JPH01132739A - 熱処理用鋼板 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） この発明は、低炭素鋼板曲みの良好な加工性のもとに、
高炭素鋼板曲みの焼入性を具備ししかも焼入−焼戻し処
理後の靭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。

一般に、焼入れ一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Ｑ、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＜、°強度および
耐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ている。

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、焼入性の高い鋼は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
。

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
鋼前みの良加工性を期待するといったようなことは側底
無理な注文と言わざるを得なかった。

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。

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。

（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　Ｘ　
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
。

この場合熱処理用鋼としての使途に適合すべきＣ００３
％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５０ｋｇｆ／ｍｍ２から、８５ｋｇｆ／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。

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割振性を
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、むしろ粗大グラファ
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。

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は込みやすさは、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。

（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、孔明は及び曲げなどの場合には低炭素鋼並みに軟質
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災素鋼並みの熱処理
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。

（問題点を解決するための手段） 上記の目的１よ次の事項を骨子とする構成によって有利
に実現される。

Ｃ：　０．３０〜１．２０％ Ｓｉ：　０．３０〜２．００％ Ｍｎ：　０．０５〜１．５０％ Ａ　ｎ　：Ｑ、　００１〜０．１００　％Ｎ　：　０．
００６０％以下 Ｐ　：　０．０２０％以下 Ｓ二〇、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
、加工性点焼入性に優れ、かつ焼入−焼戻し処理後の靭
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：　０．３０〜１．２０％ Ｓｉ：　０．３０〜２．００％ Ｍｎ：　０．０５〜１．５０％ Ａ　ｎ　：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：　０．０
０５〜０．０５０％ 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／ｍｍ
２以下であって、加工性と焼入性に優れ、かつ焼入−焼
戻し処理後の靭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：ｏ、ａｏ〜１．２０％ Ｓｉ：　０．３０〜２．００％ Ｍｎ：　００５〜１．５０％ Ａ　Ａ　：Ｑ、ｏｏｔ〜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：＋Ｃ
ｅ：　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１
０μｍ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−焼戻し処理後の靭性にも
優れることを特徴とする熱処理用鋼板（第３発明）。

Ｃ：　０．３０〜１．２０％ Ｓｉ：　０．３０〜２．００％ Ｍｎ：　０．０５〜１．５０％ Ａ　ｆ　：Ｑ、　００１〜０．１００％Ｎ　：　０．０
０６０％以下 Ｐ　：　０．０２０％以下 Ｓ　：　０．０１５％以下 Ｂ　：　０．０００５〜０．０５００％Ｔｉ：　０．０
０５〜０．０５０％ Ｌａ　＋Ｃｅ：０．００２〜０．０５０％を含み残部Ｆ
ｅ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
靭性にも優れることを特徴とする熱処理用鋼板（第４発
明）。

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、熱処理後の材料の靭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。

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
冷延板としてもよい。

熱間圧延はとくに熱延過程で１粒をできるだけ微細化し
得る条件とすることより、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。

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。

焼鈍処理条件は、５００℃〜７５０℃より望ましくは６
５０℃〜Ａｌ変態点間で１〜２００ｈｒ保持で適合する
。

（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。

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解のセメンタイト、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。

Ｓｉは、次の二つの理由によりやはり不可欠の元素であ
る。

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。

第二には、良好な微細グラフエ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、これによる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。

ここに８１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。

Ｓｌは非炭化物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Ａ
ｒ、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Ｓ
ｉ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。

以上述べた二つの効果を有利に得るためにはＳｌ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
な元素であるとも云えるが、一方にふいてＭｎは、セメ
ンタイト中に溶解し易（、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、財の下限を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。

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溶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。

Ｎはセメンタイト中の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０．０
０６０％以下にしなければならない。

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。

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。

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
均一にグラファイ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。

Ｂのもつ前者の作用については言うまでもな〈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。

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定化度合い
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。

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Ｆｅ（ＣＢ）３やＦ
ｅ２３　（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、以上のはか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、Ｂ
Ｎ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。

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、 ０２通りがある。

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
なグラファイト粒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稜となるＢＮやＦｅ２３
　（ＣＢ）　６の分布状態を制御することが望ましい。

この制御にはＴ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Ｔ粒界
に偏析し易いので、もしも１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Ｔ粒界に偏析し易いＢを均一化するため熱
延過程で１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１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。

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ｔ、ａ＋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。

このようにしてＴ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。

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。

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　（Ｃ
Ｂ＞　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１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１粒ならびに熱延時の再結晶１
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。

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。

第３．第４各発明でのＬａ、　Ｃｅも、前記Ｔｉと同様
にＴ状態でのＢの分布状態の改善を通じて最終のグラフ
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
うなしａ９ｃｅ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、Ｔ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。

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。

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、その理由は発明者らの研究成果
に基づいて以下に説明するとふりである。

第１図はＣｏｏ、６０％、　Ｓｉ：１．５５％、　Ｍｎ
：０．８０％。

Ａ　ｎ　：Ｑ、０２１％、　　Ｎ　：０．００１８％、
　　Ｐ　：０．００８％。

Ｓ：０．００１％及びＢ　：　０．００２５％の成分組
成になる８ｍｌＴｌ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。

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で
ある。

第１図および第２図の結果に従って、 （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ゲラフィ
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。

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
もとて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７５
０℃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、この部分が焼鈍後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、焼鈍温度が低い稈長時間を必要とす
る。

なお、材質的にみた場合焼鈍温度の最適な範囲は６５０
℃〜Ａｌ変態点の範囲であり、特にＡｌ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。

また、焼鈍サイクルとして例えばいったんα＋ｒ２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＾１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ｑ材質の改善が図れる。

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。

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。

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、さら核生成
が容易となる。

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。

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。その結果靭性および強度
−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。

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。

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、３ｍｍ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、シャルピー特性、および
焼入−焼戻し後の硬度と靭性の成績を示す。

なお、引張り特性は３ｍｍ厚のＪＩＳ　５号引張り試験
片での成績、そして硬度は８５０℃で３０ｍ　ｉ　ｎ加
熱後、７０℃／ｓｅｃの冷却速度で油焼入れ後、２５０
℃で６０ｍ１ｎの焼戻し処理を施した後の成績である。

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。

第３図から発明鋼は極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／ｍｍ’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。

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。

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３０ｍ
１ｎ加熱後、７０℃／ｓｅｃの冷却速度で油焼入れ後、
２５０℃で６０ｍ１ｎの焼戻し処理を施した後の成績を
示した。

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て衝
撃特性が著しく優れており、特にこの効果はＢを単独添
加下調に比べて、ＢとＴ１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。

（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
の高炭素鋼を低炭素鋼並の軟質、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。

【図面の簡単な説明】

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。 図面の浄書 Ｎｏ、ＩＯＮｏ、’？ Ｎｏ　７．３　　　　　　Ｎｏ、　ｆＦ３　　　　　　
Ｎｏ、２５手　　続　　補　　正　　書（方式） 昭和６３年　３月２３日 特許庁長官　　小　　川　　邦　　夫　殿１、事件の表
示 昭和６２年特許願第２８９３９１号 ２、発明の名称 熱処理用鋼板 ３、補正をする者 事件との関係　特許出願人 （１２５）川崎製鉄株式会社 ４、代理人 ６、補正の対象

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、Ｃ：０．３０〜１．２０ｗｔ％ Ｓｉ：０．３０〜２．００ｗｔ％ Ｍｎ：０．０５〜１．５０ｗｔ％ Ａｌ：０．００１〜０．１００ｗｔ％ Ｎ：０．００６０ｗｔ％以下 Ｐ：０．０２０ｗｔ％以下 Ｓ：０．０１５ｗｔ％以下及び Ｂ：０．０００５〜０．０５００ｗｔ％ 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／ｍｍ
   ＾２以下であって、加工性と焼入性に優れ、かつ焼入−
   焼戻し処理後の靭性にも優れることを特徴とする熱処理
   用鋼板。 ２、Ｃ：０．３０〜１．２０ｗｔ％ Ｓｉ：０．３０〜２．００ｗｔ％ Ｍｎ：０．０５〜１．５０ｗｔ％ Ａｌ：０．００１〜０．１００ｗｔ％ Ｎ：０．００６０ｗｔ％以下 Ｐ：０．０２０ｗｔ％以下 Ｓ：０．０１５ｗｔ％以下 Ｂ：０．０００５〜０．０５００ｗｔ％及びＴｉ：０．
   ００５〜０．０５０ｗｔ％ 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／ｍｍ
   ＾２以下であって、加工性と焼入性に優れ、かつ焼入−
   焼戻し処理後の靭性にも優れることを特徴とする熱処理
   用鋼板。 ３、Ｃ：０．３０〜１．２０ｗｔ％ Ｓｉ：０．３０〜２．００ｗｔ％ Ｍｎ：０．０５〜１．５０ｗｔ％ Ａｌ：０．００１〜０．１００ｗｔ％ Ｎ：０．００６０ｗｔ％以下 Ｐ：０．０２０ｗｔ％以下 Ｓ：０．０１５ｗｔ％以下 Ｂ：０．０００５〜０．０５００ｗｔ％及びＬａ：＋Ｃ
   ｅ：０．００２〜０．０５０ｗｔ％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／ｍｍ＾２以下であって、
   加工性と焼入性に優れ、かつ焼入−焼戻し処理後の靭性
   にも優れることを特徴とする熱処理用鋼板。 ４、Ｃ：０．３０〜１．２０ｗｔ％ Ｓｉ：０．３０〜２．００ｗｔ％ Ｍｎ：０．０５〜１．５０ｗｔ％ Ａｌ：０．００１〜０．１００ｗｔ％ Ｎ：０．００６０ｗｔ％以下 Ｐ：０．０２０ｗｔ％以下 Ｓ：０．０１５ｗｔ％以下および Ｂ：０．０００５〜０．０５００ｗｔ％ Ｔｉ：０．００５〜０．０５０ｗｔ％及び Ｌａ＋Ｃｅ：０．００２〜０．０５０ｗｔ％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／ｍｍ＾２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
   後の靭性にも優れることを特徴とする熱処理用鋼板。