JP3399780B2 - 熱間鍛造用棒鋼の製造方法 - Google Patents
熱間鍛造用棒鋼の製造方法Info
- Publication number
- JP3399780B2 JP3399780B2 JP11748497A JP11748497A JP3399780B2 JP 3399780 B2 JP3399780 B2 JP 3399780B2 JP 11748497 A JP11748497 A JP 11748497A JP 11748497 A JP11748497 A JP 11748497A JP 3399780 B2 JP3399780 B2 JP 3399780B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- slab
- steel
- rolling
- mns
- steel bar
- 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.)
- Expired - Fee Related
Links
Landscapes
- Metal Rolling (AREA)
- Forging (AREA)
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、中断面ブルームに
よる熱間鍛造用棒鋼の製造方法に関し、熱間鍛造や焼入
および研削工程においてＭｎＳに起因した表面割れが発
生しない棒鋼の製造方法を提供するものである。
よる熱間鍛造用棒鋼の製造方法に関し、熱間鍛造や焼入
および研削工程においてＭｎＳに起因した表面割れが発
生しない棒鋼の製造方法を提供するものである。
【０００２】
【従来の技術】Ｓ１０Ｃ〜Ｓ５８Ｃ、ＳＭｎ４２０〜Ｓ
Ｍｎ４４３およびＳＭｎＣ等の機械構造用鋼材は、自動
車や産業機械部品等に多量に使用され主に熱間鍛造によ
り加工される。熱間鍛造においては、鋼材の熱間変形抵
抗や変形能が重要であり、これらはＣや合金元素の含有
量、鍛造時の結晶粒度、部品の大きさや形状等の影響を
受けるため、鍛造に際しては鋼種や部品に見合った加熱
温度や鍛造条件の適正化が行われる。
Ｍｎ４４３およびＳＭｎＣ等の機械構造用鋼材は、自動
車や産業機械部品等に多量に使用され主に熱間鍛造によ
り加工される。熱間鍛造においては、鋼材の熱間変形抵
抗や変形能が重要であり、これらはＣや合金元素の含有
量、鍛造時の結晶粒度、部品の大きさや形状等の影響を
受けるため、鍛造に際しては鋼種や部品に見合った加熱
温度や鍛造条件の適正化が行われる。
【０００３】熱間鍛造部品は、通常鍛造後に焼入・焼戻
しを行った後研削（または切削）されて各種部品となる
ため、鋼材には所要量のＳが添加される。しかし、Ｓは
赤熱脆性の原因となって割れを発生させるため、所定量
のＭｎを添加しＳをＭｎＳに変えて熱間鍛造割れを防止
する方法が一般に採用されている。しかしながら、Ｍｎ
Ｓは酸化物系介在物とは異なって比較的低温でも可塑性
があり、分塊や棒鋼圧延時に延伸して鋼材の加工性に悪
影響を及ぼす。また、鍛造後の焼入や研削時の熱歪によ
り、ＭｎＳが起点となって割れが発生し伝播する場合が
ある。従って、鍛造〜研削一貫工程を通して表面割れの
発生を防止するためには、ＭｎＳ量の低減やＭｎＳの延
伸度Ｌ／Ｗ（長さ／厚み比）の低下が有効と言われてい
る。
しを行った後研削（または切削）されて各種部品となる
ため、鋼材には所要量のＳが添加される。しかし、Ｓは
赤熱脆性の原因となって割れを発生させるため、所定量
のＭｎを添加しＳをＭｎＳに変えて熱間鍛造割れを防止
する方法が一般に採用されている。しかしながら、Ｍｎ
Ｓは酸化物系介在物とは異なって比較的低温でも可塑性
があり、分塊や棒鋼圧延時に延伸して鋼材の加工性に悪
影響を及ぼす。また、鍛造後の焼入や研削時の熱歪によ
り、ＭｎＳが起点となって割れが発生し伝播する場合が
ある。従って、鍛造〜研削一貫工程を通して表面割れの
発生を防止するためには、ＭｎＳ量の低減やＭｎＳの延
伸度Ｌ／Ｗ（長さ／厚み比）の低下が有効と言われてい
る。
【０００４】その対策として、従来鋼中Ｓの適正化や連
続鋳造における中心偏析改善によるＭｎＳの小型化が一
般的に行われている。また、鉄と鋼、６４（１９７８）
１．１４５には、熱間圧延時のＭｎＳの延伸を抑制する
方法としてＭｎＳの形態制御が有効であり、ＭｎＳを
（Ｍｎ，Ｍｅ）ＳとなるようにＲＥＭやＣａ等の元素
（Ｍｅ）を添加し固溶せしめることにより、ＭｎＳの延
伸を抑制する方法が述べられている。また、ＭｎＳには
固溶しないがＭｎＳを延伸し難くする方法として、鉄と
鋼、５２（１９６６）４．７４１並びに電気製鋼、５３
（１９８２）３．１９５には、鋼中にＴｅを添加してＭ
ｎＳのＬ／Ｗを低下し機械的性質を改善する方法が述べ
られている。
続鋳造における中心偏析改善によるＭｎＳの小型化が一
般的に行われている。また、鉄と鋼、６４（１９７８）
１．１４５には、熱間圧延時のＭｎＳの延伸を抑制する
方法としてＭｎＳの形態制御が有効であり、ＭｎＳを
（Ｍｎ，Ｍｅ）ＳとなるようにＲＥＭやＣａ等の元素
（Ｍｅ）を添加し固溶せしめることにより、ＭｎＳの延
伸を抑制する方法が述べられている。また、ＭｎＳには
固溶しないがＭｎＳを延伸し難くする方法として、鉄と
鋼、５２（１９６６）４．７４１並びに電気製鋼、５３
（１９８２）３．１９５には、鋼中にＴｅを添加してＭ
ｎＳのＬ／Ｗを低下し機械的性質を改善する方法が述べ
られている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】ＭｎＳは、溶鋼中のＭ
ｎとＳが凝固過程でデンドライト樹間に濃化し、約１５
００〜１４００℃の温度範囲で生成し、数μｍ〜１０数
μｍの粒状晶出物として粒界に分布する。晶出するＭｎ
Ｓの粒径は、低炭快削鋼のように鋼中Ｏ濃度が高い場
合、また前記温度範囲での鋳片の冷却速度が遅いほど大
きくなる。機械構造用鋼は、脱酸により鋼中Ｏ濃度は低
いので冷却速度の適正化が最も重要となる。一方、鋳片
の冷却速度は鋳片断面サイズや二次冷却の影響を受け
る。さらに、鋳片サイズが大きいとＭｎＳが分塊圧延や
棒鋼圧延により紡錘状または線状に伸びて棒鋼でのＭｎ
ＳのＬ／Ｗが増大する。
ｎとＳが凝固過程でデンドライト樹間に濃化し、約１５
００〜１４００℃の温度範囲で生成し、数μｍ〜１０数
μｍの粒状晶出物として粒界に分布する。晶出するＭｎ
Ｓの粒径は、低炭快削鋼のように鋼中Ｏ濃度が高い場
合、また前記温度範囲での鋳片の冷却速度が遅いほど大
きくなる。機械構造用鋼は、脱酸により鋼中Ｏ濃度は低
いので冷却速度の適正化が最も重要となる。一方、鋳片
の冷却速度は鋳片断面サイズや二次冷却の影響を受け
る。さらに、鋳片サイズが大きいとＭｎＳが分塊圧延や
棒鋼圧延により紡錘状または線状に伸びて棒鋼でのＭｎ
ＳのＬ／Ｗが増大する。
【０００６】本発明者らは、棒鋼を熱間鍛造した後バリ
部を表面研削してクランクシャフトを製造する場合のク
ランクシャフトの表面割れについて調査した。それによ
ると、表面割れは研削時に発生し易いこと、発生箇所は
素材棒鋼の内部がメタルフローによりクランクシャフト
の表面となった部位が多いこと、深さ約０．１ｍｍの粒
界割れでありＭｎＳの延伸の程度が大きい場合にＭｎＳ
が割れの起点や伝播路となるために割れが発生し易いこ
と等が判った。
部を表面研削してクランクシャフトを製造する場合のク
ランクシャフトの表面割れについて調査した。それによ
ると、表面割れは研削時に発生し易いこと、発生箇所は
素材棒鋼の内部がメタルフローによりクランクシャフト
の表面となった部位が多いこと、深さ約０．１ｍｍの粒
界割れでありＭｎＳの延伸の程度が大きい場合にＭｎＳ
が割れの起点や伝播路となるために割れが発生し易いこ
と等が判った。
【０００７】以上述べたように、熱間鍛造部品の表面割
れを防止するには、素材となる棒鋼でのＭｎＳのＬ／Ｗ
を適正値以下に調整することが必須であり、そのための
製造方法の確立が課題であった。
れを防止するには、素材となる棒鋼でのＭｎＳのＬ／Ｗ
を適正値以下に調整することが必須であり、そのための
製造方法の確立が課題であった。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明は、前記課題を解
決するためになされたもので、その手段とするところは
下記の通りである。 （１）質量で、Ｃ：０．０８〜０．６１％、Ｓｉ：０．
１５〜０．３５％、Ｍｎ：０．３０〜１．６５％、Ｐ≦
０．０３０％、Ｓ：０．００５〜０．０３０％、Ｔ．Ａ
ｌ：０．００５〜０．０４０％、Ｔ．Ｏ：５〜３０ｐｐ
ｍ、Ｎｉ≦０．２５％、Ｃｒ：０〜０．７０％を基本成
分とし、さらにＣａ：５〜３０ｐｐｍを含有した熱間鍛
造用棒鋼の製造方法であって、前記成分の溶鋼をブルー
ム鋳片に連続鋳造し所定の長さに切断後、該鋳片を加熱
し２〜４パスの分塊圧延により鋼片に成形し、または前
記成分の溶鋼をビレット鋳片に連続鋳造し所定の長さに
切断し、前記分塊圧延された鋼片または所定の長さに切
断されたビレット鋳片を加熱し、鋳片からの圧延比が
９．５以下となるように棒鋼圧延するものである。
決するためになされたもので、その手段とするところは
下記の通りである。 （１）質量で、Ｃ：０．０８〜０．６１％、Ｓｉ：０．
１５〜０．３５％、Ｍｎ：０．３０〜１．６５％、Ｐ≦
０．０３０％、Ｓ：０．００５〜０．０３０％、Ｔ．Ａ
ｌ：０．００５〜０．０４０％、Ｔ．Ｏ：５〜３０ｐｐ
ｍ、Ｎｉ≦０．２５％、Ｃｒ：０〜０．７０％を基本成
分とし、さらにＣａ：５〜３０ｐｐｍを含有した熱間鍛
造用棒鋼の製造方法であって、前記成分の溶鋼をブルー
ム鋳片に連続鋳造し所定の長さに切断後、該鋳片を加熱
し２〜４パスの分塊圧延により鋼片に成形し、または前
記成分の溶鋼をビレット鋳片に連続鋳造し所定の長さに
切断し、前記分塊圧延された鋼片または所定の長さに切
断されたビレット鋳片を加熱し、鋳片からの圧延比が
９．５以下となるように棒鋼圧延するものである。
【０００９】（２）質量で、Ｃ：０．０８〜０．６１
％、Ｓｉ：０．１５〜０．３５％、Ｍｎ：０．３０〜
１．６５％、Ｐ≦０．０３０％、Ｓ：０．００５〜０．
０３０％、Ｔ．Ａｌ：０．００５〜０．０４０％、Ｔ．
Ｏ：５〜３０ｐｐｍ、Ｎｉ≦０．２５％、Ｃｒ：０〜
０．７０％を基本成分とし、さらにＣａ：５〜３０ｐｐ
ｍおよびＴｅ：５〜３０ｐｐｍを含有した熱間鍛造用棒
鋼の製造方法であって、前記成分の溶鋼をブルーム鋳片
に連続鋳造し所定の長さに切断後、該鋳片を加熱し２〜
４パスの分塊圧延により鋼片に成形し、または前記成分
の溶鋼をビレット鋳片に連続鋳造し所定の長さに切断
し、前記分塊圧延された鋼片または所定の長さに切断さ
れたビレット鋳片を加熱し、鋳片からの圧延比が６３以
下となるように棒鋼圧延するものである。
％、Ｓｉ：０．１５〜０．３５％、Ｍｎ：０．３０〜
１．６５％、Ｐ≦０．０３０％、Ｓ：０．００５〜０．
０３０％、Ｔ．Ａｌ：０．００５〜０．０４０％、Ｔ．
Ｏ：５〜３０ｐｐｍ、Ｎｉ≦０．２５％、Ｃｒ：０〜
０．７０％を基本成分とし、さらにＣａ：５〜３０ｐｐ
ｍおよびＴｅ：５〜３０ｐｐｍを含有した熱間鍛造用棒
鋼の製造方法であって、前記成分の溶鋼をブルーム鋳片
に連続鋳造し所定の長さに切断後、該鋳片を加熱し２〜
４パスの分塊圧延により鋼片に成形し、または前記成分
の溶鋼をビレット鋳片に連続鋳造し所定の長さに切断
し、前記分塊圧延された鋼片または所定の長さに切断さ
れたビレット鋳片を加熱し、鋳片からの圧延比が６３以
下となるように棒鋼圧延するものである。
【００１０】
【発明の実施の形態】機械構造用鋼材は、その化学成分
が日本工業規格（ＪＩＳ）で規定されている。すなわ
ち、機械構造用炭素鋼はＪＩＳ Ｇ ４０５１で、機械
構造用マンガン鋼と機械構造用マンガンクロム鋼はＪＩ
Ｓ Ｇ ４１６０で夫々規定されている。本発明で対象
としている鋼材の基本的化学成分は、ＪＩＳで規定され
ている範囲を上下限とするものである。
が日本工業規格（ＪＩＳ）で規定されている。すなわ
ち、機械構造用炭素鋼はＪＩＳ Ｇ ４０５１で、機械
構造用マンガン鋼と機械構造用マンガンクロム鋼はＪＩ
Ｓ Ｇ ４１６０で夫々規定されている。本発明で対象
としている鋼材の基本的化学成分は、ＪＩＳで規定され
ている範囲を上下限とするものである。
【００１１】ただし、Ｓは被削性を付与するために０．
００５％を下限とする。Ａｌは、結晶粒度調整用に０．
００５％を下限とし、０．０４０％を超えて添加しても
結晶粒度調整作用が飽和するので０．０４０％を上限と
する。Ｔ．Ｏは、前記各種成分値から経験的に５〜３０
ｐｐｍでありこの範囲に規定する。
００５％を下限とする。Ａｌは、結晶粒度調整用に０．
００５％を下限とし、０．０４０％を超えて添加しても
結晶粒度調整作用が飽和するので０．０４０％を上限と
する。Ｔ．Ｏは、前記各種成分値から経験的に５〜３０
ｐｐｍでありこの範囲に規定する。
【００１２】さらに、添加するＣａは溶鋼中に添加する
とカルシウム・アルミネート（１２ＣａＯ・７Ａｌ2 Ｏ
3 等）として消費され、残ったＣａがＭｎＳの形態制御
に有効に使われる。Ｔ．Ｏが５〜３０ｐｐｍなので、Ｃ
ａは化学量論比よりも多めに５〜３０ｐｐｍに規定す
る。Ｔｅについては、Ｔｅ／Ｓ比が０．０５〜０．１は
必要であり、Ｓが０．００５〜０．０３０％なので５〜
３０ｐｐｍと規定するものである。
とカルシウム・アルミネート（１２ＣａＯ・７Ａｌ2 Ｏ
3 等）として消費され、残ったＣａがＭｎＳの形態制御
に有効に使われる。Ｔ．Ｏが５〜３０ｐｐｍなので、Ｃ
ａは化学量論比よりも多めに５〜３０ｐｐｍに規定す
る。Ｔｅについては、Ｔｅ／Ｓ比が０．０５〜０．１は
必要であり、Ｓが０．００５〜０．０３０％なので５〜
３０ｐｐｍと規定するものである。
【００１３】次に、本発明で鋳片から棒鋼までの圧延比
（鋳片断面積／棒鋼断面積）を規定する理由について説
明する。先ず、本発明者らは、クランクシャフトを研削
する際の表面割れ発生率と棒鋼でのＭｎＳのＬ／Ｗとの
関係について調査した。その結果を図１に示すが、表面
割れの発生率はＬ／Ｗが５を超えるとＬ／Ｗの増加と共
に増加している。この理由は、前述の如く熱間鍛造のメ
タルフローにより素材棒鋼の内部がクランクシャフトの
表面に露出した部位において、焼入や研削時の熱歪に対
して延伸したＭｎＳが切り欠きとして作用し、割れの発
生起点となり、かつ伝播を助長するためである。以上よ
り、割れを防止するためには棒鋼でのＭｎＳのＬ／Ｗを
５以下にする必要がある。
（鋳片断面積／棒鋼断面積）を規定する理由について説
明する。先ず、本発明者らは、クランクシャフトを研削
する際の表面割れ発生率と棒鋼でのＭｎＳのＬ／Ｗとの
関係について調査した。その結果を図１に示すが、表面
割れの発生率はＬ／Ｗが５を超えるとＬ／Ｗの増加と共
に増加している。この理由は、前述の如く熱間鍛造のメ
タルフローにより素材棒鋼の内部がクランクシャフトの
表面に露出した部位において、焼入や研削時の熱歪に対
して延伸したＭｎＳが切り欠きとして作用し、割れの発
生起点となり、かつ伝播を助長するためである。以上よ
り、割れを防止するためには棒鋼でのＭｎＳのＬ／Ｗを
５以下にする必要がある。
【００１４】ＭｎＳは、分塊圧延や棒鋼圧延が行われる
約１２００〜９００℃の温度範囲では、軟質で可塑性が
あるため鋼の塑性変形と共に延伸する。例えば、本発明
者らはＳＭｎ４４３について調査し、鋳片から棒鋼まで
の圧延比λと棒鋼でのＭｎＳのＬ／Ｗとの関係について
図２に示す結果を得た。図より、λの増加と共にＬ／Ｗ
が増加しているのが明らかである。ただし、ＣａやＴｅ
を添加した場合には、λの増加に対するＬ／Ｗの増加率
が添加しない場合に比べて低減している。
約１２００〜９００℃の温度範囲では、軟質で可塑性が
あるため鋼の塑性変形と共に延伸する。例えば、本発明
者らはＳＭｎ４４３について調査し、鋳片から棒鋼まで
の圧延比λと棒鋼でのＭｎＳのＬ／Ｗとの関係について
図２に示す結果を得た。図より、λの増加と共にＬ／Ｗ
が増加しているのが明らかである。ただし、ＣａやＴｅ
を添加した場合には、λの増加に対するＬ／Ｗの増加率
が添加しない場合に比べて低減している。
【００１５】今、鋳片内部のＭｎＳを直径Ｄの球、棒鋼
でのＭｎＳを直径Ｗおよび長さＬの円柱に近似し、鋳片
から棒鋼までの圧延比をλとすれば下記各式が成り立
つ。 Ｌ＝Ｄλ ・・・（１） Ｗ＝Ｄ（１／λ）1/2 ・・・（２） （１）および（２）式より、 Ｌ／Ｗ＝λ3/2 ・・・（３）
でのＭｎＳを直径Ｗおよび長さＬの円柱に近似し、鋳片
から棒鋼までの圧延比をλとすれば下記各式が成り立
つ。 Ｌ＝Ｄλ ・・・（１） Ｗ＝Ｄ（１／λ）1/2 ・・・（２） （１）および（２）式より、 Ｌ／Ｗ＝λ3/2 ・・・（３）
【００１６】（３）式より、
｛２／３｝・｛（ｌｏｇ（Ｌ／Ｗ）／ｌｏｇλ）｝＝１ ・・・（４）
（４）式の左辺（以下νと略記）は、ＭｎＳの変形歪と
鋼の変形歪の比に対応し、鋼の塑性変形に対するＭｎＳ
の相対的な塑性変形度を示すものである。
鋼の変形歪の比に対応し、鋼の塑性変形に対するＭｎＳ
の相対的な塑性変形度を示すものである。
【００１７】そこで、図２の横軸および縦軸の対数をと
り、再プロットすると図３が得られる。図３における勾
配は、ＭｎＳの塑性変形度νを示すものであり、Ｃａを
添加しない場合には圧延比が小さい領域でほぼν＝１に
近い変形をしているが、圧延比の増加と共にνは小さく
なる傾向がある。この理由は、圧延比が大きい領域では
ＭｎＳが延伸して分断されＬ／Ｗが見掛け上小さく測定
されるものと推定される。一方、ＣａまたはＣａとＴｅ
を添加した場合にはνは小さくなり、ＭｎＳの塑性変形
が明らかに抑制されている。
り、再プロットすると図３が得られる。図３における勾
配は、ＭｎＳの塑性変形度νを示すものであり、Ｃａを
添加しない場合には圧延比が小さい領域でほぼν＝１に
近い変形をしているが、圧延比の増加と共にνは小さく
なる傾向がある。この理由は、圧延比が大きい領域では
ＭｎＳが延伸して分断されＬ／Ｗが見掛け上小さく測定
されるものと推定される。一方、ＣａまたはＣａとＴｅ
を添加した場合にはνは小さくなり、ＭｎＳの塑性変形
が明らかに抑制されている。
【００１８】そこで、Ｌ／Ｗとｌｏｇλの関係をプロッ
トすると、図４に示すように直線関係が成立するのでＬ
／Ｗが５以下となるλを図より求めると表１が得られ
る。
トすると、図４に示すように直線関係が成立するのでＬ
／Ｗが５以下となるλを図より求めると表１が得られ
る。
【００１９】
【表１】
【００２０】以上より、本発明では圧延比の上限を、Ｃ
ａを添加する場合には９．５、ＣａとＴｅを添加する場
合には６３と規定するものである。
ａを添加する場合には９．５、ＣａとＴｅを添加する場
合には６３と規定するものである。
【００２１】圧延比の下限については、一般に圧延比が
４．０以上で棒鋼のオーステナイト結晶粒度番号が７以
上となり、アズロールおよび焼入・焼戻等の熱処理後の
機械的性質（ＴＳ、ＲＡ、 uＥRT等）がＪＩＳ目標値を
満足することから４．０とすることが望ましい。
４．０以上で棒鋼のオーステナイト結晶粒度番号が７以
上となり、アズロールおよび焼入・焼戻等の熱処理後の
機械的性質（ＴＳ、ＲＡ、 uＥRT等）がＪＩＳ目標値を
満足することから４．０とすることが望ましい。
【００２２】以上より、本発明では鋳片から棒鋼までの
圧延比を、Ｃａを５〜３０ｐｐｍ添加する場合には９．
５以下、Ｃａ５〜３０ｐｐｍとＴｅ５〜３０ｐｐｍを添
加する場合には６３以下に規定するものである。なお、
本発明では圧延比が９．５以下のときにＣａのみを添加
しても良い。また、圧延比が９．５〜６３の時にのみＣ
ａとＴｅを添加しても良い。
圧延比を、Ｃａを５〜３０ｐｐｍ添加する場合には９．
５以下、Ｃａ５〜３０ｐｐｍとＴｅ５〜３０ｐｐｍを添
加する場合には６３以下に規定するものである。なお、
本発明では圧延比が９．５以下のときにＣａのみを添加
しても良い。また、圧延比が９．５〜６３の時にのみＣ
ａとＴｅを添加しても良い。
【００２３】次に、鋳片を２〜４パスの分塊圧延により
鋼片に成形する理由を説明する。分塊圧延が行われる１
２００〜９００℃の温度範囲ではＭｎＳは軟質で延伸し
易いため、１パス当たりの圧下量が小さい多パス圧延を
行うと、圧下の浸透性が低下して鋳片の表層〜中間部の
塑性変形がより進行し、その部分のＭｎＳが延伸し過ぎ
る問題がある。
鋼片に成形する理由を説明する。分塊圧延が行われる１
２００〜９００℃の温度範囲ではＭｎＳは軟質で延伸し
易いため、１パス当たりの圧下量が小さい多パス圧延を
行うと、圧下の浸透性が低下して鋳片の表層〜中間部の
塑性変形がより進行し、その部分のＭｎＳが延伸し過ぎ
る問題がある。
【００２４】通常、熱間鍛造用棒鋼に供される鋼片サイ
ズは１１５ｍｍ角〜１８０ｍｍ角、棒鋼サイズは４０ｍ
ｍφ〜１３０ｍｍφであることから、鋼片から棒鋼まで
の圧延比は約４．０（１１５ｍｍ角→６５ｍｍφ）〜２
５．８（１８０ｍｍ角→４０ｍｍφ）である。従って、
鋳片から棒鋼までの圧延比を４．０〜６３とすると、鋳
片から鋼片までの圧延比は約１〜２．４の範囲内とな
る。鋳片から鋼片までの圧延比が１の場合は分塊圧延を
省略し、一方圧延比が１を超え２．４以下の場合は鋳片
を２〜４パス圧延により鋼片に成形可能である。
ズは１１５ｍｍ角〜１８０ｍｍ角、棒鋼サイズは４０ｍ
ｍφ〜１３０ｍｍφであることから、鋼片から棒鋼まで
の圧延比は約４．０（１１５ｍｍ角→６５ｍｍφ）〜２
５．８（１８０ｍｍ角→４０ｍｍφ）である。従って、
鋳片から棒鋼までの圧延比を４．０〜６３とすると、鋳
片から鋼片までの圧延比は約１〜２．４の範囲内とな
る。鋳片から鋼片までの圧延比が１の場合は分塊圧延を
省略し、一方圧延比が１を超え２．４以下の場合は鋳片
を２〜４パス圧延により鋼片に成形可能である。
【００２５】また、５パス以上の分塊圧延で鋼片に成形
しようとすると、前述のように鋼片表層〜中間部のＭｎ
Ｓが延伸し過ぎ、また鋳片サイズが大きくなり冷却速度
が小さくなるため、凝固過程で晶出するＭｎＳのサイズ
が大きくなる。その結果、ＭｎＳが延伸し易くなりＬ／
Ｗが増加する問題がある。従って、本発明ではＭｎＳの
延伸を極小化する目的から２〜４パスの分塊圧延に規定
する。一方、鋳片サイズが小さく鋳造ままで棒鋼圧延が
可能の場合には、分塊圧延を省略するものである。
しようとすると、前述のように鋼片表層〜中間部のＭｎ
Ｓが延伸し過ぎ、また鋳片サイズが大きくなり冷却速度
が小さくなるため、凝固過程で晶出するＭｎＳのサイズ
が大きくなる。その結果、ＭｎＳが延伸し易くなりＬ／
Ｗが増加する問題がある。従って、本発明ではＭｎＳの
延伸を極小化する目的から２〜４パスの分塊圧延に規定
する。一方、鋳片サイズが小さく鋳造ままで棒鋼圧延が
可能の場合には、分塊圧延を省略するものである。
【００２６】本発明の実施態様の一例を図５に示す。１
は取鍋、２はタンディッシュ、３は鋳型、４は二次冷却
帯、５はガイドロール、６は切断機、７は鋳片、８は鋳
片加熱炉、９は分塊圧延機、１０は鋼片、１１は鋼片加
熱炉、１２は棒鋼圧延機、１３は棒鋼である。
は取鍋、２はタンディッシュ、３は鋳型、４は二次冷却
帯、５はガイドロール、６は切断機、７は鋳片、８は鋳
片加熱炉、９は分塊圧延機、１０は鋼片、１１は鋼片加
熱炉、１２は棒鋼圧延機、１３は棒鋼である。
【００２７】本発明の請求項１記載の実施形態では取鍋
１内の溶鋼中にＣａを５〜３０ｐｐｍ、また請求項２記
載の方法ではＣａ５〜３０ｐｐｍとＴｅ５〜３０ｐｐｍ
を含有せしめ、鋳型３を用いて例えば鋳片サイズ２２０
ｍｍ角の熱間鍛造用鋼のブルームを鋳造し、切断後の鋳
片７を加熱した後、分塊圧延機９を用いて２〜４パスで
１６２ｍｍ角の鋼片１０に成形し、しかる後該鋼片から
１２０ｍｍφ〜４０ｍｍφの棒鋼１３に圧延した。この
場合の鋳片から棒鋼までの圧延比は４．２８〜３８．６
である。得られた棒鋼を調査した結果、いずれの方法に
おいてもＭｎＳのＬ／Ｗは５以下を確保し機械的性質に
ついても良好なレベルが確保された。そして、該棒鋼を
熱間鍛造し焼入・焼戻を行い研削してクランクシャフト
に加工したが、表面割れの発生は皆無であった。
１内の溶鋼中にＣａを５〜３０ｐｐｍ、また請求項２記
載の方法ではＣａ５〜３０ｐｐｍとＴｅ５〜３０ｐｐｍ
を含有せしめ、鋳型３を用いて例えば鋳片サイズ２２０
ｍｍ角の熱間鍛造用鋼のブルームを鋳造し、切断後の鋳
片７を加熱した後、分塊圧延機９を用いて２〜４パスで
１６２ｍｍ角の鋼片１０に成形し、しかる後該鋼片から
１２０ｍｍφ〜４０ｍｍφの棒鋼１３に圧延した。この
場合の鋳片から棒鋼までの圧延比は４．２８〜３８．６
である。得られた棒鋼を調査した結果、いずれの方法に
おいてもＭｎＳのＬ／Ｗは５以下を確保し機械的性質に
ついても良好なレベルが確保された。そして、該棒鋼を
熱間鍛造し焼入・焼戻を行い研削してクランクシャフト
に加工したが、表面割れの発生は皆無であった。
【００２８】
【実施例】本発明の実施例について、以下に詳細に説明
する。２７０トン転炉およびＲＨ脱ガス装置にて熱間鍛
造用鋼ＳＭｎ４４３を溶製し、化学成分を０．４２％Ｃ
−０．２４％Ｓｉ−１．５０％Ｍｎ−０．０１４％Ｐ−
０．０１４％Ｓ−０．０２５％Ｔ．Ａｌ−１２ｐｐｍ
Ｔ．Ｏ−０．０２％Ｎｉ−０．２２％Ｃｒに調整した
後、鋳片から棒鋼までの圧延比に応じてＣａを５〜３０
ｐｐｍ、またはＣａ５〜３０ｐｐｍとＴｅ５〜３０ｐｐ
ｍ添加含有せしめた。
する。２７０トン転炉およびＲＨ脱ガス装置にて熱間鍛
造用鋼ＳＭｎ４４３を溶製し、化学成分を０．４２％Ｃ
−０．２４％Ｓｉ−１．５０％Ｍｎ−０．０１４％Ｐ−
０．０１４％Ｓ−０．０２５％Ｔ．Ａｌ−１２ｐｐｍ
Ｔ．Ｏ−０．０２％Ｎｉ−０．２２％Ｃｒに調整した
後、鋳片から棒鋼までの圧延比に応じてＣａを５〜３０
ｐｐｍ、またはＣａ５〜３０ｐｐｍとＴｅ５〜３０ｐｐ
ｍ添加含有せしめた。
【００２９】その概要を図５に示したブルーム連鋳機
で、１６２ｍｍ角および２２０ｍｍ角の中断面ブルーム
をタンディッシュ内溶鋼過熱度２０〜４０℃、二次冷却
比水量０．４ｌ／ｋｇ、鋳造速度２．５〜１．８ｍ／ｍ
ｉｎとして鋳造した後、該鋳片を所定の長さに切断し、
１６２ｍｍ角の鋳片は分塊圧延を行わずにそのまま冷却
し、２２０ｍｍ角の鋳片は加熱炉に装入して断面平均温
度が１１００℃となるように約１時間加熱した後、ロー
ル径が９００ｍｍφのＨＶ式分塊圧延機で２〜４パス圧
延により１６２ｍｍ角の鋼片に成形した。
で、１６２ｍｍ角および２２０ｍｍ角の中断面ブルーム
をタンディッシュ内溶鋼過熱度２０〜４０℃、二次冷却
比水量０．４ｌ／ｋｇ、鋳造速度２．５〜１．８ｍ／ｍ
ｉｎとして鋳造した後、該鋳片を所定の長さに切断し、
１６２ｍｍ角の鋳片は分塊圧延を行わずにそのまま冷却
し、２２０ｍｍ角の鋳片は加熱炉に装入して断面平均温
度が１１００℃となるように約１時間加熱した後、ロー
ル径が９００ｍｍφのＨＶ式分塊圧延機で２〜４パス圧
延により１６２ｍｍ角の鋼片に成形した。
【００３０】なお、鋳造前の取鍋内溶鋼中にＣａを５〜
３０ｐｐｍの範囲で添加した場合は、鋳片から棒鋼まで
の圧延比を６．６〜９．５の範囲とした。また、Ｃａ５
〜３０ｐｐｍに加えてＴｅを５〜３０ｐｐｍの範囲で添
加した場合は、圧延比を９．６〜６３の範囲とした。
３０ｐｐｍの範囲で添加した場合は、鋳片から棒鋼まで
の圧延比を６．６〜９．５の範囲とした。また、Ｃａ５
〜３０ｐｐｍに加えてＴｅを５〜３０ｐｐｍの範囲で添
加した場合は、圧延比を９．６〜６３の範囲とした。
【００３１】表２に、本発明の実施例を比較例と共に示
す。なお、機械的性質は棒鋼中心部から試験片を採取
し、引張試験および衝撃試験を行い評価した。ＭｎＳの
Ｌ／Ｗは、棒鋼の１／２ｒ部からサンプルを採取し研磨
した後、顕微鏡にて数μｍから数１０μｍのＭｎＳを無
作為に抽出し、厚みおよび長さを測定し評価した。
す。なお、機械的性質は棒鋼中心部から試験片を採取
し、引張試験および衝撃試験を行い評価した。ＭｎＳの
Ｌ／Ｗは、棒鋼の１／２ｒ部からサンプルを採取し研磨
した後、顕微鏡にて数μｍから数１０μｍのＭｎＳを無
作為に抽出し、厚みおよび長さを測定し評価した。
【００３２】
【表２】
【００３３】本発明の実施例においては、機械的性質も
ＭｎＳのＬ／Ｗも良好であり、クランクシャフトに加工
したときの割れ発生は皆無であった。これに対し比較例
においては、ＭｎＳのＬ／Ｗが５を超えクランクシャフ
トに加工後表面に割れの発生が認められた。
ＭｎＳのＬ／Ｗも良好であり、クランクシャフトに加工
したときの割れ発生は皆無であった。これに対し比較例
においては、ＭｎＳのＬ／Ｗが５を超えクランクシャフ
トに加工後表面に割れの発生が認められた。
【００３４】
【発明の効果】本発明は、中断面ブルームから２〜４パ
スの分塊圧延により鋼片を成形し、または分塊圧延を省
略するので分塊コストの削減を図ると共に、ＣａやＴｅ
の含有率により鋳片から棒鋼までの圧延比を制限するの
で、熱間鍛造割れの発生しない棒鋼の製造を可能とする
ものであり、その工業的な適用効果は大きい。
スの分塊圧延により鋼片を成形し、または分塊圧延を省
略するので分塊コストの削減を図ると共に、ＣａやＴｅ
の含有率により鋳片から棒鋼までの圧延比を制限するの
で、熱間鍛造割れの発生しない棒鋼の製造を可能とする
ものであり、その工業的な適用効果は大きい。
【図１】ＭｎＳのＬ／Ｗとクランクシャフト割れ発生率
の関係を示す図
の関係を示す図
【図２】鋳片から棒鋼までの圧延比とＭｎＳのＬ／Ｗの
関係を示す図
関係を示す図
【図３】ｌｏｇλと２／３ｌｏｇ（Ｌ／Ｗ）の関係を示
す図
す図
【図４】ｌｏｇλとＬ／Ｗの関係を示す図
【図５】実施態様の一例を示す図
１ 取鍋
２ タンディッシュ
３ 鋳型
４ 二次冷却帯
５ ガイドロール
６ 切断機
７ 鋳片
８ 鋳片加熱炉
９ 分塊圧延機
１０ 鋼片
１１ 鋼片加熱炉
１２ 棒鋼圧延機
１３ 棒鋼
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ
Ｂ２２Ｄ 11/12 Ｂ２２Ｄ 11/12 Ａ
Ｃ２２Ｃ 38/00 ３０１ Ｃ２２Ｃ 38/00 ３０１Ｙ
38/58 38/58
(72)発明者 吉岡 隆史
北海道室蘭市仲町12番地 新日本製鐵株
式会社 室蘭製鐵所内
(72)発明者 磯部 浩一
北海道室蘭市仲町12番地 新日本製鐵株
式会社 室蘭製鐵所内
(56)参考文献 特開 平10−277705（ＪＰ，Ａ)
特開 平１−299742（ＪＰ，Ａ)
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
B22D 11/00
B22D 11/12
B21B 1/02
B21B 1/18
B21B 3/00
B21J 5/00
C22C 38/00
C22C 38/58
Claims (2)
- 【請求項１】 質量で、Ｃ：０．０８〜０．６１％、Ｓ
ｉ：０．１５〜０．３５％、Ｍｎ：０．３０〜１．６５
％、Ｐ≦０．０３０％、Ｓ：０．００５〜０．０３０
％、Ｔ．Ａｌ：０．００５〜０．０４０％、Ｔ．Ｏ：５
〜３０ｐｐｍ、Ｎｉ≦０．２５％、Ｃｒ：０〜０．７０
％を基本成分とし、さらにＣａ：５〜３０ｐｐｍを含有
した熱間鍛造用棒鋼の製造方法であって、前記成分の溶
鋼をブルーム鋳片に連続鋳造し所定の長さに切断後、該
鋳片を加熱し２〜４パスの分塊圧延により鋼片に成形
し、または前記成分の溶鋼をビレット鋳片に連続鋳造し
所定の長さに切断し、前記分塊圧延された鋼片または所
定の長さに切断されたビレット鋳片を加熱し、鋳片から
の圧延比が９．５以下となるように棒鋼圧延することを
特徴とする熱間鍛造用棒鋼の製造方法。 - 【請求項２】 質量で、Ｃ：０．０８〜０．６１％、Ｓ
ｉ：０．１５〜０．３５％、Ｍｎ：０．３０〜１．６５
％、Ｐ≦０．０３０％、Ｓ：０．００５〜０．０３０
％、Ｔ．Ａｌ：０．００５〜０．０４０％、Ｔ．Ｏ：５
〜３０ｐｐｍ、Ｎｉ≦０．２５％、Ｃｒ：０〜０．７０
％を基本成分とし、さらにＣａ：５〜３０ｐｐｍおよび
Ｔｅ：５〜３０ｐｐｍを含有した熱間鍛造用棒鋼の製造
方法であって、前記成分の溶鋼をブルーム鋳片に連続鋳
造し所定の長さに切断後、該鋳片を加熱し２〜４パスの
分塊圧延により鋼片に成形し、または前記成分の溶鋼を
ビレット鋳片に連続鋳造し所定の長さに切断し、前記分
塊圧延された鋼片または所定の長さに切断されたビレッ
ト鋳片を加熱し、鋳片からの圧延比が６３以下となるよ
うに棒鋼圧延することを特徴とする熱間鍛造用棒鋼の製
造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11748497A JP3399780B2 (ja) | 1997-04-22 | 1997-04-22 | 熱間鍛造用棒鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11748497A JP3399780B2 (ja) | 1997-04-22 | 1997-04-22 | 熱間鍛造用棒鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10296396A JPH10296396A (ja) | 1998-11-10 |
| JP3399780B2 true JP3399780B2 (ja) | 2003-04-21 |
Family
ID=14712860
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP11748497A Expired - Fee Related JP3399780B2 (ja) | 1997-04-22 | 1997-04-22 | 熱間鍛造用棒鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3399780B2 (ja) |
Families Citing this family (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP5152079B2 (ja) * | 2009-04-08 | 2013-02-27 | 新日鐵住金株式会社 | 型鍛造クランク軸、その製造方法、およびその製造に用いられる型鍛造用金型 |
| CN104438327B (zh) * | 2014-11-14 | 2017-09-01 | 江苏省镔鑫钢铁集团有限公司 | 一种连铸坯在线直接轧制细晶钢的方法 |
| EP3366800B1 (en) * | 2015-10-19 | 2020-03-25 | Nippon Steel Corporation | Steel for machine structural use and induction-hardened steel component |
| WO2017068935A1 (ja) | 2015-10-19 | 2017-04-27 | 新日鐵住金株式会社 | 熱間鍛造用鋼及び熱間鍛造品 |
| US11111568B2 (en) | 2016-09-30 | 2021-09-07 | Nippon Steel Corporation | Steel for cold forging and manufacturing method thereof |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH01299742A (ja) * | 1988-05-30 | 1989-12-04 | Nippon Steel Corp | カルシウム処理によるブルーム・ビレットの連続鋳造法 |
| JP3357264B2 (ja) * | 1997-04-02 | 2002-12-16 | 新日本製鐵株式会社 | 高靭性熱間鍛造用非調質棒鋼の製造方法 |
-
1997
- 1997-04-22 JP JP11748497A patent/JP3399780B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH10296396A (ja) | 1998-11-10 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| KR101387040B1 (ko) | 증가된 인 함유량을 가지는 망간강 박판 및 이의 생산 공정 | |
| JP5340290B2 (ja) | 高強度破断分割用非調質鋼および破断分割用鋼部品 | |
| JPS62256950A (ja) | 伸線加工性のすぐれた高強度鋼線材 | |
| JP3399780B2 (ja) | 熱間鍛造用棒鋼の製造方法 | |
| US5662747A (en) | Bainite wire rod and wire for drawing and methods of producing the same | |
| CN114657456B (zh) | 一种1800MPa级高强韧性热成形钢及其热处理工艺 | |
| JP2905241B2 (ja) | 転動疲労寿命に優れた軸受用素材の製造方法 | |
| CN115044827A (zh) | 一种免等温退火低碳齿轮钢的生产方法 | |
| US11136656B2 (en) | High manganese 3rd generation advanced high strength steels | |
| JPH0762204B2 (ja) | 高靭性熱間鍛造用非調質鋼およびその棒鋼・部品の製造方法 | |
| JP4223442B2 (ja) | シボ加工性と被削性に優れたプラスチック金型用鋼 | |
| JP2905242B2 (ja) | 転動疲労寿命に優れた低Ｃｒ軸受鋼素材の製造方法 | |
| JP3091795B2 (ja) | 引抜き加工性に優れた棒鋼の製造方法 | |
| KR950009168B1 (ko) | 고인성 열간단조용 비조질강의 제조방법 | |
| JP3091794B2 (ja) | 押出し加工性及び鍛造性に優れた自動車用軸部品の製造方法 | |
| JP3598771B2 (ja) | 熱間加工性及び耐硫化物応力割れ性に優れたマルテンサイト系ステンレス鋼及びその分塊圧延方法並びにこれらを用いた継目無鋼管及びその製造方法 | |
| US5647918A (en) | Bainite wire rod and wire for drawing and methods of producing the same | |
| JPS6320412A (ja) | 含Ｍｏ，Ｎオ−ステナイト系ステンレス鋼の熱間加工法 | |
| US5658399A (en) | Bainite wire rod and wire for drawing and methods of producing the same | |
| RU2764045C1 (ru) | Способ производства стальной высокопрочной арматуры | |
| JP3389439B2 (ja) | 硫黄複合快削鋼の製造方法 | |
| JPS6121301B2 (ja) | ||
| JP2927823B2 (ja) | 加工性の高い高炭素鋼線材用熱延素材の製造方法 | |
| JPS62253725A (ja) | 高靭性熱間鍛造用非調質棒鋼の製造方法 | |
| JPS6364516B2 (ja) |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20030114 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20080221 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090221 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090221 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100221 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100221 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110221 Year of fee payment: 8 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110221 Year of fee payment: 8 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120221 Year of fee payment: 9 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120221 Year of fee payment: 9 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130221 Year of fee payment: 10 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130221 Year of fee payment: 10 |
|
| S531 | Written request for registration of change of domicile |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313531 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130221 Year of fee payment: 10 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130221 Year of fee payment: 10 |
|
| S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130221 Year of fee payment: 10 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140221 Year of fee payment: 11 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |