JPH04228519A - 冷間加工性の優れた棒鋼の製造方法 - Google Patents
冷間加工性の優れた棒鋼の製造方法Info
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- JPH04228519A JPH04228519A JP9882291A JP9882291A JPH04228519A JP H04228519 A JPH04228519 A JP H04228519A JP 9882291 A JP9882291 A JP 9882291A JP 9882291 A JP9882291 A JP 9882291A JP H04228519 A JPH04228519 A JP H04228519A
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Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
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。
め要約のデータは記録されません。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は冷間加工性の優れた棒鋼
の製造方法にかかわり、さらに詳しくは、自動車用部品
、建設機械用部品等の製造に際して、軟化焼鈍を必要と
せず圧延ままで引き抜き、切削、冷間鍛造等の冷間加工
を容易に行うことができる棒鋼の製造方法に関するもの
である。
の製造方法にかかわり、さらに詳しくは、自動車用部品
、建設機械用部品等の製造に際して、軟化焼鈍を必要と
せず圧延ままで引き抜き、切削、冷間鍛造等の冷間加工
を容易に行うことができる棒鋼の製造方法に関するもの
である。
【０００２】
【従来の技術】従来、自動車用部品、建設機械用部品等
は、引き抜き、切削、冷間鍛造等の冷間加工の前に冷間
加工性の向上を目的として、軟化焼鈍が行われている。 これらの焼鈍は通常数時間を要し、焼鈍処理のコストは
近年のエネルギ高騰とともにこれらの機械部品の製造コ
ストのなかで大きなウェイトを占めようになってきてい
る。このために、さらにまた生産性の向上の観点から冷
間加工の前の軟化焼鈍省略の指向は強い。これに対して
、特公平１−１２８１５号公報には、特定組成からなる
鋼をＡｃ３変態点以上に加熱して熱間圧延し、Ａｃ３変
態点〜Ａｃ３変態点＋２００℃で総減面率４０％以上の
仕上げ圧延を行った後、冷却速度０．０５〜０．２９℃
／秒で徐冷する冷間加工性の優れた低合金鋼の製造方法
が示されている。
は、引き抜き、切削、冷間鍛造等の冷間加工の前に冷間
加工性の向上を目的として、軟化焼鈍が行われている。 これらの焼鈍は通常数時間を要し、焼鈍処理のコストは
近年のエネルギ高騰とともにこれらの機械部品の製造コ
ストのなかで大きなウェイトを占めようになってきてい
る。このために、さらにまた生産性の向上の観点から冷
間加工の前の軟化焼鈍省略の指向は強い。これに対して
、特公平１−１２８１５号公報には、特定組成からなる
鋼をＡｃ３変態点以上に加熱して熱間圧延し、Ａｃ３変
態点〜Ａｃ３変態点＋２００℃で総減面率４０％以上の
仕上げ圧延を行った後、冷却速度０．０５〜０．２９℃
／秒で徐冷する冷間加工性の優れた低合金鋼の製造方法
が示されている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】前記した特公平１−１
２８１５号公報の方法では、圧延仕上げ直後のオーステ
ナイト結晶粒度を６番以上とし、熱間圧延ままで微細な
フェライト・パーライト組織を得ることを狙いとしてい
る。しかしながら、この方法で得られる熱間圧延ままで
の鋼材の冷間加工性は、従来の軟化焼鈍に比べて不十分
であり、実用化に至っていないのが現状である。
２８１５号公報の方法では、圧延仕上げ直後のオーステ
ナイト結晶粒度を６番以上とし、熱間圧延ままで微細な
フェライト・パーライト組織を得ることを狙いとしてい
