JP2518873B2 - Steel plate for heat treatment - Google Patents
Steel plate for heat treatmentInfo
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Description
【発明の詳細な説明】 (産業上の利用分野) この発明は、低炭素鋼板並みの良好な加工性のもと
に、高炭素鋼板並みの焼入性を具備ししかも焼入−焼戻
し処理後の靱性にも優れる熱処理用鋼板を提案しようと
するものである。DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION (Industrial field of application) The present invention has good workability comparable to that of a low carbon steel sheet, and has hardenability comparable to that of a high carbon steel sheet, and after quenching-tempering treatment. The present invention intends to propose a steel sheet for heat treatment which is excellent in toughness.
一般に、焼入れ−焼戻し処理等の熱処理工程を経た上
で使用される炭素鋼材は、炭素を少なくとも約0.3wt%
(以下単に%で示す)以上含有し、高炭素鋼と呼ばれる
が、このような高炭素鋼は硬度が高く、強度および高摩
耗性に優れているので刃物、ばね、その他の各種機械部
品の分野にて広く使用されている。Generally, a carbon steel material used after a heat treatment process such as a quenching-tempering process contains at least about 0.3% by weight of carbon.
Although it is referred to as high carbon steel, it is contained in the above (hereinafter simply expressed in%), and because such high carbon steel has high hardness and excellent strength and wear resistance, it is used in the fields of blades, springs, and various other mechanical parts. Widely used in.
このような用途分野において熱処理用鋼板はその熱処
理に先立って切削、打抜き、孔明け、曲げなどの各種加
工を受けるが、焼入性の高い鋼ほど高強度であって上記
のような加工が困難である。これを補うために、予め球
状化焼鈍などの軟質化処理を施すのが一般的であるにし
ても、このような処理で得られる球状化セメンタイト組
織での軟質化の程度には限度があり、到底低炭素鋼並み
の加工性を得ることは難しい。In such application fields, steel sheets for heat treatment undergo various processes such as cutting, punching, drilling, and bending prior to the heat treatment, but steel with higher hardenability has higher strength and is difficult to process as described above. It is. In order to compensate for this, even if it is generally performed in advance softening treatment such as spheroidizing annealing, there is a limit to the degree of softening in the spheroidized cementite structure obtained by such treatment, It is difficult to obtain workability comparable to that of low carbon steel.
つまり熱処理用の高炭素鋼においては通常、焼入性の
観点から材料の成分が決定されるため、難加工性となら
ざるを得ず、在来の考え方の下で、高炭素鋼につき低炭
素鋼並みの良加工性を期待するといったようなことは到
底無理な注文と言わざるを得なかった。In other words, in the case of high carbon steel for heat treatment, the composition of the material is usually determined from the viewpoint of hardenability. Expecting good workability on a par with steel was an absolutely impossible order.
このようにして高炭素鋼を用いる場合、たとえば複雑
な形状の加工ができないと言った制約、また成形方法
や、成形用機械などの問題、さらには上記のような加工
工数および時間の増大など、製造コストの問題が生じて
いたわけである。When using a high carbon steel in this way, for example, the restriction that processing of complex shapes is not possible, and the forming method and problems such as forming machines, and further increase in the number of processing steps and time as described above, The problem of manufacturing cost has arisen.
高炭素鋼における上記難点を解決する他の手段とし
て、複雑な成形加工を必要とする部品においては使用材
料として加工性の良好な低炭素鋼を用いて所定形状まで
の加工を施し、その後焼入性を確保するために浸炭ない
しはさらに浸窒処理などを施す方法もとられていはいる
が、このような浸炭、浸窒処理を行う方法の場合には当
然ながら工数の増加を伴い、経済的に不利益を来すこと
はいうまでもない。As another means for solving the above-mentioned difficulties in high carbon steel, for parts that require complicated forming, a low carbon steel with good workability is used as a material to be processed to a predetermined shape and then quenched. Although methods of carburizing or further nitriding have been proposed in order to secure the properties, such methods of carburizing and nitriding naturally involve an increase in man-hours and are economical. It goes without saying that it comes at a disadvantage.
(従来の技術) 特開昭60−52551号公報においては、炭素鋼材の加工
性を、格別に面倒な工程や装置を要することなくかつ必
要な強度を確保しつつ一段と向上させるために、鋼中P
及びSの含有量をP(%)×S(%)≦10×10-6のごと
く極力少なくすることによりグラファイト相の形成を導
いて、フェライト相とグラファイト相とを主体とした組
織にすることの有用性が提唱されている。(Prior Art) In Japanese Patent Application Laid-Open No. 60-52551, in order to further improve the workability of a carbon steel material without requiring extraordinarily troublesome processes and equipment and ensuring the required strength, it is necessary to improve the workability of steel. P
And forming a graphite phase by reducing the S content as much as P (%) × S (%) ≦ 10 × 10 −6 to form a structure mainly composed of a ferrite phase and a graphite phase. The usefulness of is proposed.
この場合熱処理用鋼としての使途に適合すべきC0.3%
以上のいわゆる高炭素鋼領域におけいは引張り強さがほ
ぼ60kgf/mm2から、86kgf/mm2にも及んでいるため、加工
性改善の効果はなお十分でない。In this case, C0.3% that should be suitable for use as heat treatment steel
Approximately 60 kgf / mm 2 in the so-called high-carbon steel region Okei the tensile strength of the above, because it extends to 86kgf / mm 2, the effect of the processability improvement is still not sufficient.
このほかフェライトとグラファイトを主体とする組織
とした場合に加工性が改善されることについては、特開
昭60−128245号公報にも開示されている。しかしこの事
例は焼入処理に供する分野の材料を対象としたものでな
くして、組織中のグラファイト相の持つ制振性を専ら利
用する構造用材料に限られたものであって、制振性の観
点から言うと組織中に存在するグラファイト相の粒子径
は大きい程良好となるので、むし粗大グラファイト粒を
もつ組織を目指しているのに反し熱処理用鋼にあって
は、このような粗大グラファイト粒をもつ組織は次の理
由によって適合しない。In addition, Japanese Patent Application Laid-Open No. 60-128245 discloses that workability is improved when a structure mainly composed of ferrite and graphite is used. However, this case is not intended for materials in the field used for quenching treatment, but is limited to structural materials that exclusively utilize the damping properties of the graphite phase in the structure. From the viewpoint of the above, since the larger the particle size of the graphite phase present in the structure, the better the structure is. The texture with grains is not suitable for the following reasons.
一般に鋼をオーステナイト化温度まで加熱した時、鋼
中のCのオーステナイト相への溶け込みやすさは、Cが
セメンタイトの状態になっている場合に比べて、グラフ
ァイトの状態になっている方が劣り、ことにこの傾向は
グラファイト粒が粗大であればある程強くなるからであ
る。このように、オーステナイトへのCの溶解性が劣る
場合には、オーステナイト化後の焼入の際に所定の焼入
硬度を得られなくなるので、熱処理用鋼として使用でき
ないわけである。Generally, when steel is heated to the austenitizing temperature, the ease of dissolution of C in the steel into the austenite phase is lower in the case of graphite than in the case where C is in the cementite state, In particular, this tendency is stronger as the graphite particles are coarser. As described above, when the solubility of C in austenite is inferior, a predetermined quenching hardness cannot be obtained during quenching after austenitization, so that it cannot be used as a steel for heat treatment.
