JP2004250767A - 冷間加工性に優れた機械構造用鋼及びその製造方法 - Google Patents
冷間加工性に優れた機械構造用鋼及びその製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP2004250767A JP2004250767A JP2003044995A JP2003044995A JP2004250767A JP 2004250767 A JP2004250767 A JP 2004250767A JP 2003044995 A JP2003044995 A JP 2003044995A JP 2003044995 A JP2003044995 A JP 2003044995A JP 2004250767 A JP2004250767 A JP 2004250767A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel
- less
- machine structural
- cold workability
- mass
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Strip Materials And Filament Materials (AREA)
Abstract
【課題】鋼材表面の脱炭層厚みが抑制された、従来の熱間圧延後に軟化焼鈍を施した鋼材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鋼、及びその製造方法を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．１〜０．５％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．３〜１．５％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０００５〜０．０５％、Ａｌ：０．２％以下、Ｓｂ：０．００１〜０．０５％、Ｎ：０．０００５〜０．０３％を含有し、ＳとＳｂとの含有量の合計が０．００５％〜０．０５％であり、フェライトとパーライトを主体とする組織からなり、ＪＩＳ Ｇ ０５５２で規定するフェライト結晶粒度番号が１１番以上であって、円相当径が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５〜４０％を含有する冷間加工性に優れた機械構造用鋼、および、熱間圧延温度、冷却速度を制限したその製造方法。
【選択図】 なし
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．１〜０．５％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．３〜１．５％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０００５〜０．０５％、Ａｌ：０．２％以下、Ｓｂ：０．００１〜０．０５％、Ｎ：０．０００５〜０．０３％を含有し、ＳとＳｂとの含有量の合計が０．００５％〜０．０５％であり、フェライトとパーライトを主体とする組織からなり、ＪＩＳ Ｇ ０５５２で規定するフェライト結晶粒度番号が１１番以上であって、円相当径が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５〜４０％を含有する冷間加工性に優れた機械構造用鋼、および、熱間圧延温度、冷却速度を制限したその製造方法。
【選択図】 なし
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、自動車部品や産業機械部品の素材として使用される機械構造用鋼に関わり、特に引抜き、切削、冷間鍛造等の冷間加工性を向上させた機構構造用鋼、及びその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
自動車部品や産業機械部品は、一般に炭素鋼や合金鋼などの機械構造用鋼の熱間圧延材を、冷間加工性を確保する目的で軟化焼鈍を行った後、引抜き、冷間鍛造、転造あるいは切削加工にて所定の形状に成型し、焼入れ焼戻し処理で強度を付与して製造されている。
【０００３】
軟化焼鈍は、例えば球状化焼鈍の場合には約２０時間の長時間の熱処理を要すことから、部品製造コストに占める割合が高い。このため近年では部品コストの低減を目的に軟化焼鈍の省略化が検討され、熱間圧延ままで軟化焼鈍材と同等の加工性を得る方法が提案されている。
【０００４】
熱間圧延後に徐冷する方法として、１℃／秒以下の冷却速度でフェライト変態終了まで徐冷する方法（例えば特許文献１参照）や、冷却速度を０．０２〜０．３℃／秒として徐冷する方法（例えば特許文献２参照）が開示されている。本発明者らの調査によると、これらの方法では冷却速度が遅いためベイナイトなどの硬質な組織が存在せず、またフェライト分率も高くなるため軟質化するが、鋼種によっては冷却後の鋼材表面に炭素濃度の低い領域、即ち脱炭層が形成される。このような脱炭層が存在すると、最終製品での表面強度が確保できない場合がある。
【０００５】
さらに熱間圧延直後に昇温する方法として、５℃／秒以上の冷却速度で制御冷却し、直ちに５００〜７００℃の炉雰囲気温度範囲に１５分以上１時間未満保持する方法（特許文献３参照）が開示されている。この方法では熱間圧延直後の再加熱により軟質化されるものの、鋼種によっては表層に脱炭層が形成される。これは焼き入れ性の高い鋼種では冷却時にパーライト変態あるいはベイナイト変態が完了せずオーステナイト／フェライト２相域のまま保持されることによると考えられる。
【０００６】
また、表層部の脱炭層がない軟質線材の製造方法として、鋼片を９００℃〜１２５０℃に加熱し、仕上げ圧延前の圧延を６５０〜７５０℃の温度範囲に６０秒を超えて曝されないように行い、７００〜９００℃で減面率３０％以上の仕上げ圧延を行い、仕上げ圧延後にＭｓ点を超え８５０℃以下になるように冷却し、１０〜５０本／ｍのリング密度でコンベア上に展開し、６５０℃以上８００℃以下になるまで冷却し、その後、リング密度を１５０〜５００本／ｍに変更し冷却速度０．１５〜２℃／秒で５００℃まで冷却する方法が開示されている（特許文献４参照）。この方法では、温度や冷却速度の厳格な管理や煩雑な製造条件が必要となる一方で、圧延材の強度は軟質化されているものの、焼鈍材と比べると強度が高い。これは仕上げ圧延後から５００℃までの冷却速度が速いため、ベイナイトなどの硬質な組織の混入は防止できるものの、パーライト部の軟質化が不十分であるためである。
【０００７】
以上のように、熱間圧延材を軟質化するためには、一般に熱間圧延直後に６５０〜７５０℃付近の温度域に保定することや、フェライト変態温度付近を徐冷するなどの制御冷却が行われるが、一方で中炭素鋼の脱炭はフェライト／オーステナイト２相域に保持することで発生しやすくなることが知られている。このように熱間圧延材を制御冷却により軟質化すると、脱炭が顕著に発生する温度域での滞留時間が長くなるため、従来方法では熱間圧延ままで軟化焼鈍材と同等の強度を得ようとすると、表層の脱炭が避けられない問題が残されていた。
【０００８】
【特許文献１】
特公平２−１３００４号公報（第３頁５段２３行）
【特許文献２】
特開２０００−３３６４５６号公報（請求項４）
【特許文献３】
特開２０００−３３６４６０号公報（請求項４）
【特許文献４】
特開２０００−２５６７４０号公報（請求項１）
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記問題点を解決するため案出されたものであり、鋼材表面の脱炭層厚みが抑制され、従来の熱間圧延後に軟化焼鈍を施した鋼材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鋼、及びその製造方法を提供することを課題とする。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは上記課題を解決するため、鋼材成分と温度履歴が脱炭に及ぼす影響を調査し、熱間圧延材を制御冷却によって軟質化しても脱炭の発生を抑制するには、微量元素の表面偏析により、鋼材表面での脱炭反応を抑制することが有効であると考え、種々の微量元素による表面偏析と脱炭の抑制効果を評価した。表面偏析元素として一般にＣｕやＰが知られているが、これらは熱間延性を低下させ圧延疵の原因となったり、粒界を脆化し靭性を劣化させる。材質特性への影響が少ない脱炭を抑制する微量元素として、Ｓｂ、Ｓが有効であることを見いだし、これらの元素を特定の量添加し、鋼材表面に濃化させることで、熱間圧延鋼材の軟質化と脱炭の抑制を両立することを見いだした。
【００１１】
これらの元素は鋼材中では、Ｓｂは固溶状態、ＳはＭｎＳ等の硫化物として存在する。ＳｂやＳは界面エネルギーを低下させるため、鋼材表面や結晶粒界に偏析しやすい。鋼材表面にこれらの元素が偏析することにより、鋼中の炭素が表面に偏析することを阻害する。その結果、鋼材表層での炭素と酸素、あるいは水蒸気との反応が阻害され脱炭が抑制されると考えられる。
【００１２】
またＳｂやＳを鋼材表面に濃化させ脱炭を抑制するためには、熱間圧延後の熱履歴は、仕上げ圧延後に５００〜７００℃の温度域まで０．１℃／秒以上５℃／秒未満の冷却速度で冷却し、一旦パーライト変態を完了させた後、６５０℃〜７５０℃の温度域に再昇温する熱履歴が加工性の向上及び脱炭抑制に有効であることを見出した。
【００１３】
以上により、従来の軟質化焼鈍材と同等の強度、延性を有し、表層の脱炭層厚みが抑制された熱間圧延材を発明するに至った。
本発明の要旨は以下の通りである。
【００１４】
（１） 質量％で、
Ｃ ：０．１〜０．５％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５％、
Ｍｎ：０．３〜１．５％、
Ｐ ：０．０４％以下（０％を含む）、
Ｓ ：０．０００５〜０．０５％、
Ａｌ：０．２％以下、
Ｓｂ：０．００１〜０．０５％、
Ｎ ：０．０００５〜０．０３％
を含有し、ＳとＳｂとの含有量の合計、即ちＳ（％）＋Ｓｂ（％）が０．００５〜０．０５％であり、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼であって、フェライトとパーライトを主体とする組織からなり、ＪＩＳ Ｇ ０５５２で規定するフェライト結晶粒度番号が１１番以上であって、円相当径が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５〜４０％を含有することを特徴とする冷間加工性に優れた機械構造用鋼。
【００１５】
（２） さらに、質量％で
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種または２種以上を含有することを特徴とする前記（１）記載の冷間加工性に優れた機械構造用鋼。
【００１６】
（３） さらに、質量％で、
Ｔｉ：０．００２％〜０．０５％、
Ｎｂ：０．００５〜０．１％、
Ｖ ：０．０３〜０．３％、
のうち１種または２種以上を含有することを特徴とする前記（１）または（２）記載の冷間加工性に優れた機械構造用鋼。
【００１７】
（４） さらに、質量％で
Ｍｇ：０．０００２〜０．０１％、
Ｚｒ：０．０００１〜０．０１％
Ｃａ：０．０００２〜０．００８％、
のうち１種または２種以上を含有することを特徴とする前記（１）乃至（３）のいずれかに記載の機械構造用鋼。
【００１８】
（５） 鋼材表面のスケール層と地鉄の界面にＳｂの濃化層を有し、濃化層でのＳｂの濃度が０．０１５質量％以上であることを特徴とする前記（１）乃至（４）のいずれかに記載の冷間加工性に優れた機械構造用鋼。
【００１９】
（６） 前記（１）乃至（４）のいずれかに記載の鋼成分を有する鋼を８５０℃以上１０００℃以下の温度範囲で熱間粗圧延し、７００℃以上１０００℃以下の温度範囲で仕上げ圧延後、５００℃以上７００℃以下の温度まで０．１℃／秒以上５℃／秒未満の範囲の冷却速度で冷却し、その後直ちに６５０℃以上７５０℃以下の炉雰囲気温度に１５分以上９０分以下保持し、その後放冷することを特徴とする冷間加工性に優れた機械構造用鋼の製造方法。
【００２０】
【発明の実施の形態】
本発明の化学成分の請求範囲を上記のように定めた理由を以下に示す。
【００２１】
Ｃは機械構造用部品としての強度を確保するため添加する。０．１％未満では機械部品として必要な強度を確保できず、０．５％を超えると延性及び靭性が劣化するため０．１〜０．５％とした。
【００２２】
Ｓｉは脱酸元素として機能するとともに、鋼に必要な強度、焼入れ性を付与し、焼戻し軟化抵抗を向上するのに有効な元素である。０．０１％未満ではこれらの効果が不十分で、０．５％を超えると靭性、延性が劣化するとともに硬度の上昇を招き冷間鍛造性を劣化させるため、０．０１〜０．５％とした。
【００２３】
Ｍｎは鋼に必要な強度、焼入れ性を付与するために必要な元素である。０．３％未満では効果が不十分であり、１．５％を超えると靭性が劣化するとともに硬度が上昇し冷間鍛造性を劣化させるため、０．３〜１．５％とした。
【００２４】
Ｐは冷間鍛造時の変形抵抗を高め、靭性を劣化させる。また粒界偏析し焼入れ焼戻し後の結晶粒界を脆化して靭性を劣化させるため低減することが望ましい。従って上限を０．０４％とした。
【００２５】
ＳはＭｎ、Ｃｕ、Ｍｇ等の合金元素と反応して硫化物として存在する。これらの硫化物はピン止め粒子として有効に機能するとともに被削性を向上させる。また鋼材の表面に偏析して脱炭の抑制にも有効に機能する。０．０００５％未満では脱炭抑制効果がみられず、０．０５％を超えて添加すると冷間鍛造性を劣化させるとともに、焼入れ焼戻し後の結晶粒界を脆化させ靭性が劣化する。このため０．０００５〜０．０５％とした。
【００２６】
Ａｌは強力な脱酸元素でＯと結合して酸化物を形成する。あるいはＮと結合してＡｌＮとして存在する。これらの酸化物や窒化物はピン止め粒子として有効に機能し、結晶粒径を細粒化し加工性を向上させる。０．２％を超えると冷間加工性を劣化させるため、上限を０．２％とした。
【００２７】
Ｓｂは表面に偏析して脱炭を抑制する。０．００１％未満では脱炭の抑制効果が少なく、０．０５％を超えると熱間加工性、及び冷間加工性を劣化するため、０．００１〜０．０５％とした。
【００２８】
また、ＳとＳｂとの含有量の合計が０．００５％未満では脱炭抑制の効果が認められず、０．０５％を超えると冷間加工性を阻害する。従って、ＳとＳｂとの含有量の合計を０．００５〜０．０５％とした。
【００２９】
ＮはＡｌ、Ｔｉ等と結合し窒化物を形成しピン止め粒子として機能し結晶粒を細粒化する。０．０００５％未満では窒化物の析出量が不足し、結晶粒が粗大化し加工性が劣化する。また０．０３％を超えて添加すると熱間延性を劣化させるため、０．０００５〜０．０３％とした。
【００３０】
次に請求項２〜４の成分限定理由を説明する。これらの元素は以下に記載する特性の向上を目的に１種または２種以上含有させることができる。
【００３１】
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｂは焼入れ性を向上させ鋼の高強度化に有効である。
【００３２】
Ｃｒは高強度化、焼入れ性の向上を目的に添加する。０．２％未満では効果が不十分で、２．０％を超えて添加すると冷間加工性が劣化するため、０．２〜２．０％とした。
【００３３】
Ｍｏは焼入れ性の向上を目的に添加する。０．１％未満では効果が不十分で、１．０％を超えて添加すると製造コストの上昇を招くため、０．１〜１．０％とした。
【００３４】
