JPH0347918A - 含ｂ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】 ［産業上の利用分野］ 本発明は含Ｂ鋼の製造方法に関し、特に熱処理時におい
てオーステナイト結晶粒の粗大化を招かず、安定した品
質を与えることのできる含Ｂｗｌの製造方法に関するも
のである。

［従来の技術］ 含Ｂ鋼は微量のＢを添加することによって焼入性を改善
した鋼材であるが、Ｂの上記作用を有効に発揮させるに
はオーステナイト化時にＢをフリーな状態で存在させる
必要がある。このため含Ｂ鋼にＴｉを添加し、ＮをＴｉ
て固定することによってＢＮの析出を抑制し、Ｂによる
焼入性改善効果を確保する様にしている。またＴｉ添加
は結晶粒の微細化にも寄与すると考えられている。

この様な含Ｂ鋼製品を得るに当たってまず断面サイズの
大きいブルームや鋼塊とし、その後１１５０℃以上の均
熱炉で加熱してビレットに分塊され、更に該ビレットを
１０００〜１２５０℃に再加熱して圧延し、線材や棒材
とするのが一般的である。

尚省エネルギーの観点から圧延時の鋼材加熱温度を９５
０〜１１５０℃程度とする低温加熱法も提案され、近時
実施されつつある。

Ｃを０．２５〜０．４５％含む含Ｂｍは熱処理によって
強度が高められるため、高強度が要求されるボルト等の
機械部品に使用されるが、機械部品の製造工程では、前
記圧延材（線材や３０φ以下の細径棒鋼）を冷間鍛造し
、ボルト等に成形した後焼入れ、焼もどし処理するのが
一般的である。また浸炭用の含Ｂ鋼はＣ量が０．１〜０
．２５％と少なく従って低硬度であるから、圧延によっ
て線材や棒材とした後、浸炭処理によって表面硬化した
状態で使用するのが一般的である。尚浸炭用台Ｂｍにお
いては、９００〜９５０℃のオーステナイト温度領域で
約３時間程度浸炭加熱された後焼入れされる。

［発明が解決しようとする課題］ ところがＴｉ添加含Ｂ＃４はＴｉＮ等のＴ、ｉ系析出物
が鋼中に溶は込まずに凝集して粗大化する傾向があり、
浸炭時や焼入れ時にオーステナイト結晶粒が粗大化し易
く、製品の焼入れ歪や靭性劣化等を招くという問題があ
る。

オーステナイト結晶粒の粗大化を防止する手段として、
−数的な鋼ではＡｌとＮの量を適当量配合しつつこれら
を圧延前の加熱によって固溶させ、圧延後にＡＩＮの微
細析出物を均一に分散させることが行なわれている。

しかしながら含Ｂ鋼では、上述した様にＢによる焼入性
を確保する為にＴｉが添加されており、析出するＴｉＮ
は非常に安定な物質であるので圧延前の加熱でこれを完
全に固溶させることは不可能であり、圧延前の加熱で固
溶する方法によってオーステナイト結晶粒の粗大化を防
止することはできない。

本発明はこうした事情に着目してなされたものであって
、その目的は、浸炭や焼入れ後も微細な結晶粒組織を保
持し得るような含Ｂ鋼を製造する方法を提供しようとす
るものであり、これによって安定した品質の含Ｂ＠を得
ようとするものである。

［課題を解決する為の手段］ 上記目的を達成し得た本発明方法とは、Ｃ：　　Ｏ，ｔ
　　〜０．４５％ Ｓｉ：０．０５〜０．５　％ Ｍ　ｎ　：　０．５〜２％ Ｔ　　ｉ　　：　０．０２〜０．０５％Ｂ　　　：　０
．０００６〜０．００３　　％Ｎ　　　：　　０．００
２　〜０．００８　　％Ａｌ：０．０１〜０．０５％ を含有し且つＴｉ／Ｎ（重量％比）が４以上である溶鋼
を、凝固開始から７５０℃までの平均冷却速度が０．４
℃／秒以上の条件で連続鋳造し、得られた鋳片を均熱化
処理することなく８００〜９５０℃で加熱・圧延する点
に要旨を有する含Ｂ鋼の製造方法である。

［作用］ 本発明者らは、Ｔｉ添加含ＢｔＩ４の特性について検討
したところ次の様な着想が得られた。

■ＴｉＮは上述した様に安定な物質であるので、従来の
ＡＩＮ型鋼と異なり圧延条件を適切に設定するだけでは
改善できない。即ち一旦析出したＴｉＮは通常の手段で
はそれ以上細かくすることが不可能である。従って、析
出する時点でのＴｉＮ粒子をできるだけ微細にし、且つ
その後に凝集して該粒子が大きく成長するのを阻止する
必要がある。

■ＴｉＮは、溶鋼の凝固開始時点からオーステナイト高
温領域で析出し始める。従ってＴｉＮの析出を極力低減
する為に、この温度領域の通過条件を適切に制御する必
要がある。

■従来法では、分塊時に高温加熱しているが、こρ様な
条件では既に析出しているＴｉＮが凝集する傾向を示す
。また圧延時の加熱においてもＴｉＮ粒子の凝集が進行
し易い。従って、ＴｉＮの凝集を阻止するという観点か
らすれば、高温加熱をできるだけ省略し、また圧延時の
加熱温度を極力低減する必要がある。

本発明者らは、上記着想のもとて更に鋭意研究を進めた
。

まずＴｉＮを微細に析出させるには、溶鋼凝固開始時点
からオーステナイト領域を通過するまでをできるだけ早
く冷却する必要があると考えた。

従来のブルーム連鋳では平均冷却速度が０．１５℃／秒
程度であったが、サイズの小さいビレット連鋳であれば
０．４〜０．８℃／秒の平均冷却速度が達成できる。そ
して本発明者らが検討したところによると、凝固開始か
ら７５０℃までの冷却速度が０．４℃／秒以上となる様
に連続鋳造すれば、ＴｉＮの析出を微細にできることが
分かった。

また上記ビレット連鋳によれば、分塊せずとも連続鋳造
後に製品に圧延できることから、通常行なわれる分塊前
の均熱処理を行なわなくて済み、これによって析出Ｔｉ
Ｎの凝集が阻止される。

次に、圧延時の加熱による凝集を阻止するには加熱温度
をできるだけ低く設定すればよいと考えた。そして本発
明者らが検討したところによると、通常の加熱温度（ｔ
ｏｏｏ〜１２５０℃）に比較して低目の温度である８０
０〜９５０℃に加熱してから圧延すれば、加熱によるＴ
ｉＮの凝集を極力低減できることが判明した。即ち、省
エネルギ一対策等の観点から加熱温度を９５０〜１１５
０℃程度にすることは既に指摘した通りであるが、この
温度範囲ではＴｉＮの凝集は依然として進行し易く、こ
の凝集の進行を低減するには圧延時の加熱温度を更に低
くして８００〜９５０℃程度にすることが極めて有効で
あることが判明した。但し、該加熱温度を８００℃未満
にすることは、圧延中に表面割れ発生という不都合が生
じる。

以上の研究成果に基づき更に検討した結果、成分組成を
適切に設定したＴｉ添加含Ｂ鋼を用い、上記条件を踏ま
えつつ製造すれば、熱処理時におけるオーステナイト結
晶粒の粗大化を招かない含Ｂ鋼が実現できることが判明
し、既述の構成を採用すれば本発明の目的が兄事に達成
され得ることを見出すに至り、ここに本発明を完成した
。

Ｔｉ添加含Ｂ鋼における各成分組成の限定理由は次の通
りである。

Ｃ：　０．１〜０４５％ Ｃは強度付与元素であり、０．１％未満では必要な強度
が得られない。一方０．４５％を超えると焼入れ後の靭
性が低下すると共に焼割れが発生する。

但し、含Ｂ鋼を浸炭用鋼として用いる場合は、Ｃ量はで
きるだけ抑える必要があり、０．２５％程度以下にすべ
きである。またこのことは浸炭用鋼としては用いない場
合は、強度保証という観点からしてＣ量は多くなっても
よいことを意味し、０．２５％以上であることが好まし
い。

Ｓ　　ｉ　　：　　０．０５〜０．５　％Ｓｉは脱酸剤
として使用され、その効果を発揮させる為には０．０５
％以上の添加が必要である。

方多過ぎると延性や冷間加工性が悪くなるので上限は０
５％とした。

Ｍ　ｎ　：　０．５〜２％ Ｍｎは脱酸・脱硫剤および焼入性向上元素として使用さ
れ、その効果を発揮させる為には０．５％以上の添加が
必要である。しかし多過ぎると偏析による組織の不均一
が生じ、焼入れ後の靭性も悪くなるので添加量は２．０
％以下にする必要がある。

Ｔｉ：０．０２〜０．０５％ ［但しＴｉ／Ｎ（重量％比）≧４］ 上述した様に、ＴｉはＢの焼入性効果を確保する為の必
要元素であり、また結晶粒の微細化にも寄与する必要が
ある。Ｎを固定してＢの焼入性効果を発揮させる為には
、Ｎの４倍以上のＴｉが必要である。また結晶粒の微細
化の為には、少なくとも０．０２％以上添加する必要が
ある。しかし０．０５％を超えて添加するとＴｉＮ粒子
自体が大きくなって結晶粒の微細化効果が発揮されず、
かえって鋼材の疲労性や靭性を低下させる。

Ｂ　：　０．０００６〜０．００３％ Ｂは微量の添加で焼入性を向上させる元素である。その
効果を発揮させる為には０．０００６％以上の添加が必
要であるが、　０．００３％を超えて添加しても効果が
飽和するばかりか、かえって靭性や加工性を悪くする。

Ｎ　：　０．００２〜０．００８％ Ｂの焼入れ性効果を確保す為にはＮはできるだけ少ない
方がよい。しかしながらＴｉＮの形成によって結晶粒の
粗大化を防止するという観点からすれば必要不可欠な元
素である。その効果を発揮させる為には０．００２％以
上添加する必要があるが、あまり多く添加すると粒径の
大きいＴｉＮが成形し易くなり、鋼材の靭性や疲労特性
に悪影響を及ぼすので上限は０．００８％とする必要が
ある。

Ａ　１　：’０．０１〜０，０５％ ＡＩは脱酸剤として使用され、十分な脱酸を行なう為に
は０．０１％以上の添加が必要である。しかしながら多
過ぎると圧延中に鋼材表面に割れが入りやすくなるので
、０．０５％以下に抑える必要がある。

以上の元素は本発明に係る含Ｂ＃４における必須成分で
あるが、必要に応じてＣｒやＭｏを適当量添加してもよ
い。これらの元素は焼入性改善や強度向上の点で有効で
あるが、あまり多く添加することは延性や冷間加工性を
かえって悪くするので、Ｃｒは１％以下、Ｍｏは０．５
％以下とすべきである。

以下本発明を実施例によって更に詳細に説明するが、下
記実施例は本発明を限定する性質のものではなく、前・
後記の趣旨に徴して設計変更することはいずれも本発明
の技術的範囲に含まれるものである。

［実施例］ 実施例１ 第１表に示す化学成分を有する供試材を用い、第２表に
示す製造条件にて浸炭用台Ｂ鋼を製造し、これらの鋼材
の浸炭処理後（９３０℃×３時間）のオーステナイト結
晶粒度を調査した。尚このときの結晶粒度は、ＪＩＳ　
Ｇ　０５５１に準拠して測定した値である。

その結果は第２表に併記する。

１ ２ 第　　２ 表 ＊　モールド内で凝固を開始してから鋳片表面が７５０
℃になるまでの平均冷却速度＊＊　均熱処理温度：　１
２５０℃ 第２表から、次の様に考察できる。

本発明で規定する要件を満足する実施例（Ｎｏ。

１〜３）については９３０℃て３時間の浸炭処理によっ
ても結晶粒の粗大化は認められず、極めて微細な結晶粒
になっていた。

Ｎｏ、　　４は鋳片の平均冷却速度の遅い従来のブルー
ム連鋳にて製造したものであるが、均熱と分塊工程があ
るのて浸炭処理によって結晶粒の粗大化が認められた。

Ｎｏ、　５はＴｉおよびＮが少ないので、浸炭処理によ
って結晶粒の粗大化が認められた。

Ｎｏ、　６は鋳片の平均冷却速度は早いが、圧延前に均
熱処理を行なったので、浸炭処理によってオーステナイ
ト結晶粒は部分的に粗大になり、混粒状態となっていた
。

Ｎｏ、　７は圧延時の加熱温度を高くしたものであるが
、オーステナイト結晶粒は粗大化し混粒状態となってい
た。即ちＡＩＮ型の浸茂用鋼であれば、Ｎｏ、　７の製
造条件で結晶粒粗大化が阻止できるが、Ｔ１ｇｉ加含Ｂ
鋼ではこの抹な条件では結晶粒粗大化は阻止できないの
である。

実施例２ 第３表に示す化学成分を有する供試材を用い、第４表に
示す製造条件て含Ｂ鋼線材（１７ｍｍφ）を製造し、こ
れらの線材を圧延材のままで７０％の冷間鍛造加工を施
した後、第４表に示す熱処理（８５０，９００，９５０
Ｘ１時間）を行ない、水冷後オーステナイト結晶粒度を
実施例１と同様にして調査した。

その結果を第４表に併記する。

５ ６ 第４表から、次の様に考察できる。

本発明で規定する要件を満足する実施例（Ｎｏ。

８．９）については８５０〜９５０℃で１時間の熱処理
によっても結晶粒の粗大化は認められず、極めて微細な
結晶粒になっていた。

Ｎｏ、１０は鋳片の平均冷却速度は早いが、圧延前に均
熱処理を行なったので、熱処理によってオーステナイト
結晶粒は部分的に粗大になり、混粒状態となりていた。

Ｎｏ、　　１１は圧延加熱温度を高くしたものであるが
、８５０℃の熱処理では細粒であるものの９００℃以上
の熱処理では粗大化している。

Ｎｏ、１２は鋳片の平均冷却速度の遅い従来のブルーム
連鋳にて製造したものであるが、均熱と分塊工程がある
ので９００℃以上の熱処理によって結晶粒の粗大化が詔
められた。

Ｎｏ、１３はＴｉおよびＮが少ないので、８５０℃以上
の熱処理によって結晶粒の粗大化が認められた。

［発明の効果］ 以上述べた如く本発明方法によれば、熱処理後もオース
テナイト結晶粒の粗大化を起こさず、均質で微細な結晶
組織の含Ｂ鋼が得られた。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 Ｃ：０．１〜０．４５％（重量％の意味、以下同じ）Ｓ
   ｉ：０．０５〜０．５％ Ｍｎ：０．５〜２％ Ｔｉ：０．０２〜０．０５％ Ｂ：０．０００６〜０．００３％ Ｎ：０．００２〜０．００８％ Ａｌ：０．０１〜０．０５％ を含有し且つＴｉ／Ｎ（重量％比）が４以上である溶鋼
   を、凝固開始温度から７５０℃までの平均冷却速度を０
   ．４℃／秒以上の条件で連続鋳造し、得られた鋳片を均
   熱化処理することなく８００〜９５０℃で加熱・圧延す
   ることを特徴とする含Ｂ鋼の製造方法。