(発明が解決しようとする問題点) 熱処理用鋼における以上の諸問題点に鑑み、切削、打
抜き、孔明け及び曲げなどの場合には低炭素孔並みに軟
質であって、良好な加工性を有しているだけでなく、浸
炭、浸窒など手間のかさむ処理を施すことなくして、焼
入−焼戻処理を行う場合には通常の高炭素鋼並みの熱処
理性能を併せて具備する熱処理用鋼板を提供することが
この発明の目的である。(Problems to be solved by the invention) In view of the above problems in heat treatment steel, in the case of cutting, punching, drilling and bending, it is as soft as a low carbon hole and has good workability. For heat treatment that not only possesses but also has heat treatment performance equivalent to normal high carbon steel when performing quenching-tempering treatment without performing troublesome treatment such as carburizing and nitrifying. It is an object of this invention to provide a steel sheet.
(問題点を解決するための手段) 上記の目的は次の事情を骨子とする構成によって有利
に表現される。(Means for Solving Problems) The above-mentioned object is advantageously expressed by a configuration that outlines the following circumstances.
C:0.30〜1.20% Si:0.30〜2.00% Mn:0.05〜1.50% Al:0.001〜0.100% N:0.0060%以下 P:0.020%以下 S:0.015%以下及び B:0.0005〜0.0500% を含み残部Feおよび不可避的不純物の組成になり、フェ
ライト相と直径が10μm以下の微細グラファイト粒を主
体とする組織を有し、引張り強さ50kgf/mm2以下であっ
て、加工性と焼入性に優れ、かつ焼入−焼戻し処理後の
靱性にも優れることを特徴とする熱処理用鋼板(第1発
明)。C: 0.30 to 1.20% Si: 0.30 to 2.00% Mn: 0.05 to 1.50% Al: 0.001 to 0.100% N: 0.0060% or less P: 0.020% or less S: 0.015% or less and B: 0.0005 to 0.0500%, balance Fe And has an unavoidable impurity composition, has a structure mainly composed of ferrite phase and fine graphite particles with a diameter of 10 μm or less, and has a tensile strength of 50 kgf / mm 2 or less, excellent workability and hardenability, Further, a steel sheet for heat treatment (first invention), which is also excellent in toughness after quenching-tempering treatment.
C:0.30〜1.20% Si:0.30〜2.00% Mn:0.05〜1.50% Al:0.001〜0.100% N:0.0060%以下 P:0.020%以下 S:0.015%以下及び B:0.0005〜0.0500% Ti:0.005〜0.050% を含み残部Feおよび不可避的不純物の組成になり、フェ
ライト相と直径が10μm以下の微細グラファイト粒を主
体とする組織を有し、引張り強さ50kgf/mm2以下であっ
て、加工性と焼入性に優れ、かつ焼入−焼戻し処理後の
靱性にも優れることを特徴とする熱処理用鋼板(第2発
明)。C: 0.30 to 1.20% Si: 0.30 to 2.00% Mn: 0.05 to 1.50% Al: 0.001 to 0.100% N: 0.0060% or less P: 0.020% or less S: 0.015% or less and B: 0.0005 to 0.0500% Ti: 0.005 to It has a composition of 0.050% of balance Fe and unavoidable impurities, has a ferrite phase and a structure mainly composed of fine graphite particles with a diameter of 10 μm or less, and has a tensile strength of 50 kgf / mm 2 or less, A steel plate for heat treatment, which is excellent in hardenability and excellent in toughness after quenching-tempering treatment (second invention).
C:0.30〜1.20% Si:0.30〜2.00% Mn:0.05〜1.50% Al:0.001〜0.100% N:0.0060%以下 P:0.020%以下 S:0.015%以下 B:0.0005〜0.0500%及び La:+Ce:0.002〜0.050% を含み残部Feおよび不可避的不純物の組成になり、フェ
ライト相と直径が10μm以下の微細グラファイト粒を主
体とする組織を有し、引張り強さ50kgf/mm2以下であっ
て、加工性と焼入性に優れ、かつ焼入−焼戻し処理後の
靱性にも優れることを特徴とする熱処理用鋼板(第3発
明)。C: 0.30 to 1.20% Si: 0.30 to 2.00% Mn: 0.05 to 1.50% Al: 0.001 to 0.100% N: 0.0060% or less P: 0.020% or less S: 0.015% or less B: 0.0005 to 0.0500% and La: + Ce: It has a composition of 0.002 to 0.050% of balance Fe and unavoidable impurities, has a structure mainly composed of ferrite phase and fine graphite particles with a diameter of 10 μm or less, and has a tensile strength of 50 kgf / mm 2 or less. And a hardenability, and a toughness after quenching-tempering treatment are excellent.
C:0.30〜1.20% Si:0.30〜2.00% Mn:0.05〜1.50% Al:0.001〜0.100% N:0.0060%以下 P:0.020%以下 S:0.015%以下 B:0.0005〜0.0500% Ti:0.005〜0.050% La+Ce:0.002〜0.050% を含み残部Feおよび不可避的不純物の組成になり、フェ
ライト相と直径が10μm以下の微細グラファイト粒を主
体とする組織を有し、引張り強さ50kgf/mm2以下であっ
て、加工性と焼入性に優れ、かつ焼入−焼戻し処理後の
靱性にも優れることを特徴とする熱処理用鋼板(第4発
明)。C: 0.30 to 1.20% Si: 0.30 to 2.00% Mn: 0.05 to 1.50% Al: 0.001 to 0.100% N: 0.0060% or less P: 0.020% or less S: 0.015% or less B: 0.0005 to 0.0500% Ti: 0.005 to 0.050 % La + Ce: 0.002 to 0.050% and the balance is Fe and unavoidable impurities. It has a structure mainly composed of ferrite phase and fine graphite grains with a diameter of 10 μm or less, and the tensile strength is 50 kgf / mm 2 or less. And a workability and hardenability, and a toughness after quenching-tempering treatment (4th invention).
第1〜4各発明は素材の材質特性として加工に際して
は低炭素鋼並みの軟質で良好な加工性をもたらし、しか
も熱処理に際しては通常の高炭素鋼並みに良好な焼入性
を有し、熱処理後の材料の靱性耐摩耗性および強度特性
に優れた鋼板であって、このような材質特性を達成する
ために鋼のミクロ組織を、ファライト相中に微細グラフ
ァイト相が均一に分散した組織(以下フェライト・グラ
ファイト組織と呼ぶ)に調整するのであり、そしてこの
ようなミクロ組織を得るために鋼の化学成分の調整と、
必要によっては熱間圧延時の圧延条件の調整に加えてそ
の後の焼鈍条件の調整を行うのである。Each of the first to fourth inventions has a material property that is as soft as a low-carbon steel and has good workability in processing, and has a good hardenability similar to a normal high-carbon steel in heat treatment. It is a steel sheet with excellent toughness, wear resistance and strength characteristics of the latter material, and in order to achieve such material characteristics, the microstructure of the steel has a structure in which fine graphite phase is uniformly dispersed in the farite phase (hereinafter (Referred to as ferrite / graphite structure), and adjusting the chemical composition of steel to obtain such a microstructure,
If necessary, in addition to the adjustment of the rolling conditions at the time of hot rolling, adjustment of the subsequent annealing conditions is performed.