Ｎｉは焼入れ性の向上を目的に添加する。０．３％未満では効果が不十分で、１．５％を超えて添加すると製造コストの上昇を招くため、０．３〜１．５％とした。
【００３５】
Ｃｕは焼入れ性の向上を目的に添加する。１．０％を超えて添加すると熱間延性を著しく低下し表面疵の原因となるため上限を１．０％とした。
【００３６】
Ｂは焼入れ性の向上を目的に添加するが、０．００５％を超えて添加しても効果が飽和するので、上限を０．００５％とした。なお、焼入れ性のためには、Ｂの添加物量の下限を０．０００３％とすることが好ましい。
【００３７】
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖは炭窒化物を形成する。これらの炭窒化物は鋼中に分散しピン止め粒子として機能し、結晶粒の粗大化を抑制し、加工性を向上させる。
【００３８】
ＴｉはＣあるいはＮと結合してＴｉＣあるいはＴｉＮとして存在する。これらの炭窒化物はピン止め粒子として有効である。０．００２％未満では効果が現れず、０．０５％を超えるとその効果が飽和するとともに硬度の上昇を招き冷間鍛造性が劣化するため０．００２〜０．０５％とした。
【００３９】
ＮｂはＮあるいはＣと結合しＮｂＮ、ＮｂＣあるいはそれらの複合介在物を形成し、結晶粒の粗大化抑制に有効に機能する。０．００５％未満では効果が不十分で、０．１％を超えて添加しても効果が飽和するため、０．００５〜０．１％とした。
【００４０】
ＶはＮあるいはＣと結合しＶＮ、ＶＣあるいはそれらの複合介在物を形成し、結晶粒の粗大化抑制に有効に機能する。０．０３％未満では効果が不十分で、０．３％を超えて添加しても効果が飽和するため、０．０３〜０．３％とした。
Ｍｇ、Ｚｒ、Ｃａは脱酸元素として含有させる。
【００４１】
ＭｇはＳあるいはＯと結合して酸化物、硫化物あるいはこれらを含む複合介在物として存在し、ピン止め粒子として有効に機能する。０．０００２％未満では効果が現れず、０．０１％を超えて添加すると製造コストの上昇を招くため０．０００２〜０．０１％とした。
【００４２】
ＺｒはＯと結合して酸化物として存在するほか、ＮあるいはＣと結合しＺｒＮ、ＺｒＣあるいはそれらの複合介在物を形成し、結晶粒の粗大化抑制に有効に機能する。０．０００１未満では効果が不十分で、０．０１％を超えて添加しても効果が飽和するため、０．０００１〜０．０１％とした。
【００４３】
Ｃａは強力な脱酸元素であるほか、硫化物の形態制御に有効である。ＭｎＳの圧延方向への伸長化を防止し、加工性や靭性の劣化を改善する。０．０００２％未満では効果が不十分で、０．００８％を超えて添加しても効果が飽和するとともに粗大な酸化物を生成し破壊靭性値を低下させる。
【００４４】
Ｏは鋼中に不可避的に含有されＡｌやＴｉなどの酸化物として存在する。Ｏ含有量が高いと粗大な酸化物が形成し、疲労破壊の原因となるので０．０１％以下に抑制することが望ましい。
【００４５】
更に、本発明の鋼は特定の組織を有する。
【００４６】
フェライトとパーライトを主体とする組織としたのは、組織中に硬質なベイナイトやマルテンサイトが混入すると、強度が増加し冷間加工性を劣化させるためである。フェライト結晶粒度番号が１１番未満では延性が低下する。
【００４７】
軟質化を達成するために必要な粒状炭化物は円相当径が２μｍ以下で、かつアスペクト比が３以下の粒状炭化物である。円相当径やアスペクト比がこれを外れると強度が増加する。さらに軟質化のためには粒状炭化物の量が面積率で５〜４０％必要である。
【００４８】
鋼材表面のスケール層と地鉄の界面にＳｂ濃化層が存在すると脱炭抑制に有効である。濃化層のＳｂ濃度が０．０１５％未満では、脱炭抑制能が小さいため、濃化層でのＳｂ含有量の下限を０．０１５％とした。
【００４９】
次に、本発明の製造方法を説明する。
【００５０】
熱間粗圧延温度が１０００℃を超えるとオーステナイト結晶粒が粗大化して圧延後のフェライト結晶粒度１１番以上のものが得られないためである。また粗圧延温度が８５０℃未満では圧延機負荷の点から圧延困難となるためである。仕上げ圧延温度が１０００℃を超えるとフェライト結晶粒度１１番以上のものが得られなくなり、７００℃未満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、圧延後に均一なフェライト・パーライト組織が得られず、加工性を劣化させる。
【００５１】
次に圧延後の冷却速度が０．１℃／秒未満ではパーライト変態温度が高くなりラメラ間隔が厚いパーライト、即ち熱的に安定性の高いパーライトが生成し、円相当径が２μｍ以下で、かつアスペクト比で３以下の粒状炭化物が得られず、強度が増加する。一方、０．５℃／秒以上では焼入れ性が高い鋼種では、圧延後の冷却中に変態が完了せず未変態のまま保持され組織が粗大化し加工性が劣化するとともに、鋼材表面のスケール層と地鉄の界面に形成されるＳｂ濃化層でのＳｂの濃度が小さくなり、脱炭が抑制できない。冷却終了温度が６５０℃を超えると一部パーライト変態が未完となり組織が不均一となり、加工性が劣化する。また冷却終了温度が５００℃未満では、その後の再加熱で６５０℃以上の温度に到達するのに長時間を要し、生産性の低下によるコストの上昇を招く。
【００５２】
再加熱温度が６５０℃未満ではセメンタイトの粒状化が不十分で、軟質化が不十分となる。また７５０℃を超えると組織の一部がオーステナイト化し強度が高くなる。また再加熱時間が１５分未満ではコイルの内部では十分に温度が上がらず軟質化が不十分となる。９０分以上では生産性を阻害する。
【００５３】
【実施例】
以下に、実施例により本発明を具体的に説明する。表１に供試鋼の化学成分を示す。これらの鋼は転炉溶製鋼を連続鋳造し、断面が１６２×１６２ｍｍの鋼片に分塊圧延後、表２に示す圧延条件で直径１１ｍｍの線材に熱間圧延した。熱間圧延は加熱炉にて１１００℃で抽出し、所定の温度で粗圧延及び仕上げ圧延を行い、リング状に巻き取り、圧延Ｎｏ．Ｉ、ＩＩ、ＩＩＩ及びＩＶは搬送ライン上での衝風冷却、徐冷カバー、熱処理炉、水槽などを利用して所定の冷却速度で、所定温度まで冷却したのち、コイルに集束してライン上を移動しながら熱処理炉で３０分間加熱し炉外で放冷した。圧延Ｎｏ．Ｖは従来の熱間圧延後に軟化焼鈍を行う工程に相当する。熱間圧延後、搬送ライン上で徐冷カバーを用いて冷却し、その後放冷した。冷却後、焼鈍炉にて７００℃×３ｈの軟化焼鈍を行った。
【００５４】
【表１】
【００５５】
【表２】
【００５６】
表３には熱間圧延材と軟化焼鈍材の組織、鋼材表面のＳｂ濃化層でのＳｂ濃度、加工性、及び脱炭特性を示す。加工性の評価には引張強度（ＴＳ）、絞り（ＲＡ）及び限界圧縮率を用い、脱炭性の評価にはＪＩＳ Ｇ ０５５８の方法でフェライト脱炭層厚みを用いた。引張試験はＪＩＳ２号引張試験片を用い、限界圧縮率は、線材をφ１０に伸線加工した後、文献「冷間据込み性試験方法」（塑性と加工、２２（１９８１）、１３９．）に示されている１号試験片（圧縮試験片）に準拠したφ１０×１５ｍｍの圧縮試験片を作製し端面拘束圧縮試験により評価した。粒状炭化物の面積率はＳＥＭ写真を基に画像解析により評価した。鋼材表面でのＳｂ濃化層の濃度はＧＤＳ（グロー放電発光分光法）で評価した。
【００５７】
【表３】
【００５８】
表３に示すように、本発明の請求範囲を満たす鋼は、いずれも圧延ままで限界圧縮率及び低脱炭性に優れる。Ｓｂの含有量が本発明の下限未満である鋼種ＯはＩ、ＩＩ、ＩＩＩ、Ｖのいずれの圧延条件で製造してもフェライト脱炭が認められ低脱炭性が劣化する。Ｓｂ含有量が本発明の上限を超える鋼Ｒ、及びＳ（％）＋Ｓｂ（％）が本発明の上限を超える鋼Ｑはいずれも限界圧縮率が低く、加工性が劣化する。またＣ及びＳｉの含有量が本発明の上限を超える鋼Ｔは、限界圧縮率が低く加工性が劣化する。また、熱間圧延後の冷却速度が請求項６で示した製造条件の下限未満である１９は球状炭化物の面積率が本発明の下限未満となり、強度及び延性が低下する。また熱間圧延後の冷却速度が請求項６で示した製造条件の上限を超える２０では組織が粗大化しフェライト粒度番号が本発明の範囲を外れ加工性が劣化するとともに、鋼材表面でのＳｂ濃度が低下し低脱炭性が劣化する。また本発明は圧延後に軟化焼鈍を行った２４及び２９と比較しても同等以上の加工性が得られることがわかる。
