JPS58107416A - 機械構造用鋼線棒鋼の直接軟化処理方法 - 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】 本発明は機械構造用鋼線、棒鋼の直接軟化処理方法に係
り、特に軟化焼鈍処理を省略できる直接軟化処理方法に
関する。

一般に自動車用ギヤー、ボルト、ナツト、ロッド、シャ
フトなどに用いられる機械構造用合金−の鋼線および棒
鋼は熱間圧延材に軟化焼鈍処理を施した後加工される。

これは熱間圧延のままの状態の硬度はきわめて高く、そ
のまま切削加工や冷間鍛造を行うと１真寿命の低下、切
削能率の低下、割れ発生などが起こるためである。この
ため例えばＪＩ８８０Ｍ４３！Ｓ　では７６０℃２時間
保持後、６５０℃まで１５℃／時間の徐・冷という熱処
理が行われる。したがって、この処理のため加熱用熱渾
等の設備が必要なだけでなく、スケール付着など資源、
エネルギー、＝スト、生産性などの点で多くの損失があ
る。更に焼入深度を深くする必要のある部材では、焼入
性の高い鋼種を選択する必壺があるため、コスト高にな
るばかりでなく、ｓ入時の変形や割れ発生を起こし易い
欠点がある。

本発明の目的は上記従来技術の問題点を解決し、軟化焼
鈍処理を必要としない機械構造用＃１線、棒―の直接軟
化処理方法を提供するにある。

本発明者らは上記目的のため種々研究を重ねた結果、被
圧延材の化学組成、圧延条件およびその後の冷却条件を
限定することによって熱間圧延のままですぐれた冷間鍛
造性および切削性を有する銅線、棒鋼が得られることを
見出した。

本発明の要旨とするところは次のとおりである。

すなわち重量比でＣ７０，１０〜０，５０％、８ｉ！ｏ
、ｔｏ　〜０．５０％、Ｍｎ　ｔ　Ｏ，３〜１．８％、
　Ｂ：０．０００２〜０．００５％を含み、更に必要に
応じてＣｒ　ｔ　０．２〜１．５％、Ｍｏ　：　０．１
０〜０．８０％。

Ｎｉ：０．３〜１．５　Ｘのうちから選ばれた１種また
は２種以上を含み、かつ下記式で示される炭素当量が０
．３０％以上であり、残部がＦｅ　　および不可避的不
純物より成る銅を熱間圧延するに際し１０００℃以上の
温度において圧下率３０％以上の圧延をする工程と、引
続いて７５０〜１０００℃の温度範囲において圧下率５
０％以上の圧延をする工程と、前記熱間圧延後ＩＶ秒以
下の冷却速度で変態終了まで冷却する工程と、を有して
成ることを特徴とする機械構造用鋼線、棒−の直接軟化
処理方法である。

記 炭素当量（％）１−Ｃ％＋８１％／２４＋Ｍｎ％７６　
＋　Ｍｏ％７ａ　＋Ｃｒ％７ｓ＋Ｎ１％４゜ 本発明の化学成分を限定した理由を説明する。

１ Ｃは鋼の焼入性を向上し強度を容易に上昇させるに有効
な元素であり積極的に添加するが、０．１０％未満では
その効果が少ないので下限を０．１０％としたが、０．
５０％を越すと焼入性が過度に高まり切削性が悪化し本
発明の限定条件で直接軟化処理が困難となるので上限を
０．５０Ｘに限定した。

Ｓｉ＋ Ｓｔ　　は脱酸を促進し強度を上昇させるのでＣと同様
に有効な元素であるが０．１０％未満ではその効果が少
ないので下限を０．１０％とした。しかし０．５０％を
轄すと硬化が著しく、冷間鍛造性および切削性を損うの
で上限を０．５０％とし、０．１０〜０．５０％の範囲
に限定した。

Ｍｎ　官 Ｍｎ　は焼入性を向上し強度を高める作用を有するので
積極的に添加するが、０．３％未満ではその作用が十分
でなく、１．８％を越えると焼入性が高くなり過ぎ本発
明の限定条件で熱間圧延のまますぐれた冷間鍛造性、切
削性が得られないので、０．３〜０．１８％の範囲に限
定した。

Ｂ； Ｂは鋼中のＮを固定することにより延性を向上させると
共に、オーステナイト粒界に偏析することにより焼入性
を高める効果を有するが、熱間圧延のままではこの効果
は小さく、再加熱焼入時に千切効果が大となる特性を有
するため、切削あるいは冷間鍛造時に加工性を阻害する
ことはない。

更に調質処理時に大きな焼入性を示し、同時に焼入性を
得るために必要とする他の合金元素が少量ですみ、かつ
加工性が良好であるという大きな利点がある。しかし０
．０００２％未満ではその効果が少なく、０゜００５％
を越すと逆に延性が著しく阻害されると共に熱間圧延時
に割れが発生することから、０．０００２〜０．００５
％の範囲に限定した。

上記Ｃ，８ｉｔＭｎ％Ｂの各限定量をもって本発明の機
械構造用鋼の基本成分とするが、更に必要に応じてＣｒ
％Ｍｏ％Ｎｉを下記限定量において１種または２種以上
を同時に含有する−においても本発明の目的をより有効
に達成することができる。

これらの限定理由は次の如くである。

Ｃｒ　ｓ Ｃｒ　　は固溶強化元素として知りれ、焼入性を向上し
強度を上昇させる効果を有するが、０．２％未満ではそ
の効果が少ない、１．５％を越すと焼入性が過度に高ま
り本発明の限定条件では切削あるいは冷間鍛造性が劣化
し、またコストも上昇させるばかりでなく、すん酸亜鉛
等の潤滑皮膜の付着性を低下させるので、その範囲？　
０．２〜１．５％に限定した。

Ｍｏ　　冨 Ｍｏ　　は強い固溶強化性を有し、焼入性を向上し、少
量の添加で切削性を向上させる効果を有するが、０．１
θ％未満ではその効果が少（，０，８０％を越すと硬化
が著しく焼入性の上昇により冷間鍛造性および切削性を
損うので、０．１０〜０．８０Ｘの範囲に限定した。

Ｎし Ｎｉ　　は−の延性を向上させると共に焼入性を向、ト
させるのに有効な元素であるが、０．３％未満ではその
効果がな（，１，５％を越すと焼入性が高くな９過ぎ冷
間鍛造性およ・び切削性を害しかつ高価でもあるので、
０．３〜１．５％の範囲に限定した。

本発明においては上記の各成分の限定量の他に下記式で
示されるＲ票当量を０．３０％以上に限定した。

庚素当１（Ｘ）−Ｃ％＋Ｓ　ｉＸ７，４＋　Ｍｎ９６／
６＋　ＭＯＸ／、　＋Ｃｒ　Ｘ１５　＋　”　’Ｘ／４
０ その理由は０．３０％未満では焼入性が低く機械構造用
−線、棒鋼として必要な強度を有せず軟化焼鈍自体が不
要であり本発明の目的外となるので、炭素当量を０．３
０％以上に限定した。

次に上記成分の機械構造用銅線、棒鋼の製造について説
明する。

上記の限定成分の鋼を溶製し、通常のビレットを作り１
０００〜１２５０℃の範囲に加熱し、１０００℃以上の
温度において圧下率が３０％以上になるまで繰り返し圧
延する。この圧延により本発明の限定成分を有している
場合はオーステナイト粒は再結晶により微細化され％後
記の如く７５０−１０００℃の圧延ならびに冷却を経て
冷間加工性のすぐれたフェライト−パーライト組織が容
易に形成できる。

一般的に、−の化学組成や圧延後の冷却条件が固定され
た場合には、製品である一線、棒−等のミクロ組織は主
にオーステナイト粒径に依存すると言える。具体的には
オーステナイト粒径が大きい場合には、その粒′径が大
きいほど焼入性が上昇し、マルテンサイトおよびベイナ
イトが形成され易くなる。逆にオーステナイト粒径が小
さい場合には、フェライトおよびパーライト組織が形成
され易くなる。

また圧延工程においてオーステナイト粒の平均粒径が微
細になっても、粗大オーステナイト粒が混在している時
には変態後においてフェライト−パーライト粒間に粗大
なベイナイトなどの組織が存在することになって切削性
および冷間鍛造性が低下する。このことから本発明にお
いては１０００℃以上の温度において３０％以上の圧下
率で圧（し再結晶によるオーステナイト粒の微細化を行
うのである。

