JP3443285B2 - 結晶粒粗大化防止特性と冷間鍛造性に優れた冷間鍛造用熱間圧延鋼材とその製造方法 - Google Patents
結晶粒粗大化防止特性と冷間鍛造性に優れた冷間鍛造用熱間圧延鋼材とその製造方法Info
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、結晶粒粗大化防止
特性と冷間鍛造性に優れた冷間鍛造用鋼とその製造方法
に関するものである。
特性と冷間鍛造性に優れた冷間鍛造用鋼とその製造方法
に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】冷間鍛造（転造も含む）は製品の表面
肌、寸法精度が良く、熱間鍛造に比べて製造コストが低
く、歩留まりも良好であるためボルト、ギア部品、シャ
フトをはじめとする多くの分野に適用されている。冷間
鍛造は、例えばＪＩＳ Ｇ ４０５１、ＪＩＳ Ｇ ４
０５２、ＪＩＳ Ｇ ４１０４、ＪＩＳ Ｇ ４１０
５、ＪＩＳ Ｇ ４１０６などに規定されている中炭素
の機械構造用炭素鋼、合金鋼を使用し、例えば熱間圧延
−焼鈍−冷間鍛造−焼入れ−焼戻しのように冷間鍛造前
に焼鈍、あるいは球状化焼鈍工程を付加する工程が一般
的である。これは上記のような中炭素の炭素鋼、合金鋼
は圧延ままの硬度が高く、冷間鍛造の工具の消耗が著し
くコスト高となること、素材の延性が不足しているため
冷間鍛造時に割れを生じること等の製造上の問題がある
ためである。
肌、寸法精度が良く、熱間鍛造に比べて製造コストが低
く、歩留まりも良好であるためボルト、ギア部品、シャ
フトをはじめとする多くの分野に適用されている。冷間
鍛造は、例えばＪＩＳ Ｇ ４０５１、ＪＩＳ Ｇ ４
０５２、ＪＩＳ Ｇ ４１０４、ＪＩＳ Ｇ ４１０
５、ＪＩＳ Ｇ ４１０６などに規定されている中炭素
の機械構造用炭素鋼、合金鋼を使用し、例えば熱間圧延
−焼鈍−冷間鍛造−焼入れ−焼戻しのように冷間鍛造前
に焼鈍、あるいは球状化焼鈍工程を付加する工程が一般
的である。これは上記のような中炭素の炭素鋼、合金鋼
は圧延ままの硬度が高く、冷間鍛造の工具の消耗が著し
くコスト高となること、素材の延性が不足しているため
冷間鍛造時に割れを生じること等の製造上の問題がある
ためである。
【０００３】しかし、焼鈍にはエネルギー費、人件費、
設備費など多大なコストがかかるため、この工程を省略
しうる鋼材が求められてきた。そこで鋼材のＣ量、合金
元素量を低減することによって熱間圧延ままの硬度を低
減し、延性を向上して焼鈍工程を省略し、Ｃｒ、Ｍｏ等
の合金元素量の低減による焼入れ性の低下を微量のＢを
添加することによって補う、いわゆるボロン鋼が、例え
ば特開平５−３３９６７６、特公平５−６３５２４、特
開昭６１−２５３３４７のように数多く提案されてい
る。Ｂは微量の添加で焼入れ性を向上できるが、鋼中に
固溶Ｎが存在するとＢＮが生成し、Ｂの持つ焼入れ性向
上効果は失われてしまうため、Ｔｉを添加して鋼中Ｎを
ＴｉＮの形で固定し、ＢＮの生成を抑制することが一般
に行われている。
設備費など多大なコストがかかるため、この工程を省略
しうる鋼材が求められてきた。そこで鋼材のＣ量、合金
元素量を低減することによって熱間圧延ままの硬度を低
減し、延性を向上して焼鈍工程を省略し、Ｃｒ、Ｍｏ等
の合金元素量の低減による焼入れ性の低下を微量のＢを
添加することによって補う、いわゆるボロン鋼が、例え
ば特開平５−３３９６７６、特公平５−６３５２４、特
開昭６１−２５３３４７のように数多く提案されてい
る。Ｂは微量の添加で焼入れ性を向上できるが、鋼中に
固溶Ｎが存在するとＢＮが生成し、Ｂの持つ焼入れ性向
上効果は失われてしまうため、Ｔｉを添加して鋼中Ｎを
ＴｉＮの形で固定し、ＢＮの生成を抑制することが一般
に行われている。
【０００４】しかし上記のようなボロン鋼は焼鈍材に比
べて焼入れ加熱、あるいは浸炭加熱時に特定のオーステ
ナイト結晶粒が異常に粗大化しやすくなる、いわゆる粗
大粒の発生という問題を常に伴う。結晶粒の粗大化が発
生した部品は、焼入れ歪みによる寸法精度の劣化、衝撃
値、疲労寿命の低下、遅れ破壊特性の低下を招くため、
その改善が実用上の大きな課題である。このような結晶
粒の粗大化を抑制するには結晶粒界の移動をピン止めす
る粒子を多量、微細に分散させることが有効である。
べて焼入れ加熱、あるいは浸炭加熱時に特定のオーステ
ナイト結晶粒が異常に粗大化しやすくなる、いわゆる粗
大粒の発生という問題を常に伴う。結晶粒の粗大化が発
生した部品は、焼入れ歪みによる寸法精度の劣化、衝撃
値、疲労寿命の低下、遅れ破壊特性の低下を招くため、
その改善が実用上の大きな課題である。このような結晶
粒の粗大化を抑制するには結晶粒界の移動をピン止めす
る粒子を多量、微細に分散させることが有効である。
【０００５】ボロン鋼に結晶粒の粗大化が起きやすいの
は、Ｔｉによって大部分の鋼中Ｎが固定されるため、合
金鋼、炭素鋼においてピン止め粒子として有効に作用す
る微細なＡＩＮが生成せず、一方、ＴｉＮはＡＩＮに比
べて粗大であり、多量、微細に分散させることができ
ず、結晶粒成長のピン止め効果が低下するからである。
は、Ｔｉによって大部分の鋼中Ｎが固定されるため、合
金鋼、炭素鋼においてピン止め粒子として有効に作用す
る微細なＡＩＮが生成せず、一方、ＴｉＮはＡＩＮに比