【００５９】
【発明の効果】
本発明によれば、軟質化焼鈍することなしに焼鈍材と同等以上の加工性を有し、さらに鋼材表面の脱炭層厚みが抑制された機械構造用鋼が提供可能であり、産業上極めて大きな効果を有する。
【発明の属する技術分野】
本発明は、自動車部品や産業機械部品の素材として使用される機械構造用鋼に関わり、特に引抜き、切削、冷間鍛造等の冷間加工性を向上させた機構構造用鋼、及びその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
自動車部品や産業機械部品は、一般に炭素鋼や合金鋼などの機械構造用鋼の熱間圧延材を、冷間加工性を確保する目的で軟化焼鈍を行った後、引抜き、冷間鍛造、転造あるいは切削加工にて所定の形状に成型し、焼入れ焼戻し処理で強度を付与して製造されている。
【０００３】
軟化焼鈍は、例えば球状化焼鈍の場合には約２０時間の長時間の熱処理を要すことから、部品製造コストに占める割合が高い。このため近年では部品コストの低減を目的に軟化焼鈍の省略化が検討され、熱間圧延ままで軟化焼鈍材と同等の加工性を得る方法が提案されている。
【０００４】
熱間圧延後に徐冷する方法として、１℃／秒以下の冷却速度でフェライト変態終了まで徐冷する方法（例えば特許文献１参照）や、冷却速度を０．０２〜０．３℃／秒として徐冷する方法（例えば特許文献２参照）が開示されている。本発明者らの調査によると、これらの方法では冷却速度が遅いためベイナイトなどの硬質な組織が存在せず、またフェライト分率も高くなるため軟質化するが、鋼種によっては冷却後の鋼材表面に炭素濃度の低い領域、即ち脱炭層が形成される。このような脱炭層が存在すると、最終製品での表面強度が確保できない場合がある。
【０００５】
さらに熱間圧延直後に昇温する方法として、５℃／秒以上の冷却速度で制御冷却し、直ちに５００〜７００℃の炉雰囲気温度範囲に１５分以上１時間未満保持する方法（特許文献３参照）が開示されている。この方法では熱間圧延直後の再加熱により軟質化されるものの、鋼種によっては表層に脱炭層が形成される。これは焼き入れ性の高い鋼種では冷却時にパーライト変態あるいはベイナイト変態が完了せずオーステナイト／フェライト２相域のまま保持されることによると考えられる。
【０００６】
また、表層部の脱炭層がない軟質線材の製造方法として、鋼片を９００℃〜１２５０℃に加熱し、仕上げ圧延前の圧延を６５０〜７５０℃の温度範囲に６０秒を超えて曝されないように行い、７００〜９００℃で減面率３０％以上の仕上げ圧延を行い、仕上げ圧延後にＭｓ点を超え８５０℃以下になるように冷却し、１０〜５０本／ｍのリング密度でコンベア上に展開し、６５０℃以上８００℃以下になるまで冷却し、その後、リング密度を１５０〜５００本／ｍに変更し冷却速度０．１５〜２℃／秒で５００℃まで冷却する方法が開示されている（特許文献４参照）。この方法では、温度や冷却速度の厳格な管理や煩雑な製造条件が必要となる一方で、圧延材の強度は軟質化されているものの、焼鈍材と比べると強度が高い。これは仕上げ圧延後から５００℃までの冷却速度が速いため、ベイナイトなどの硬質な組織の混入は防止できるものの、パーライト部の軟質化が不十分であるためである。
【０００７】
以上のように、熱間圧延材を軟質化するためには、一般に熱間圧延直後に６５０〜７５０℃付近の温度域に保定することや、フェライト変態温度付近を徐冷するなどの制御冷却が行われるが、一方で中炭素鋼の脱炭はフェライト／オーステナイト２相域に保持することで発生しやすくなることが知られている。このように熱間圧延材を制御冷却により軟質化すると、脱炭が顕著に発生する温度域での滞留時間が長くなるため、従来方法では熱間圧延ままで軟化焼鈍材と同等の強度を得ようとすると、表層の脱炭が避けられない問題が残されていた。
【０００８】
【特許文献１】
特公平２−１３００４号公報（第３頁５段２３行）
【特許文献２】
特開２０００−３３６４５６号公報（請求項４）
【特許文献３】
特開２０００−３３６４６０号公報（請求項４）
【特許文献４】
特開２０００−２５６７４０号公報（請求項１）
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記問題点を解決するため案出されたものであり、鋼材表面の脱炭層厚みが抑制され、従来の熱間圧延後に軟化焼鈍を施した鋼材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鋼、及びその製造方法を提供することを課題とする。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは上記課題を解決するため、鋼材成分と温度履歴が脱炭に及ぼす影響を調査し、熱間圧延材を制御冷却によって軟質化しても脱炭の発生を抑制するには、微量元素の表面偏析により、鋼材表面での脱炭反応を抑制することが有効であると考え、種々の微量元素による表面偏析と脱炭の抑制効果を評価した。表面偏析元素として一般にＣｕやＰが知られているが、これらは熱間延性を低下させ圧延疵の原因となったり、粒界を脆化し靭性を劣化させる。材質特性への影響が少ない脱炭を抑制する微量元素として、Ｓｂ、Ｓが有効であることを見いだし、これらの元素を特定の量添加し、鋼材表面に濃化させることで、熱間圧延鋼材の軟質化と脱炭の抑制を両立することを見いだした。
【００１１】
これらの元素は鋼材中では、Ｓｂは固溶状態、ＳはＭｎＳ等の硫化物として存在する。ＳｂやＳは界面エネルギーを低下させるため、鋼材表面や結晶粒界に偏析しやすい。鋼材表面にこれらの元素が偏析することにより、鋼中の炭素が表面に偏析することを阻害する。その結果、鋼材表層での炭素と酸素、あるいは水蒸気との反応が阻害され脱炭が抑制されると考えられる。
【００１２】
またＳｂやＳを鋼材表面に濃化させ脱炭を抑制するためには、熱間圧延後の熱履歴は、仕上げ圧延後に５００〜７００℃の温度域まで０．１℃／秒以上５℃／秒未満の冷却速度で冷却し、一旦パーライト変態を完了させた後、６５０℃〜７５０℃の温度域に再昇温する熱履歴が加工性の向上及び脱炭抑制に有効であることを見出した。
【００１３】
以上により、従来の軟質化焼鈍材と同等の強度、延性を有し、表層の脱炭層厚みが抑制された熱間圧延材を発明するに至った。
本発明の要旨は以下の通りである。
【００１４】
（１） 質量％で、
Ｃ ：０．１〜０．５％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５％、
Ｍｎ：０．３〜１．５％、
Ｐ ：０．０４％以下（０％を含む）、
Ｓ ：０．０００５〜０．０５％、
Ａｌ：０．２％以下、
Ｓｂ：０．００１〜０．０５％、
Ｎ ：０．０００５〜０．０３％
を含有し、ＳとＳｂとの含有量の合計、即ちＳ（％）＋Ｓｂ（％）が０．００５〜０．０５％であり、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼であって、フェライトとパーライトを主体とする組織からなり、ＪＩＳ Ｇ ０５５２で規定するフェライト結晶粒度番号が１１番以上であって、円相当径が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５〜４０％を含有することを特徴とする冷間加工性に優れた機械構造用鋼。
【００１５】
（２） さらに、質量％で
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種または２種以上を含有することを特徴とする前記（１）記載の冷間加工性に優れた機械構造用鋼。
【００１６】
（３） さらに、質量％で、
Ｔｉ：０．００２％〜０．０５％、
Ｎｂ：０．００５〜０．１％、
Ｖ ：０．０３〜０．３％、
のうち１種または２種以上を含有することを特徴とする前記（１）または（２）記載の冷間加工性に優れた機械構造用鋼。
【００１７】
（４） さらに、質量％で
Ｍｇ：０．０００２〜０．０１％、
Ｚｒ：０．０００１〜０．０１％
Ｃａ：０．０００２〜０．００８％、
のうち１種または２種以上を含有することを特徴とする前記（１）乃至（３）のいずれかに記載の機械構造用鋼。
【００１８】
（５） 鋼材表面のスケール層と地鉄の界面にＳｂの濃化層を有し、濃化層でのＳｂの濃度が０．０１５質量％以上であることを特徴とする前記（１）乃至（４）のいずれかに記載の冷間加工性に優れた機械構造用鋼。
【００１９】
（６） 前記（１）乃至（４）のいずれかに記載の鋼成分を有する鋼を８５０℃以上１０００℃以下の温度範囲で熱間粗圧延し、７００℃以上１０００℃以下の温度範囲で仕上げ圧延後、５００℃以上７００℃以下の温度まで０．１℃／秒以上５℃／秒未満の範囲の冷却速度で冷却し、その後直ちに６５０℃以上７５０℃以下の炉雰囲気温度に１５分以上９０分以下保持し、その後放冷することを特徴とする冷間加工性に優れた機械構造用鋼の製造方法。
【００２０】
【発明の実施の形態】
本発明の化学成分の請求範囲を上記のように定めた理由を以下に示す。
【００２１】
Ｃは機械構造用部品としての強度を確保するため添加する。０．１％未満では機械部品として必要な強度を確保できず、０．５％を超えると延性及び靭性が劣化するため０．１〜０．５％とした。
【００２２】
Ｓｉは脱酸元素として機能するとともに、鋼に必要な強度、焼入れ性を付与し、焼戻し軟化抵抗を向上するのに有効な元素である。０．０１％未満ではこれらの効果が不十分で、０．５％を超えると靭性、延性が劣化するとともに硬度の上昇を招き冷間鍛造性を劣化させるため、０．０１〜０．５％とした。
【００２３】
Ｍｎは鋼に必要な強度、焼入れ性を付与するために必要な元素である。０．３％未満では効果が不十分であり、１．５％を超えると靭性が劣化するとともに硬度が上昇し冷間鍛造性を劣化させるため、０．３〜１．５％とした。
【００２４】
Ｐは冷間鍛造時の変形抵抗を高め、靭性を劣化させる。また粒界偏析し焼入れ焼戻し後の結晶粒界を脆化して靭性を劣化させるため低減することが望ましい。従って上限を０．０４％とした。
【００２５】
ＳはＭｎ、Ｃｕ、Ｍｇ等の合金元素と反応して硫化物として存在する。これらの硫化物はピン止め粒子として有効に機能するとともに被削性を向上させる。また鋼材の表面に偏析して脱炭の抑制にも有効に機能する。０．０００５％未満では脱炭抑制効果がみられず、０．０５％を超えて添加すると冷間鍛造性を劣化させるとともに、焼入れ焼戻し後の結晶粒界を脆化させ靭性が劣化する。このため０．０００５〜０．０５％とした。
【００２６】
Ａｌは強力な脱酸元素でＯと結合して酸化物を形成する。あるいはＮと結合してＡｌＮとして存在する。これらの酸化物や窒化物はピン止め粒子として有効に機能し、結晶粒径を細粒化し加工性を向上させる。０．２％を超えると冷間加工性を劣化させるため、上限を０．２％とした。
【００２７】
Ｓｂは表面に偏析して脱炭を抑制する。０．００１％未満では脱炭の抑制効果が少なく、０．０５％を超えると熱間加工性、及び冷間加工性を劣化するため、０．００１〜０．０５％とした。
【００２８】
また、ＳとＳｂとの含有量の合計が０．００５％未満では脱炭抑制の効果が認められず、０．０５％を超えると冷間加工性を阻害する。従って、ＳとＳｂとの含有量の合計を０．００５〜０．０５％とした。
【００２９】
ＮはＡｌ、Ｔｉ等と結合し窒化物を形成しピン止め粒子として機能し結晶粒を細粒化する。０．０００５％未満では窒化物の析出量が不足し、結晶粒が粗大化し加工性が劣化する。また０．０３％を超えて添加すると熱間延性を劣化させるため、０．０００５〜０．０３％とした。
【００３０】
次に請求項２〜４の成分限定理由を説明する。これらの元素は以下に記載する特性の向上を目的に１種または２種以上含有させることができる。
【００３１】
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｂは焼入れ性を向上させ鋼の高強度化に有効である。
【００３２】
Ｃｒは高強度化、焼入れ性の向上を目的に添加する。０．２％未満では効果が不十分で、２．０％を超えて添加すると冷間加工性が劣化するため、０．２〜２．０％とした。
【００３３】
Ｍｏは焼入れ性の向上を目的に添加する。０．１％未満では効果が不十分で、１．０％を超えて添加すると製造コストの上昇を招くため、０．１〜１．０％とした。
【００３４】
Ｎｉは焼入れ性の向上を目的に添加する。０．３％未満では効果が不十分で、１．５％を超えて添加すると製造コストの上昇を招くため、０．３〜１．５％とした。
【００３５】
Ｃｕは焼入れ性の向上を目的に添加する。１．０％を超えて添加すると熱間延性を著しく低下し表面疵の原因となるため上限を１．０％とした。
【００３６】
Ｂは焼入れ性の向上を目的に添加するが、０．００５％を超えて添加しても効果が飽和するので、上限を０．００５％とした。なお、焼入れ性のためには、Ｂの添加物量の下限を０．０００３％とすることが好ましい。
【００３７】
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖは炭窒化物を形成する。これらの炭窒化物は鋼中に分散しピン止め粒子として機能し、結晶粒の粗大化を抑制し、加工性を向上させる。
【００３８】
ＴｉはＣあるいはＮと結合してＴｉＣあるいはＴｉＮとして存在する。これらの炭窒化物はピン止め粒子として有効である。０．００２％未満では効果が現れず、０．０５％を超えるとその効果が飽和するとともに硬度の上昇を招き冷間鍛造性が劣化するため０．００２〜０．０５％とした。
【００３９】
ＮｂはＮあるいはＣと結合しＮｂＮ、ＮｂＣあるいはそれらの複合介在物を形成し、結晶粒の粗大化抑制に有効に機能する。０．００５％未満では効果が不十分で、０．１％を超えて添加しても効果が飽和するため、０．００５〜０．１％とした。
【００４０】
ＶはＮあるいはＣと結合しＶＮ、ＶＣあるいはそれらの複合介在物を形成し、結晶粒の粗大化抑制に有効に機能する。０．０３％未満では効果が不十分で、０．３％を超えて添加しても効果が飽和するため、０．０３〜０．３％とした。
Ｍｇ、Ｚｒ、Ｃａは脱酸元素として含有させる。
【００４１】
ＭｇはＳあるいはＯと結合して酸化物、硫化物あるいはこれらを含む複合介在物として存在し、ピン止め粒子として有効に機能する。０．０００２％未満では効果が現れず、０．０１％を超えて添加すると製造コストの上昇を招くため０．０００２〜０．０１％とした。
【００４２】
ＺｒはＯと結合して酸化物として存在するほか、ＮあるいはＣと結合しＺｒＮ、ＺｒＣあるいはそれらの複合介在物を形成し、結晶粒の粗大化抑制に有効に機能する。０．０００１未満では効果が不十分で、０．０１％を超えて添加しても効果が飽和するため、０．０００１〜０．０１％とした。
【００４３】
Ｃａは強力な脱酸元素であるほか、硫化物の形態制御に有効である。ＭｎＳの圧延方向への伸長化を防止し、加工性や靭性の劣化を改善する。０．０００２％未満では効果が不十分で、０．００８％を超えて添加しても効果が飽和するとともに粗大な酸化物を生成し破壊靭性値を低下させる。
【００４４】
Ｏは鋼中に不可避的に含有されＡｌやＴｉなどの酸化物として存在する。Ｏ含有量が高いと粗大な酸化物が形成し、疲労破壊の原因となるので０．０１％以下に抑制することが望ましい。
【００４５】
更に、本発明の鋼は特定の組織を有する。
【００４６】
