JP2919642B2 - 靱性と耐疲労性に優れた調質用高炭素鋼材の製造方法 - Google Patents
靱性と耐疲労性に優れた調質用高炭素鋼材の製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、比較的簡単な熱処理
で、靭性と耐疲労性とに優れた特性を示す高炭素鋼に関
し、とくに、耐摩耗性や耐衝撃性を必要とするようなチ
ェーン材や機械部品などとして好適に用いられる調質用
高炭素鋼材の製造方法に関する。
で、靭性と耐疲労性とに優れた特性を示す高炭素鋼に関
し、とくに、耐摩耗性や耐衝撃性を必要とするようなチ
ェーン材や機械部品などとして好適に用いられる調質用
高炭素鋼材の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】一般に、焼入れ・焼戻しなどの熱処理工
程を経た上で使用される調質炭素鋼材は、Ｃを少なくと
も 0.4wt％( 以下、単に「％」で示す) 程度含有する高
炭素鋼が用いられている。このような高炭素鋼は、硬度
が高く、かつ強度および耐摩耗性にも優れているので、
チェーン材・歯車等の機械部品や刃物・ばね等の分野で
広く使用されているものである。
程を経た上で使用される調質炭素鋼材は、Ｃを少なくと
も 0.4wt％( 以下、単に「％」で示す) 程度含有する高
炭素鋼が用いられている。このような高炭素鋼は、硬度
が高く、かつ強度および耐摩耗性にも優れているので、
チェーン材・歯車等の機械部品や刃物・ばね等の分野で
広く使用されているものである。
【０００３】これらの高炭素鋼に要求される一般的な特
性は、主として焼入れ前の加工性が良いこと、焼入
れ・焼戻し処理により、所望の硬度が得られ、かつ靭性
が高いこと、疲労強度が高いこと、の３点である。こ
のうち、上記の焼入れ前の加工性については、鋼中の
炭化物形状によって支配され、焼鈍により完全に球状化
していることが望ましい。また、上記の焼入れ・焼戻
し後の硬度と靭性は相反する傾向にあり、高硬度で高靭
性を得るための特別の工夫が必要とされている。例え
ば、CrやMoを多量に添加する方法が最も一般的である
が、Cr, Moを多量に含有させた場合、球状化が困難であ
り、これでは第１の要求性能である加工性の確保が却っ
て難しくなる。そこで、Cr−Mo鋼の加工性を改善すべ
く、Si, Ｃ量を抑制したり、さらにNi, Ti, Nb,B を添
加する方法（特開昭57−43959 号公報) や、Mn, Ti, B
を添加してCr, Moを低減あるいは無添加とする方法( 特
開平１−100244号公報) などが提案されている。
性は、主として焼入れ前の加工性が良いこと、焼入
れ・焼戻し処理により、所望の硬度が得られ、かつ靭性
が高いこと、疲労強度が高いこと、の３点である。こ
のうち、上記の焼入れ前の加工性については、鋼中の
炭化物形状によって支配され、焼鈍により完全に球状化
していることが望ましい。また、上記の焼入れ・焼戻
し後の硬度と靭性は相反する傾向にあり、高硬度で高靭
性を得るための特別の工夫が必要とされている。例え
ば、CrやMoを多量に添加する方法が最も一般的である
が、Cr, Moを多量に含有させた場合、球状化が困難であ
り、これでは第１の要求性能である加工性の確保が却っ
て難しくなる。そこで、Cr−Mo鋼の加工性を改善すべ
く、Si, Ｃ量を抑制したり、さらにNi, Ti, Nb,B を添
加する方法（特開昭57−43959 号公報) や、Mn, Ti, B
を添加してCr, Moを低減あるいは無添加とする方法( 特
開平１−100244号公報) などが提案されている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】しかし、これらの従来
方法は、いずれの方法も、前記の要求性能である「耐
疲労性」に対する視点が欠如している。このことから、
斯界においては、上記〜の特性をともに満足する材
料の開発が強く求められているのが実情である。
方法は、いずれの方法も、前記の要求性能である「耐
疲労性」に対する視点が欠如している。このことから、
斯界においては、上記〜の特性をともに満足する材
料の開発が強く求められているのが実情である。
【０００５】
【課題を解決するための手段】発明者らは、従来の高炭
素鋼板に見られる上述した課題を踏まえ、良好な加工性
を備えるとともに、該加工後に簡単な熱処理を施すのみ
で強度・靭性・耐疲労性のすべてを満たす高炭素鋼板提
供すべく、種々研究を行った結果、以下のような知見を
得て本発明を開発した。本発明の着想は次の各点に特徴
がある。
素鋼板に見られる上述した課題を踏まえ、良好な加工性
を備えるとともに、該加工後に簡単な熱処理を施すのみ
で強度・靭性・耐疲労性のすべてを満たす高炭素鋼板提
供すべく、種々研究を行った結果、以下のような知見を
得て本発明を開発した。本発明の着想は次の各点に特徴
がある。
【０００６】 従来のCr−Mo鋼をベースに、そのCr,
Moを低減するとともに、Niを添加した鋼板を焼入れした
後、低温で焼戻すと、従来のCr−Mo鋼並みか、あるいは
それ以上の強度が得られる上、靭性・耐疲労性は従来の
Cr−Mo鋼より格段に優れたものであること、 上記鋼
にＶを添加すると、他の特性を犠牲にすることなく、大
きな負荷が繰り返し加わったいわゆる低サイクル域での
疲労特性が格段に改善されること、 上記鋼にさらに
Tiおよび／またはNbを添加すると、強度低下を招くこと
なく靭性・耐疲労性は一層向上すること。
Moを低減するとともに、Niを添加した鋼板を焼入れした
後、低温で焼戻すと、従来のCr−Mo鋼並みか、あるいは
それ以上の強度が得られる上、靭性・耐疲労性は従来の
Cr−Mo鋼より格段に優れたものであること、 上記鋼
にＶを添加すると、他の特性を犠牲にすることなく、大
きな負荷が繰り返し加わったいわゆる低サイクル域での
疲労特性が格段に改善されること、 上記鋼にさらに
Tiおよび／またはNbを添加すると、強度低下を招くこと
なく靭性・耐疲労性は一層向上すること。
【０００７】本発明は上掲の如き知見に基礎を置くもの
であり、その特徴とするところは、 Ｃ：0.40〜0.80％、 Si：0.30％以下、 Mn：0.2 〜1.0 ％、 Cr：0.3 〜1.0 ％、 Ni：2.0 〜5.0 ％、 Mo：0.1 〜0.5 ％、 sol.Al：0.06％以下、 Ｎ：0.0080％以下、 Ｐ：0.030 ％以下、 Ｓ：0.010 ％以下を含有し、さらにTi：0.01〜0.20％およびNb：0.01〜0.20％ のいずれか１種または２種を含有し、あるいはさらに
Ｖ：0.1 〜0.5 ％をも含むとともに、残部が実質的にFe
および不可避的不純物よりなる成分組成とすることによ
り、良好な加工性を発揮するとともに、比較的簡単な熱
処理を施すことだけで充分な硬度（強度) と優れた靭性
・耐疲労性とを確保し得る調質用高炭素鋼材の製造方法
を提案するところにある。
であり、その特徴とするところは、 Ｃ：0.40〜0.80％、 Si：0.30％以下、 Mn：0.2 〜1.0 ％、 Cr：0.3 〜1.0 ％、 Ni：2.0 〜5.0 ％、 Mo：0.1 〜0.5 ％、 sol.Al：0.06％以下、 Ｎ：0.0080％以下、 Ｐ：0.030 ％以下、 Ｓ：0.010 ％以下を含有し、さらにTi：0.01〜0.20％およびNb：0.01〜0.20％ のいずれか１種または２種を含有し、あるいはさらに
Ｖ：0.1 〜0.5 ％をも含むとともに、残部が実質的にFe
および不可避的不純物よりなる成分組成とすることによ
り、良好な加工性を発揮するとともに、比較的簡単な熱
処理を施すことだけで充分な硬度（強度) と優れた靭性
・耐疲労性とを確保し得る調質用高炭素鋼材の製造方法
を提案するところにある。
【０００８】即ち、本発明は、上記の成分組成の鋼を、
Ａc3点以上に加熱して、 700℃以上の温度で熱間圧延を
完了し、その後 550〜700 ℃の温度範囲で巻取るか、
前記熱間圧延に続いて球状化焼鈍を施すか、前記熱間圧
延に次いで圧下率10％以上の冷間圧延を施した後これに
球状化焼鈍を施すか、あるいは前記冷間圧延の前に焼鈍
を施すことにより、良好な加工性を発揮するとともに、
比較的簡単な熱処理を施すことで充分な硬度( 強度) と
ともに優れた靭性・耐疲労性を確保し得る調質用高炭素
鋼材を低コストで製造するようにした点に特徴を有する
製造方法を提案する。
Ａc3点以上に加熱して、 700℃以上の温度で熱間圧延を
完了し、その後 550〜700 ℃の温度範囲で巻取るか、
前記熱間圧延に続いて球状化焼鈍を施すか、前記熱間圧
延に次いで圧下率10％以上の冷間圧延を施した後これに
球状化焼鈍を施すか、あるいは前記冷間圧延の前に焼鈍
を施すことにより、良好な加工性を発揮するとともに、
比較的簡単な熱処理を施すことで充分な硬度( 強度) と
ともに優れた靭性・耐疲労性を確保し得る調質用高炭素
鋼材を低コストで製造するようにした点に特徴を有する
製造方法を提案する。
【０００９】上述したようにこの発明は、良好な打抜き
加工性および成形加工性を示し、しかもこれらの加工の
後 800〜900 ℃程度の油焼入れを施すとともに、300 ℃
よりも低い温度で焼戻し処理を施すことによって、高い
強度と優れた靭性・耐疲労性を示す高炭素鋼材の製造方
法にかかわるものであるが、この発明において鋼の成分
組成ならびに鋼材の製造条件を上記の如くに限定した理
由は次のとおりである。
加工性および成形加工性を示し、しかもこれらの加工の
後 800〜900 ℃程度の油焼入れを施すとともに、300 ℃
よりも低い温度で焼戻し処理を施すことによって、高い
強度と優れた靭性・耐疲労性を示す高炭素鋼材の製造方
法にかかわるものであるが、この発明において鋼の成分
組成ならびに鋼材の製造条件を上記の如くに限定した理
由は次のとおりである。
【００１０】Ｃ：Ｃは、強度の確保のために必要な成分
であるが、0.40％未満では焼入れ・焼戻し後に充分な強
度が得られず、一方、0.80％を超えて含有させると粗大
な初析セメンタイトを生じて靭性および耐疲労性の劣化
を招く。従って、Ｃ含有量は0.40〜0.80％とした。 Si：Siは、脱酸に用いられる元素であり、同時に強化元
素でもある。しかし、0.30％を超えて含有させると、鋼
板の成形性が劣化する。従って、Si含有量は0.30％以下
とした。 Mn：Mnは、Ｃと同様に強度確保および焼入れ性向上に効
果があるが、その含有量が 0.2％未満では前記作用によ
る所望の効果が得られず、一方、1.0 ％を超えて含有さ
せると冷間加工性が劣化する。従って、Mn含有量は 0.2
〜1.0 ％とした。 Cr：Crは、黒鉛の形成を防止するとともに鋼板の焼入れ
性を改善し、強度を向上させる作用を有しているので、
これらの作用による特性改善が必要な場合に添加される
成分である。その含有量が0.3 ％未満では上記の効果が
充分でなく、一方1.0 ％を超えると球状化が困難とな
る。従って、Cr含有量は 0.3〜1.0 ％とした。
であるが、0.40％未満では焼入れ・焼戻し後に充分な強
度が得られず、一方、0.80％を超えて含有させると粗大
な初析セメンタイトを生じて靭性および耐疲労性の劣化
を招く。従って、Ｃ含有量は0.40〜0.80％とした。 Si：Siは、脱酸に用いられる元素であり、同時に強化元
素でもある。しかし、0.30％を超えて含有させると、鋼
板の成形性が劣化する。従って、Si含有量は0.30％以下
とした。 Mn：Mnは、Ｃと同様に強度確保および焼入れ性向上に効
果があるが、その含有量が 0.2％未満では前記作用によ
る所望の効果が得られず、一方、1.0 ％を超えて含有さ
せると冷間加工性が劣化する。従って、Mn含有量は 0.2
〜1.0 ％とした。 Cr：Crは、黒鉛の形成を防止するとともに鋼板の焼入れ
性を改善し、強度を向上させる作用を有しているので、
これらの作用による特性改善が必要な場合に添加される
成分である。その含有量が0.3 ％未満では上記の効果が
充分でなく、一方1.0 ％を超えると球状化が困難とな
る。従って、Cr含有量は 0.3〜1.0 ％とした。
【００１１】Ni：Niの添加は、本発明において最も重要
な意味を有する。即ち、Niの添加により他の特性を犠牲
にすることなく靭性・耐疲労性が飛躍的に向上する。し
かし、Ni含有量が 2.0％以下では上記の効果が得られ
ず、一方 5.0％を超えて添加しても該効果が飽和してし
まう。従って、Ni含有量は2.0 〜5.0 ％とした。 Mo：Moは、焼戻し時の軟化抵抗を高め、さらに靭性向上
にも効果のある元素であるが、その含有量が 0.1％未満
では上記の効果が充分でなく、一方 0.5％を超えると球
状化が困難なため、Mo含有量は0.1 〜0.5 ％とした。 Ｖ：Ｖは低サイクル域での疲労特性改善に有効な元素で
あるが、その含有量が0.1 ％未満では上記の効果が充分
でなく、一方 0.5％を超えると焼入れ時に残留炭化物が
残りやすくなり靭性・耐疲労性の劣化を招くため、Ｖ含
有量は 0.1〜0.5 ％とした。
な意味を有する。即ち、Niの添加により他の特性を犠牲
にすることなく靭性・耐疲労性が飛躍的に向上する。し
かし、Ni含有量が 2.0％以下では上記の効果が得られ
ず、一方 5.0％を超えて添加しても該効果が飽和してし
まう。従って、Ni含有量は2.0 〜5.0 ％とした。 Mo：Moは、焼戻し時の軟化抵抗を高め、さらに靭性向上
にも効果のある元素であるが、その含有量が 0.1％未満
では上記の効果が充分でなく、一方 0.5％を超えると球
状化が困難なため、Mo含有量は0.1 〜0.5 ％とした。 Ｖ：Ｖは低サイクル域での疲労特性改善に有効な元素で
あるが、その含有量が0.1 ％未満では上記の効果が充分
でなく、一方 0.5％を超えると焼入れ時に残留炭化物が
残りやすくなり靭性・耐疲労性の劣化を招くため、Ｖ含
有量は 0.1〜0.5 ％とした。
【００１２】Ti：Tiは、固溶Ｎを固定して冷間加工性を
改善するとともに、焼入れ加熱時の粒粗大化を抑制して
調質後の靭性を改善する作用があるが、その含有量が0.
01％未満では上記の効果が充分でなく、一方、0.20％を
超えて含有させると焼入れ性の低下や粗大なTiＣによる
靭性劣化を招く。従って、Ti含有量は0.01〜0.2％とし
た。 Nb：NbもTiと同様に焼入れ加熱時の粒粗大化を抑制して
調質後の靭性を改善する作用がある。その含有量が0.01
％未満では上記の効果が充分でなく、一方0.20％を超え
て含有させると、焼入れ性の低下や粗大なNbＣによる靭
性劣化を招くため、Nb含有量は0.01〜0.2 ％とした。 sol.Al：sol.Alは、酸化物系介在物の形成防止のために
添加される脱酸剤であり、脱酸が充分なされていれば必
ずしも鋼板中への残留が認められなくても構わない。但
し、sol.Al成分が0.06％を超えると冷間加工時の延性が
低下する。従って、sol.Al含有量は0.06％以下とした。 Ｎ：主としてAlＮの形で存在し、結晶粒の微細化に役立
つが、多量に含有すると熱間加工性および冷間加工性が
低下する。従って、Ｎ含有量は0.0080％以下とした。 Ｐ：Ｐ含有量は、低いほど靭性改善に好ましい。とくに
このＰ含有量が0.03％を超えると粒界にＰが偏析し、粒
界脆化を生じ易くなる。従って、Ｐ含有量は0.03％以下
とした。 Ｓ：ＳもＰ同様に靭性上低いほど好ましいが、特に、本
発明鋼のように高強度の場合はMnＳの存在が靭性劣化に
及ぼす影響は著しい。従って、Ｓ含有量は0.01％以下と
した。
改善するとともに、焼入れ加熱時の粒粗大化を抑制して
調質後の靭性を改善する作用があるが、その含有量が0.
01％未満では上記の効果が充分でなく、一方、0.20％を
超えて含有させると焼入れ性の低下や粗大なTiＣによる
靭性劣化を招く。従って、Ti含有量は0.01〜0.2％とし
た。 Nb：NbもTiと同様に焼入れ加熱時の粒粗大化を抑制して
調質後の靭性を改善する作用がある。その含有量が0.01
％未満では上記の効果が充分でなく、一方0.20％を超え
て含有させると、焼入れ性の低下や粗大なNbＣによる靭
性劣化を招くため、Nb含有量は0.01〜0.2 ％とした。 sol.Al：sol.Alは、酸化物系介在物の形成防止のために
添加される脱酸剤であり、脱酸が充分なされていれば必
ずしも鋼板中への残留が認められなくても構わない。但
し、sol.Al成分が0.06％を超えると冷間加工時の延性が
低下する。従って、sol.Al含有量は0.06％以下とした。 Ｎ：主としてAlＮの形で存在し、結晶粒の微細化に役立
つが、多量に含有すると熱間加工性および冷間加工性が
低下する。従って、Ｎ含有量は0.0080％以下とした。 Ｐ：Ｐ含有量は、低いほど靭性改善に好ましい。とくに
このＰ含有量が0.03％を超えると粒界にＰが偏析し、粒
界脆化を生じ易くなる。従って、Ｐ含有量は0.03％以下
とした。 Ｓ：ＳもＰ同様に靭性上低いほど好ましいが、特に、本
発明鋼のように高強度の場合はMnＳの存在が靭性劣化に
及ぼす影響は著しい。従って、Ｓ含有量は0.01％以下と
した。
【００１３】次に、本発明にかかる調質用高炭素鋼材の
製造条件について説明する。 ａ．加熱温度：加工前の組織を均一なオーステナイトに
するため、Ａc3点以上に加熱することとした。 ｂ．熱間圧延仕上温度：本発明にかかる成分組成の鋼
は、パーライト変態を抑制する元素が添加されているた
め、安定してパーライト変態させるためにはできるだけ
低温で圧延し、変態の駆動力を高めることが望ましい。
しかし、700 ℃以下になると急激に変形抵抗が増大し、
圧延困難となるため、熱延仕上温度は700 ℃超とした。 ｃ．巻取り温度：本発明鋼のようにNi, Cr, Moを含有す
る鋼を400〜550 ℃で巻取ると、粗大な不定形炭化物よ
りなる異常組織を生じる。また、 400℃以下で巻取る
と、ベイナイトなどの硬質相を生じて実質的に巻取りが
困難になる。ところが、 550℃以上で巻取った場合に
は、正常なパーライトを生じるが、この巻取り温度が 7
00℃超になると、脱炭の影響が無視できなくなる。従っ
て、本発明において巻取温度は 550〜700 ℃とする。
製造条件について説明する。 ａ．加熱温度：加工前の組織を均一なオーステナイトに
するため、Ａc3点以上に加熱することとした。 ｂ．熱間圧延仕上温度：本発明にかかる成分組成の鋼
は、パーライト変態を抑制する元素が添加されているた
め、安定してパーライト変態させるためにはできるだけ
低温で圧延し、変態の駆動力を高めることが望ましい。
しかし、700 ℃以下になると急激に変形抵抗が増大し、
圧延困難となるため、熱延仕上温度は700 ℃超とした。 ｃ．巻取り温度：本発明鋼のようにNi, Cr, Moを含有す
る鋼を400〜550 ℃で巻取ると、粗大な不定形炭化物よ
りなる異常組織を生じる。また、 400℃以下で巻取る
と、ベイナイトなどの硬質相を生じて実質的に巻取りが
困難になる。ところが、 550℃以上で巻取った場合に
は、正常なパーライトを生じるが、この巻取り温度が 7
00℃超になると、脱炭の影響が無視できなくなる。従っ
て、本発明において巻取温度は 550〜700 ℃とする。
【００１４】上述の如き基本的な製造方法に対し、さら
により一層の加工性を確保するため、本発明は、熱延完
了後に球状化焼鈍を施す方法であってもよく、この処理
の条件は通常の範囲(600〜700 ℃×２〜24hr) 内におい
て行われる。さらに、この発明は、上記球状化焼鈍に先
立って、圧下率10％以上の冷間圧延を行う方法であって
もよい。このように冷間圧延と球状化焼鈍を施すことに
より、球状化促進に大きな効果を示す。すなわち、本発
明では、熱間圧延後、球状化焼鈍に先立って圧下率10％
以上の冷間圧延を施すようにした。さらにまた、本発明
では、硬くて冷間圧延が困難な場合に、前記冷間圧延の
前に、軟化のための焼鈍を行う方法であってもよい。こ
の軟化焼鈍の条件は、通常の範囲(600〜700 ℃×２〜24
hr) 内において適宜に行う。
により一層の加工性を確保するため、本発明は、熱延完
了後に球状化焼鈍を施す方法であってもよく、この処理
の条件は通常の範囲(600〜700 ℃×２〜24hr) 内におい
て行われる。さらに、この発明は、上記球状化焼鈍に先
立って、圧下率10％以上の冷間圧延を行う方法であって
もよい。このように冷間圧延と球状化焼鈍を施すことに
より、球状化促進に大きな効果を示す。すなわち、本発
明では、熱間圧延後、球状化焼鈍に先立って圧下率10％
以上の冷間圧延を施すようにした。さらにまた、本発明
では、硬くて冷間圧延が困難な場合に、前記冷間圧延の
前に、軟化のための焼鈍を行う方法であってもよい。こ
の軟化焼鈍の条件は、通常の範囲(600〜700 ℃×２〜24
hr) 内において適宜に行う。
【００１５】
実施例１ 表１に示す如き成分組成の各スラブ(200mm厚) を常法に
従う製造工程を経て作製した。次に、これらの各スラブ
を、1200℃に30分間加熱した後、仕上温度 870℃の熱間
圧延を施して板厚４mmの熱延鋼板とし、ホットランテー
ブル上で 650℃まで冷却してから巻き取った。このよう
な条件で製造された各熱延鋼板につき、 850℃に30分間
加熱・保持してから油浴中に急冷する焼入れ処理を施
し、さらに 200℃と 300℃で２時間の焼戻し処理を行っ
た。このような製造工程を経て得られた試料について、
「硬度」、「衝撃吸収エネルギー」、「疲労限」、「切
欠疲労強度」を測定した。測定値のうち切欠疲労強度
は、切欠半径 0.5mmの切欠を両端に持った図１の形状の
試験片に30kg/mm2の応力を負荷し、その破断回数の比較
である。その結果を表１に併せて示す。表１より明らか
なように、本発明に従って製造した鋼板は、耐衝撃性・
耐疲労性とも優れた鋼が得られることが判った。
従う製造工程を経て作製した。次に、これらの各スラブ
を、1200℃に30分間加熱した後、仕上温度 870℃の熱間
圧延を施して板厚４mmの熱延鋼板とし、ホットランテー
ブル上で 650℃まで冷却してから巻き取った。このよう
な条件で製造された各熱延鋼板につき、 850℃に30分間
加熱・保持してから油浴中に急冷する焼入れ処理を施
し、さらに 200℃と 300℃で２時間の焼戻し処理を行っ
た。このような製造工程を経て得られた試料について、
「硬度」、「衝撃吸収エネルギー」、「疲労限」、「切
欠疲労強度」を測定した。測定値のうち切欠疲労強度
は、切欠半径 0.5mmの切欠を両端に持った図１の形状の
試験片に30kg/mm2の応力を負荷し、その破断回数の比較
である。その結果を表１に併せて示す。表１より明らか
なように、本発明に従って製造した鋼板は、耐衝撃性・
耐疲労性とも優れた鋼が得られることが判った。
【００１６】実施例２ 表２に示す如き成分組成の各スラブ(200mm厚) を常法に
従う製造工程を経て作製した。次に、これらの各スラブ
を、1200℃に30分間加熱した後、仕上温度 870℃の熱間
圧延を施して板厚４mmの熱延鋼板とし、ホットランテー
ブル上で 650℃まで冷却してから巻き取った。このよう
な条件で製造された各熱延鋼板につき、 850℃に30分間
加熱・保持してから油浴中に急冷する焼入れ処理を施
し、さらに 200℃と 300℃で２時間の焼戻し処理を行っ
た。このような製造工程を経て得られた試料について、
「硬度」、「衝撃吸収エネルギー」、「疲労限」、「切
欠疲労強度」を測定した。測定値のうち切欠疲労強度
は、切欠半径 0.5mmの切欠を両端に持った図１の形状の
試験片に30kg/mm2の応力を負荷し、その破断回数の比較
である。その結果を表２に併せて示す。表１より明らか
なように、本発明に従って製造した鋼板は、耐衝撃性・
耐疲労性とも優れた鋼が得られることが判った。
従う製造工程を経て作製した。次に、これらの各スラブ
を、1200℃に30分間加熱した後、仕上温度 870℃の熱間
圧延を施して板厚４mmの熱延鋼板とし、ホットランテー
ブル上で 650℃まで冷却してから巻き取った。このよう
な条件で製造された各熱延鋼板につき、 850℃に30分間
加熱・保持してから油浴中に急冷する焼入れ処理を施
し、さらに 200℃と 300℃で２時間の焼戻し処理を行っ
た。このような製造工程を経て得られた試料について、
「硬度」、「衝撃吸収エネルギー」、「疲労限」、「切
欠疲労強度」を測定した。測定値のうち切欠疲労強度
は、切欠半径 0.5mmの切欠を両端に持った図１の形状の
試験片に30kg/mm2の応力を負荷し、その破断回数の比較
である。その結果を表２に併せて示す。表１より明らか
なように、本発明に従って製造した鋼板は、耐衝撃性・
耐疲労性とも優れた鋼が得られることが判った。
【００１７】実施例３ 表３に示す如き成分組成の各スラブ(200mm厚) を常法に
従う製造工程を経て作製した。次に、これらの各スラブ
を、1200℃に30分間加熱した後、仕上温度 850℃の熱間
圧延を施して板厚４mmの熱延鋼板とし、ホットランテー
ブル上で表中に示す各巻取温度まで冷却してから巻取っ
た。室温まで冷却した後、種々の圧下率で冷間圧延を施
し、その後これらの冷延鋼板を、窒素雰囲気中で 680℃
に保持する球状化焼鈍を行った。表４は、冷延圧下率お
よび焼鈍時間による硬度の変化を示したものである。表
４より明らかなように、球状化焼鈍に際して所定圧下率
の冷間圧延を施した場合には、セメンタイトの球状化が
一段と促進され、より加工性の良好な鋼板が得られるこ
とがわかる。
従う製造工程を経て作製した。次に、これらの各スラブ
を、1200℃に30分間加熱した後、仕上温度 850℃の熱間
圧延を施して板厚４mmの熱延鋼板とし、ホットランテー
ブル上で表中に示す各巻取温度まで冷却してから巻取っ
た。室温まで冷却した後、種々の圧下率で冷間圧延を施
し、その後これらの冷延鋼板を、窒素雰囲気中で 680℃
に保持する球状化焼鈍を行った。表４は、冷延圧下率お
よび焼鈍時間による硬度の変化を示したものである。表
４より明らかなように、球状化焼鈍に際して所定圧下率
の冷間圧延を施した場合には、セメンタイトの球状化が
一段と促進され、より加工性の良好な鋼板が得られるこ
とがわかる。
【００１８】
【００１９】
【００２０】
【００２１】
【００２２】
【００２３】
【００２４】
【発明の効果】以上説明したように、本発明によれば、
耐熱衝撃性, 耐疲労性さらには耐摩耗性に優れた鋼材が
得られる。従って、これらの諸性質が共に優れたものが
要求されているチェーン材や機械部品用素材として実に
好適である。しかも、このような諸特性に優れる調質用
高炭素鋼を、本発明方法によれば安定して供給すること
ができる。
耐熱衝撃性, 耐疲労性さらには耐摩耗性に優れた鋼材が
得られる。従って、これらの諸性質が共に優れたものが
要求されているチェーン材や機械部品用素材として実に
好適である。しかも、このような諸特性に優れる調質用
高炭素鋼を、本発明方法によれば安定して供給すること
ができる。
【図１】図１は、切欠疲労強度試験片の説明図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 昭63−310943（ＪＰ，Ａ) 特開 昭59−25957（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−54739（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−47948（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.6，ＤＢ名) C21D 8/00 - 8/02 C21D 9/46 C22C 38/60
Claims (5)
- 【請求項１】Ｃ：0.40〜0.80wt％、 Si：0.30wt％以下、 Mn：0.2 〜1.0 wt％、 Cr：0.3 〜1.0 wt％、 Ni：2.0 〜5.0 wt％、 Mo：0.1 〜0.5 wt％、 sol.Al：0.06wt％以下、 Ｎ：0.0080wt％以下、 Ｐ：0.030 wt％以下、 Ｓ：0.010 wt％以下を含有
し、 さらに、Ti：0.01〜0.20wt％およびNb：0.01〜0.20wt％
のいずれか１種または２種を含有し、残部が実質的にFe
及び不可避的不純物よりなる 鋼を、Ａc3点以上に加熱し
て 700℃超の温度で熱間圧延を完了し、その後 550〜70
0 ℃の温度範囲で巻取りを行うことを特徴とする靭性と
耐疲労性に優れた調質用高炭素鋼材の製造方法。 - 【請求項２】Ｃ：0.40〜0.80wt％、 Si：0.30wt％以下、 Mn：0.2 〜1.0 wt％、 Cr：0.3 〜1.0 wt％、 Ni：2.0 〜5.0 wt％、 Mo：0.1 〜0.5 wt％、 Ｖ：0.1 〜0.5 wt％、 sol.Al：0.06wt％以下、 Ｎ：0.0080wt％以下、 Ｐ：0.030 wt％以下、 Ｓ：0.010 wt％以下を含有し、さらに Ti：0.01〜0.20wt％およびNb：0.01〜0.20wt％のいずれ
か１種または２種を含有し、残部が実質的にFe及び不可
避的不純物よりなる 鋼を、Ａc3点以上に加熱して700℃
超の温度で熱間圧延を完了し、その後 550〜700 ℃の温
度範囲で巻取りを行うことを特徴とする靭性と耐疲労性
に優れた調質用高炭素鋼材の製造方法。 - 【請求項３】 請求項１または２において、前記巻取り
後に引続き球状化焼鈍を施すことを特徴とする靭性と耐
疲労性に優れた調質用高炭素鋼材の製造方法。 - 【請求項４】 請求項１または２において、前記巻取り
後に引続いて圧下率10％以上の冷間圧延を施した後、さ
らに球状化焼鈍を施すことを特徴とする靱性と耐疲労性
に優れた調質用高炭素鋼材の製造方法。 - 【請求項５】 請求項４において、前記冷間圧延の前に
焼鈍を施すことを特徴とする靭性と耐疲労性に優れた調
質用高炭素鋼材の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14934591A JP2919642B2 (ja) | 1991-05-27 | 1991-05-27 | 靱性と耐疲労性に優れた調質用高炭素鋼材の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14934591A JP2919642B2 (ja) | 1991-05-27 | 1991-05-27 | 靱性と耐疲労性に優れた調質用高炭素鋼材の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04350145A JPH04350145A (ja) | 1992-12-04 |
| JP2919642B2 true JP2919642B2 (ja) | 1999-07-12 |
Family
ID=15473091
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP14934591A Expired - Lifetime JP2919642B2 (ja) | 1991-05-27 | 1991-05-27 | 靱性と耐疲労性に優れた調質用高炭素鋼材の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2919642B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN105200320A (zh) * | 2015-10-26 | 2015-12-30 | 江苏省沙钢钢铁研究院有限公司 | 一种小规格圆环链用钢 |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| AR101200A1 (es) * | 2014-07-25 | 2016-11-30 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | Tubo de acero de baja aleación para pozo de petróleo |
-
1991
- 1991-05-27 JP JP14934591A patent/JP2919642B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN105200320A (zh) * | 2015-10-26 | 2015-12-30 | 江苏省沙钢钢铁研究院有限公司 | 一种小规格圆环链用钢 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH04350145A (ja) | 1992-12-04 |
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