べて粗大であり、多量、微細に分散させることができ
ず、結晶粒成長のピン止め効果が低下するからである。
【０００６】上記のようなボロン鋼の結晶粒粗大化を防
止するための技術が提案されている。例えば、特開昭６
１−２１７５５３はＴｉとＮの量を０．０２＜Ｔｉ−
３．４２ＮとすることによってＴｉＣを生成し、結晶粒
界をピン止めすることを目的としている。しかし、成分
を規定しただけではＴｉＣを微細に分散させることはで
きず、結晶粒の粗大化を防止できない。また例えば、特
公昭６３−６４４９５は０．００３５％以下の極低Ｎと
し、Ｔｉ量をＮ量に対して過剰とした成分を低温加熱圧
延を行うことによって結晶粒粗大化を防止することを目
的としている。
止するための技術が提案されている。例えば、特開昭６
１−２１７５５３はＴｉとＮの量を０．０２＜Ｔｉ−
３．４２ＮとすることによってＴｉＣを生成し、結晶粒
界をピン止めすることを目的としている。しかし、成分
を規定しただけではＴｉＣを微細に分散させることはで
きず、結晶粒の粗大化を防止できない。また例えば、特
公昭６３−６４４９５は０．００３５％以下の極低Ｎと
し、Ｔｉ量をＮ量に対して過剰とした成分を低温加熱圧
延を行うことによって結晶粒粗大化を防止することを目
的としている。
【０００７】しかし、極低Ｎ成分としたとしても低温加
熱では必然的に多量の溶け残りＴｉ（ＣＮ）を生じ、一
部の固溶したＴｉＣが圧延後の冷却時、または焼入れ加
熱時に溶け残りＴｉ（ＣＮ）を核として成長するため微
細に分散させることができず、結晶粒の粗大化を防止で
きない。仮に高温加熱圧延を行ったとしても圧延後のＴ
ｉＣ、Ｔｉ（ＣＮ）の析出状態、あるいは圧延後の冷却
条件を最適化しない限り結晶粒の粗大化を防止できな
い。
熱では必然的に多量の溶け残りＴｉ（ＣＮ）を生じ、一
部の固溶したＴｉＣが圧延後の冷却時、または焼入れ加
熱時に溶け残りＴｉ（ＣＮ）を核として成長するため微
細に分散させることができず、結晶粒の粗大化を防止で
きない。仮に高温加熱圧延を行ったとしても圧延後のＴ
ｉＣ、Ｔｉ（ＣＮ）の析出状態、あるいは圧延後の冷却
条件を最適化しない限り結晶粒の粗大化を防止できな
い。
【０００８】また例えば、特開昭５２−１１４５１５は
圧延加熱時にＴｉＣを固溶させ、焼入れ加熱時に初めて
ＴｉＣを微細析出させることを目的としている。しかし
焼入れ加熱時にピン止め粒子を析出させる場合、ＴｉＣ
の析出量は焼入れ加熱、または浸炭加熱時の加熱速度の
影響を受けるためピン止め効果の発現が不安定であり、
同じ素材を用いても適用部品や熱処理炉を変えただけで
粗大化防止特性が劣化する可能性が高いため、実工程で
の品質の安定性の点で課題を残している。
圧延加熱時にＴｉＣを固溶させ、焼入れ加熱時に初めて
ＴｉＣを微細析出させることを目的としている。しかし
焼入れ加熱時にピン止め粒子を析出させる場合、ＴｉＣ
の析出量は焼入れ加熱、または浸炭加熱時の加熱速度の
影響を受けるためピン止め効果の発現が不安定であり、
同じ素材を用いても適用部品や熱処理炉を変えただけで
粗大化防止特性が劣化する可能性が高いため、実工程で
の品質の安定性の点で課題を残している。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】上記に開示された方法
では、冷間鍛造前の焼鈍、あるいは球状化焼鈍工程を省
略し、かつ結晶粒の粗大化を防止することはできない。
本発明はこのような問題を解決して、結晶粒粗大化防止
特性と冷間鍛造性に優れた冷間鍛造用鋼とその製造方法
を提供するものである。
では、冷間鍛造前の焼鈍、あるいは球状化焼鈍工程を省
略し、かつ結晶粒の粗大化を防止することはできない。
本発明はこのような問題を解決して、結晶粒粗大化防止
特性と冷間鍛造性に優れた冷間鍛造用鋼とその製造方法
を提供するものである。
【００１０】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、上記目的
を達成するために結晶粒の粗大化の支配因子について鋭
意調査し、（１） 結晶粒の粗大化を防止するにはピン
止め粒子として微細ＴｉＣ、Ｔｉ（ＣＮ）が有効であ
り、結晶粒粗大化特性とＴｉＣまたはＴｉ（ＣＮ）のサ
イズおよび分散状態（析出粒子数）には極めて密接な関
係があること、（２） ＴｉＣまたはＴｉ（ＣＮ）のピ
ン止め効果を安定して発揮させるには、焼入れまたは浸
炭加熱前に一定量以上のＴｉＣまたはＴｉ（ＣＮ）をあ
らかじめ微細析出させておくことが必要なこと、（３）
ＴｉＣまたはＴｉ（ＣＮ）をマトリックス中に多量、
微細に分散させるためには、圧延加熱温度および圧延後
の冷却条件を最適化すれば良いこと、すなわち圧延加熱
温度を高温にすることによってＴｉＣまたはＴｉ（Ｃ
Ｎ）を一旦マトリックス中に固溶させ、熱間圧延後にＴ
ｉＣまたはＴｉ（ＣＮ）の析出温度域を徐冷することに
よってＴｉＣまたはＴｉ（ＣＮ）が多量、微細分散する
こと、（４） 微細なＴｉＣまたはＴｉ（ＣＮ）を増や
すためには、Ｔｉをある最適範囲で添加し、Ｎ量をでき
るだけ低減することが必要なことを見出し、本発明に至
った。
を達成するために結晶粒の粗大化の支配因子について鋭
意調査し、（１） 結晶粒の粗大化を防止するにはピン
止め粒子として微細ＴｉＣ、Ｔｉ（ＣＮ）が有効であ
り、結晶粒粗大化特性とＴｉＣまたはＴｉ（ＣＮ）のサ
イズおよび分散状態（析出粒子数）には極めて密接な関