フェライトとパーライトを主体とする組織としたのは、組織中に硬質なベイナイトやマルテンサイトが混入すると、強度が増加し冷間加工性を劣化させるためである。フェライト結晶粒度番号が１１番未満では延性が低下する。
【００４７】
軟質化を達成するために必要な粒状炭化物は円相当径が２μｍ以下で、かつアスペクト比が３以下の粒状炭化物である。円相当径やアスペクト比がこれを外れると強度が増加する。さらに軟質化のためには粒状炭化物の量が面積率で５〜４０％必要である。
【００４８】
鋼材表面のスケール層と地鉄の界面にＳｂ濃化層が存在すると脱炭抑制に有効である。濃化層のＳｂ濃度が０．０１５％未満では、脱炭抑制能が小さいため、濃化層でのＳｂ含有量の下限を０．０１５％とした。
【００４９】
次に、本発明の製造方法を説明する。
【００５０】
熱間粗圧延温度が１０００℃を超えるとオーステナイト結晶粒が粗大化して圧延後のフェライト結晶粒度１１番以上のものが得られないためである。また粗圧延温度が８５０℃未満では圧延機負荷の点から圧延困難となるためである。仕上げ圧延温度が１０００℃を超えるとフェライト結晶粒度１１番以上のものが得られなくなり、７００℃未満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、圧延後に均一なフェライト・パーライト組織が得られず、加工性を劣化させる。
【００５１】
次に圧延後の冷却速度が０．１℃／秒未満ではパーライト変態温度が高くなりラメラ間隔が厚いパーライト、即ち熱的に安定性の高いパーライトが生成し、円相当径が２μｍ以下で、かつアスペクト比で３以下の粒状炭化物が得られず、強度が増加する。一方、０．５℃／秒以上では焼入れ性が高い鋼種では、圧延後の冷却中に変態が完了せず未変態のまま保持され組織が粗大化し加工性が劣化するとともに、鋼材表面のスケール層と地鉄の界面に形成されるＳｂ濃化層でのＳｂの濃度が小さくなり、脱炭が抑制できない。冷却終了温度が６５０℃を超えると一部パーライト変態が未完となり組織が不均一となり、加工性が劣化する。また冷却終了温度が５００℃未満では、その後の再加熱で６５０℃以上の温度に到達するのに長時間を要し、生産性の低下によるコストの上昇を招く。
【００５２】
再加熱温度が６５０℃未満ではセメンタイトの粒状化が不十分で、軟質化が不十分となる。また７５０℃を超えると組織の一部がオーステナイト化し強度が高くなる。また再加熱時間が１５分未満ではコイルの内部では十分に温度が上がらず軟質化が不十分となる。９０分以上では生産性を阻害する。
【００５３】
【実施例】
以下に、実施例により本発明を具体的に説明する。表１に供試鋼の化学成分を示す。これらの鋼は転炉溶製鋼を連続鋳造し、断面が１６２×１６２ｍｍの鋼片に分塊圧延後、表２に示す圧延条件で直径１１ｍｍの線材に熱間圧延した。熱間圧延は加熱炉にて１１００℃で抽出し、所定の温度で粗圧延及び仕上げ圧延を行い、リング状に巻き取り、圧延Ｎｏ．Ｉ、ＩＩ、ＩＩＩ及びＩＶは搬送ライン上での衝風冷却、徐冷カバー、熱処理炉、水槽などを利用して所定の冷却速度で、所定温度まで冷却したのち、コイルに集束してライン上を移動しながら熱処理炉で３０分間加熱し炉外で放冷した。圧延Ｎｏ．Ｖは従来の熱間圧延後に軟化焼鈍を行う工程に相当する。熱間圧延後、搬送ライン上で徐冷カバーを用いて冷却し、その後放冷した。冷却後、焼鈍炉にて７００℃×３ｈの軟化焼鈍を行った。
【００５４】
【表１】
【表２】
表３には熱間圧延材と軟化焼鈍材の組織、鋼材表面のＳｂ濃化層でのＳｂ濃度、加工性、及び脱炭特性を示す。加工性の評価には引張強度（ＴＳ）、絞り（ＲＡ）及び限界圧縮率を用い、脱炭性の評価にはＪＩＳ Ｇ ０５５８の方法でフェライト脱炭層厚みを用いた。引張試験はＪＩＳ２号引張試験片を用い、限界圧縮率は、線材をφ１０に伸線加工した後、文献「冷間据込み性試験方法」（塑性と加工、２２（１９８１）、１３９．）に示されている１号試験片（圧縮試験片）に準拠したφ１０×１５ｍｍの圧縮試験片を作製し端面拘束圧縮試験により評価した。粒状炭化物の面積率はＳＥＭ写真を基に画像解析により評価した。鋼材表面でのＳｂ濃化層の濃度はＧＤＳ（グロー放電発光分光法）で評価した。
【００５７】
【表３】
表３に示すように、本発明の請求範囲を満たす鋼は、いずれも圧延ままで限界圧縮率及び低脱炭性に優れる。Ｓｂの含有量が本発明の下限未満である鋼種ＯはＩ、ＩＩ、ＩＩＩ、Ｖのいずれの圧延条件で製造してもフェライト脱炭が認められ低脱炭性が劣化する。Ｓｂ含有量が本発明の上限を超える鋼Ｒ、及びＳ（％）＋Ｓｂ（％）が本発明の上限を超える鋼Ｑはいずれも限界圧縮率が低く、加工性が劣化する。またＣ及びＳｉの含有量が本発明の上限を超える鋼Ｔは、限界圧縮率が低く加工性が劣化する。また、熱間圧延後の冷却速度が請求項６で示した製造条件の下限未満である１９は球状炭化物の面積率が本発明の下限未満となり、強度及び延性が低下する。また熱間圧延後の冷却速度が請求項６で示した製造条件の上限を超える２０では組織が粗大化しフェライト粒度番号が本発明の範囲を外れ加工性が劣化するとともに、鋼材表面でのＳｂ濃度が低下し低脱炭性が劣化する。また本発明は圧延後に軟化焼鈍を行った２４及び２９と比較しても同等以上の加工性が得られることがわかる。
【００５９】
【発明の効果】
本発明によれば、軟質化焼鈍することなしに焼鈍材と同等以上の加工性を有し、さらに鋼材表面の脱炭層厚みが抑制された機械構造用鋼が提供可能であり、産業上極めて大きな効果を有する。
Claims (6)
- 質量％で、
Ｃ ：０．１〜０．５％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５％、
Ｍｎ：０．３〜１．５％、
Ｐ ：０．０４％以下（０％を含む）、
Ｓ ：０．０００５〜０．０５％、
Ａｌ：０．２％以下、
Ｓｂ：０．００１〜０．０５％、
Ｎ ：０．０００５〜０．０３％
を含有し、ＳとＳｂとの含有量の合計、即ちＳ（％）＋Ｓｂ（％）が０．００５〜０．０５％であり、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼であって、フェライトとパーライトを主体とする組織からなり、ＪＩＳ Ｇ ０５５２で規定するフェライト結晶粒度番号が１１番以上であって、円相当径が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５〜４０％を含有することを特徴とする冷間加工性に優れた機械構造用鋼。 - さらに、質量％で
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種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１記載の冷間加工性に優れた機械構造用鋼。 - さらに、質量％で、
Ｔｉ：０．００２％〜０．０５％、
Ｎｂ：０．００５〜０．１％、
Ｖ ：０．０３〜０．３％、
のうち１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１または請求項２記載の冷間加工性に優れた機械構造用鋼。 - さらに、質量％で
Ｍｇ：０．０００２〜０．０１％、
Ｚｒ：０．０００１〜０．０１％
Ｃａ：０．０００２〜０．００８％、
のうち１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１乃至３のいずれかに記載の冷間加工性に優れた機械構造用鋼。 - 鋼材表面のスケール層と地鉄の界面にＳｂの濃化層を有し、濃化層でのＳｂの濃度が０．０１５質量％以上であることを特徴とする請求項１乃至４のいずれかに記載の冷間加工性に優れた機械構造用鋼。
- 請求項１乃至４のいずれかに記載の鋼成分を有する鋼を８５０℃以上１０００℃以下の温度範囲で熱間粗圧延し、７００℃以上１０００℃以下の温度範囲で仕上げ圧延後、５００℃以上７００℃以下の温度まで０．１℃／秒以上５℃／秒未満の範囲の冷却速度で冷却し、その後直ちに６５０℃以上７５０℃以下の炉雰囲気温度に１５分以上９０分以下保持し、その後放冷することを特徴とする冷間加工性に優れた機械構造用鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2003044995A JP4057930B2 (ja) | 2003-02-21 | 2003-02-21 | 冷間加工性に優れた機械構造用鋼及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2003044995A JP4057930B2 (ja) | 2003-02-21 | 2003-02-21 | 冷間加工性に優れた機械構造用鋼及びその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2004250767A true JP2004250767A (ja) | 2004-09-09 |
| JP4057930B2 JP4057930B2 (ja) | 2008-03-05 |
Family
ID=33027530
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2003044995A Expired - Fee Related JP4057930B2 (ja) | 2003-02-21 | 2003-02-21 | 冷間加工性に優れた機械構造用鋼及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP4057930B2 (ja) |
Cited By (12)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US20090274573A1 (en) * | 2006-12-25 | 2009-11-05 | Kei Miyanishi | Machine Structural Steel Excellent in Machinability and Strength Properties |
| JP2009263763A (ja) * | 2008-03-31 | 2009-11-12 | Jfe Steel Corp | 浸炭用鋼の製造方法 |
| JP2011001599A (ja) * | 2009-06-18 | 2011-01-06 | Kobe Steel Ltd | 摩擦圧接に適した機械構造用鋼材およびその製造方法、摩擦圧接部品 |
| WO2012157902A3 (ko) * | 2011-05-13 | 2013-01-17 | 주식회사 포스코 | 표면특성이 우수한 고강도 고인성 선재 및 그 제조방법 |
| JP2013040376A (ja) * | 2011-08-15 | 2013-02-28 | Sanyo Special Steel Co Ltd | 耐結晶粒粗大化特性および加工性ならびに靱性に優れた浸炭部品用の機械構造用鋼 |
| KR101359160B1 (ko) * | 2011-09-06 | 2014-02-11 | 주식회사 포스코 | 구상화 열처리 생략이 가능한 선재 및 이로부터 제조된 부품 및 부품의 제조방법 |
| JP2015017284A (ja) * | 2013-07-09 | 2015-01-29 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 焼入れ性および加工性に優れる高炭素熱延鋼板およびその製造方法 |
| US9127336B2 (en) * | 2007-04-18 | 2015-09-08 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Hot-working steel excellent in machinability and impact value |
| JP2016222969A (ja) * | 2015-05-29 | 2016-12-28 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 低温靱性および耐腐食摩耗性に優れた耐摩耗鋼板 |
| KR20170106462A (ko) | 2015-01-27 | 2017-09-20 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 기소강 |
| WO2020158357A1 (ja) * | 2019-01-30 | 2020-08-06 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高炭素熱延鋼板およびその製造方法 |
| WO2024043608A1 (ko) * | 2022-08-26 | 2024-02-29 | 주식회사 포스코 | 내충돌성이 우수한 열간 성형용 도금강판, 열간 성형 부재 및 이들의 제조방법 |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| ES2759002T3 (es) | 2014-11-18 | 2020-05-07 | Nippon Steel Corp | Barra de acero laminada o alambrón laminado para componente forjado en frío |
| MX2017005945A (es) | 2014-11-18 | 2017-06-30 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | Barra de acero laminada o material de alambre laminada para componente forjado en frio. |
-
2003
- 2003-02-21 JP JP2003044995A patent/JP4057930B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (19)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US20090274573A1 (en) * | 2006-12-25 | 2009-11-05 | Kei Miyanishi | Machine Structural Steel Excellent in Machinability and Strength Properties |
| US9127336B2 (en) * | 2007-04-18 | 2015-09-08 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Hot-working steel excellent in machinability and impact value |
| JP2009263763A (ja) * | 2008-03-31 | 2009-11-12 | Jfe Steel Corp | 浸炭用鋼の製造方法 |
| JP2011001599A (ja) * | 2009-06-18 | 2011-01-06 | Kobe Steel Ltd | 摩擦圧接に適した機械構造用鋼材およびその製造方法、摩擦圧接部品 |
| EP2708614A4 (en) * | 2011-05-13 | 2015-02-25 | Posco | DRAFT WIRE HAVING GOOD SUPERIOR SURFACE PROPERTIES, HIGH MECHANICAL STRENGTH, AND HIGH TENACITY, AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME |
| WO2012157902A3 (ko) * | 2011-05-13 | 2013-01-17 | 주식회사 포스코 | 표면특성이 우수한 고강도 고인성 선재 및 그 제조방법 |
| CN103517999A (zh) * | 2011-05-13 | 2014-01-15 | Posco公司 | 具有优良表面性能、高强度和高韧性的线材及其制造方法 |
| EP2708614A2 (en) * | 2011-05-13 | 2014-03-19 | Posco | Wire rod having good superior surface properties, high strength, and high toughness, and a method for manufacturing same |
| JP2014518942A (ja) * | 2011-05-13 | 2014-08-07 | ポスコ | 表面特性に優れた高強度高靭性線材及びその製造方法 |
| JP2013040376A (ja) * | 2011-08-15 | 2013-02-28 | Sanyo Special Steel Co Ltd | 耐結晶粒粗大化特性および加工性ならびに靱性に優れた浸炭部品用の機械構造用鋼 |
| KR101359160B1 (ko) * | 2011-09-06 | 2014-02-11 | 주식회사 포스코 | 구상화 열처리 생략이 가능한 선재 및 이로부터 제조된 부품 및 부품의 제조방법 |
| JP2015017284A (ja) * | 2013-07-09 | 2015-01-29 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 焼入れ性および加工性に優れる高炭素熱延鋼板およびその製造方法 |
| KR20170106462A (ko) | 2015-01-27 | 2017-09-20 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 기소강 |
| US11702716B2 (en) | 2015-01-27 | 2023-07-18 | Jfe Steel Corporation | Case hardening steel |
| JP2016222969A (ja) * | 2015-05-29 | 2016-12-28 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 低温靱性および耐腐食摩耗性に優れた耐摩耗鋼板 |
| WO2020158357A1 (ja) * | 2019-01-30 | 2020-08-06 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高炭素熱延鋼板およびその製造方法 |
| JPWO2020158357A1 (ja) * | 2019-01-30 | 2021-02-18 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高炭素熱延鋼板およびその製造方法 |
| CN113366137A (zh) * | 2019-01-30 | 2021-09-07 | 杰富意钢铁株式会社 | 高碳热轧钢板及其制造方法 |
| WO2024043608A1 (ko) * | 2022-08-26 | 2024-02-29 | 주식회사 포스코 | 내충돌성이 우수한 열간 성형용 도금강판, 열간 성형 부재 및 이들의 제조방법 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP4057930B2 (ja) | 2008-03-05 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP4464864B2 (ja) | 耐結晶粒粗大化特性と冷間加工性に優れた軟化焼鈍の省略可能な肌焼用鋼 | |
| JP3554505B2 (ja) | 機械構造用熱間圧延線材・棒鋼及びその製造方法 | |
| EP1119648A1 (en) | Cold workable steel bar or wire and process | |
| KR20020088425A (ko) | 어닐링 생략 가능한 기계 구조용 열간압연 선재·봉강 및그 제조 방법 | |
| CN108315637B (zh) | 高碳热轧钢板及其制造方法 | |
| CN113366137B (zh) | 高碳热轧钢板及其制造方法 | |
| JP4057930B2 (ja) | 冷間加工性に優れた機械構造用鋼及びその製造方法 | |
| JP2013108129A (ja) | 熱間鍛造用圧延棒鋼 | |
| JP2017197787A (ja) | 延性に優れた高張力厚鋼板及びその製造方法 | |
| JP3809004B2 (ja) | 高強度特性と低熱処理歪み特性に優れた高周波焼入れ用鋼材とその製造方法 | |
| JPH0598350A (ja) | 低温用高強度低降伏比ラインパイプ材の製造法 | |
| JP3460659B2 (ja) | 軟質で熱処理歪みの小さい高炭素鋼帯とその製造方法 | |
| JP2017179596A (ja) | 高炭素鋼板およびその製造方法 | |
| JP4012475B2 (ja) | 冷間加工性と低脱炭性に優れた機械構造用鋼及びその製造方法 | |
| KR102396706B1 (ko) | 고탄소 열연 강판 및 그의 제조 방법 | |
| JP3738004B2 (ja) | 冷間加工性と浸炭時の粗大粒防止特性に優れた肌焼用鋼材とその製造方法 | |
| CN112877591A (zh) | 一种高强韧五金工具及链条用钢及其制造方法 | |
| JP6977880B2 (ja) | 高炭素熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JP2023508033A (ja) | 降伏比に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法 | |
| JP3422865B2 (ja) | 高強度マルテンサイト系ステンレス鋼部材の製造方法 | |
| JP3422864B2 (ja) | 加工性の優れたステンレス鋼およびその製造方法 | |
| JP2756534B2 (ja) | 高延性棒鋼の製造方法 | |
| JP6390685B2 (ja) | 非調質鋼およびその製造方法 | |
| JP2003201513A (ja) | 高強度肌焼鋼 | |
| JPH0526850B2 (ja) |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Effective date: 20050915 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20071203 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20071211 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Effective date: 20071214 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (prs date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20101221 Year of fee payment: 3 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |