JPH0353021A - 球状化焼鈍用高炭素鋼材の製造方法 - 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】 〈産業上の利川分野〉 本発明は球状化熱処理用鋼材の製造方法に係わり、特に
高炭素鋼材の２次加工工程における球状化焼鈍処理を短
縮し、生産性の向上及び省エネルギー化を図るのに好適
な鋼材の製造方法に関するものである． く従来の技術〉 熱間圧廷された中高炭素鋼及び合金鋼鋼材は２次加工及
び３次加工工程において伸線、鋸断、引抜き、冷間鍛造
等の冷間加工により各ｆｉｎ　ａ　ｖＡ構造用部品に加
工されることが多い．しかし、この種の鋼材は熱間圧廷
ままの状態ではネ■大な網状セメンタイトと層状パーラ
イト又はベイナイｌ・との混合ＸＪｔ織となっており、
このままでは変形抵抗が高く冷間加工性が悪いため強度
な加工度を付与することができない。そこで、通常はこ
れらの欠点を１取り除く目的でセメンタイトを安定な球
状化セメンタイ１−とし加工性の向上を図るいわゆる■
フ状化焼社処理が施される． 従来、球状化焼鈍には１１１々の方法が開発、実用化さ
れているが、いずれも長時間の加夕，サと高価な熱処理
炉が必要であり生産性の低下やコストの上昇等を招いて
いる．例えば、この熱処理工程の簡略化を目的として、
特開昭５８　−　２０７３２５号公報では２％以下のＣ
を含有する鋼を冷間で５〜９０％の塑性加工を付与した
後、Ａｒ３点〜２００℃の温度域で５〜９０％の型性加
工を加える方法が、また１￥公昭５０−２４２４６号公
報では熱問圧延後の連続冷却を制１ｎすることによる単
一の中間組織のクロム系線材の製造方法が提案されてい
る．また特開昭４７　−　８５０３号公報では熱間圧廷
後直ちに変態域を通し、オーステナイト結晶粒の成長卯
制と初析フエライトの生成をｔ１１制し、その後の冷却
にて微細パーライト、ペイナイトあるいはマルテンサイ
ト組織とすることが提案されている。しかしながら、こ
れらの方法においては、冷問で塑性加工を加えるために
特別な装置が必要であったり、あるいは工程が増加ずる
ので、球状化焼ｉ・Ｌ処理自体が短縮化されても全体と
しての生産性は逆に咀害される可能性がある． 本発明の目的は、比較的容易な手段からなる球状化焼鈍
用高炭素鋼材の製造方法を提案することである。

また本発明の他の目的は、球状化焼鈍の処理時間が短く
てすむ球状化焼鈍用高炭素鋼材の製造方法を提案するこ
とである。

く課題を解決するための手段〉 本発明者らは球状化焼２＋処理に及ぼすｎ：Ｉ　＆ｎ　
ｍと熱間圧廷条件の影響について詳細な研究を行った結
果、鋼の組成を特定し、熱問圧延条什を特定することに
より、球状化焼社処理時間の短縮に望ましい前組織が得
られることを見出し本発明を構成するに至った． 即ち、本発明は、！Ｉｉｆｆｉ比にて、Ｃ　：　０．６
０〜２．０％，　　　Ｓｉ　：　０．０５〜２．０％旧
：０．１０〜２．５％，　　　　Ｓ：０．４％以下，ｒ
’：ｏ．ｏｓ％以下，　　　　　Ａｌ：０．０１〜０．
１０％，を含有し、必要に応じて、 Ｃｒ　：　０．０５〜５．５％．　　　Ｍｏ　：　０．
０５〜５．５％．Ｎｉ　：　０．０５〜５．５％，　　
　Ｃｕ　：　０．０５〜１．０％，Ｃｏ　：　０．０５
〜５．５％，　　　Ｎｂ　：　０．０１〜０．５％，ｖ
：ｏ．ｏｔ〜０．５％，及びＷ　：　０．０１〜０．５
％の内から選択された一種又は二種以上を含有し、残部
が実質的に１？ｅ及び不可避的不純物よりなる鋼を＾ｒ
ｌ　＋２００℃以上の温度に加熱し圧下率２０〜９０％
の熱間圧廷を行い、さらに引続きＡｒ（変態点〜Ａｒ＋
　＋２００　℃の温度域で２０〜９０％の熱間圧廷を行
った後にＡｒｌ変態点〜＾ｒ．＋２００℃の温度域に５
〜９００秒間保持し、次いで放冷することを特徴とする
球状化焼鈍用高炭素鋼材の製造方法である．〈作　用〉 まず本発明における戒分限定理由を説明する．Ｃ　：　
０．６０〜２．０％（ｆｆｌ情％以下同じ）Ｃは焼入性
及び必要な強度、硬さを維持する上で基本的な元素であ
り、このためには少なくとも０．６０％以上を添加する
必要があるが、多爪に含有１ずると１＋５０℃以上の加
熱により液相が析出し、熱間ＴＴ．延が不可能となるた
め−１＝限を２．０％とした。

Ｓｉ　：　０．０５〜２．０％ Ｓｉは脱酸を促進し強度を上昇させるのに有効な元素で
あり、また鋼塊の表面欠陥の発生を防止し、更に焼入組
織の引１化と焼戻し軟化を防止するのに極めて脊効な元
素である。この効果は０．０５％以上で顕著になるため
にこの値を下限とする．しかし、２．０％を超えるとこ
の効果は飽和すると共に耐衝撃性及び冷間加工性が劣化
するため２．０％を上限とした． Ｍｎ　：　Ｏ．　ｌＯ〜２．５％ Ｍｎは焼入性を向上し、強度並びに靭性を高めると共に
Ｓによる熱間加工性の劣化を防止することに存効である
，　０．１０％未満では、この効果がＬ２められないた
めこの値を下限とする．しかし、２．５％を超えるとこ
の効果は飽和すると共に耐ｆＪｉ　塔性及び切削性が劣
化するため２．５％を上限とした．八ｌ　　：　　０．
０１〜０．１０％ 八／はＳｉと同様に有効な脱酸剤であり梢挿的に添加す
るが、０．０１％以下では効果がほとんど誌められない
ことから下限を０．０１％とした。一方０．１％を超え
て添加しても効果は飽和し、かえって冷問加工性を害す
ることから０．１０％を上限とした。

Ｓ：０．４％以下 Ｓは切削性を＋ｉｒ＋ヒさせる元素であり部品作製上必
要な元素であり必要にＬｉ：＞　シて添加する．この効
果は添加量が多いほど顕著になるが、多量に添加すると
熱間加工性及び冷間加工性を低下させることから］二限
を０．４％とした。

１”：０．０５％以下 Ｐは冷間加’Ｌ　ｔｉ：及び靭ｆＩＬに打吉であるため
多量の含イｆは好ましくない。しかしｌ．ＩＪ削仕を＋
；１＋−１＝させる元素であり部品作製」二必間な元素
であり必要に１．６して添加する。しかし０．０５％を
超えての添加はクさ間）１１１　Ｉ　ｔｌ及び冷間加工
性を低下さ一已るごとから−ト限を０．０５％とした。

上記したＣ，　Ｓｉ，　Ｍｎ，　　Ｐ．　　Ｓ．　ＡＩ
の各限定量を持って本発明の基本成分とするが、さらに
必要に応してＣｒ，　Ｍｏ，　Ｃｕ，　Ｎｉ，　Ｗ，　
Ｃｏ，　Ｎｂ，　　Ｖを下記限゛定弔において一種また
は二種以上を同時に含有する目においても本発明をより
有効に達戒することができる。これらの限定理山は次の
ごとくである。

Ｃｒ　：　０．０５〜５．５％ Ｃｒは焼入性を向」ニし、強度並びに靭性を高めると共
に炭化物の形成を助長し耐摩粍性をｌｉｌ上さ一已るの
にイ１効である。この効果は０．０５％以上でｉ？Ｑ著
になるためこの｛直を下１服とする．しかし、５．５％
を超えると耐術早性及び切削性が劣化することと添加コ
ストがーヒ界ずることから５．５％を上限とした。