上に列記した何れの熱処理用鋼板も、所定の熱間圧延
を行った上で、ミクロ組織をフェライト・グラファイト
組織とする焼鈍処理を経た熱延板の形で得ることができ
るほか、またこのような熱延板を素材として圧延温度範
囲500℃以下の条件で温間ないしは冷間の圧延を施した
上で、やはり上記の焼鈍処理を加えた冷延板の形でも得
ることができ、このときとくに冷間圧延の際の加工性に
優れることから冷間圧延操業上の負荷が軽減され有利で
あるが、上記の熱間圧延を経て直接、通例どおりの工程
で温間ないし冷間の圧延に供し、これに焼鈍処理を施し
て冷延板としてもよい。Any of the heat-treated steel sheets listed above can be obtained in the form of hot-rolled sheet that has undergone an annealing treatment with a microstructure of ferrite-graphite structure after predetermined hot rolling. It can also be obtained in the form of a cold-rolled sheet that has been subjected to the above-mentioned annealing treatment after hot or cold rolling using a hot-rolled sheet as a raw material in the rolling temperature range of 500 ° C or less. In particular, since it has excellent workability during cold rolling, it is advantageous because it reduces the load on the cold rolling operation, but directly after the above hot rolling, it can be used for warm or cold rolling in the usual process. The cold-rolled sheet may be provided by subjecting it to an annealing treatment.
熱間圧延はとくに熱延過程でγ粒をできるだけ微細化
し得る条件とすることにより、γ粒の再結晶微細化を進
めておくことが微細グラファイトの均一分散のためによ
りのぞましい。In the hot rolling, it is more preferable to advance the recrystallization and refining of the γ grains by making the γ grains as fine as possible in the hot rolling process, in order to uniformly disperse the fine graphite.
温間ないし冷間圧延は20%以上の圧下率で所定板厚に
仕上げる。Warm or cold rolling finishes to a specified plate thickness with a reduction rate of 20% or more.
焼鈍処理条件は、500℃〜750℃より望ましくは650℃
〜A1変態点間で1〜200hr保持で適合する。Annealing treatment condition is 500 ° C ~ 750 ° C, more preferably 650 ° C
Applicable by holding for 1 to 200 hours between A1 transformation point.
(作 用) 上記の各発明で数値限定した理由について以下に詳述
する。(Operation) The reasons for limiting the numerical values in the above inventions will be described in detail below.
Cは、焼入性を確保する上で不可欠の元素であり、上
掲した熱処理用鋼板を使用して製造した各種製品の耐摩
耗性あるいは硬度、強度特性などの要請から0.30%以上
必要である。1.20%を上限とする理由は、これをこえる
C量で焼入性は飽和するばかりでなく、焼入前のオース
テナイト化時に不溶性のセメンタイト、あるいはグラフ
ァイト相の量が増加し、焼入処理後の耐衝撃特性の劣化
をもたらすからである。C is an indispensable element for securing hardenability, and is required to be 0.30% or more due to the demand for wear resistance, hardness, strength characteristics, etc. of various products manufactured using the above-described heat treatment steel sheet. . The reason for setting the upper limit to 1.20% is that not only does the hardenability become saturated with an amount of C exceeding this, but the amount of insoluble cementite or the graphite phase increases during austenitizing before quenching, and This is because the impact resistance is deteriorated.
Siは、次の二つの理由によりやはり不可欠の元素であ
る。Si is also an indispensable element for the following two reasons.
先ず第一には固溶硬化によって鋼素地を強化し、焼入
処理後においてCによる焼入硬化だけでは達成できない
範囲の高強度を得やすくし、これによって耐摩耗性の向
上、高硬度化を図ることができるためである。First of all, the steel base is strengthened by solid solution hardening, and after the quenching treatment, it is easy to obtain high strength in a range that cannot be achieved only by quenching and hardening with C, thereby improving wear resistance and increasing hardness. This is because it can be planned.
第二に、良好な微細グラファイト組織を得るためであ
る。すなわち、上記したように高炭素鋼の熱延ままのミ
クロ組織は、フェライトとパーライト、又はこれらにベ
イナイトを含む組織であって通常、非常に高強度である
ため、成形加工性が著しく悪い。これを改善するために
は焼鈍によってミクロ組織を所期のフェライト・グラフ
ァイト組織に変えるわけであるが、Siはこの焼鈍の際、
セメンタイトをグラファイト粒に変化し易くするように
作用して、焼鈍後にフェライト・グラファイト組織を得
られ易くし、これにより軟質化と加工性の改善に寄与す
る。なお、Siはさらに焼入前の加熱に際してこんどはグ
ラファイト粒のオーステナイトへの溶解性改善を通して
焼入性を向上するのにも役立つ。Secondly, to obtain a good fine graphite structure. That is, as described above, the as-hot-rolled microstructure of high-carbon steel is a structure containing ferrite and pearlite, or bainite in these, and is usually extremely high in strength, so that the formability is extremely poor. In order to improve this, the microstructure is changed to the desired ferrite-graphite structure by annealing, but Si is
It acts to facilitate the transformation of cementite into graphite grains and facilitates obtaining a ferrite-graphite structure after annealing, which contributes to softening and improvement of workability. In addition, Si also serves to improve hardenability by improving the solubility of graphite particles in austenite during heating before quenching.
ここにSiがセメンタイトのグラファイトへの変換を助
長する機構は次の通りである。Here, the mechanism by which Si promotes the conversion of cementite to graphite is as follows.
Siは非単化生成元素であるから平衡的にはセメンタイ
トには溶解し難いが、非平衡的に溶解した状態の場合に
は、セメンタイトを非常に不安定化する。熱延後のAr1
変態によるセメンタイトの生成速度は非常に速いので生
成したセメンタイトの組成は変態前の母相の組成比を濃
厚に引き継ぎ、そのため平衡溶解度以上の過剰なSiを含
有することになる。母材のSi含有量が多いもの程、セメ
ンタイト中における過剰Si量も増加するから、セメンタ
イトの不安定化度合が増大して、グラファイトへの変換
が容易になるのである。Since Si is a non-singtenizing element, it is difficult to dissolve in cementite in an equilibrium state, but when dissolved in a non-equilibrium state, cementite becomes extremely unstable. Ar 1 after hot rolling
Since the rate of formation of cementite by transformation is very high, the composition of cementite thus produced inherits the composition ratio of the parent phase before transformation in a rich manner, and therefore contains excess Si above the equilibrium solubility. The higher the Si content of the base material, the more the amount of excess Si in the cementite increases, so that the degree of destabilization of the cementite increases and the conversion into graphite becomes easier.
以上述べた二つの効果を有利に得るためにはSiは0.3
〜2.0%とすることが必要であり、2.0%以下に限定する
理由は製造コストの観点、すなわち2.0%を超えて添加
しても固溶硬化に関係した耐摩耗性の改善についても、
また焼鈍時のグラファイト化促進作用に関しても飽和
し、製造コストが増加するのみだからである。Mnは焼入
性を向上させる元素であり、とくに焼入処理工程での臨
界冷却速度を下げる効果が大きいので、Mnを増量した場
合、焼入歪防止等の観点から焼入時の冷却速度を遅くす
ることが可能となり、この観点からは有効な元素である
ことも云えるが、一方においてMnは、セメントタイト中
に溶解し易く、その量が多くなるとセメンタイトを著し
く安定化して、グラファイト化を阻害し、1.5%を超え
るとこのような悪影響が著しく大きくなって、焼鈍時の
グラファイト化が遅滞し、所望のフェライト・グラファ
イト組織が得難くなるので、上限を1.5%とした。ま
た、Mnの下限を0.05%として定めたのは、これよりもMn
が低くなると不純物元素としてのSの固定か不十分とな
り、熱間脆性を惹起し易くなるからである。In order to obtain the above-mentioned two effects, Si is 0.3
It is necessary to be 2.0% or less, and the reason for limiting the content to 2.0% or less is from the viewpoint of manufacturing cost, that is, the improvement of wear resistance related to solid solution hardening even when added in excess of 2.0%.
Also, the graphitization promoting effect during annealing is saturated, and the manufacturing cost only increases. Mn is an element that improves hardenability, and since it has a great effect of lowering the critical cooling rate in the quenching treatment process in particular, when the amount of Mn is increased, the cooling rate at the time of quenching from the viewpoint of quenching distortion prevention etc. It is possible to slow down, and it can be said that it is an effective element from this viewpoint, but on the other hand, Mn is easily dissolved in cementite, and when the amount is large, cementite is remarkably stabilized and graphitization is increased. If it exceeds 1.5%, such an adverse effect becomes remarkably large and the graphitization during annealing is delayed, making it difficult to obtain a desired ferrite-graphite structure, so the upper limit was made 1.5%. In addition, the lower limit of Mn was set to 0.05%,
This is because if S is low, the fixation of S as an impurity element becomes insufficient and hot brittleness is likely to occur.
Alは、脱酸元素として鋼の清浄度を改善すること、お
よびAlNとしてグラファイト化を阻害する固液N低減せ
しめる効果を期待するためには0.001%以上必要である
が、この効果は0.100%を超えると飽和するため、0.001
〜0.100%の範囲とする。Al is required as 0.001% or more in order to improve the cleanliness of steel as a deoxidizing element and to expect the effect of reducing solid-liquid N as AlN that inhibits graphitization, but this effect is 0.100%. If it exceeds, it will be saturated, so 0.001
The range is from ~ 0.100%.
Nはセメントイト中のCと置換する形で溶解し、これ
を著しく安定化さす作用がありそのため、焼鈍の際にフ
ェライト・グラファイト組織を得難くすることから0.00
60%以下にしなければならない。N dissolves in the form of replacing C in cementite and has the effect of remarkably stabilizing it, so that it is difficult to obtain a ferrite-graphite structure during annealing, so 0.00
Must be less than 60%.
Pは、鋼の変態特性に及ぼす影響ならびに偏析の点か
ら、焼入性および加工性のいずれに対しても悪影響をお
よぼすことが第1の理由、またPはセメンタイト中に微
量溶解してこれらを安定化する作用があるため焼鈍に際
してフェライト・グラファイト組織の生成を阻害する作
用を示すことが第2の理由で好ましくなく、このような
Pの悪影響を避けるためには0.020%以下にしなければ
ならない。しかし経済性をこえてまでむやみに低くする
ことは必要でなく、0.002%程度よりも低くなくてもよ
い。From the viewpoint of the effect of P on the transformation characteristics of steel and the segregation, the first reason is that it adversely affects both hardenability and workability, and P dissolves in trace amounts in cementite and It is not preferable for the second reason that it has the effect of stabilizing the formation of the ferrite-graphite structure during annealing because it has a stabilizing effect, and in order to avoid such an adverse effect of P, it must be 0.020% or less. However, it is not necessary to lower the value beyond economical efficiency, and may not be lower than about 0.002%.
Sは非金属介在物を作り易く、加工性を悪化させると
ともに、焼鈍の際にグラファイト化を阻害する作用もあ
るので、0.015%以下にしなければならない。しかしS
についてもPと同じ理由で0.0005%程度よりも低くしな
くてもよい。Since S easily forms non-metallic inclusions, deteriorates workability, and also has an effect of inhibiting graphitization during annealing, S must be 0.015% or less. But S
For the same reason as for P, it does not have to be lower than about 0.0005%.
Bはとくに重要な役割を持つ元素であるので以下にそ
の作用について詳述する。すなわち、その作用の一つは
従来知られているように焼入性の向上を図るために有用
な元素であること、そして他はグラファイト化を極めて
有効に促進し、しかも得られるグラファイト粒を極めて
微細化させる作用があって、フェライト素地中に微細か
つ均一にグラファィト粒が分散した所期のフェライト・
グラファイト組織を得やすくする上で有用なことであ
る。Since B is an element having a particularly important role, its action will be described in detail below. That is, one of its functions is that it is an element useful for improving the hardenability as conventionally known, and the other is that the graphitization is very effectively promoted and the obtained graphite particles are extremely effective. It has the function of refining, and the desired ferrite with fine and uniform dispersion of the graphite particles in the ferrite body.
This is useful for easily obtaining the graphite structure.
Bのもつ前者の作用については言うまでもなく従来周
知されているとうりであるが、後者の作用に関しては本
発明者らが独自に見出したところであり、その機構は次
のとおりである。Needless to say, the former action of B is well known in the art, but the present inventors have uniquely found the latter action, and the mechanism thereof is as follows.
グラファイト化を促進する上において重要な点は2つ
あって、まず第1は上記したごとくセメンタイト(Fe3
C)ないしはM23C6型の鉄炭化物の不安化度合いを増加さ
せること、第2はグラファイト化核の生成を容易にする
ことである。There are two important points in promoting graphitization. First, as mentioned above, cementite (Fe3
C) or M23C6 type iron carbide to increase the degree of anxiety, and secondly to facilitate the formation of graphitized nuclei.
Bはこのいずれに対しても効果をもつものであってま
ず、鉄炭化物を不安定化する機構は次のとうりである。B has an effect on any of these, and the mechanism for destabilizing the iron carbide is as follows.
BはCやNと同様に侵入型元素としての性質を有する
ので、鉄炭化物中のCと置換固溶してFeb(CB)3やFe2
3(CB)6を作るが、この時BはCやNに比べて原子半
径が大きいため、固溶すると鉄炭化物結晶格子の格子歪
の増大が起こることであり、このことによって鉄炭化物
の熱的不安定度合いが増大して、焼鈍により容易にグラ
ファイトに変換するようになるのである。また、以上の
ほかBは、強力な窒化物形成元素でもあるのですでに触
れたセメンタイト安定化作用の強いNを、BNとして固定
しその悪影響を除くことにより、間接的にセメンタイト
の不安定化度を増す効果も加わる。Since B has a property as an interstitial element like C and N, it forms a solid solution by substituting with C in iron carbide to form Fe (CB) 3 or Fe2
3 (CB) 6 is produced. At this time, since B has a larger atomic radius than C and N, solid strain causes an increase in lattice strain of the iron carbide crystal lattice, which causes heat of the iron carbide. The degree of instability increases, and it becomes easier to convert to graphite by annealing. In addition to the above, B is also a strong nitride-forming element, so N, which has a strong cementite-stabilizing action already mentioned, is fixed as BN and its adverse effect is eliminated, thereby indirectly destabilizing the cementite. The effect of increasing is also added.
次にBのグラファイト化核の生成作用については、 (1) BがNと反応しBNを作り、このBNがグラファイ
ト化核として作用する場合、 (2) 上記のFe23(CB)6自身が分解すると同時に核
として作用する場合、 の2通りがある。Next, regarding the action of forming graphitization nuclei of B, (1) when B reacts with N to form BN, and this BN acts as graphitization nuclei, (2) the Fe23 (CB) 6 itself decomposes. When acting as a nucleus at the same time, there are two ways.
ここで考慮すべき点はこのような核を有する場合、最
終のグラファイト粒の分散状態は初めにあったこの核の
分布状態に強く依存することになるので、最終組織を均
一なグラファイト分布をもつミクロ組織とするために
は、焼鈍以前の工程において作用核となるBNやFe23(C
B)6の分布状態を制御することが望ましい。The point to be considered here is that when such a nucleus is used, the final dispersed state of the graphite particles strongly depends on the distribution state of this initial nucleus, so that the final structure has a uniform graphite distribution. In order to obtain a microstructure, BN and Fe23 (C
B) It is desirable to control the distribution state of 6.
この制御にはγ状態でのBのミクロ偏析の状態が重要
であって例えば、Bは一般に知られているように旧γ粒
界に偏析し易いので、もしもγ粒が粗大な場合核の分布
状態が特定の位置にかたよることになり、最終のグラフ
ァイト粒の分布状態も悪化するうれいなしとしない。こ
れについては旧γ粒界に偏析し易いBを均一化するため
熱延過程でγ粒をできるだけ微細化するように熱延条件
をコントロールし、圧延によるγ粒の再結晶微細化を進
めることがのぞましいわけである。The state of microsegregation of B in the γ state is important for this control. For example, B is easily segregated to the old γ grain boundary as is generally known. Therefore, if the γ grain is coarse, the distribution of nuclei is large. This means that the state will be bent at a specific position, and the final state of distribution of graphite particles will also deteriorate. Regarding this, in order to homogenize B, which is easily segregated at the old γ grain boundaries, it is possible to control the hot rolling conditions so as to make the γ grains as fine as possible in the hot rolling process and to promote the recrystallization refinement of the γ grains by rolling. That's what I want.
この最終のグラファイト粒分布の改善はまた次に述べ
るTiあるいはLa+Ceの添加によって一層有利に成就さ
れ、その機構は後述する。This final improvement of the graphite grain distribution is also more advantageously achieved by the addition of Ti or La + Ce described below, the mechanism of which will be described later.
このようにしてγ状態でのBの分布状態を調整してお
けば、グラファイト化核としての上記B析出物の分布が
改善され、その結果その後の焼鈍においてこれらのグラ
ファイト化核が有効に作用して、グラファイト化速度の
著しい増大、ならびに得られるグラファイト粒の微細、
均一化が生じるのである。If the distribution state of B in the γ state is adjusted in this way, the distribution of the B precipitates as graphitization nuclei is improved, and as a result, these graphitization nuclei act effectively in the subsequent annealing. , A significant increase in graphitization rate, as well as the fineness of the resulting graphite particles,
Uniformity occurs.
以上の効果を期待するにはBは少なくとも0.0005%以
上必要であり、また、0.0500%を超える添加ではその効
果は飽和し、かえって経済的に不利益を招くのみであ
る。In order to expect the above effects, B must be at least 0.0005% or more, and the addition of more than 0.0500% saturates the effects, but rather causes economic disadvantage.
次に第2,第4各発明におけるTiは、Nを固定する作用
がBより強いので、0.0060%以下のN量であれば、Ti添
加によってNの悪影響をほとんど除くことができる。そ
の場合、グラファイト化核としてのBNの生成量はやや減
少することになるが、これはFe23(CB)6による上述の
核作用によって十分補うことが出来る。また、それだけ
でなく、次に述べる理由によりグラファイトの分布状態
の一層の改善効果を発揮するのである。すなわち、上記
したように、核となるBは旧γ粒界に偏析し易いのでこ
れを均一化するように、すでに触れた熱延過程でのγ粒
をできるだけ微細化する一つの手段として熱延条件をコ
ントロールして圧延によるγ粒の再結晶微細化をすすめ
ることがのぞましいにしてもこれによる微細化の程度に
限界が生じるとか、熱延条件に制約が生じるとかの不具
合を伴うようなときでもTi添加により、再加熱時の所期
γ粒ならびに熱延時の再結晶γ粒のいずれにたいしても
有効な微細化が達成されることから、容易に上記の不具
合が解消され得るのである。Next, Ti in the second and fourth inventions has a stronger effect of fixing N than B. Therefore, if the amount of N is 0.0060% or less, the adverse effect of N can be almost eliminated by adding Ti. In that case, the amount of BN produced as graphitization nuclei is slightly reduced, but this can be sufficiently compensated by the above-described nucleation action of Fe23 (CB) 6. In addition to that, the graphite distribution state is further improved for the following reason. That is, as described above, since the core B is easily segregated in the old γ grain boundary, it is necessary to make the γ grain in the hot rolling process, which has already been touched, as fine as possible so as to make it uniform. Even if it is desirable to promote the recrystallization refinement of γ grains by rolling by controlling the conditions, even when there is a problem such as a limit to the degree of refinement due to this, or a restriction on hot rolling conditions Since the addition of Ti achieves effective miniaturization for both the desired γ grains during reheating and the recrystallized γ grains during hot rolling, the above problems can be easily resolved.
この効果を発揮さすためにTiは、0.005%以上必要で
あるが、0.050%を超えて添加しても効果は飽和するの
で0.050%を上限とした。In order to exert this effect, Ti is required to be 0.005% or more, but even if added in excess of 0.050%, the effect is saturated, so 0.050% was made the upper limit.
第3,第4各発明でのLa,Ceも、前記Tiと同様にγ状態
でのBの分布状態の改善を通じて最終のグアファイト粒
径および分布状態を改善する。すなわち、LaおよびCeは
酸化物や硫化物を形成するが、BはこのようなLaやCeの
析出物周辺にもミクロ的な偏析を生じ易い。このことは
上述のBの集積し易い析出物の存在によって、γ粒界以
外のBのミクロ偏析箇所が増大することを意味するもの
であり、この結果としてBのミクロ偏析は全体として均
一化する方向に改善されるのである。また、La,CeはS
を固定する効果によっても加工性の改善に寄与する。Similarly to Ti, La and Ce in the third and fourth inventions also improve the final particle size and distribution of guarphite by improving the distribution of B in the γ state. That is, La and Ce form oxides and sulfides, but B easily causes micro-segregation around such precipitates of La and Ce. This means that the presence of the above-described precipitates of B that easily accumulate increases the microsegregation sites of B other than the γ grain boundaries, and as a result, the B microsegregation becomes uniform as a whole. It will be improved in the direction. Also, La and Ce are S
It also contributes to the improvement of workability due to the effect of fixing.
以上の効果を発揮さすためにはLa+Ceの添加量が少な
くとも0.005%以上必要であり、0.050%を超えると効果
は飽和するのでこれを上限とした。The amount of La + Ce added is required to be at least 0.005% or more in order to exert the above effect, and the effect is saturated when it exceeds 0.050%, so this is made the upper limit.
次に上述のように加工性と焼入性を同時に満足させる
ための各発明を通じて、フェライト・グラファイト組織
を有することが限定され、その理由は本発明者らの研究
成果に基づいて以下に説明するとおりである。Next, through each invention for simultaneously satisfying workability and hardenability as described above, it is limited to have a ferrite-graphite structure, the reason for which will be explained below based on the research results of the present inventors. It is as follows.
第1図はC:0.60%、Si:1.55%,Mn:0.80%,Al:0.021
%,N:0.0018%,P:0.008%,S:0.001%及びB:0.0025%の
成分組成になる8mm厚さの熱延鋼帯より採取した小試片
を用い、種々の方法により、組織中のグラファイト化比
率を変化させて、フェライトと微細フェライトを主体と
し残りのCについては球状化したセメンタイトよりなる
組織に調整して、引張り特性とシャルピー衝撃特性を調
査した結果である。Fig. 1 shows C: 0.60%, Si: 1.55%, Mn: 0.80%, Al: 0.021
%, N: 0.0018%, P: 0.008%, S: 0.001%, and B: 0.0025% of the composition of composition, using a small sample collected from an 8mm-thick hot-rolled steel strip, in various structures This is the result of investigating the tensile properties and the Charpy impact properties by changing the graphitization ratio of (1) and adjusting the structure consisting of ferrite and fine ferrite as the main components and the remaining C as spheroidized cementite.
また第2図はグラファイト粒子径が異なった場合の焼
入性の違いを示すものである。この焼入性の評価は、グ
ラファイト化率が80%以上のものであって、平均グラフ
ァイト粒子径が種々に異なる場合について、860℃での
加熱保持時間を種々変更しその保持後50℃/secの冷却速
度で焼入れをした場合の断面平均硬度で示してある。FIG. 2 shows the difference in hardenability when the graphite particle diameters are different. The evaluation of this hardenability is that the graphitization rate is 80% or more, and when the average graphite particle diameter is variously varied, the heating holding time at 860 ° C is variously changed, and 50 ° C / sec after the holding. It shows the average hardness of the cross section when quenching was performed at the cooling rate.
第1図および第2図の結果に伴って、 (1) 引張り特性、衝撃特性はグラファイト化比率に
依存し、このグラファイト化比率が80%をこえる場合に
は引張り強度が低く、伸び並びに衝撃特性も良好である
こと (2) 一方、焼入性に関してはグラファイトの平均粒
子径に依存し、10μmを超える大きいグラファイト粒の
場合オーステナイト化に要する加熱時間は著しく長くな
ること (3) このように、グラファイト化比率を高め、かつ
その平均粒径を10μm以下に調整した微細グラフイトが
フェライトと混在した組織とすることによって、加工性
と焼入性とを同時に満たす特性を持つこと の知見が得られた。According to the results of Fig. 1 and Fig. 2, (1) Tensile properties and impact properties depend on the graphitization ratio. When the graphitization ratio exceeds 80%, the tensile strength is low, and the elongation and impact properties are low. (2) On the other hand, the hardenability depends on the average particle size of graphite, and in the case of large graphite particles exceeding 10 μm, the heating time required for austenitizing is remarkably long (3) By increasing the graphitization ratio and adjusting the average grain size to less than 10 μm, the fine graphite has a structure in which it is mixed with ferrite, and it has been found that it has the characteristics of simultaneously satisfying workability and hardenability. .
ここにグラファイト化焼鈍条件の範囲は十分な軟質化
のもとで加工性に最も有利な焼鈍組織を得ること、およ
び焼鈍コストが安いことの2つの観点から選択するのが
実際的である。例えば焼鈍温度範囲が500℃未満のよう
に低温焼鈍では軟化の進行が著しく遅くなり、また750
℃を超えると焼鈍中にオーステナイト相となる割合が大
きくなって、この部分が焼鈍時にパーライト相として残
り、軟質化組織の均一性を阻害する原因となり好ましく
ない。そのため焼鈍温度範囲として500〜750℃が推奨さ
れ、また焼鈍時間としては約1〜200時間程度が適当で
あるが、焼鈍温度が低い程長時間を必要とする。Here, the range of the graphitizing annealing conditions is practically selected from the two viewpoints of obtaining an annealing structure most advantageous for workability under sufficient softening and reducing the annealing cost. For example, in low-temperature annealing such that the annealing temperature range is less than 500 ° C., the progress of softening is remarkably slow, and
If the temperature exceeds ℃, the ratio of austenite phase during annealing increases, and this portion remains as a pearlite phase during annealing, which is a cause of impairing the uniformity of the softened structure, which is not preferable. Therefore, an annealing temperature range of 500 to 750 ° C. is recommended, and an annealing time of about 1 to 200 hours is appropriate. However, a lower annealing temperature requires a longer time.
なお、材質的にみた場合焼鈍温度の最適な範囲は650
℃〜A1変態点の範囲であり、特にA1変態点直下の温度を
選択すれば短時間の焼鈍で良好な材質が得られる。In terms of material, the optimal range of annealing temperature is 650
℃ in the range of to A 1 transformation point, good material can be obtained in a short time annealing if specifically chosen temperature just below the A 1 transformation point.
また、焼鈍サイクルとして例えばいったんα+γ2相
温度領域となる温度まで加熱した後、非常に遅い冷却速
度でA1変態点以下の温度域で保持するとか、の方法を採
用しても焼鈍時間の短縮および材質の改善が図れる。Moreover, after heating to a temperature to be as the annealing cycle for example once alpha + .gamma.2 phase temperature region, very slow cooling rate A 1 Toka held in a temperature range below the transformation point, be employed in the methods annealing time reduction and The material can be improved.
次にこのグラファイト化焼鈍に先立って冷間ないしは
温間圧延を施す場合にあっては、焼入性と冷間加工性の
観点から、フェライトと微細均一なグラファイト粒から
なるミクロ組織を一層効率的に得る手段となる。すなわ
ち化学成分中にグラファイト化核として作用する適量の
Bを用いた熱延板に、グラファイト化焼鈍に先立ち冷間
ないしは温間圧延を実施することでグラファイト化焼鈍
に際して、グラファイト化核作用が一層顕著となり、グ
ラファイト化速度が増大するので容易にグラファイト粒
が微細均一に分布する最終ミクロ組織が得られる。Next, in the case where cold or warm rolling is performed prior to the graphitizing annealing, from the viewpoint of hardenability and cold workability, the microstructure comprising ferrite and fine uniform graphite grains is more efficiently used. It becomes a means to obtain. That is, by performing cold or warm rolling on a hot-rolled sheet using an appropriate amount of B, which acts as a graphitization nucleus in the chemical composition, prior to graphitization annealing, the graphitization nucleus effect becomes more remarkable during graphitization annealing. Since the graphitization rate is increased, the final microstructure in which the graphite particles are finely and uniformly distributed can be easily obtained.