係があること、（２） ＴｉＣまたはＴｉ（ＣＮ）のピ
ン止め効果を安定して発揮させるには、焼入れまたは浸
炭加熱前に一定量以上のＴｉＣまたはＴｉ（ＣＮ）をあ
らかじめ微細析出させておくことが必要なこと、（３）
ＴｉＣまたはＴｉ（ＣＮ）をマトリックス中に多量、
微細に分散させるためには、圧延加熱温度および圧延後
の冷却条件を最適化すれば良いこと、すなわち圧延加熱
温度を高温にすることによってＴｉＣまたはＴｉ（Ｃ
Ｎ）を一旦マトリックス中に固溶させ、熱間圧延後にＴ
ｉＣまたはＴｉ（ＣＮ）の析出温度域を徐冷することに
よってＴｉＣまたはＴｉ（ＣＮ）が多量、微細分散する
こと、（４） 微細なＴｉＣまたはＴｉ（ＣＮ）を増や
すためには、Ｔｉをある最適範囲で添加し、Ｎ量をでき
るだけ低減することが必要なことを見出し、本発明に至
った。
【００１１】本発明の特徴は、Ｃ：０．１０〜０．６０
％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：０．３０〜２．００
％、Ｃｒ：０．２５％以下にすることにより焼入れ、焼
戻し後の部品の強度を確保し、Ｐ：０．０２５％以下
（０％を含む）、Ｓ：０．０２５％以下（０％を含む）
にすることによって冷間鍛造時の延性、および焼入れ、
焼戻し後の部品の靱性を確保し、Ｂ：０．０００３〜
０．００５０％にすることによって焼入れ性を確保し、
さらにＮ：０．００５０％以下（０％を含む）、Ｔｉ：
０．０２０〜０．１００％にすることによってＴｉＣま
たはＴｉ（ＣＮ）を生成し、結晶粒の粗大化を防止する
ためのピン止め粒子として利用することができ、ＴｉＣ
またはＴｉ（ＣＮ）のサイズを直径０．２μｍ以下と
し、２０個／１００μｍ2 以上の密度を有することによ
ってピン止め効果を最大限に発揮させ、結晶粒の粗大化
を防止することができる熱間圧延鋼材である。
％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：０．３０〜２．００
％、Ｃｒ：０．２５％以下にすることにより焼入れ、焼
戻し後の部品の強度を確保し、Ｐ：０．０２５％以下
（０％を含む）、Ｓ：０．０２５％以下（０％を含む）
にすることによって冷間鍛造時の延性、および焼入れ、
焼戻し後の部品の靱性を確保し、Ｂ：０．０００３〜
０．００５０％にすることによって焼入れ性を確保し、
さらにＮ：０．００５０％以下（０％を含む）、Ｔｉ：
０．０２０〜０．１００％にすることによってＴｉＣま
たはＴｉ（ＣＮ）を生成し、結晶粒の粗大化を防止する
ためのピン止め粒子として利用することができ、ＴｉＣ
またはＴｉ（ＣＮ）のサイズを直径０．２μｍ以下と
し、２０個／１００μｍ2 以上の密度を有することによ
ってピン止め効果を最大限に発揮させ、結晶粒の粗大化
を防止することができる熱間圧延鋼材である。
【００１２】また、本発明の他の特徴は、上記の成分よ
りなる鋼を１０５０℃以上に加熱してＴｉＣまたはＴｉ
（ＣＮ）を一旦溶体化し、線材または棒鋼に熱間圧延し
た後、６００℃以下の温度まで冷却するに際して２℃／
ｓ以下の冷却速度で徐冷して軟質化するとともに、マト
リックス中に直径０．２μｍ以下のＴｉＣまたはＴｉ
（ＣＮ）が２０個／１００μｍ2 以上分散した熱間圧延
鋼材とする製造方法である。
りなる鋼を１０５０℃以上に加熱してＴｉＣまたはＴｉ
（ＣＮ）を一旦溶体化し、線材または棒鋼に熱間圧延し
た後、６００℃以下の温度まで冷却するに際して２℃／
ｓ以下の冷却速度で徐冷して軟質化するとともに、マト
リックス中に直径０．２μｍ以下のＴｉＣまたはＴｉ
（ＣＮ）が２０個／１００μｍ2 以上分散した熱間圧延
鋼材とする製造方法である。
【００１３】
【発明の実施の形態】以下、本発明について詳細に説明
する。まず、成分の限定理由について説明する。Ｃは鋼
に必要な強度を与えるのに有効な元素であるが、０．１
０％未満では必要な引張強さを確保することができず、
０．６０％を越えると延性、靱性が劣化し、また遅れ破
壊特性も劣化するので、０．１０〜０．６０％の範囲内
にする必要がある。好適範囲は０．１５〜０．４０％で
ある。
する。まず、成分の限定理由について説明する。Ｃは鋼
に必要な強度を与えるのに有効な元素であるが、０．１
０％未満では必要な引張強さを確保することができず、
０．６０％を越えると延性、靱性が劣化し、また遅れ破
壊特性も劣化するので、０．１０〜０．６０％の範囲内
にする必要がある。好適範囲は０．１５〜０．４０％で
ある。
【００１４】Ｓｉは鋼の脱酸に有効な元素であるととも
に、鋼に必要な強度、焼入れ性を与え、焼戻し軟化抵抗
を向上するのに有効な元素であるが、０．５０％を超え
ると靱性、延性が劣化し、硬さの上昇を招き冷間鍛造性
が劣化するので、０．５０％以下の範囲内にする必要が
ある。好適範囲は０．３０％以下である。
に、鋼に必要な強度、焼入れ性を与え、焼戻し軟化抵抗
を向上するのに有効な元素であるが、０．５０％を超え
ると靱性、延性が劣化し、硬さの上昇を招き冷間鍛造性
が劣化するので、０．５０％以下の範囲内にする必要が
ある。好適範囲は０．３０％以下である。
【００１５】Ｍｎは鋼の脱酸に有効な元素であるととも
に、鋼に必要な強度、焼入れ性を与えるのに有効な元素
であるが、０．３０％未満では効果は不十分であり、
２．００％を越えるとその効果は飽和するのみならず、
硬さの上昇を招き冷間鍛造性が劣化するので、０．３０
％〜２．００％の範囲内にする必要がある。好適範囲は
０．５０〜１．２０％である。
に、鋼に必要な強度、焼入れ性を与えるのに有効な元素
であるが、０．３０％未満では効果は不十分であり、
２．００％を越えるとその効果は飽和するのみならず、
硬さの上昇を招き冷間鍛造性が劣化するので、０．３０
％〜２．００％の範囲内にする必要がある。好適範囲は
０．５０〜１．２０％である。
【００１６】Ｐは冷間鍛造時の変形抵抗を高め、靱性を
劣化させる元素であるため、冷間鍛造性が劣化する。ま
た、焼入れ、焼戻し後の部品の結晶粒界を脆化させるこ
とによって靱性、捩り強度、遅れ破壊特性を劣化させる
のでできるだけ低減することが望ましい。したがって、
その含有量を０．０２５％以下に制限する必要がある。
好適範囲は０．０１５％以下である。
劣化させる元素であるため、冷間鍛造性が劣化する。ま
た、焼入れ、焼戻し後の部品の結晶粒界を脆化させるこ
とによって靱性、捩り強度、遅れ破壊特性を劣化させる
のでできるだけ低減することが望ましい。したがって、
その含有量を０．０２５％以下に制限する必要がある。
好適範囲は０．０１５％以下である。
【００１７】Ｓは冷間鍛造時に割れを生じやすくする元
素であるため、冷間鍛造性が劣化する。また、Ｐと同様
に焼入れ、焼戻し後の部品の結晶粒界を脆化させること
によって靱性、捩り強度、遅れ破壊特性を劣化させるの
でできるだけ低減することが望ましい。したがって、そ
の含有量を０．０２５％以下に制限する必要がある。好
適範囲は０．０１５％以下である。
素であるため、冷間鍛造性が劣化する。また、Ｐと同様
に焼入れ、焼戻し後の部品の結晶粒界を脆化させること
によって靱性、捩り強度、遅れ破壊特性を劣化させるの
でできるだけ低減することが望ましい。したがって、そ
の含有量を０．０２５％以下に制限する必要がある。好
適範囲は０．０１５％以下である。
【００１８】Ｃｒは鋼に強度、焼入れ性を与え、焼戻し
軟化抵抗を向上するのに有効な元素であるが、０．２５
％を越えて添加すると硬さの上昇を招き冷間鍛造性が劣
化するので、０．２５％以下の範囲内にする必要があ
る。好適範囲は０．１０〜０．２０％である。
軟化抵抗を向上するのに有効な元素であるが、０．２５
％を越えて添加すると硬さの上昇を招き冷間鍛造性が劣
化するので、０．２５％以下の範囲内にする必要があ
る。好適範囲は０．１０〜０．２０％である。
【００１９】Ｂは微量の添加で鋼に焼入れ性を与えるの
に有効な元素であるが、０．０００３％未満ではその効
果は不十分であり、０．００５０％を超えると効果は飽
和するので、０．０００３〜０．００５０％の範囲内に
する必要がある。好適範囲は０．００１０〜０．００３
０％である。
に有効な元素であるが、０．０００３％未満ではその効
果は不十分であり、０．００５０％を超えると効果は飽
和するので、０．０００３〜０．００５０％の範囲内に
する必要がある。好適範囲は０．００１０〜０．００３
０％である。
【００２０】ＮはＢと結び付いてＢＮを生成し、Ｂの持
つ焼入れ性向上効果を低下させるため本発明のようなＢ
添加鋼では有害である。また、鋼中のＴｉと結び付くと
ピン止めにほとんど寄与しない粗大なＴｉＮを生成し、
ＴｉＣまたはＴｉ（ＣＮ）となりうるＴｉ量を減じるこ
とによって微細なＴｉＣまたはＴｉ（ＣＮ）の量を減ら
すため、できるだけ低減することが望ましい。また、Ｔ
ｉＣまたはＴｉ（ＣＮ）をマトリックス中に多量、微細
に分散させるためには圧延加熱温度を高温にすることに
よってＴｉＣまたはＴｉ（ＣＮ）を一旦マトリックス中
に固溶させることが必要であるが、Ｎ量が増えることに
よってＴｉ（ＣＮ）が高温まで安定になり、固溶しにく
くなるという問題がある。したがって、その含有量を
０．００５０％以下に制限する必要がある。好適範囲は
０．００４０％以下である。
つ焼入れ性向上効果を低下させるため本発明のようなＢ
添加鋼では有害である。また、鋼中のＴｉと結び付くと
ピン止めにほとんど寄与しない粗大なＴｉＮを生成し、
ＴｉＣまたはＴｉ（ＣＮ）となりうるＴｉ量を減じるこ
とによって微細なＴｉＣまたはＴｉ（ＣＮ）の量を減ら
すため、できるだけ低減することが望ましい。また、Ｔ
ｉＣまたはＴｉ（ＣＮ）をマトリックス中に多量、微細
に分散させるためには圧延加熱温度を高温にすることに
よってＴｉＣまたはＴｉ（ＣＮ）を一旦マトリックス中
に固溶させることが必要であるが、Ｎ量が増えることに
よってＴｉ（ＣＮ）が高温まで安定になり、固溶しにく
くなるという問題がある。したがって、その含有量を
０．００５０％以下に制限する必要がある。好適範囲は
０．００４０％以下である。
【００２１】Ｔｉは鋼中のＣ、Ｎと結び付いてＴｉＣ、
ＴｉＮを形成し、結晶粒の微細化、および結晶粒の粗大
化抑制に有効な元素である。また、Ｂとともに添加した
場合、鋼中の固溶ＮをＴｉＮの形で固定することによっ
てＢＮの生成を抑制し、Ｂによる焼入れ性向上効果を得
るのに有効な元素であるが、０．０２０％未満では効果
は不十分であり、０．１００％を超えるとその効果は飽
和するのみならず硬さの上昇を招き冷間鍛造性が劣化す
るので、０．０２０〜０．１００％の範囲内にする必要
がある。好適範囲は０．０２５〜０．０５０％である。
ＴｉＮを形成し、結晶粒の微細化、および結晶粒の粗大
化抑制に有効な元素である。また、Ｂとともに添加した
場合、鋼中の固溶ＮをＴｉＮの形で固定することによっ
てＢＮの生成を抑制し、Ｂによる焼入れ性向上効果を得
るのに有効な元素であるが、０．０２０％未満では効果
は不十分であり、０．１００％を超えるとその効果は飽
和するのみならず硬さの上昇を招き冷間鍛造性が劣化す
るので、０．０２０〜０．１００％の範囲内にする必要
がある。好適範囲は０．０２５〜０．０５０％である。
【００２２】なお、本発明はＡｌ添加量を規定していな
いが、鋼の脱酸に有効な元素であるため、通常脱酸に使
用されるＡｌ量を含有することができる。通常のＡｌ含
有量は０．０１０〜０．０５０％程度である。但し、Ａ
ｌに代わる元素（Ｓｉ、Ｍｎ、Ｔｉ等）を脱酸剤として
用いる場合は必ずしもＡｌを添加しなくとも良い。
いが、鋼の脱酸に有効な元素であるため、通常脱酸に使
用されるＡｌ量を含有することができる。通常のＡｌ含
有量は０．０１０〜０．０５０％程度である。但し、Ａ
ｌに代わる元素（Ｓｉ、Ｍｎ、Ｔｉ等）を脱酸剤として
用いる場合は必ずしもＡｌを添加しなくとも良い。
【００２３】次にマトリックス中のＴｉＣまたはＴｉ
（ＣＮ）の分散状態について説明する。結晶粒の粗大化
を抑制するには結晶粒界をピン止めする粒子を多量、微
細に分散させることが有効であり、粒子の直径が小さい
ほど、また量が多いほどピン止め粒子の数が増加するた
め好ましい。微細ＴｉＣまたはＴｉ（ＣＮ）と結晶粒粗
大化温度との関係を図１に示す。図１から明らかなよう
に、結晶粒粗大化特性と微細な析出粒子数には極めて密
接な関連があり、マトリックス中に直径０．２μｍ以下
のＴｉＣまたはＴｉ（ＣＮ）を２０個／１００μｍ2 以
上分散させると実用上の焼入れ加熱、あるいは浸炭加熱
温度域において結晶粒の粗大化が生じず、優れた結晶粒
粗大化防止特性が得られるため、マトリックス中に直径
０．２μｍ以下のＴｉＣまたはＴｉ（ＣＮ）が２０個／
１００μｍ2 以上分散していることが必要である。
（ＣＮ）の分散状態について説明する。結晶粒の粗大化
を抑制するには結晶粒界をピン止めする粒子を多量、微
細に分散させることが有効であり、粒子の直径が小さい
ほど、また量が多いほどピン止め粒子の数が増加するた
め好ましい。微細ＴｉＣまたはＴｉ（ＣＮ）と結晶粒粗
大化温度との関係を図１に示す。図１から明らかなよう
に、結晶粒粗大化特性と微細な析出粒子数には極めて密
接な関連があり、マトリックス中に直径０．２μｍ以下
のＴｉＣまたはＴｉ（ＣＮ）を２０個／１００μｍ2 以
上分散させると実用上の焼入れ加熱、あるいは浸炭加熱
温度域において結晶粒の粗大化が生じず、優れた結晶粒
粗大化防止特性が得られるため、マトリックス中に直径
０．２μｍ以下のＴｉＣまたはＴｉ（ＣＮ）が２０個／
１００μｍ2 以上分散していることが必要である。
【００２４】次に製造条件について説明する。上記の本
発明成分からなる鋼を、転炉、電気炉等の通常の方法に
よって溶製し、成分調整を行い、鍛造工程、必要に応じ
て分塊圧延工程を経て圧延素材とする。次に、圧延素材
を１０５０℃以上の温度で加熱する。加熱条件は、１０
５０℃未満ではＴｉＣまたはＴｉ（ＣＮ）を一旦マトリ
ックス中に固溶させることができず、熱間圧延後にＴｉ
ＣまたはＴｉ（ＣＮ）を微細析出した鋼とすることがで
きないため、できるだけ高温にすることが望ましい。好
適範囲は１１５０℃以上である。
発明成分からなる鋼を、転炉、電気炉等の通常の方法に
よって溶製し、成分調整を行い、鍛造工程、必要に応じ
て分塊圧延工程を経て圧延素材とする。次に、圧延素材
を１０５０℃以上の温度で加熱する。加熱条件は、１０
５０℃未満ではＴｉＣまたはＴｉ（ＣＮ）を一旦マトリ
ックス中に固溶させることができず、熱間圧延後にＴｉ
ＣまたはＴｉ（ＣＮ）を微細析出した鋼とすることがで
きないため、できるだけ高温にすることが望ましい。好
適範囲は１１５０℃以上である。
【００２５】次に、１０５０℃以上に加熱した圧延素材
を線材または棒鋼形状に熱間圧延した後、６００℃以下
の温度まで冷却するに際して２℃／ｓ以下の冷却速度で
徐冷する。冷却条件は、２℃／ｓを超えるとＴｉＣまた
はＴｉ（ＣＮ）の析出温度域を短時間しか通過させるこ
とができず、析出量が不十分となり、ピン止め粒子とし
て有効なＴｉＣまたはＴｉ（ＣＮ）を多量・微細析出し
た鋼とすることができない。また、冷却速度が大きいと
圧延材の硬さが上昇し、冷間鍛造性が劣化するため、冷
間速度はできるだけ小さくするのが望ましい。好適範囲
は１℃／ｓ以下である。なお、熱間圧延後にさらに低い
温度域（５００℃以下）まで２℃／ｓの冷却速度で徐冷
するのが好ましい。低い温度域まで徐冷すると圧延材が
さらに軟質化し、冷間鍛造性が向上する。
を線材または棒鋼形状に熱間圧延した後、６００℃以下
の温度まで冷却するに際して２℃／ｓ以下の冷却速度で
徐冷する。冷却条件は、２℃／ｓを超えるとＴｉＣまた
はＴｉ（ＣＮ）の析出温度域を短時間しか通過させるこ
とができず、析出量が不十分となり、ピン止め粒子とし
て有効なＴｉＣまたはＴｉ（ＣＮ）を多量・微細析出し
た鋼とすることができない。また、冷却速度が大きいと
圧延材の硬さが上昇し、冷間鍛造性が劣化するため、冷
間速度はできるだけ小さくするのが望ましい。好適範囲
は１℃／ｓ以下である。なお、熱間圧延後にさらに低い
温度域（５００℃以下）まで２℃／ｓの冷却速度で徐冷
するのが好ましい。低い温度域まで徐冷すると圧延材が
さらに軟質化し、冷間鍛造性が向上する。
【００２６】
【実施例】以下に、実施例により本発明をさらに説明す
る。表１、表２に示す組織を有する転炉溶製鋼を連続鍛
造し、必要に応じて分塊圧延工程を経て１６２ｍｍ角の
圧延素材とした。続いて圧延素材を１０５０℃以上の温
度で加熱し、直径５〜５０ｍｍの棒鋼、線材に熱間圧延
した。一部は比較のために加熱温度を１０５０℃以下と
した。次に、圧延ラインの後方に設けた保温カバーを使
用し、徐冷を行った。一部は比較のために徐冷を行わな
かった。
る。表１、表２に示す組織を有する転炉溶製鋼を連続鍛
造し、必要に応じて分塊圧延工程を経て１６２ｍｍ角の
圧延素材とした。続いて圧延素材を１０５０℃以上の温
度で加熱し、直径５〜５０ｍｍの棒鋼、線材に熱間圧延
した。一部は比較のために加熱温度を１０５０℃以下と
した。次に、圧延ラインの後方に設けた保温カバーを使
用し、徐冷を行った。一部は比較のために徐冷を行わな
かった。
【００２７】
【表１】
【００２８】
【表２】
【００２９】圧延後の棒鋼、線材のビッカース硬さを測
定し、冷鍛性の指標とした。ボルト、ギア部品等に適用
されるものと、高周波焼入れシャフト等に適用されるも
のとでは要求される強度や冷間鍛造性が異なるため、Ｃ
量の範囲によって分けて評価を行った。すなわち、表１
に示す０．１〜０．４％Ｃの鋼種（主にボルト、ギア部
品などに適用、鋼番号１〜１１）は圧延後の硬さがＨＶ
１９０を越えるものは冷間鍛造性が劣ると判定した。表
２に示す０．４〜０．６％Ｃの鋼種（高周波焼入れシャ
フトなどに適用、鋼番号１２〜１８）は圧延後の硬さが
ＨＶ３００を越えるものは冷鍛性が劣ると判定した。
定し、冷鍛性の指標とした。ボルト、ギア部品等に適用
されるものと、高周波焼入れシャフト等に適用されるも
のとでは要求される強度や冷間鍛造性が異なるため、Ｃ
量の範囲によって分けて評価を行った。すなわち、表１
に示す０．１〜０．４％Ｃの鋼種（主にボルト、ギア部
品などに適用、鋼番号１〜１１）は圧延後の硬さがＨＶ
１９０を越えるものは冷間鍛造性が劣ると判定した。表
２に示す０．４〜０．６％Ｃの鋼種（高周波焼入れシャ
フトなどに適用、鋼番号１２〜１８）は圧延後の硬さが
ＨＶ３００を越えるものは冷鍛性が劣ると判定した。
【００３０】ピン止め粒子として有効なＴｉＣまたはＴ
ｉ（ＣＮ）分散状態を調べるため、棒鋼、線材のマトリ
ックス中に存在する析出物を抽出レプリカ法によって採
取し、透過型電子顕微鏡で観察した。観察方法は１５０
００倍で２０視野程度観察し、１視野中の直径０．２μ
ｍ以下のＴｉＣまたはＴｉ（ＣＮ）の数を数え、１００
μｍ2 あたりの数に換算した。
ｉ（ＣＮ）分散状態を調べるため、棒鋼、線材のマトリ
ックス中に存在する析出物を抽出レプリカ法によって採
取し、透過型電子顕微鏡で観察した。観察方法は１５０
００倍で２０視野程度観察し、１視野中の直径０．２μ
ｍ以下のＴｉＣまたはＴｉ（ＣＮ）の数を数え、１００
μｍ2 あたりの数に換算した。
【００３１】上記の工程で製造した線材または棒鋼に減
面率７０％の冷間引き抜き加工を行った後、鋼番号１〜
１１については８４０〜１２００℃に３０分間加熱−水
焼入れし、また鋼番号１２〜１８については周波数８ｋ
Ｈｚの高周波で９００〜１２５０℃に２秒間加熱−水焼
入れした。その後、切断面に研磨−腐食を行い、旧オー
ステナイト粒径を観察して粗粒発生温度（結晶粒粗大化
温度）を求めた。
面率７０％の冷間引き抜き加工を行った後、鋼番号１〜
１１については８４０〜１２００℃に３０分間加熱−水
焼入れし、また鋼番号１２〜１８については周波数８ｋ
Ｈｚの高周波で９００〜１２５０℃に２秒間加熱−水焼
入れした。その後、切断面に研磨−腐食を行い、旧オー
ステナイト粒径を観察して粗粒発生温度（結晶粒粗大化
温度）を求めた。
【００３２】ボルト等の実部品の焼入れ工程ではＡc3〜
９００℃の温度域で行われることが多いため、鋼番号１
〜１１については粗粒発生温度が９００℃未満のものは
結晶粒粗大化特性に劣ると判定した。また、高周波焼入
れシャフトは、最高加熱温度９００〜１０００℃の温度
域で行われることが多いため、鋼番号１２〜１８につい
ては粗粒発生温度が１０００℃未満のものは結晶粒粗大
化特性に劣ると判定した。なお、旧オーステナイト粒度
の測定はＪＩＳ Ｇ ０５５１に準じて行い、４００倍
で１０視野程度観察し、粒度番号５番以下の粗粒が１つ
でも存在すれば粗粒発生と判定した。
９００℃の温度域で行われることが多いため、鋼番号１
〜１１については粗粒発生温度が９００℃未満のものは
結晶粒粗大化特性に劣ると判定した。また、高周波焼入
れシャフトは、最高加熱温度９００〜１０００℃の温度
域で行われることが多いため、鋼番号１２〜１８につい
ては粗粒発生温度が１０００℃未満のものは結晶粒粗大
化特性に劣ると判定した。なお、旧オーステナイト粒度
の測定はＪＩＳ Ｇ ０５５１に準じて行い、４００倍
で１０視野程度観察し、粒度番号５番以下の粗粒が１つ
でも存在すれば粗粒発生と判定した。
【００３３】
【表３】
【００３４】
【表４】
【００３５】これらの各種試験結果を表３、表４に示
す。表３のＨ、Ｉおよび表４のＳ、ＴはＴｉまたはＮ量
が本発明の範囲から外れているため、微細ＴｉＣまたは
Ｔｉ（ＣＮ）の析出数が不足し、結晶粒粗大化特性が劣