門ｏ　：　０．０５〜５．５％ ｔｌｏは強い固溶強化性を１１し、焼入性を向上さセ、
かつ少折の含有は切削性を向上させる作用があることか
ら添加する。０．０５％より少ないと効果が５，コめら
れないことから００５％を下限とする。一方、５．５％
を超える添加は冷間加工性及び切削ｆノ１を著しく劣化
さけることから５．５％を上限とした。

Ｃｏ　：　０．０５〜５．５％ Ｃｏは強い固溶強化性を打し、かつ少量の含有は切削性
を向−トさせる作用があるが、０．０５％より少ないと
効果が３５コめられないことから０．０５％を下限とす
る。一方、５．５％を超える添加は冷間加工性及び切削
性を著しく劣化させることから５．５％を上限とした。

Ｗ　：　０．０１〜０．５％ Ｗは強い固溶づう１化性を有し、かつ少ｎｔの含’ｆＴ
は切削性を向上させる作用があるが、０，Ｏｌ％より少
ないと効果が認められないことから０．Ｏｌ％を下限と
する。一方、０．５％を超える添加は冷１｛ロ力「［性
及び切削性を著しく劣化させることから０．５％を」二
限とした。

Ｃｕ　：　０．０５〜１．０％ Ｃｕは強い固溶怖化外を脊し、焼入性を向上させ、かつ
少徂の含有は切削性をｌｉｉｌ−１二さ吐る作川がある
が、０．０５％より少ないと効果が詔められないことか
ら０．０５％を下１（Ｉ４とずる。一・方、　１．０％
を超える添加はν！　ｌ；ｉｌ　＃ｎ　Ｉ．　ｌ’ｔを
著しく劣化させることから１。０％を」二１５１遠とし
た。

Ｎｉ　：　０．０５〜５．５％ Ｎ１は引１い固！Ｆｆ　引．化１生を（Ｔし、かつ少晴
の含イ１は切削性を向上さＵ゛る作川があるが、０．０
５％より少ないと効果が認められないことから０，０５
％を下限とする。一方、５．５％を超える添加は冷間加
工性及び９Ｊ削性を著しく劣化させることから５．５％
を」二限とした。