る。しかしながら、この方法で得られる熱間圧延ままで
の鋼材の冷間加工性は、従来の軟化焼鈍に比べて不十分
であり、実用化に至っていないのが現状である。
【０００４】本発明の目的は、熱間圧延ままで従来の軟
化焼鈍レベルの優れた冷間加工性を保証し得る棒鋼の製
造方法を提供しようとするものである。
化焼鈍レベルの優れた冷間加工性を保証し得る棒鋼の製
造方法を提供しようとするものである。
【０００５】
【課題を解決するための手段、作用】本発明者らは、熱
間圧延ままで従来の軟化焼鈍レベルの優れた冷間加工性
を保証し得る棒鋼を実現するために、鋭意検討を行ない
次の知見を得た。
間圧延ままで従来の軟化焼鈍レベルの優れた冷間加工性
を保証し得る棒鋼を実現するために、鋭意検討を行ない
次の知見を得た。
【０００６】（１） 従来の軟化焼鈍材と同等レベル
の冷間加工 性を熱間圧延ままで得るためには、圧延
仕上げ直後のオーステナイト結晶粒度を８番以上として
、熱間圧延ままでベイナイト分率が５％以下で且つ微細
なフェライト・パーライト組織を得なければならない。
の冷間加工 性を熱間圧延ままで得るためには、圧延
仕上げ直後のオーステナイト結晶粒度を８番以上として
、熱間圧延ままでベイナイト分率が５％以下で且つ微細
なフェライト・パーライト組織を得なければならない。
【０００７】（２） 圧延仕上げ直後のオーステナイ
ト結晶粒度を８番以上とするためには、次の３点が必須
である。
ト結晶粒度を８番以上とするためには、次の３点が必須
である。
【０００８】■ 特定量のＡｌ、Ｎ等の炭窒化物生成
元素を含有する鋼材を用い、圧延加熱温度を９００〜１
２５０℃に限定して、圧延加熱時のオーステナイト粒の
粗大化を防止すること。
元素を含有する鋼材を用い、圧延加熱温度を９００〜１
２５０℃に限定して、圧延加熱時のオーステナイト粒の
粗大化を防止すること。
【０００９】■ ８８０℃以上の温度範囲で総減面率
５０％以上の圧延を行い、再結晶によりオーステナイト
粒を６〜７番程度に細粒化すること。
５０％以上の圧延を行い、再結晶によりオーステナイト
粒を６〜７番程度に細粒化すること。
【００１０】■ ８８０℃未満の温度範囲で、「減面
率１０％以上の圧延後、直ちに鋼材表面温度が一旦Ｍｓ
点〜７００℃となるように冷却し、引き続いて減面率１
０％以上の圧延を行う」工程を１回以上有する工程で圧
延を行うことにより、各パスでの歪を累積し、累積大歪
による再結晶細粒化を促進し、さらに最終圧延出側の鋼
材表面温度を７００〜８８０℃とすることにより、オー
ステナイト粒の成長粗大化を抑制すること。
率１０％以上の圧延後、直ちに鋼材表面温度が一旦Ｍｓ
点〜７００℃となるように冷却し、引き続いて減面率１
０％以上の圧延を行う」工程を１回以上有する工程で圧
延を行うことにより、各パスでの歪を累積し、累積大歪
による再結晶細粒化を促進し、さらに最終圧延出側の鋼
材表面温度を７００〜８８０℃とすることにより、オー
ステナイト粒の成長粗大化を抑制すること。
【００１１】（３） さらに、ベイナイト分率を５％
以下に抑え て良好な冷間加工性を有するためには、
仕上げ圧延後７００〜５００℃を平均冷却速度で０．０
５〜０．７℃／秒で冷却することが必要である。
以下に抑え て良好な冷間加工性を有するためには、
仕上げ圧延後７００〜５００℃を平均冷却速度で０．０
５〜０．７℃／秒で冷却することが必要である。
【００１２】本発明は以上の新規なる知見にもとづいて
なされたものであって、その要旨とするところは、重量
比として、 Ｃ：０．１０〜０．８０％、 Ｓｉ：０．０１〜０．４０％、 Ｍｎ：０．２５〜１．７０％、 Ｓ：０．０１〜０．１５％、 Ａｌ：０．０１５〜０．０５％ 、 Ｎ：０．００３〜０．０２０％ 、を含有し、Ｐ：０
．０３５％以下に制限し、さらにまたは、Ｃｒ：１．５
％以下、 Ｎｉ：３．５％以下、 Ｍｏ：１．０％以下、 Ｂ：０．００５％以下の１種または２種以上を含有し、
さらにまたは、 Ｔｉ：０．００５〜０．０４％、 Ｎｂ：０．００５〜０．１％、 Ｖ：０．０３〜０．３％ の１種または２種以上を含有し、残部が鉄および不可避
的不純物からなる鋼を熱間圧延するに際して、（Ａ）
９００〜１２５０℃に加熱する工程と、（Ｂ） ８
８０℃以上の温度範囲で総減面率５０％以上の圧延を行
う工程と、 （Ｃ） その後、８８０℃未満の温度範囲で、「減面
率１０％以上の圧延後、直ちに鋼材表面温度が一旦Ｍｓ
点〜７００℃となるように冷却し、引き続いて減面率１
０％以上の圧延を行う」工程を１回以上有する工程で圧
延を行い、最終圧延出側の鋼材表面温度を７００〜８８
０℃とする工程と、 （Ｄ） 仕上げ圧延後、７００〜５００℃の温度範囲
を平均冷却速度で０．０５〜０．７℃／秒で冷却する工
程とを有してなることを特徴とする冷間加工性の優れた
棒鋼の製造方法にある。
なされたものであって、その要旨とするところは、重量
比として、 Ｃ：０．１０〜０．８０％、 Ｓｉ：０．０１〜０．４０％、 Ｍｎ：０．２５〜１．７０％、 Ｓ：０．０１〜０．１５％、 Ａｌ：０．０１５〜０．０５％ 、 Ｎ：０．００３〜０．０２０％ 、を含有し、Ｐ：０
．０３５％以下に制限し、さらにまたは、Ｃｒ：１．５
％以下、 Ｎｉ：３．５％以下、 Ｍｏ：１．０％以下、 Ｂ：０．００５％以下の１種または２種以上を含有し、
さらにまたは、 Ｔｉ：０．００５〜０．０４％、 Ｎｂ：０．００５〜０．１％、 Ｖ：０．０３〜０．３％ の１種または２種以上を含有し、残部が鉄および不可避
的不純物からなる鋼を熱間圧延するに際して、（Ａ）
９００〜１２５０℃に加熱する工程と、（Ｂ） ８
８０℃以上の温度範囲で総減面率５０％以上の圧延を行
う工程と、 （Ｃ） その後、８８０℃未満の温度範囲で、「減面
率１０％以上の圧延後、直ちに鋼材表面温度が一旦Ｍｓ
点〜７００℃となるように冷却し、引き続いて減面率１
０％以上の圧延を行う」工程を１回以上有する工程で圧
延を行い、最終圧延出側の鋼材表面温度を７００〜８８
０℃とする工程と、 （Ｄ） 仕上げ圧延後、７００〜５００℃の温度範囲
を平均冷却速度で０．０５〜０．７℃／秒で冷却する工
程とを有してなることを特徴とする冷間加工性の優れた
棒鋼の製造方法にある。
【００１３】以下に、本発明を詳細に説明する。
【００１４】まず、Ｃは機械部品としての最終製品の強
度を増加させるのに有効な元素であるが、０．１０％未
満では最終製品の強度が不足し、また０．８０％を超え
るとむしろ最終製品の靭性の劣化を招くので、含有量を
０．１０〜０．８０％とした。
度を増加させるのに有効な元素であるが、０．１０％未
満では最終製品の強度が不足し、また０．８０％を超え
るとむしろ最終製品の靭性の劣化を招くので、含有量を
０．１０〜０．８０％とした。
【００１５】次に、Ｓｉは脱酸元素としておよび固溶体
硬化による最終製品の強度を増加させることを目的とし
て添加するが、０．０１％未満ではこれらの効果は不十
分であり、一方、０．４％を超えるとこれらの効果は飽
和しむしろ最終製品の靭性の劣化を招くので、その含有
量を０．０１〜０．４％とした。
硬化による最終製品の強度を増加させることを目的とし
て添加するが、０．０１％未満ではこれらの効果は不十
分であり、一方、０．４％を超えるとこれらの効果は飽
和しむしろ最終製品の靭性の劣化を招くので、その含有
量を０．０１〜０．４％とした。
【００１６】Ｍｎは焼入れ性の向上を通じて、最終製品
の強度を増加させるのに有効な元素であるが、０．２５
％未満ではこの効果は不十分であり、一方、１．７％を
超えるとこの効果は飽和しむしろ最終製品の靭性の劣化
を招くので、その含有量を０．２５〜１．７％とした。
の強度を増加させるのに有効な元素であるが、０．２５
％未満ではこの効果は不十分であり、一方、１．７％を
超えるとこの効果は飽和しむしろ最終製品の靭性の劣化
を招くので、その含有量を０．２５〜１．７％とした。
【００１７】また、Ｓは鋼中でＭｎＳとして存在し、被
削性の向上および組織の微細化に寄与するが、０．０１
％未満ではその効果は不十分である。一方、０．１５％
を超えるとその効果は飽和し、むしろ靭性の劣化及び異
方性の増加を招く。以上の理由から、Ｓの含有量を０．
０１〜０．１５％とした。
削性の向上および組織の微細化に寄与するが、０．０１
％未満ではその効果は不十分である。一方、０．１５％
を超えるとその効果は飽和し、むしろ靭性の劣化及び異
方性の増加を招く。以上の理由から、Ｓの含有量を０．
０１〜０．１５％とした。
【００１８】次に、Ａｌは脱酸元素および結晶粒微細化
元素として添加するが、０．０１５％未満ではその効果
は不十分であり、一方、０．０５％を超えるとその効果
は飽和し、むしろ靭性を劣化させるので、その含有量を
０．０１５〜０．０５％とした。
元素として添加するが、０．０１５％未満ではその効果
は不十分であり、一方、０．０５％を超えるとその効果
は飽和し、むしろ靭性を劣化させるので、その含有量を
０．０１５〜０．０５％とした。
【００１９】さらに、ＮはＡｌＮの析出挙動を通じて、
オーステナイト粒／フェライト・パーライト組織の微細
化に寄与するが、０．００３％未満ではその効果は不十
分であり、一方、０．０２０％超では、その効果は飽和
しむしろ靭性の劣化を招くので、その含有量をＮ：０．
００３〜０．０２０％とした。
オーステナイト粒／フェライト・パーライト組織の微細
化に寄与するが、０．００３％未満ではその効果は不十
分であり、一方、０．０２０％超では、その効果は飽和
しむしろ靭性の劣化を招くので、その含有量をＮ：０．
００３〜０．０２０％とした。
【００２０】一方、Ｐは鋼中で粒界偏析や中心偏析を起
こし、靭性劣化の原因となる。特にＰが０．０３５％を
超えると靭性の劣化が顕著となるため、０．０３５％を
上限とした。
こし、靭性劣化の原因となる。特にＰが０．０３５％を
超えると靭性の劣化が顕著となるため、０．０３５％を
上限とした。
【００２１】次に本発明で用いる鋼においては、Ｃｒ，
Ｎｉ，Ｍｏ，Ｂの１種又は２種以上を含有させることが
できる。これらの元素は焼入れ性の増加により最終製品
の強度を増加させるために添加する。ただしこれらの元
素の多量添加は熱間圧延ままでベイナイト、マルテンサ
イト組織を生じて硬さの増加を招き、また経済性の点で
好ましくないためその含有量を、 Ｃｒ：１．５％以下、 Ｎｉ：３．５％以下、 Ｍｏ：１．０％以下、 Ｂ：０．００５％以下とした。
Ｎｉ，Ｍｏ，Ｂの１種又は２種以上を含有させることが
できる。これらの元素は焼入れ性の増加により最終製品
の強度を増加させるために添加する。ただしこれらの元
素の多量添加は熱間圧延ままでベイナイト、マルテンサ
イト組織を生じて硬さの増加を招き、また経済性の点で
好ましくないためその含有量を、 Ｃｒ：１．５％以下、 Ｎｉ：３．５％以下、 Ｍｏ：１．０％以下、 Ｂ：０．００５％以下とした。
【００２２】さらに本発明においては、粒度調整の目的
で、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖの１種又は２種以上を必須元素とし
て含有させることができる。しかしながら、Ｔｉ含有量
が０．００５％未満、Ｎｂ含有量が０．００５％未満、
Ｖ含有量が０．０３％未満ではその効果は不十分であり
、一方、Ｔｉ：０．０４０％超、Ｎｂ：０．１０％超、
Ｖ：０．３０％超では、その効果は飽和し、むしろ靭性
を劣化させるので、これらの含有量をＴｉ：０．００５
〜０．０４０％，Ｎｂ：０．００５〜０．１％，Ｖ：０
．０３〜０．３％とした。
で、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖの１種又は２種以上を必須元素とし
て含有させることができる。しかしながら、Ｔｉ含有量
が０．００５％未満、Ｎｂ含有量が０．００５％未満、
Ｖ含有量が０．０３％未満ではその効果は不十分であり
、一方、Ｔｉ：０．０４０％超、Ｎｂ：０．１０％超、
Ｖ：０．３０％超では、その効果は飽和し、むしろ靭性
を劣化させるので、これらの含有量をＴｉ：０．００５
〜０．０４０％，Ｎｂ：０．００５〜０．１％，Ｖ：０
．０３〜０．３％とした。
【００２３】次に、本発明において、熱間圧延条件を限
定した理由について述べる。
定した理由について述べる。
【００２４】まず、加熱温度を９００〜１２５０℃とし
たのは、９００℃未満の加熱温度では粗圧延−中間圧延
温度が低くなり再結晶域圧延によるオーステナイト粒の
細粒化が不十分であるためであり、また１２５０℃以上
の加熱温度ではオーステナイト結晶粒が顕著に粗大化す
るためである。
たのは、９００℃未満の加熱温度では粗圧延−中間圧延
温度が低くなり再結晶域圧延によるオーステナイト粒の
細粒化が不十分であるためであり、また１２５０℃以上
の加熱温度ではオーステナイト結晶粒が顕著に粗大化す
るためである。
【００２５】次に、８８０℃以上の温度範囲で総減面率
５０％以上の圧延を行うのは、再結晶によりオーステナ
イト粒を６〜７番程度に細粒化するためであり、総減面
率５０％以上としたのは、これ未満では再結晶細粒化の
効果が小さいためである。
５０％以上の圧延を行うのは、再結晶によりオーステナ
イト粒を６〜７番程度に細粒化するためであり、総減面
率５０％以上としたのは、これ未満では再結晶細粒化の
効果が小さいためである。
【００２６】また、８８０℃未満の温度範囲で、「減面
率１０％以上の圧延後、直ちに鋼材表面温度が一旦Ｍｓ
点〜７００℃となるように冷却し、引き続いて減面率を
１０％以上の圧延を行う」工程を１回以上有する工程で
圧延を行い、最終圧延出側の鋼材表面温度を７００〜８
８０℃とするのは、以下の理由による。８８０℃未満の
温度範囲における圧延では、通常、再結晶が困難で、主
として回復により加工歪の解放が起こるため、オーステ
ナイト粒の細粒化は困難である。これに対して、圧延後
直ちに冷却して回復による加工歪の解放を抑制して歪を
累積させ、実質的に大きな歪を残存させれば、再結晶細
粒化が可能である。この現象は、「減面率１０％以上の
圧延後、直ちに鋼材表面温度が一旦Ｍｓ点〜７００℃と
なるように冷却し、引き続いて減面率１０％以上の圧延
を行う」工程を１回以上有する工程で圧延を行うことに
よって実現可能である。ここで、冷却前後の減面率１０
％以上としたのは、減面率１０％未満では累積される歪
量が小さいため再結晶細粒化に対する効果が不十分なた
めである。また、冷却後の表面温度をＭｓ点〜７００℃
としたのは、冷却後の表面温度が７００℃を超えると加
工歪の解放の抑制が不十分であり、一方Ｍｓ点未満であ
ると表層にマルテンサイト組織が生じるためである。な
お、加工歪の解放の抑制の効果は、６００℃未満に冷却
することによって特に顕著になることから、可能ならば
冷却後の表面温度をＭｓ点以上、６００℃未満とするの
が望ましい。また、本発明では、８８０℃未満の温度範
囲において、「減面率１０％以上の圧延後、直ちに鋼材
表面温度が一旦Ｍｓ点〜７００℃となるように冷却し、
引き続いて減面率１０％以上の圧延を行う」工程の前後
に任意の圧延を行うことが可能であり、またこの工程を
２回以上繰り返す場合、連続して行っても、任意の圧延
をはさんで行っても良い。次に、最終圧延出側の鋼材表
面温度を７００〜８８０℃の範囲とするのは、７００℃
未満の仕上げ温度では、仕上げ圧延前または仕上げ圧延
中に鋼材表層部分でフェライトが生成する危険性があり
、また仕上げ温度が８８０℃を超えた場合、圧延直後の
オーステナイト粒が成長粗大化する危険性があるためで
ある。
率１０％以上の圧延後、直ちに鋼材表面温度が一旦Ｍｓ
点〜７００℃となるように冷却し、引き続いて減面率を
１０％以上の圧延を行う」工程を１回以上有する工程で
圧延を行い、最終圧延出側の鋼材表面温度を７００〜８
８０℃とするのは、以下の理由による。８８０℃未満の
温度範囲における圧延では、通常、再結晶が困難で、主
として回復により加工歪の解放が起こるため、オーステ
ナイト粒の細粒化は困難である。これに対して、圧延後
直ちに冷却して回復による加工歪の解放を抑制して歪を
累積させ、実質的に大きな歪を残存させれば、再結晶細
粒化が可能である。この現象は、「減面率１０％以上の
圧延後、直ちに鋼材表面温度が一旦Ｍｓ点〜７００℃と
なるように冷却し、引き続いて減面率１０％以上の圧延
を行う」工程を１回以上有する工程で圧延を行うことに
よって実現可能である。ここで、冷却前後の減面率１０
％以上としたのは、減面率１０％未満では累積される歪
量が小さいため再結晶細粒化に対する効果が不十分なた
めである。また、冷却後の表面温度をＭｓ点〜７００℃
としたのは、冷却後の表面温度が７００℃を超えると加
工歪の解放の抑制が不十分であり、一方Ｍｓ点未満であ
ると表層にマルテンサイト組織が生じるためである。な
お、加工歪の解放の抑制の効果は、６００℃未満に冷却
することによって特に顕著になることから、可能ならば
冷却後の表面温度をＭｓ点以上、６００℃未満とするの
が望ましい。また、本発明では、８８０℃未満の温度範
囲において、「減面率１０％以上の圧延後、直ちに鋼材
表面温度が一旦Ｍｓ点〜７００℃となるように冷却し、
引き続いて減面率１０％以上の圧延を行う」工程の前後
に任意の圧延を行うことが可能であり、またこの工程を
２回以上繰り返す場合、連続して行っても、任意の圧延
をはさんで行っても良い。次に、最終圧延出側の鋼材表
面温度を７００〜８８０℃の範囲とするのは、７００℃
未満の仕上げ温度では、仕上げ圧延前または仕上げ圧延
中に鋼材表層部分でフェライトが生成する危険性があり
、また仕上げ温度が８８０℃を超えた場合、圧延直後の
オーステナイト粒が成長粗大化する危険性があるためで
ある。
【００２７】次に、仕上げ圧延後７００〜５００℃の温
度範囲を平均冷却速度で０．０５〜０．７℃／秒で冷却
するのは、仕上げ圧延後７００〜５００℃の冷却速度が
０．７℃／秒を超えると、圧延冷却後の組織が、ベイナ
イトが５％以上混在する組織となるためであり、一方０
．０５℃／秒未満では徐冷の効果が飽和し、いたずらに
時間を消費するためである。なお、仕上げ圧延後７００
℃までは空冷以上の冷却速度で冷却するのが望ましい。 また、５００℃以下の冷却は任意の冷却速度を選ぶこと
ができる。調整冷却の方法として、徐冷カバーをかける
等の方法が考えられる。
度範囲を平均冷却速度で０．０５〜０．７℃／秒で冷却
するのは、仕上げ圧延後７００〜５００℃の冷却速度が
０．７℃／秒を超えると、圧延冷却後の組織が、ベイナ
イトが５％以上混在する組織となるためであり、一方０
．０５℃／秒未満では徐冷の効果が飽和し、いたずらに
時間を消費するためである。なお、仕上げ圧延後７００
℃までは空冷以上の冷却速度で冷却するのが望ましい。 また、５００℃以下の冷却は任意の冷却速度を選ぶこと
ができる。調整冷却の方法として、徐冷カバーをかける
等の方法が考えられる。
【００２８】以下に、本発明の効果を実施例により、さ
らに具体的に示す。
らに具体的に示す。
【００２９】
【実施例】第１表に供試材の化学成分を示す。
【００３０】これらはいずれも転炉溶製後連続鋳造で鋳
造された。１６２ｍｍ角鋼片に分塊圧延後、第２表に示
す圧延条件で丸棒鋼に圧延した。本発明法については、
圧延後、冷却床に徐冷カバーをかけることにより調整冷
却を行った。また、比較例で圧延した材料についてのみ
、６８０℃×２時間加熱放冷の条件で軟化焼鈍を行った
。
造された。１６２ｍｍ角鋼片に分塊圧延後、第２表に示
す圧延条件で丸棒鋼に圧延した。本発明法については、
圧延後、冷却床に徐冷カバーをかけることにより調整冷
却を行った。また、比較例で圧延した材料についてのみ
、６８０℃×２時間加熱放冷の条件で軟化焼鈍を行った
。
【００３１】冷間加工性の指標として硬さの評価を行っ
た。第３表に各鋼材の材質特性を本発明と比較例を対比
して示す。これから明らかなように、本発明の圧延まま
材ではベイナイト分率が５％以下に抑えられ、また硬さ
レベルは比較例の圧延まま材に比べて概ねＨＶで１０以
上軟化しており、この結果、「比較例（従来法）の圧延
材→軟化焼鈍」材とほぼ同等の軟質化レベルを達成して
いる。
た。第３表に各鋼材の材質特性を本発明と比較例を対比
して示す。これから明らかなように、本発明の圧延まま
材ではベイナイト分率が５％以下に抑えられ、また硬さ
レベルは比較例の圧延まま材に比べて概ねＨＶで１０以
上軟化しており、この結果、「比較例（従来法）の圧延
材→軟化焼鈍」材とほぼ同等の軟質化レベルを達成して
いる。
【００３２】
【表１】
【００３３】
【表２】
【００３４】
【表３】
【００３５】
【表４】
【００３６】
【表５】
【００３７】
【発明の効果】以上述べたごとく、本発明法を用いれば
、熱間圧延ままで従来の軟化焼鈍レベルの優れた冷間加
工性を保証し得る棒鋼の製造が可能であり、冷間加工の
前の軟化焼鈍の省略が可能で、大幅な製造コスト低減と
生産性の向上が可能となり、産業上の効果は極めて顕著
なるものがある。
、熱間圧延ままで従来の軟化焼鈍レベルの優れた冷間加
工性を保証し得る棒鋼の製造が可能であり、冷間加工の
前の軟化焼鈍の省略が可能で、大幅な製造コスト低減と
生産性の向上が可能となり、産業上の効果は極めて顕著
なるものがある。
Claims (3)
- 【請求項１】 重量比として、 Ｃ：０．１０〜０．８０％、 Ｓｉ：０．０１〜０．４０％、 Ｍｎ：０．２５〜１．７０％、 Ｓ：０．０１〜０．１５％、 Ａｌ：０．０１５〜０．０５％、 Ｎ：０．００３〜０．０２０％、を含有し、Ｐ：０．０
３５％以下に制限し、残部が鉄および不可避的不純物か
らなる鋼を熱間圧延するに際して、（Ａ） ９００〜
１２５０℃に加熱する工程と、（Ｂ） ８８０℃以上
の温度範囲で総減面率５０％以上の圧延を行う工程と、 （Ｃ） その後、８８０℃未満の温度範囲で、「減面
率１０％以上の圧延後、直ちに鋼材表面温度が一旦Ｍｓ
点〜７００℃となるように冷却し、引き続いて減面率１
０％以上の圧延を行う」工程を１回以上有する工程で圧
延を行い、最終圧延出側の鋼材表面温度を７００〜８８
０℃とする工程と、 （Ｄ） 仕上げ圧延後、７００〜５００℃の温度範囲
を平均冷却速度で０．０５〜０．７℃／秒で冷却する工
程とを有してなることを特徴とする冷間加工性の優れた
棒鋼の製造方法。 - 【請求項２】 鋼が、さらに、 Ｃｒ：１．５％以下、 Ｎｉ：３．５％以下、 Ｍｏ：１．０％以下、 Ｂ：０．００５％以下 の１種または２種以上を含有する請求項１記載の冷間加
工性の優れた棒鋼の製造方法。 - 【請求項３】 鋼が、さらに、 Ｔｉ：０．００５〜０．０４％、 Ｎｂ：０．００５〜０．１％、 Ｖ：０．０３〜０．３％ の１種または２種以上を含有する請求項１または２記載
の冷間加工性の優れた棒鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3098822A JP2566068B2 (ja) | 1990-05-30 | 1991-04-30 | 冷間加工性の優れた棒鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14029190 | 1990-05-30 | ||
| JP2-140291 | 1990-05-30 | ||
| JP3098822A JP2566068B2 (ja) | 1990-05-30 | 1991-04-30 | 冷間加工性の優れた棒鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04228519A true JPH04228519A (ja) | 1992-08-18 |
| JP2566068B2 JP2566068B2 (ja) | 1996-12-25 |
Family
ID=26439931
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3098822A Expired - Lifetime JP2566068B2 (ja) | 1990-05-30 | 1991-04-30 | 冷間加工性の優れた棒鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2566068B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH06228635A (ja) * | 1993-02-04 | 1994-08-16 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高強度低降伏比鉄筋用鋼の製造方法 |
| EP0952233A1 (en) * | 1998-04-21 | 1999-10-27 | KABUSHIKI KAISHA KOBE SEIKO SHO also known as Kobe Steel Ltd. | Steel wire rod or bar with good cold deformability and machine parts made thereof |
Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6121992U (ja) * | 1984-07-16 | 1986-02-08 | 株式会社精工舎 | 時計機械体 |
| JPS6219985U (ja) * | 1985-07-22 | 1987-02-06 | ||
| JPS6387587U (ja) * | 1986-11-26 | 1988-06-07 | ||
| JP3052694U (ja) * | 1998-03-27 | 1998-09-29 | 努 清野 | 陶芸用のロクロ |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE2757322C2 (de) * | 1977-12-22 | 1984-09-20 | Consulta-Chemie GmbH, 6740 Landau | Kühl-, Schmier- und Reinigungsmittel für die metallverarbeitende Industrie |
| JPS60213132A (ja) * | 1984-04-06 | 1985-10-25 | Nec Corp | デイジタル信号処理装置 |
-
1991
- 1991-04-30 JP JP3098822A patent/JP2566068B2/ja not_active Expired - Lifetime
Patent Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6121992U (ja) * | 1984-07-16 | 1986-02-08 | 株式会社精工舎 | 時計機械体 |
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| JP3052694U (ja) * | 1998-03-27 | 1998-09-29 | 努 清野 | 陶芸用のロクロ |
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|---|---|---|---|---|
| JPH06228635A (ja) * | 1993-02-04 | 1994-08-16 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高強度低降伏比鉄筋用鋼の製造方法 |
| EP0952233A1 (en) * | 1998-04-21 | 1999-10-27 | KABUSHIKI KAISHA KOBE SEIKO SHO also known as Kobe Steel Ltd. | Steel wire rod or bar with good cold deformability and machine parts made thereof |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2566068B2 (ja) | 1996-12-25 |
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