化している。表３中のＬ、Ｍおよび表４のＶは圧延加熱
温度が低いためＴｉＣまたはＴｉ（ＣＮ）を一旦マトリ
ックス中に固溶させることができず、熱間圧延後にＴｉ
ＣまたはＴｉ（ＣＮ）を微細析出した鋼とすることがで
きないため、結晶粒粗大化特性が劣化している。
す。表３のＨ、Ｉおよび表４のＳ、ＴはＴｉまたはＮ量
が本発明の範囲から外れているため、微細ＴｉＣまたは
Ｔｉ（ＣＮ）の析出数が不足し、結晶粒粗大化特性が劣
化している。表３中のＬ、Ｍおよび表４のＶは圧延加熱
温度が低いためＴｉＣまたはＴｉ（ＣＮ）を一旦マトリ
ックス中に固溶させることができず、熱間圧延後にＴｉ
ＣまたはＴｉ（ＣＮ）を微細析出した鋼とすることがで
きないため、結晶粒粗大化特性が劣化している。
【００３６】また、表３のＮおよび表４のＷ、Ｘは圧延
後の冷却速度が大きすぎるため、ＴｉＣまたはＴｉ（Ｃ
Ｎ）の析出量が不十分となり、粗大化特性が劣化してい
る。また、圧延後の硬さも高く、冷鍛性も劣る。また、
表３のＪ、Ｋおよび表４のＵはＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ量
が本発明の範囲から外れているため、圧延後の硬さが高
く、冷鍛性が劣る。これらの表から明らかなように、本
発明で規定する条件を全て満たすものは、比較例に比べ
て結晶粒粗大化防止特性および冷間鍛造性ともに優れた
特性を示している。
後の冷却速度が大きすぎるため、ＴｉＣまたはＴｉ（Ｃ
Ｎ）の析出量が不十分となり、粗大化特性が劣化してい
る。また、圧延後の硬さも高く、冷鍛性も劣る。また、
表３のＪ、Ｋおよび表４のＵはＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ量
が本発明の範囲から外れているため、圧延後の硬さが高
く、冷鍛性が劣る。これらの表から明らかなように、本
発明で規定する条件を全て満たすものは、比較例に比べ
て結晶粒粗大化防止特性および冷間鍛造性ともに優れた
特性を示している。
【００３７】
【発明の効果】本発明の冷間鍛造用鋼およびその製造方
法を用いれば、結晶粒の粗大化による焼入れ歪みによる
寸法精度の劣化、衝撃値、疲労寿命の低下、遅れ破壊特
性の低下が従来よりも極めて少なく、しかも冷間鍛造前
の素材硬さが低く、低コストで冷間鍛造可能な優れた特
定を持つボルト、ギア部品、シャフト等の素材を提供す
ることが可能となる。
法を用いれば、結晶粒の粗大化による焼入れ歪みによる
寸法精度の劣化、衝撃値、疲労寿命の低下、遅れ破壊特
性の低下が従来よりも極めて少なく、しかも冷間鍛造前
の素材硬さが低く、低コストで冷間鍛造可能な優れた特
定を持つボルト、ギア部品、シャフト等の素材を提供す
ることが可能となる。
【図１】熱間圧延後の鋼のマトリックス中の微細ＴｉＣ
またはＴｉ（ＣＮ）の析出個数と結晶粒粗大化温度の関
係について解析した一例を示す図である。
またはＴｉ（ＣＮ）の析出個数と結晶粒粗大化温度の関
係について解析した一例を示す図である。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(56)参考文献 特開 平４−358041（ＪＰ，Ａ)
特開 昭61−217553（ＪＰ，Ａ)
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C22C 38/00 - 38/60
C21D 8/00
Claims (2)
- 【請求項１】Ｃ ：０．１０〜０．６０％、 Ｓｉ：０．５０％以下、 Ｍｎ：０．３０〜２．００％、 Ｐ ：０．０２５％以下（０％を含む）、 Ｓ ：０．０２５％以下（０％を含む）、 Ｃｒ：０．２５％以下、 Ｂ ：０．０００３〜０．００５０％、 Ｎ ：０．００５０％以下（０％を含む）、 Ｔｉ：０．０２０〜０．１００％ を含み、残部はＦｅ、および不可避的不純物よりなり、
かつ鋼のマトリックス中に直径０．２μｍ以下のＴｉＣ
またはＴｉ（ＣＮ）を２０個／１００μｍ2 以上を有す
ることを特徴とする結晶粒粗大化防止特性と冷間鍛造性
に優れた冷間鍛造用熱間圧延鋼材。 - 【請求項２】Ｃ ：０．１０〜０．６０％、 Ｓｉ：０．５０％以下、 Ｍｎ：０．３０〜２．００％、 Ｐ ：０．０２５％以下（０％を含む）、 Ｓ ：０．０２５％以下（０％を含む）、 Ｃｒ：０．２５％以下、 Ｂ ：０．０００３〜０．００５０％、 Ｎ ：０．００５０％以下（０％を含む）、 Ｔｉ：０．０２０〜０．１００％ を含み、残部はＦｅ、および不可避的不純物よりなる鋼
を１０５０℃以上に加熱して線材または棒鋼に熱間圧延
した後、６００℃以下の温度まで冷却するに際して２℃
／ｓ以下の冷却速度で徐冷し、マトリックス中に直径
０．２μｍ以下のＴｉＣまたはＴｉ（ＣＮ）が２０個／
１００μｍ2 以上分散した鋼とすることを特徴とする結
晶粒粗大化防止特性と冷間鍛造性に優れた冷間鍛造用熱
間圧延鋼材の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21125097A JP3443285B2 (ja) | 1997-07-23 | 1997-07-23 | 結晶粒粗大化防止特性と冷間鍛造性に優れた冷間鍛造用熱間圧延鋼材とその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21125097A JP3443285B2 (ja) | 1997-07-23 | 1997-07-23 | 結晶粒粗大化防止特性と冷間鍛造性に優れた冷間鍛造用熱間圧延鋼材とその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH1143737A JPH1143737A (ja) | 1999-02-16 |
| JP3443285B2 true JP3443285B2 (ja) | 2003-09-02 |
Family
ID=16602801
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP21125097A Expired - Fee Related JP3443285B2 (ja) | 1997-07-23 | 1997-07-23 | 結晶粒粗大化防止特性と冷間鍛造性に優れた冷間鍛造用熱間圧延鋼材とその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3443285B2 (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR20170066632A (ko) | 2014-11-18 | 2017-06-14 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 냉간 단조 부품용 압연 봉강 또는 압연 선재 |
| KR20170070129A (ko) | 2014-11-18 | 2017-06-21 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 냉간 단조 부품용 압연 봉강 또는 압연 선재 |
| WO2018008703A1 (ja) | 2016-07-05 | 2018-01-11 | 新日鐵住金株式会社 | 圧延線材 |
| WO2018061101A1 (ja) | 2016-09-28 | 2018-04-05 | 新日鐵住金株式会社 | 鋼 |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP5357439B2 (ja) * | 2008-03-31 | 2013-12-04 | 株式会社神戸製鋼所 | 球状化焼鈍が省略可能な線状鋼または棒状鋼 |
| JP5419820B2 (ja) * | 2010-07-20 | 2014-02-19 | 新日鐵住金株式会社 | 熱間鍛造用圧延棒鋼または線材 |
| JP6031022B2 (ja) | 2013-12-02 | 2016-11-24 | 株式会社神戸製鋼所 | 耐遅れ破壊性に優れたボルト用鋼線および高強度ボルト並びにそれらの製造方法 |
-
1997
- 1997-07-23 JP JP21125097A patent/JP3443285B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR20170066632A (ko) | 2014-11-18 | 2017-06-14 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 냉간 단조 부품용 압연 봉강 또는 압연 선재 |
| KR20170070129A (ko) | 2014-11-18 | 2017-06-21 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 냉간 단조 부품용 압연 봉강 또는 압연 선재 |
| US10829842B2 (en) | 2014-11-18 | 2020-11-10 | Nippon Steel Corporation | Rolled steel bar or rolled wire rod for cold-forged component |
| US10837080B2 (en) | 2014-11-18 | 2020-11-17 | Nippon Steel Corporation | Rolled steel bar or rolled wire rod for cold-forged component |
| WO2018008703A1 (ja) | 2016-07-05 | 2018-01-11 | 新日鐵住金株式会社 | 圧延線材 |
| US11098394B2 (en) | 2016-07-05 | 2021-08-24 | Nippon Steel Corporation | Rolled wire rod |
| WO2018061101A1 (ja) | 2016-09-28 | 2018-04-05 | 新日鐵住金株式会社 | 鋼 |
| KR20190041502A (ko) | 2016-09-28 | 2019-04-22 | 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 | 강 |
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|---|---|
| JPH1143737A (ja) | 1999-02-16 |
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