ところで、このグラファイト化過程はまず最初にグラ
ファイトの核生成があって、ついでセメンタイトの分
解、Cの素地への固溶、グラファイト粒への拡散の順に
粒成長が進む。この中では核生成過程が非常に重要な要
素であって、核生成サイトが多く、しかも均一に分布し
ているもの程、最終のグラファイト粒が微細化し、かつ
均一化する。また、核が増加すればセメンタイト分解後
のCの拡散距離も短くて済むのでグラファイト成長速度
も増大する。B添加によって、上述のBNあるいはFe23
(CB)6等の析出物がグラファイト化核として作用する
わけであるが、冷間もしくは温間圧延をこれに加えた場
合、これらの析出物の周辺においてミクロ的に転位密度
が著しく増加し、その核作用を増すことになる。In the graphitization process, graphite nucleation occurs first, followed by decomposition of cementite, solid solution of C into the base material, and diffusion of graphite into the graphite particles in this order. Among these, the nucleation process is a very important factor, and the more the nucleation sites are distributed more evenly, the more the final graphite grains become finer and more uniform. Further, if the number of nuclei increases, the diffusion distance of C after decomposition of cementite can be shortened, so that the graphite growth rate also increases. By adding B, the above-mentioned BN or Fe23
Precipitates such as (CB) 6 act as graphitization nuclei, but when cold or warm rolling is added thereto, the dislocation density in the vicinity of these precipitates increases remarkably on a microscopic scale. It will increase its nuclear action.
また、それ以外にも冷間もしくは温間圧延によって導
入される多量の点欠陥が核サイトとなるので、さらに核
生成が容易となる。In addition to that, since a large number of point defects introduced by cold or warm rolling serve as nuclei sites, nucleation is further facilitated.
加えるに、セメンタイトが上記圧延によって不安定化
し、分解し易くなること、さらに圧延によって導入され
た転位が、素地に固溶したCの拡散の経路として作用す
るので、グラファイトの成長速度をも増進するのであ
る。In addition, cementite is destabilized and easily decomposed by the above-mentioned rolling, and the dislocations introduced by the rolling act as a diffusion path of C dissolved in the base material, so that the growth rate of graphite is also increased. It is.
また、上記のような冷間ないしは温間圧延による転位
密度の増大は、次工程の焼鈍に際してフェライト粒再結
晶核の数を増大させるので、焼鈍後のフェライト相素地
の結晶粒の微細化が達成される。その結果靱性および強
度−伸びバランスの向上にも寄与する。このような複合
的効果の積み重ねによって、効果が一層顕在化され、極
めて有効かつ、良好な結果が得られるのである。Further, the increase in dislocation density by cold or warm rolling as described above increases the number of ferrite grain recrystallization nuclei during annealing in the next step, so that the grain refinement of the ferrite phase base material after annealing is achieved. To be done. As a result, it contributes to improvement of toughness and strength-elongation balance. By stacking such composite effects, the effects become more apparent, and extremely effective and good results can be obtained.
このような効果を発揮せしめるためには500℃以下で
の温間ないしは冷間圧延温度領域で20%以上の圧下率が
必要である。この圧延温度は500℃を超えると、圧延後
に歪の回復やフェライト素地の再結晶によって、有効に
作用する転位や点欠陥の数が減少して、所期した効果が
十分に発揮されなくなるためである。また圧下率20%未
満では圧延によって導入される点欠陥、転位の割合が少
な過ぎるため、やはり効果が得られ難い。In order to exert such an effect, a rolling reduction of 20% or more is required in a warm or cold rolling temperature range of 500 ° C. or less. If the rolling temperature exceeds 500 ° C, the number of dislocations and point defects that effectively act will be reduced due to strain recovery and recrystallization of the ferrite substrate after rolling, and the desired effect will not be fully exhibited. is there. On the other hand, if the rolling reduction is less than 20%, the effects of point defects and dislocations introduced by rolling are too small, so that the effect is hardly obtained.
実施例 1 表1に化学成分を示した鋼を用いて、通常の方法で熱
間圧延を行い、8mm厚の熱延鋼帯とし、続いてこの熱延
鋼帯に所定の焼鈍を施した。表2にこれらについての焼
鈍条件と焼鈍後の引張り特性、シャルビー特性、および
焼入−焼戻し後の硬度と靱性の成績を示す。Example 1 Using a steel whose chemical components are shown in Table 1, hot rolling was performed by a normal method to obtain a hot-rolled steel strip having a thickness of 8 mm, and then, the hot-rolled steel strip was subjected to predetermined annealing. Table 2 shows the results of annealing conditions, tensile properties after annealing, Charby properties, and hardness and toughness after quenching and tempering.
なお、引張り特性は8mm厚のJIS 5号引張り試験片での
成績、そして硬度は850℃で30min加熱後、70℃/secの冷
却速度で油焼入れ後、250℃で60minの焼戻し処理を施し
た後の成績である。The tensile properties are the results of JIS No. 5 tensile test pieces with a thickness of 8 mm, and the hardness was heated at 850 ° C for 30 minutes, oil-quenched at a cooling rate of 70 ° C / sec, and then tempered at 250 ° C for 60 minutes. It is the result afterwards.
この発明に従うミクロ組織上の特徴であるフェライト
・グラファイト組織の状態を代表例について比較鋼と対
比し、第3図に示し、またこの発明による材質的特徴を
明確にするため表2に示した引張り強さと焼入−焼戻し
後の硬度の関係を第4図に、また引張り強度と伸びの関
係を第5図に比較して示す。 The state of the ferrite / graphite structure, which is the microstructural feature according to the present invention, is shown in FIG. 3 in comparison with a comparative steel for a representative example, and the tensile strength shown in Table 2 is shown in order to clarify the material feature according to the present invention. The relationship between the strength and the hardness after quenching-tempering is shown in FIG. 4, and the relationship between the tensile strength and the elongation is shown in FIG.
第3図から発明鋼は加めて微細なグラファイト粒がフ
ェライト素地中に均一に分散した組織となっていること
がわかる。また第4図、第5図からこの発明では引張り
強度が50kgf/mm2以下であって、高炭素鋼でありながら
引張り特性は、低炭素鋼並の低強度、高延性の特性を示
し、しかも焼入−焼戻しの硬度は比較鋼のフェライト・
球状化セメンタイト組織鋼と変わらない焼入性を有する
ことがわかる。It can be seen from FIG. 3 that the invention steel has a structure in which fine graphite particles are additionally dispersed uniformly in the ferrite body. Further, from FIG. 4 and FIG. 5, according to the present invention, the tensile strength is 50 kgf / mm 2 or less, and although the high carbon steel has the tensile properties, it has the same low strength and high ductility as the low carbon steel. Quenching-tempering hardness is comparable to that of
It can be seen that it has the same hardenability as the spheroidized cementite structure steel.
さらに表2から発明鋼は比較鋼の球状化セメンタイト
組織鋼に比べて衝撃特性が著しく優れ、とくにこの効果
はBを単独添加した鋼に比べて、BとTi及び/又はLa+
Ceを複合添加した場合においてより著しいことがわか
る。Furthermore, Table 2 shows that the invention steels have significantly better impact properties than the comparative spheroidized cementite structure steels, and this effect is particularly remarkable when compared with steels to which B alone is added.
It can be seen that it is more remarkable when Ce is added in combination.
実施例 2 表1に化学成分を示す鋼を用いて、通常の方法で熱間
圧延を行って、熱延鋼帯とし、続いてこの熱延鋼帯を酸
洗し、各種の圧下温度および圧下率で温間もしくは冷間
圧延を行い、その後に所定の焼鈍を施した。表3にこれ
らについての焼鈍条件および圧下温度、圧下率と焼鈍後
の引張り試験片での成績、そして硬度は850℃で30min加
熱後、70℃/secの冷却速度で油焼入れ後、250℃で60min
の焼戻し処理を施した後の成績を示した。Example 2 Hot-rolled steel strips were hot-rolled by a normal method using steels having the chemical compositions shown in Table 1, and subsequently the hot-rolled steel strips were pickled and subjected to various reduction temperatures and reductions. Rolling was performed at a constant rate or cold rolling, and then predetermined annealing was performed. Table 3 shows the annealing conditions and reduction temperature, reduction rate and performance of tensile test pieces after annealing for these, and hardness after heating at 850 ° C for 30 minutes, oil quenching at a cooling rate of 70 ° C / sec, and then at 250 ° C. 60min
The results after the tempering treatment of No. 2 are shown.
表3から発明鋼は引張り強度が50kgf/mm2以下であ
り、高炭素鋼でありながら引張り特性は低炭素鋼並の低
強度、高延性の特性を示し、しかも焼入−焼戻し後の硬
度は比較鋼のフェライト・球状化セメンタイト組織鋼と
変わらない焼入性を有することがわかる。また、本発明
鋼は比較鋼の球状化セメンタイト組織鋼に比べ衝撃特性
が著しく優れており、特にこの効果はBを単独添加下鋼
に比べて、BとTiあるいはLa+Ceとを複合添加した場合
においてより著しいことがわかる。 From Table 3, the invention steel has a tensile strength of 50 kgf / mm2 or less, and although it is a high carbon steel, the tensile properties show the same low strength and high ductility as low carbon steel, and the hardness after quenching-tempering is comparative. It can be seen that the steel has the same hardenability as that of the ferrite / spheroidized cementite structure steel of steel. In addition, the steel of the present invention is remarkably superior in impact properties to the comparative spheroidized cementite structure steel, and this effect is particularly remarkable when B and Ti or La + Ce are added in combination as compared with the steel containing B alone. It turns out that it is more remarkable.
(発明の効果) この発明によれば、従来加工性に乏しかった熱処理用
途の高炭素鋼を低立素鋼並の軟質、良加工性の機械的性
質と、従来の高炭素鋼と変わらない優れた焼入性を併せ
有する鋼が得られる。本発明鋼を刃物、ばね、耐摩耗性
部品等の各種機械部品用として用いれば、熱処理前の成
形加工性が著しく改善されるので、加工工程の簡略化、
成形形状の複雑化が可能となり、省工程、省力、省コス
トの面で大きな効果が得られる。(Effects of the Invention) According to the present invention, the high carbon steel for heat treatment, which was conventionally poor in workability, is as soft as low-pitched steel and has the mechanical properties as good workability, and is as good as conventional high carbon steel. A steel having both hardenability can be obtained. If the steel of the present invention is used for various machine parts such as blades, springs, wear-resistant parts, etc., the formability before heat treatment is remarkably improved, so that the processing steps can be simplified,
The molding shape can be complicated, and a great effect can be obtained in terms of process saving, labor saving, and cost saving.
第1図はグラファイト比率が機械的性質および焼入性に
及ぼす影響を示すグラフ、 第2図はグラファイト粒の大きさが焼入性に及ぼす影響
を示すグラフ、 第3図は発明鋼と比較鋼のミクロ組織を比較した顕微鏡
写真でしり、 第4図は同じく引張り強度と焼入−焼戻し後の硬度の比
較を示すグラフであり、 第5図は発明鋼と比較鋼の引張り強度と伸びの関係を示
すグラフである。FIG. 1 is a graph showing the effect of the graphite ratio on the mechanical properties and hardenability, FIG. 2 is a graph showing the effect of the size of graphite particles on the hardenability, and FIG. 3 is an invention steel and a comparative steel. Fig. 4 is a micrograph comparing the microstructures of Fig. 4, Fig. 4 is a graph showing a comparison of tensile strength and hardness after quenching-tempering, and Fig. 5 is a relationship between tensile strength and elongation of the invention steel and the comparative steel. It is a graph which shows.
Claims (4)
ライト相と直径が10μm以下の微細グラファイト粒を主
体とする組織を有し、引張り強さ50kgf/mm2以下であっ
て、加工性と焼入性に優れ、かつ焼入−焼戻し処理後の
靱性にも優れることを特徴とする熱処理用鋼板。1. C: 0.30 to 1.20 wt% Si: 0.30 to 2.00 wt% Mn: 0.05 to 1.50 wt% Al: 0.001 to 0.100 wt% N: 0.0060 wt% or less P: 0.020 wt% or less S: 0.015 wt% The following and B: 0.0005 to 0.0500 wt% and the composition of the balance Fe and unavoidable impurities, having a structure mainly composed of ferrite phase and fine graphite particles with a diameter of 10 μm or less, tensile strength 50 kgf / mm 2 or less A steel sheet for heat treatment, which is excellent in workability and hardenability and also has excellent toughness after quenching-tempering.
ライト相と直径が10μm以下の微細グラファイト粒を主
体とする組織を有し、引張り強さ50kgf/mm2以下であっ
て、加工性と焼入性に優れ、かつ焼入−焼戻し処理後の
靱性にも優れることを特徴とする熱処理用鋼板。2. C: 0.30 to 1.20 wt% Si: 0.30 to 2.00 wt% Mn: 0.05 to 1.50 wt% Al: 0.001 to 0.100 wt% N: 0.0060 wt% or less P: 0.020 wt% or less S: 0.015 wt% Below, B: 0.0005 to 0.0500 wt% and Ti: 0.005 to 0.050 wt% are contained, the balance is Fe and the composition of unavoidable impurities, and it has a structure mainly composed of ferrite phase and fine graphite particles with a diameter of 10 μm or less. A steel sheet for heat treatment, having a strength of 50 kgf / mm 2 or less, excellent workability and hardenability, and excellent toughness after quenching-tempering.
ライト相と直径が10μm以下の微細グラファイト粒を主
体とする組織を有し、引張り強さ50kgf/mm2以下であっ
て、加工性と焼入性に優れ、かつ焼入−焼戻し処理後の
靱性にも優れることを特徴とする熱処理用鋼板。3. C: 0.30 to 1.20 wt% Si: 0.30 to 2.00 wt% Mn: 0.05 to 1.50 wt% Al: 0.001 to 0.100 wt% N: 0.0060 wt% or less P: 0.020 wt% or less S: 0.015 wt% or less B: 0.0005 to 0.0500 wt% and La: + Ce: 0.002 to 0.050 wt% and the balance is Fe and inevitable impurities, and the structure is mainly composed of ferrite phase and fine graphite particles with a diameter of 10 μm or less. And a tensile strength of 50 kgf / mm 2 or less, excellent workability and hardenability, and excellent toughness after quenching-tempering treatment.
ライト相と直径が10μm以下の微細グラファイト粒を主
体とする組織を有し、引張り強さ50kgf/mm2以下であっ
て、加工性と焼入性に優れ、かつ焼入−焼戻し処理後の
靱性にも優れることを特徴とする熱処理用鋼板。4. C: 0.30 to 1.20 wt% Si: 0.30 to 2.00 wt% Mn: 0.05 to 1.50 wt% Al: 0.001 to 0.100 wt% N: 0.0060 wt% or less P: 0.020 wt% or less S: 0.015 wt% And B: 0.0005 to 0.0500 wt% Ti: 0.005 to 0.050 wt% and La + Ce: 0.002 to 0.050 wt% and the balance is Fe and unavoidable impurities. A steel sheet for heat treatment, which has a structure of, a tensile strength of 50 kgf / mm 2 or less, excellent workability and hardenability, and excellent toughness after quenching-tempering.
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