよびパーライ
トの２相組織からなり冷間加工性および結晶粒度特性に
優れた肌焼鋼の製造方法である。
【０００９】本発明は、上記のように従来の肌焼鋼成分
を含有した機械構造用鋼を圧延または熱間鍛造後に８４
０℃〜９３０℃に加熱し、７３０℃〜６５０℃の温度区
間を徐冷温度域として１５〜５０℃／ｈの冷却速度で冷
却することを特徴とするフェライトおよびパーライトの
２相組織からなり冷間加工性および結晶粒度特性に優れ
た肌焼鋼の製造方法である。
を含有した機械構造用鋼を圧延または熱間鍛造後に８４
０℃〜９３０℃に加熱し、７３０℃〜６５０℃の温度区
間を徐冷温度域として１５〜５０℃／ｈの冷却速度で冷
却することを特徴とするフェライトおよびパーライトの
２相組織からなり冷間加工性および結晶粒度特性に優れ
た肌焼鋼の製造方法である。
【００１０】（本発明の限定理由）本発明の鋼成分熱処
理条件のの限定理由を述べる。ただし、鋼成分の含有量
を示す単位は質量％とする。
理条件のの限定理由を述べる。ただし、鋼成分の含有量
を示す単位は質量％とする。
【００１１】Ｃ：０．１０〜０．３５％、Ｃは、機械構
造用部品として浸炭処理後の芯部強度を確保するために
必要な元素であり、０．１０％未満ではその効果が十分
に得られず、反対に０．３５％を超えると芯部の靱性を
低下させる。そのため、含有量を０．１０〜０．３５％
とした。
造用部品として浸炭処理後の芯部強度を確保するために
必要な元素であり、０．１０％未満ではその効果が十分
に得られず、反対に０．３５％を超えると芯部の靱性を
低下させる。そのため、含有量を０．１０〜０．３５％
とした。
【００１２】Ｓｉ：０．０３〜０．３５％ Ｓｉは、０．０３％未満では脱酸効果が十分に得られ
ず、過剰に含有させると加工性を低下させると共に浸炭
時の粒界酸化層の形成を助長し疲労特性についても低下
させるため上限を０．３５％とし、含有量を０．０３〜
０．３５％とした。
ず、過剰に含有させると加工性を低下させると共に浸炭
時の粒界酸化層の形成を助長し疲労特性についても低下
させるため上限を０．３５％とし、含有量を０．０３〜
０．３５％とした。
【００１３】Ｍｎ：０．２０〜２．０％ Ｍｎは、焼入性を確保するのに必要な元素であるが０．
２０％未満ではその効果が十分に得られず、また２．０
％を超えると鋼中で偏析し加工性を低下させる。そのた
め、含有量を０．２０〜２．０％とした。
２０％未満ではその効果が十分に得られず、また２．０
％を超えると鋼中で偏析し加工性を低下させる。そのた
め、含有量を０．２０〜２．０％とした。
【００１４】Ｓ：０．００３〜０．３０％ Ｓは、ＭｎＳとなり、被削性を改善する元素であるが
０．００３％未満ではその効果が十分に得られず、０．
３０％を超えると冷間加工性を著しく低下させる。その
ため、含有量を０．００３〜０．３０％とした。
０．００３％未満ではその効果が十分に得られず、０．
３０％を超えると冷間加工性を著しく低下させる。その
ため、含有量を０．００３〜０．３０％とした。
【００１５】Ａｌ：０．０１０〜０．０５％ Ａｌは、脱酸剤であると共に、ＡｌＮ析出物を形成し、
浸炭時の結晶粒度の粗大化を防ぐ効果があるが、０．０
１０％未満ではその効果は十分ではなく、０．０５％を
超えると熱間加工性を著しく低下させる。そのため、含
有量は０．０１０〜０．０５％とした。
浸炭時の結晶粒度の粗大化を防ぐ効果があるが、０．０
１０％未満ではその効果は十分ではなく、０．０５％を
超えると熱間加工性を著しく低下させる。そのため、含
有量は０．０１０〜０．０５％とした。
【００１６】Ｎ：０．０１０〜０．０２５％ Ｎは、ＡｌやＮｂとの炭窒化物を形成し、浸炭時の結晶
粒の粗大化を防ぐ効果があり、０．０１０％未満ではそ
の効果が十分ではなく、０．０２５％以上含有させると
熱間加工性を著しく低下させる。そのため、含有量を
０．０１０〜０．０２５％とした。
粒の粗大化を防ぐ効果があり、０．０１０％未満ではそ
の効果が十分ではなく、０．０２５％以上含有させると
熱間加工性を著しく低下させる。そのため、含有量を
０．０１０〜０．０２５％とした。
【００１７】Ｃｒ：０．１０〜２．０％ Ｃｒは、焼入性を向上させる元素であるが、０．１０％
未満ではその効果が十分ではなく、２．０％を超えて含
有させると浸炭層で炭化物を形成し、機械的性質、疲労
特性を低下させる。そのため、含有量を０．１０〜２．
０％とした。
未満ではその効果が十分ではなく、２．０％を超えて含
有させると浸炭層で炭化物を形成し、機械的性質、疲労
特性を低下させる。そのため、含有量を０．１０〜２．
０％とした。
【００１８】Ｍｏ：０．０３〜０．８％ Ｍｏは、焼入性および靱性を向上させる元素であるが、
０．０３％未満ではその効果は十分ではなく、０．８％
を超えて含有させると圧延あるいは鍛造後にベーナイト
やマルテンサイト組織となり加工性を著しく低下させ
る。そのため、含有量を０．８％以下とした。
０．０３％未満ではその効果は十分ではなく、０．８％
を超えて含有させると圧延あるいは鍛造後にベーナイト
やマルテンサイト組織となり加工性を著しく低下させ
る。そのため、含有量を０．８％以下とした。
【００１９】Ｎｂ：０．０１〜０．１５％ Ｎｂは、炭化物あるいは窒化物を形成し、Ｔｉ同様にオ
ーステナイト結晶粒度の粗大化を抑制する効果がある
が、０．０１％未満ではその効果が得られず、０．１５
％を超えて含有させると析出物の量が過剰となり加工性
を低下させる。そのため、含有量を０．０１〜０．１５
％とした。
ーステナイト結晶粒度の粗大化を抑制する効果がある
が、０．０１％未満ではその効果が得られず、０．１５
％を超えて含有させると析出物の量が過剰となり加工性
を低下させる。そのため、含有量を０．０１〜０．１５
％とした。
【００２０】Ｐｂ：０．０１〜０．３０％、Ｂｉ：０．
０１〜０．２０％、Ｔｅ：０．００１〜０．０５％、Ｃ
ａ：０．００１〜０．００３％、Ｓｅ：０．００３〜
０．０５％ 上記の元素は切削性を改善させる元素であり、切削性を
要求される場合には上記成分範囲で添加することが可能
である。下限未満では効果が不十分であり、上限を超え
ると冷間加工性を著しく低下させるために上記成分範囲
とした。
０１〜０．２０％、Ｔｅ：０．００１〜０．０５％、Ｃ
ａ：０．００１〜０．００３％、Ｓｅ：０．００３〜
０．０５％ 上記の元素は切削性を改善させる元素であり、切削性を
要求される場合には上記成分範囲で添加することが可能
である。下限未満では効果が不十分であり、上限を超え
ると冷間加工性を著しく低下させるために上記成分範囲
とした。
【００２１】加熱温度：８４０℃〜９３０℃ 加熱温度が８４０℃未満であるとオーステナイト中に残
留炭化物が残り、冷却時にそれを核に球状化炭化物が生
成し粒度特性を低下させる。また、９３０℃を超えると
ＡｌあるいはＮｂの炭窒化物が大きくなり、浸炭時のオ
ーステナイト粒の粗大化が起こりやすくなる。そのた
め、加熱温度を８４０℃〜９３０℃とした。
留炭化物が残り、冷却時にそれを核に球状化炭化物が生
成し粒度特性を低下させる。また、９３０℃を超えると
ＡｌあるいはＮｂの炭窒化物が大きくなり、浸炭時のオ
ーステナイト粒の粗大化が起こりやすくなる。そのた
め、加熱温度を８４０℃〜９３０℃とした。
【００２２】徐冷区間：７３０℃〜６５０℃ ７３０℃で多くのフェライトが生成し始め、１５〜５０
℃／ｈの冷却速度では６５０℃でパーライト変態が終了
する。そのため、処理時間をできる限り短くするため
に、最も有効な７３０℃〜６５０℃の温度範囲を徐冷区
間とした。また徐冷温度区間以外（加熱温度から４７３
０℃間での区間、６５０〜常温）の冷却速度は規定する
ものではなく、任意の速度で良いが工業生産性の問題か
ら、できる限り速くした方が好ましい。
℃／ｈの冷却速度では６５０℃でパーライト変態が終了
する。そのため、処理時間をできる限り短くするため
に、最も有効な７３０℃〜６５０℃の温度範囲を徐冷区
間とした。また徐冷温度区間以外（加熱温度から４７３
０℃間での区間、６５０〜常温）の冷却速度は規定する
ものではなく、任意の速度で良いが工業生産性の問題か
ら、できる限り速くした方が好ましい。
【００２３】徐冷速度：１５〜５０℃／ｈ 徐冷速度１５℃／ｈ未満の温度では、冷却中に炭化物の
球状化が促進され、粒度特性を低下させる。また、５０
℃／ｈを超えると熱処理後の硬さが上がり冷間加工性を
低下させる。そのため、冷却速度は１５〜５０℃／ｈと
した。
球状化が促進され、粒度特性を低下させる。また、５０
℃／ｈを超えると熱処理後の硬さが上がり冷間加工性を
低下させる。そのため、冷却速度は１５〜５０℃／ｈと
した。
【００２４】
【発明の実施の形態】本発明の実施の形態を、以下に記
す実施例に基づいて説明する。表１に示す化学成分組成
のＮｏ．１〜Ｎｏ．６の６種の供試鋼を真空溶解炉で溶
製し、その鋳片を１６７ｍｍφの鋼片に圧延し、次いで
３０ｍｍφに圧延して供試材とした。
す実施例に基づいて説明する。表１に示す化学成分組成
のＮｏ．１〜Ｎｏ．６の６種の供試鋼を真空溶解炉で溶
製し、その鋳片を１６７ｍｍφの鋼片に圧延し、次いで
３０ｍｍφに圧延して供試材とした。
【００２５】表１の供試鋼において、Ｎｏ．１の供試鋼
はＳＭｎ４２０Ｈ鋼で、Ｎｏ．２はＳＣＲ４１５Ｈ鋼
で、Ｎｏ．３はＳＣＲ４２０Ｈ鋼で、Ｎｏ．４はＳＣＭ
４２０Ｈ鋼で、Ｎｏ．５はＳＣＲ４２０Ｈ鋼にＮｂを
０．０３％添加した鋼で、Ｎｏ．６の供試鋼はＳＣＲ４
１８Ｈ鋼に快削成分のＰｂを０．１２％添加した鋼であ
る。
はＳＭｎ４２０Ｈ鋼で、Ｎｏ．２はＳＣＲ４１５Ｈ鋼
で、Ｎｏ．３はＳＣＲ４２０Ｈ鋼で、Ｎｏ．４はＳＣＭ
４２０Ｈ鋼で、Ｎｏ．５はＳＣＲ４２０Ｈ鋼にＮｂを
０．０３％添加した鋼で、Ｎｏ．６の供試鋼はＳＣＲ４
１８Ｈ鋼に快削成分のＰｂを０．１２％添加した鋼であ
る。
【００２６】
【表１】
【００２７】
【実施例】上記のとおり、表１に示す化学成分組成の供
試鋼を真空溶解炉で溶製し、鋳片を１６７ｍｍφの鋼片
に圧延して次いで、３０ｍｍφに圧延し、焼ならしを行
った。
試鋼を真空溶解炉で溶製し、鋳片を１６７ｍｍφの鋼片
に圧延して次いで、３０ｍｍφに圧延し、焼ならしを行
った。
【００２８】Ｎｏ．３の化学成分の鋼を用い、７８０℃
で１時間保持後、７５０℃から６８０℃までの温度区間
を冷却速度５℃／ｈで冷却後、空冷する一般的な球状化
焼なまし処理を実施し、硬さの測定と光学顕微鏡による
ミクロ組織観察を行った。その後、９６０℃で６時間の
浸炭焼入焼戻し処理を行い、オーステナイト結晶粒度特
性を調査した。その結果を表２に示す。表２に見られる
とおり、硬さは低下するが、組織は球状化組織であり、
浸炭処理により混粒の発生がみられた。
で１時間保持後、７５０℃から６８０℃までの温度区間
を冷却速度５℃／ｈで冷却後、空冷する一般的な球状化
焼なまし処理を実施し、硬さの測定と光学顕微鏡による
ミクロ組織観察を行った。その後、９６０℃で６時間の
浸炭焼入焼戻し処理を行い、オーステナイト結晶粒度特
性を調査した。その結果を表２に示す。表２に見られる
とおり、硬さは低下するが、組織は球状化組織であり、
浸炭処理により混粒の発生がみられた。
【００２９】
【表２】
【００３０】さらにＮｏ．３の化学成分の鋼を用い、８
７０℃で１時間保持後、８６０℃から７３０℃までの温
度区間を冷却速度１５０℃／ｈで冷却し、７３０℃から
６５０℃までを１時間当たり１００℃、７５℃、５０
℃、３０℃、１５℃、１０℃および５℃で冷却した後、
空冷し、硬さの測定と光学顕微鏡によるミクロ組織観察
を行った。その後、９６０℃で６時間の浸炭焼入焼戻し
処理を行い、オーステナイト結晶粒度特性を調査した。
その結果を表３に示す。表３に見られるとおり、冷却速
度１５〜５０℃／ｈのものでは、硬さも低く、組織もフ
ェライト・パーライトの２相組織であり、浸炭処理によ
る混粒の発生もなかった。
７０℃で１時間保持後、８６０℃から７３０℃までの温
度区間を冷却速度１５０℃／ｈで冷却し、７３０℃から
６５０℃までを１時間当たり１００℃、７５℃、５０
℃、３０℃、１５℃、１０℃および５℃で冷却した後、
空冷し、硬さの測定と光学顕微鏡によるミクロ組織観察
を行った。その後、９６０℃で６時間の浸炭焼入焼戻し
処理を行い、オーステナイト結晶粒度特性を調査した。
その結果を表３に示す。表３に見られるとおり、冷却速
度１５〜５０℃／ｈのものでは、硬さも低く、組織もフ
ェライト・パーライトの２相組織であり、浸炭処理によ
る混粒の発生もなかった。
【００３１】
【表３】
【００３２】また、さらに、Ｎｏ．１、Ｎｏ．２、Ｎ
ｏ．３、Ｎｏ．５、Ｎｏ．６の化学成分の鋼を用い、８
５０℃から７００℃までの温度区間を冷却速度１５０℃
／ｈで冷却し、７３０℃から６５０℃の温度区間を３０
℃／ｈで冷却した後、空冷し、硬さの測定と光学顕微鏡
によるミクロ組織観察を行った。その後、９６０℃で６
時間の浸炭焼入焼戻し処理を行い、オーステナイト結晶
粒度特性を調査した。その結果を表４に示す。表４に見
られるとおり、いずれの鋼も、硬さは低く、組織もフェ
ライト・パーライトの２相組織であり、浸炭処理による
混粒の発生はなかった。
ｏ．３、Ｎｏ．５、Ｎｏ．６の化学成分の鋼を用い、８
５０℃から７００℃までの温度区間を冷却速度１５０℃
／ｈで冷却し、７３０℃から６５０℃の温度区間を３０
℃／ｈで冷却した後、空冷し、硬さの測定と光学顕微鏡
によるミクロ組織観察を行った。その後、９６０℃で６
時間の浸炭焼入焼戻し処理を行い、オーステナイト結晶
粒度特性を調査した。その結果を表４に示す。表４に見
られるとおり、いずれの鋼も、硬さは低く、組織もフェ
ライト・パーライトの２相組織であり、浸炭処理による
混粒の発生はなかった。
【００３３】
【表４】
【００３４】
【発明の効果】以上説明したように、本願の発明は、熱
処理条件の最適化を図って浸炭前の組織をフェライト・
パーライトの２相組織からなり、硬さが低く冷間加工性
に優れた特定の組織とすることで、浸炭時の混粒の発生
のないオーステナイト結晶粒度特性に優れ、熱処理歪特
性や疲労強度特性に優れた鋼を供給することができ、従
来にない優れた効果を奏する。
処理条件の最適化を図って浸炭前の組織をフェライト・
パーライトの２相組織からなり、硬さが低く冷間加工性
に優れた特定の組織とすることで、浸炭時の混粒の発生
のないオーステナイト結晶粒度特性に優れ、熱処理歪特
性や疲労強度特性に優れた鋼を供給することができ、従
来にない優れた効果を奏する。
Claims (4)
- 【請求項１】 質量％で、Ｃ：０．１０〜０．３５％、
Ｓｉ：０．０３〜０．３５％、Ｍｎ：０．２０〜２．０
％、Ｓ：０．００３〜０．３０％、Ａｌ：０．０１０〜
０．０５％、Ｎ：０．０１０〜０．０２５％を含有し、
残部Ｆｅおよび不可避不純物よりなる鋼において、８４
０℃〜９３０℃に加熱し、７３０℃〜６５０℃の温度区
間を徐冷温度域として１５〜５０℃／ｈの冷却速度で冷
却することを特徴とするフェライトおよびパーライトの
２相組織からなり冷間加工性および結晶粒度特性に優れ
た肌焼鋼の製造方法。 - 【請求項２】 請求項１に記載の方法における鋼の化学
成分に加え、さらに質量％で、Ｃｒ：０．１０〜２．０
％、Ｍｏ：０．０３〜０．８％の１種または２種以上を
含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物よりなる鋼におい
て、８４０℃〜９３０℃に加熱し、７３０℃〜６５０℃
の温度区間を徐冷温度域として１５〜５０℃／ｈの冷却
速度で冷却することを特徴とするフェライトおよびパー
ライトの２相組織からなり冷間加工性および結晶粒度特
性に優れた肌焼鋼の製造方法。 - 【請求項３】 請求項１または２に記載の方法における
鋼の化学成分に加え、さらに質量％で、Ｎｂ：０．０１
〜０．１５％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物よ
りなる鋼において、８４０℃〜９３０℃に加熱し、７３
０℃〜６５０℃の温度区間を徐冷温度域として１５〜５
０℃／ｈの冷却速度で冷却することことを特徴とするフ
ェライトおよびパーライトの２相組織からなり冷間加工
性および結晶粒度特性に優れた肌焼鋼の製造方法。 - 【請求項４】 請求項１〜３のいずれか１項に記載の方
法における鋼の化学成分に加え、さらに質量％で、Ｐ
ｂ：０．０１〜０．３０％、Ｂｉ：０．０１〜０．２０
％、Ｔｅ：０．００１〜０．０５％、Ｃａ：０．００１
〜０．００３％、Ｓｅ：０．００３〜０．０５％から選
択した１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不
可避不純物よりなる鋼において、８４０℃〜９３０℃に
加熱し、７３０℃〜６５０℃の温度区間を徐冷温度域と
して１５〜５０℃／ｈの冷却速度で冷却することを特徴
とするフェライトおよびパーライトの２相組織からなり
冷間加工性および結晶粒度特性に優れた肌焼鋼の製造方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000344694A JP2002146438A (ja) | 2000-11-13 | 2000-11-13 | 冷間加工性および結晶粒度特性に優れる肌焼鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000344694A JP2002146438A (ja) | 2000-11-13 | 2000-11-13 | 冷間加工性および結晶粒度特性に優れる肌焼鋼の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2002146438A true JP2002146438A (ja) | 2002-05-22 |
Family
ID=18818851
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2000344694A Pending JP2002146438A (ja) | 2000-11-13 | 2000-11-13 | 冷間加工性および結晶粒度特性に優れる肌焼鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2002146438A (ja) |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN103468913A (zh) * | 2013-09-06 | 2013-12-25 | 内蒙古北方重工业集团有限公司 | 一种超高压容器用钢晶粒细化的热处理方法 |
| JP2016141821A (ja) * | 2015-01-30 | 2016-08-08 | 大同特殊鋼株式会社 | 冷間鍛造性及び耐結晶粒粗大化特性に優れた鋼材の軟化熱処理方法 |
| JP2016199784A (ja) * | 2015-04-09 | 2016-12-01 | 大同特殊鋼株式会社 | 結晶粒粗大化防止特性に優れた高温浸炭部品用素材及びその製造方法 |
| JP2017057429A (ja) * | 2015-09-14 | 2017-03-23 | 山陽特殊製鋼株式会社 | 耐結晶粒粗大化特性に優れた冷間鍛造用の肌焼鋼 |
| JP2017115190A (ja) * | 2015-12-22 | 2017-06-29 | 新日鐵住金株式会社 | 熱間圧延棒線材 |
| JP2018090883A (ja) * | 2016-12-07 | 2018-06-14 | 大同特殊鋼株式会社 | 高温浸炭用鋼、その製造方法および浸炭部品 |
| RU2814575C1 (ru) * | 2023-07-18 | 2024-03-01 | Михаил Григорьевич Коновалов | Низкоуглеродистая автоматная сталь |
-
2000
- 2000-11-13 JP JP2000344694A patent/JP2002146438A/ja active Pending
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| JP2016141821A (ja) * | 2015-01-30 | 2016-08-08 | 大同特殊鋼株式会社 | 冷間鍛造性及び耐結晶粒粗大化特性に優れた鋼材の軟化熱処理方法 |
| JP2016199784A (ja) * | 2015-04-09 | 2016-12-01 | 大同特殊鋼株式会社 | 結晶粒粗大化防止特性に優れた高温浸炭部品用素材及びその製造方法 |
| JP2017057429A (ja) * | 2015-09-14 | 2017-03-23 | 山陽特殊製鋼株式会社 | 耐結晶粒粗大化特性に優れた冷間鍛造用の肌焼鋼 |
| JP2017115190A (ja) * | 2015-12-22 | 2017-06-29 | 新日鐵住金株式会社 | 熱間圧延棒線材 |
| JP2018090883A (ja) * | 2016-12-07 | 2018-06-14 | 大同特殊鋼株式会社 | 高温浸炭用鋼、その製造方法および浸炭部品 |
| RU2814575C1 (ru) * | 2023-07-18 | 2024-03-01 | Михаил Григорьевич Коновалов | Низкоуглеродистая автоматная сталь |
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