JPH02213415A - 高強度、高靭性棒鋼の製造方法 - 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】 「発明の目的」 （産業上の利用分野） この発明は高強度、高靭性棒鋼の製造方法に関するもの
である。

（従来の技術） 自動車部品、もしくは建設機械部品のシャフト等のよう
な高強度、高靭性が要求されるものについては、通常、
構造用炭素鋼をオフラインにおいて焼入れ焼戻し処理を
施した調質材が使用されている。

このため、工程並びにコストの合理化を図る見地から、
例えば特開昭５１−９９６１９もしくは特開昭６２−８
６１２５のような熱間圧延後の棒鋼をオンラインにおい
て直接焼入れを行なう方法が提案され、又、一方、特開
昭５９−９１２２のように■、もしくはＮｂを添加した
非調質鋼を使用する例も近年見られるようになった。

（発明が解決しようとする課題） 調質材については表層部の硬度が内部より極めて高くこ
のため焼入れ後の曲がりが大きく切削性に欠けると言う
欠陥がある。

又、前述したような、オフラインによる熱処理が生産工
程を複雑にし多大のコスト増を招くことは、こと新らし
く言うまでもないことであり、そのためにこそ前述した
ようなオンラインによる処理方法、もしくは非調質鋼が
提案される所以であるが、前者の例の特開昭５１−９９
６１９においては、仕上げ圧延後の急冷により表層部を
マルテンサイトおよび（又は）ベイナイト組織となし、
その後の鋼材の保有熱により表層部を焼戻す方法である
が、オフライン調質材と同様に表層部の硬さが内部より
著しく高く、大きい残留応力のため直棒の曲がりが大き
く、而も切削工具の寿命を著しく短かくするという欠点
がある。更に特開昭５９−９１２２には０．０５〜０．
１５％Ｖを含む鋼を９００℃以下で少なくとも２０％以
上の熱間加′工を施す方法も提案されているが、この方
法は圧延温度を低くして粒を微細化して靭性を向上させ
る方法であり、圧延後は放冷であるためオーステナイト
粒の再結晶が進んで充分微細な粒子を得ることができず
又、パーライトのラメラ−間隔も大きくなってしまう。

非調質鋼にしてもＣ：　０．４０％以上では靭性に欠け
、■、Ｎｂ等を０．１０〜０．２０％添加する場合には
コスト高は避けられない。更に特開昭６３−６９９１４
には表層部をＡｃ１〜Ａｃ＋−６０℃の温度に冷却して
５０％以上の圧延を施し、表層部を球状化組織として後
、下部臨界冷却速度未満で冷却して、耐摩耗性に優れた
棒線材を製造する方法が開示されている。しかしこの表
層の球状化組織はフェライト粒の微細化のため硬度が極
めて高く、ベイナイトないし焼戻しマルテンサイトとは
＼°同等の硬度を有すると示されているが、発明者らの
研究においては硬度はベイナイトないし焼戻しマルテン
サイトよりかなり低いことが確認された。又、仮に硬度
か高くても曲がりが大きく切削工具寿命が低いという欠
点は何ら改善されていない。

本発明はこのような現状に鑑み創案されたものであり、
特定の組成よりなる鋼片を圧延条件および冷却条件を適
切に制御することにより、オンライン処理で、表層部が
軟質で、内部はオフライン調質材と同等の高強度、高靭
性を有し且つ切削性に優れた棒鋼を製造する方法を提供
することを目的とする。

「発明の構成」 （課題を解決するための手段） 前述の目的を達成するために、本発明者等は（１）　　
重量％で、Ｃ：０．２０〜０．６０％、Ｓｉ’：　０．
１０〜１．００％、Ｍｎ：　０．’５０〜１．８０％を
含有する鋼片を、８５０〜１０００℃に加熱して、圧延
し、Ａｃ１〜８５０℃の間で圧延を終了し、次いで最終
圧延後の鋼の表面を５０〜５００℃の間の温度に一旦急
冷し、後、鋼の内部保有熱により鋼表面を４００〜６５
０℃の間の温度に復熱せしめて、表層部に微細なフェラ
イトと粒状炭化物および（または）層状炭化物を生成せ
しめることにより表層部がその内部より軟質であること
を特徴とする高強度、高靭性棒鋼の製造方法。

（２）重量％で、Ｃ：０．２０〜０．６０％、Ｓｔ　：
　０．１０〜１．００％、Ｍｎ：　０．５０〜ｌ、８０
％を含有する鋼片を、８５０〜１０００℃に加熱して、
圧延し、Ａｃ１〜８５０℃の間で圧延を終了し、次いで
最終圧延後の鋼の表面を５０〜５００℃の間の温度に一
旦急冷し、後、鋼の内部保有熱により鋼表面を４００〜
６５０℃の間の温度に復熱せしめて、表層部に微細なフ
ェライトと粒状炭化物および（または）層状炭化物を生
成せしめ、然る後、再度急冷して表面を４００℃未満と
することにより表層部がその内部より軟質であることを
特徴とする高強度、高靭性棒鋼の製造方法を芸に提案す
る。

本発明方法を採用することにより、経費の安価なオンラ
イン処理により、化学組成として高価な合金元素を使用
することもなく、表層部が軟質で内部が高強度、高靭性
の曲がりが小さく切削性に優れた棒鋼を製造することか
できる。又、■等の焼入性向上元素を用いた場合には従
来非調質鋼より一層の強靭化を図ることができる。

「作用」 本願発明の骨子とするところは、（ａｌマルテンサイト
等の適冷組織の発生を防止するためオーステナイト粒度
を適度に小さくして、表層部の焼入れ性を低下せしめる
ための適当な低温圧延を行なうこと、ｆｂ）表層部にフ
ェライト粒子を多数生成せしめるための急冷を行なうこ
と、（Ｃ１表層に生成した残留応力を開放するための所
定温度域への復熱処理を施すこと、（ｄ１更に必要に応
じて内部組織を微細にして高強度、高靭性を付与するた
めに後段における再度の急冷を行なうことである。

先ず、本発明方法を適用する鋼材の化学組成における数
値限定の理由について説明する。

Ｃ：　０．２０−０．６０％ Ｃは強度を確保するのに重要な元素である。然し０．２
０％未満では所望の強度が得られず、一方０．６０％を
超えて添加する場合には靭性が低下するので、０．２０
〜０．６０％の範囲に限定した。

Ｓｔ：０．１０〜１．００％ Ｓｉは脱酸剤として機能し、またフェライトに固溶して
鋼を強化するが、０．１０％未満ではその効果が乏しく
、一方１．００％を超えて添加する場合は鋼の清浄度を
低下せしめ、靭性を劣化せしめ、また脱炭を大きくする
原因となるので、０．１０〜１．００％の範囲とした。

Ｍｎ：　０．５０〜１．８０％ Ｍｎは焼入れ性を高めると共に、Ｓによる靭性の低下を
防止するための機能を有する元素である。

この効果を期待するには少なくとも０．５０％以上の添
加を必要とするが、１．８０％を超えて添加する場合に
は内部組織にベイナイトの占める割合が多くなって靭性
を損なうことになるので、０．５０〜１．８０％の範囲
とした。

尚、本願発明においては、特に必須成分とじては規定し
なかったが、オーステナイト粒微細化元素として必要に
応じてＴｉｓ　Ｚｒｓ　ＮｂＸＡ　１等を０．０１０〜
０．０５０％、焼入れ性向上元素としてのＮｉｓ　Ｃｒ
、Ｍｏ５Ｖ　％　Ｂ等を内部組織が完全にベイナイトに
ならない程度に添加しても良く、切削性を向上せしめる
見地からＳ　ｓ　Ｐｂｓ　Ｃａ、を添加することも勿論
可能である。

次に圧延条件並びに熱処理条件の数値限定理由について
述べる。

圧延のための鋼片の加熱温度二８５０〜１０００℃鋼片
の加熱温度は、圧延機の負荷の点から考慮し８５０℃以
上とする必要がある。８５０℃未満では負荷が大き過ぎ
ることになり、１０００℃を超える加熱温度ではオース
テナイト粒の成長が著しくなるので、８５０〜１ｏｏｏ
℃の範囲とする必要がある。

圧延終了温度：　ＡＣ１〜８５０℃ 圧延終了温度がＡｃ、未満では、圧延機の負荷が大きく
なり過ぎ表面疵が発生し易くなる。また粒が微細化しす
ぎて焼入れ性が低くなり、内部を強靭化しにくくなる。

一方８５０℃を超える場合はは、圧延中の動的再結晶、
圧延後の静的再結晶の進行が著しくなり、微細な組織を
得ることができず、急冷によってベイナイトやマルテン
サイトを生じ易くするので、Ａｃ１〜８５０℃の範囲と
した。

最終圧延後の鋼表面の急冷温度：５０〜５００　’Ｃ急
冷時の鋼の表面温度を５０℃より低くした場合には内部
が冷却され過ぎてベイナイトの占める割合が多くなって
靭性が劣ってくる。一方５００℃を超える表面温度とす
る場合には、内部の冷却が不充分で高強度、高靭性を得
ることはできない。

急冷には通常水を使用する。鋼組成より計算されるＭｓ
点は３００℃程度であり当然本発明においては計算Ｍｓ
点以下に冷却する場合もあるが、低温で最終圧延を行っ
た直後は圧延変形帯が残存しており、極めて焼入れ性が
低下しており、表層部にマルテンサイトが生ずることは
ない。圧延後数秒以内で急冷した場合には転位を多数含
んだ未再結晶粒がそのまま残存しており、これは過飽和
固溶炭素の析出サイトとなる。即ち変形オーステナイト
から急冷された綱は過飽和固溶炭素を多量含有しており
、これは復熱処理によって転位上に析出する。炭化物が
層状に析出する時間的余裕がないのと、析出サイトが多
数存在することの理由により炭化物は粒状に析出するの
である。この未再結晶フェライトと粒状炭化物よりなる
層はマルテンサイト、ベイナイトより軟質である。

しかしながら最終圧延後の時間の経過とともに変形オー
ステナイトの再結晶及び転位の消滅が進み、固溶炭素は
層状に析出するようになる。約２分後に急冷した場合に
は微細なフェライト＋パーライトのみの組織となる。表
層部がフェライト＋パーライトのみの組織になっても内
部より圧倒的にフェライトの量が多いので表層部は内部
より軟質となる。５０〜５００℃の温度とするこにより
得られるフェライト粒度は１０番以上の極めて微細なも
のとなる。

復熱後の表面温度：４００〜６５０℃ 急冷により得られる表層部組織は、熱間圧延後の回復が
不充分で残留応力が大きい。大きな残留応力は直棒の曲
がりの原因となるので、これを所定の温度にまで復熱さ
せて、残留応力を少なくする。４００℃未満では残留応
力の解放が小さく、一方６５０℃を超える高温に復熱す
るような急冷の程度では、内部の高強度化不充分となる
ので、４００〜６５０℃の範囲とした。

このように前項の急冷工程とこの復熱工程をとることに
より、初めて表層部に粒度隘１０以上のフェライトと粒
状炭化物および（または）層状炭化を生成せしめこのよ
うな金属組織を得ることにより初めて軟質の表層部が得
られることになる。

後段急冷時の鋼の表面温度：４００℃未満熱間圧延後の
急冷−復熱によって表層部に軟質層が得られても、その
内部は未変態のオーステナイトのままである。７０φ程
度以下の棒においては４００〜６５０℃に復熱後放冷し
ても、内部の高強度化を図ることはできる。しかし１０
０φ程度以上の大径になると表層軟質層直下は強化して
も内部を充分強靭化することはできない。内部強度を焼
入れ焼戻し村なみ、即ち通常圧延材より１０　ｋｇｆ／
ｍ”程度の高強度化を図る場合には、再度急冷して表面
を４００℃未満に冷却する必要がある。表層軟質部は既
に変態を完了しているので、再度の急冷によっても殆ど
影響を受けない。内部は微細なフェライト＋パーライト
であるが、靭性を損なわない程度のベイナイトは混在し
ても差し支えはない。従って大径材において通常圧延材
より高強度化を狙う場合には、内部を微細なフェライト
＋パーライト組織にする必要があり、この後段の冷却は
欠かせないこととなる。

本願発明方法による場合には、前述した化学的組成の綱
片をここに述べたように圧延条件、熱処理条件により処
理することにより、表層部には軟質層が形成せしめられ
、内部には微細！１Ｊ１ｖａを有する曲がりが小さく且
つ切削性に優れた高強度、高靭性を備えた棒鋼を製造す
ることができる。

（実施例） 以下に本発明を実施例に従って詳細に説明する。

第１図は本発明を実施するための装置の例を示す図であ
る。加熱炉１より抽出された鋼片は粗圧延機群２、中間
圧延機群３、仕上げ圧延機群４により所望の系に熱間圧
延される。各々の圧延機群の後には粗圧延水冷帯５、中
間圧延水冷帯６、仕上げ圧延水冷帯７を有し、さらに所
定の間隔をおいて製品水冷帯８を有する。例えば７０φ
より太を径の棒鋼は粗圧延機群のみで圧延を終了するの
で、４つの水冷帯を適宜選択して、或いは組み合わせて
水冷を施すことが可能である。また細径の３０φ程度の
棒鋼は仕上げ圧延機群で圧延を終了するので、仕上げ圧
延水冷帯および（または）製品水冷帯を使用することに
なる。

第１表には試験に用いた供試鋼の化学成分を示す。鋼Ａ
を鉛を含む通常の５４５Ｃ相当鋼、鋼Ｂは高Ｍｎで少量
の■、Ｎｂを含む鋼、鋼Ｃは炭素がやや低めでかつ高Ｓ
ｔ−ＭｎでＶを０．１２％含む鋼である。

第２表には熱処理条件を、第３表には試験結果を示す。

なお表中のＴ、Ｍは焼戻しマルテンサイト、Ｆはフェラ
イト、Ｓは粒状炭化物、Ｐはパーライト（層状炭化物）
、Ｂはベイナイトを、またＹＰは降伏点、ＴＳは引張強
さ、ＥＬは伸び、は室温での衝撃値を示す。

ＲＡは絞り、 ＩＶ 第３表に試験結果を示す。試験隘１は鋼Ａを５０φに圧
延後ただちに２３０℃まで冷却した例であるが、表層部
にフェライト十粒状炭化物より成る１を有し、内部は阻
２の従来オフライン調質材と同等の強靭性を有する棒鋼
が製造されている。従来法の表層は焼戻しマルテンサイ
トで硬いのに対７、隘１は表層が内部より軟質でこのた
め残留応力が小さく、棒の曲がりが小さい。

１１ｈ３〜９は７０φの＠Ａについて熱処理条件を１々
変更して試験した例である。

隘３は最終圧延後ただちに２２０℃まで水冷した例であ
るが、圧延終了温度が高すぎてオーステナイトの再結晶
が速（表層が焼入れされマルテンサイトがでた例で、曲
がりが大きい。

阻４は最終圧延後ただちに１８０℃まで水冷した例であ
るが、圧延終了温度がｌ１ｈ３より低いのでフェライト
十粒状炭化物より成る表層を有し内部も強靭で曲がりも
小さい。

１１ｈ５は隘４より水冷時間が短い例であり、このため
内部の強靭性は阻４よりやや低いが強靭棒鋼として十分
な性質を示している。

階６は階５と同じ条件の第１回急冷に引き続き、第２回
急冷を行った例であるが、内部が十分強靭化されている
。

ぬ７は最終圧延直後の水冷帯を使用せず、２０秒後に急
冷した例であるが、表層組織がフェライト十粒状炭化物
十パーライトになった例である。

隘８は最終圧延から１８０秒後に製品水冷帯で急冷した
例であるが、再結晶が進んで表層が焼戻しマルテンサイ
トになったため曲がりが大きい。

隘９は従来オフライン調質材の性質を示す。

Ｎ１１１０〜１３は１００φの鋼Ａについて試験した例
である。

磁１０は仕上げ圧延水冷帯により圧延終了から１２０秒
後に１４秒間水冷した例である。表層はフェライト＋パ
ーライトで軟質であるが、大径のため内部の冷却がやや
不足で、十分強靭でない。

患１１は階１０の内部の強靭性をさらに高めるため製品
水冷帯で第２回目の急冷を施した例であり、十分な強靭
化が達成されている。

ｍ１２は同じく２回水冷を行った例であるが第１回の水
冷が弱く、このため復熱温度が高く、再結晶が進んで２
回目の急冷でマルテンサイトが発生した例である。

磁１３は従来オフライン調質材の性質を示す。

患１４．１５は７０φの鋼ＢまたはＣを熱処理条件ｆで
試験した例である。いずれも曲がりが小さく、３４５Ｇ
より強靭な棒鋼が製造されている。

鋼Ｃは焼入れ性が高いので内部に若干のベイナイトを含
んでいるが、衝撃値は極めて高い。

第２図には本発明方法（試験隘５．６）の鋼材表面の圧
延過程における温度変化を図示した。

第３図は本発明の方法（試験Ｎａ６）による棒鋼の長手
方向の表層と中間部（Ｄ／４、Ｄは直径）の金属組織の
顕微鏡写真を示す。表層は圧延によって長く伸びたフェ
ライトに粒状炭化物を有する組織であり、中間部はフェ
ライト＋パーライトである。

第４図に本発明法（試験患６〉と従来法（試験Ｎ１９）
の測定位置別硬度分布の比較を示す。本発明方法による
場合には表層部に２ｆｌ程度の軟質層を有し、残留応力
が小さくなっていることが示されており、このため曲が
りが小さくなる。

第５図に超硬工具切削におけるすくい面摩耗の進行状況
を示す。本発明法より得られた製品がすくい面摩耗が小
さいことが示されている。

（切削条件：工具材質Ｐ２０、切削速度１５０ｍ／ｗｉ
ｎ、送り０．２　ｍｍ／ｒｅｖ、切削油なし）「発明の
効果」 以上詳述したように、本発明の高強度、高靭性棒鋼の製
造方法による場合は、特殊な合金元素を添加することも
なく、又、オフラインにおける調質を省略しオンライン
において、適切な制御圧延との組合せで、冷却条件をコ
ントロールすることにより、表層部に切削性の優れた軟
質部を形成せしめると同時に、内部がオフライン調質材
と同等の高強度、高靭性の且つ曲がりの小さい棒鋼を効
率的に製造することができるから、本発明の産業界の発
展に寄与するところは頗る大きいと言うことができる。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明方法を実施するための圧延機群の配列と
水冷帯の位置を示す説明図、第２図は本発明方法による
鋼材の圧延過程における鋼材の表面温度の変化の例を図
示したもの、第３図は本発明方法により得られた棒鋼の
表層と中間部の金属組織を示す顕微鏡写真、第４図は従
来法と本発明方法により得られた棒鋼の測定位置別硬度
分布の比較を示したもの、第５図は従来法と本発明方法
により得られた棒鋼の超硬工具切削におけるすくい面摩
耗の進行状況を示したものである。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量％で、Ｃ：０．２０〜０．６０％、Ｓｉ：０
   ．１０〜１．００％、Ｍｎ：０．５０〜１．８０％を含
   有する鋼片を、８５０〜１０００℃に加熱して、圧延し
   、Ａｃ＿１〜８５０℃の間で圧延を終了し、次いで最終
   圧延後の鋼の表面温度を５０〜５００℃の間の温度に一
   旦急冷し、後、鋼の内部保有熱により鋼表面を４００〜
   ６５０℃の間の温度に復熱せしめて、表層部に微細なフ
   ェライトと粒状炭化物および（または）層状炭化物を生
   成せしめることにより表層部がその内部より軟質である
   ことを特徴とする高強度、高靭性棒鋼の製造方法。
2. （２）重量％で、Ｃ：０．２０〜０．６０％、Ｓｉ：０
   ．１０〜１．００％、Ｍｎ：０．５０〜１．８０％を含
   有する鋼片を、８５０〜１０００℃に加熱して、圧延し
   、Ａｃ＿１〜８５０℃の間で圧延を終了し、次いで最終
   圧延後の鋼の表面を５０〜５００℃の間の温度に一旦急
   冷し、後、鋼の内部保有熱により鋼表面を４００〜６５
   ０℃の間の温度に復熱せしめて、表層部に微細なフェラ
   イトと粒状炭化物および（または）層状炭化物を生成せ
   しめ、然る後、再度急冷して表面を４００℃未満とする
   ことにより表層部がその内部より軟質であることを特徴
   とする高強度、高靭性棒鋼の製造方法。