Ｎｂ，Ｖ；それぞれ０．Ｏｌ〜０．５％Ｎｂ，　　Ｖは
析出強化型元素であり、それぞれ０．Ｏｌ％以−１二の
少在添加で強度を上昇さヒる効果を打ずるので下限を０
．０１％とする。しかし、それぞれ０．５％を超えると
その効果が飽和する傾向を示すことと、冷間加工性を：
７ＹＬ＜劣化させることから０．５％をそれぞれ上限と
した． 次に木発明の製造条件の限定理由について説明する． 上記化学成分の鋼祠をまずＡｒ．＋２００℃以上の温度
で加ク、さし２０〜９０％の圧下率で熱間圧廷した後、
さらに引き続きＡｒ＋変１島点〜ＡｒＩ＋２００℃の温
度域で２０〜９０％の圧下尋；で熱間圧廷ずる。Ａｒ，
＋２００℃以上の加熱は鋼月のＩｎ圧延を｛１（荷重で
経済的に′１ｊう上で必要なためである。加熱温度の上
限は特に定める必要はないが、鋼材の寸法、加熱炉の能
力から適宜決定される．加熱された鋼材は２０〜９０％
の圧下率で熱間圧廷されるが、圧下率の下限を２０％と
した理由は加熱時に形成された粗大なオーステナイト（
ｒ）粒を細粒化し、次工程で本発明の目的を発揮させる
ために必要な最小の圧下率であるからである，　２０％
未満の圧下率ではγ粒は再結品による微細化を起こさず
、歪誘起粒界移動により逆に粗大化する．上限を９０％
としたのは、この温度域では圧下率の増加に伴ってγ粒
微細化は進行するが、粒成長も引き続いて起こるために
、加工による微細化効果は飽和する．従って９０％を超
えて圧下してもより以上の効果が無いことと、次工程で
の圧下率を６１保しておく必要があるためである． 上記熱間圧廷後、さらに引き続きＡｒ＋変態点〜Ａｒ＋
＋２００℃の温度域で２０〜９０％の圧下率で熱間圧廷
する．この段階での熱間圧廷の役割は、γ粒の微細化と
初析セメンタイトの微細析出を得るためである． この温度域でのＴ粒は１１結品が比較的進行し難く圧下
歪はγ粒を伸長させると共に粒内に変形帯、転位を多数
導入する。これらの格子欠陥は初析セメンタイトの４７
Ｆ出ナイトとしてイｆ効に作用する．これら格子欠陥の
多攪導入により、セメンタイトの微細な析出が可能とな
る．この段階は本発明を実施する上での中心的なもので
あるが、この効果を発揮させる最小限の圧下率は２０％
であることから下限を２０％とした． この圧延の効果は圧下率の増加に伴って１１加するが、
９０％を超すと効果が飽和することと低温での調圧下率
圧延は変形抵抗が著大となり圧延機に大きなｆｔ荷が掛
かることから圧下率を過大にすることはメリットが少な
い。このところから圧下率の上限を９０％とした． その後＾ｒ１変悪点〜＾ｒ＋ｌ−２００℃の温度域で５
〜９００秒間保持する．この処理は先の熱間圧廷により
導入された格子欠陥、あるいは十分微１１１化されたγ
粒界に析出したセメンタイト相を十分析出、晟長させる
と共に未再結晶γ粒に再結晶微細化の時間を与えること
にある。この際Ａｒ＋変態点〜＾ｒ，＋２００℃の一定
の温度で必ずしも保持する必要はなく、この温度域の通
過時間を５〜９００秒としても同一の効果が得られる．
保持時間を５〜９００秒とした理由として、５秒以下で
は初析セメンタイトの析出戒長及びｒ粒の再結晶が不十
分であるためである．一方９００秒を超える保持は初析
セメンタイトの析出が完了し、各粒子が凝集粗大化し始
めるため好ましくない．また９００秒を超える保持はγ
粒の再結晶が完了し粒成長を始めるため放冷後の＆［ｌ
＄Ｉ！が粗大となり本発明の目的である球状化焼鈍処理
時間の短縮効果を減ずるためである．更に、９００秒を
超える保持は鋼材寸法が小さく熱容量が少ない場合には
温度降下が大きく保持炉などが必要となることから実川
的でない． 熱間圧廷後の鋼材は保持完了後放冷される．上記の熱間
圧廷後は著しく多くの変態生成箇所が存在しておりＡｒ
．変態点以下になれば短時間の内に変態が進行する．従
っ“ζ圧延一保持後放冷することにより著しく微細なセ
メンタイトを含む微細組織が得られる． 従来鋼では網状のセメンタイトが発達しておりその分断
と球状化に多大の時間を要することと、ミクロ＆［Ｉ織
が粗いために炭化物の形成も遅くかつ不均一化し易く球
状化後の組織も良好とならないことから球状化焼鈍時間
を十分にとる必要があった． 一方本発明法により製造された鋼では著しく微細なセメ
ンタイトを含む微細組織であるため球状化焼鈍に必要最
小限の時間しか要しないのである．く実施例〉 実施例により本発明をさらに詳細に説明する。

実施例ｌ 第１表に示す化学組或の実験用スラブをＡｒ＋＋２００
℃以上の温度で加熱後、第２表に示す条件で圧延、及び
保持を行い放冷した．この場合、圧下率は初期スラブ厚
を変化させることにより行った（但し、　Ａｒ．＝７１
３℃）。

冷却したｗ４仮につき初析セメンタイトの網状組織の有
阿について評価した． この結果を第２表に示す。

また、球状化焼鈍条件については、加熱温度＝７６０℃
で６時間保持した後、１０″Ｃ／１１で６００℃まで冷
却してから室温まで空冷したものである．さらに球状化
率とはセメンタイト粒子の長径と短径の比が５以下のも
のが全炭化物数に占める割合を示したものである． 供試Ｎｎｌ，５．９及びｌ５は本発明法の請求範囲外の
条件により製造されたものでありいずれも網状セメンタ
イトが認められる．また、炭化物の球状化率も低い．俳
試ｋｌ４は網状セメンタイトは認められないものの保持
時間が長すぎるために炭化物の凝集粗大化が進み球状化
率が低い．これに対して、イＪ（試阻２，３，４，６，
７，８，１０，１１，１２，　１３．　１６及びｌ７は
いずれも網状セメンタイトは認められず球状化率も良好
である． 実施例２ 第３表に示す網を転炉にて溶製し、１５０目角ピレット
に圧延した後、各鋼を１２００℃に加熱後、＾７＋２０
０℃以上で圧下率５０％以上の熱間圧廷を施した後、＾
ｒ１変態点〜Ａｒ＋　＋２００℃の温度域で７０％の圧
下率で熱間圧廷を施し丸棒とした後、引き続き什，変態
点〜＾ｒ，＋２００℃の温度域で３００秒間保持し放冷
した．冷却後、加熱温度：　　７６０”ｃで６時間保持
した後、５０”Ｃ／ｈで６００℃まで冷却してから室温
まで空冷する球状化焼鈍条件（モード！）で熱処理した
ものである． 比較として、第３表に示す鋼を同様に溶製し、１５０閣
角ビレットに圧延した後、各鋼を１２００℃に加熱後、
常法で熱間圧廷を行い丸棒とし空冷した．この九棒を加
熱温度７６０℃で６時間保持した後、ｌＯ℃／ｈで６０
０″Ｃまで冷却してから室温まで空冷する球状化焼鈍条
件（モード２）で熱処理した．実施例ｌと同様の品質６
１１性を行った．この結果を第４表に示す． 供試阻１８，　２０，　２２，　２４．　２６．　２Ｂ
，　３０，　３２，　３４，３６，　３８．　４０及び
４２は球状化処理条件モード１の短時間の熱処理にも関
わらず網状セメンタイトは認められず球状化率も良好で
ある。これに対して従来法で製造された供試隠１９，　
２１．　２３．　２５．　２７，　２９，３１，　３３
，　３５．　３７，　３９．　４１及び４３は球状化処
理条件モード２の長時間の熱処理にも関わらず網状セメ
ンタイトがＬ２められ、球状化率も良好でない．以上の
ごとく本発明法に依れば短時間の球状化処理により所期
の目的とする良好な品質の鋼が製造できる。

く発明の効果〉 本発明により上記実施例からも明らかなごとく、化学組
成及び熱間圧廷条件を限定するという比鮫的容易な手段
で、球状化処理時間が短くてすむ球状化焼鈍用高炭素鋼
材を提供することができるようになった．また本発明に
より製造された鋼は、熱間圧廷ままで優れた加工性と軸
受鋼として最も重要である転勤疲労寿命が従来より多用
されている高炭素鋼クロム軸受鋼のそれと遜色のない特
性を示しており、本発明により鋼材のコスト低減と生産
性向上の効果を挙げることができる。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 重量比にて、 Ｃ：０．６０〜２．０％、Ｓｉ：０．０５〜２．０％、
   Ｍｎ：０．１０〜２．５％、Ｓ：０．４％以下、Ｐ：０
   ．０５％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１０％、を含有し
   、必要に応じて、 Ｃｒ：０．０５〜５．５％、Ｍｏ：０．０５〜５．５％
   、Ｎｉ：０．０５〜５．５％、Ｃｕ：０．０５〜１．０
   ％、Ｃｏ：０．０５〜５．５％、Ｎｂ：０．０１〜０．
   ５％、Ｖ：０．０１〜０．５％、及びＷ：０．０１〜０
   ．５％の内から選択された一種又は二種以上を含有し、
   残部が実質的にＦｅ及び不可避的不純物よりなる鋼をＡ
   ｒ＿１＋２００℃以上の温度に加熱し圧下率２０〜９０
   ％の熱間圧廷を行い、さらに引続きＡｒ＿１変態点〜Ａ
   ｒ＿１＋２００℃（７）温度域で２０〜９０％の熱間圧
   延を行った後にＡｒ＿１変態点〜Ａｒ＿１＋２００℃の
   温度域に５〜９００秒間保持し、次いで放冷することを
   特徴とする球状化焼純用高炭素鋼材の製造方法。