上記の如き圧延によってもオーステナイト粒の微細化は
まだ十分ではない。このため１０００℃以上の圧延に続
いて１０００〜７５０℃の温度範囲において５０％以上
の圧下率で圧延すると、オーステナイト粒は再結晶を起
こさず圧下率に応じて伸長される。すなわち圧延による
加工歪はオーステナイト粒界や粒内に、また変形帯など
の形で全て蓄積され、その結果オーステナイトの安定度
は急激に低下しフェライト変態が促進される０本発明法
は後記の如く１℃／秒以下の冷却速度で冷却するため析
出したフェライト粒は十分な成長が可能であり、この場
合のフェライト粒の発生個所はオーステナイト粒間ばか
りでなく粒内にも多数発生するため均一性が向上する。

この時未変態オーステナイトも１℃／秒以下の冷却速度
により均一なパーライト組織となり、通常熱間圧延材に
見られるベイナイト組織の混入が防止されるのである。

この結果、本発明法により処理された一線、棒鋼は著し
く軟化し、冷間鍛造性および切削性が大幅に向上する。

次に製造条件を限定した理由につき基嚢実験によって説
明する。第１表に示す化学組成のビレットを１２００℃
に加熱し、ｔｏｏｏ℃以上において圧下率を変化させて
圧延し、その後０．５℃／秒の冷却速度で冷却した場合
と、同様に１２００℃に加熱し、１０００℃以上におい
て圧下率を硬化させて圧延し、更に７５０〜１０００℃
の温度範囲で再び５０％の圧延を行い、その後０．５Ｖ
秒の冷却速度で冷却した場合について硬さを測定した。

第　　１　　表 その結果を第１図に示したが、第１図は両者について１
０００℃以上における圧下率と硬さとの関係を示したも
のである。第１図から明らかなとおり、１ｏｏｏ℃以下
で５０％の圧延した時は、すなわち本発明法の場合であ
るが、１ｏｏｏ℃以上の＠度における圧下率が３０％以
上になると硬ざが著しく低下し軟化する。このため本発
明においては１０００℃以上の圧下率を３０％以上に限
定した。これに対し、１０００℃以下の温度において全
く圧延しない場合は硬さが高（，１０００℃以上におけ
る圧下率が増加しても硬ざの低下率は低（軟化の程度が
少なく、熱間圧延のままで冷間鍛造および切削加工は困
難・である。

このように１０００℃以上の温度において３０％以上の
圧下率で圧延する場合には、オーステナイト粒を微細化
し、これによって熱間圧延のままで軟化することができ
る。この理由は圧下率が３０％以上になるまで繰り返し
圧延をすると、ビレットの加熱によって粗大化されたオ
ーステナイト粒が再結晶を起こし細粒化されるためであ
る。

上記の１０００℃以上における３０％以上の圧下率の圧
延によってオーステナイト粒径は約４０μ工程度まで再
結晶により細粒化されるが、この状態から冷却して変態
させても組織の大半をフェライト−パーライトにするこ
とは困難であり、マルテンサイトやベイナイトの混入は
避は難い。従来の通常の工程はこの状態から放冷ないし
徐冷されたものであるから、熱間圧延が終了した状態に
おいては軟化が十分に進行していないのである。

このため熱間圧延のままでより完全なフェライト−（−
ライト組織を得るには上記の細粒化されたオーステナイ
ト粒に対してより多くのフェライト発生核を与え変態の
促進を図る必要がある。

本発明法においては更に７５０℃〜１０００℃の温度範
囲で５０％以上の圧下率で圧延することによってオース
テナイト粒は再結晶を起こさず伸長される。すなわちオ
ーステナイト粒界には加工歪が蓄積され、またその粒内
には変形帯および転位が数多く導入されることになり、
このような変形帯および転位の増加によってオーステナ
イトの安定性は減少しフェライト変態が促進されること
になる。

上記について、第１表に示す組成のビレットを１２００
℃に加熱してから１０００℃以上の温度で３０％の圧下
率で圧延し、続いて７５０〜１０００℃の温度域で圧下
率を変化させて圧延しその後０．５νυ　で冷却した場
合と、上記の工程において１０００℃以上における圧延
を省略しその他は同一工程で処理した場合について硬さ
を調査し、７５０〜１０００℃の温度範囲における圧下
率と硬さの関係を第２図に示した。第２図から明らかな
とおり、１．０００℃以上の温度域において圧下率３０
％の圧延を行い続いて７５０〜１ｏｏｏ℃の温度範囲で
圧延した場合は、１０００ｔ：：以上における圧延をし
なかった場合に比較して硬さ水準が著しく低下し軟化し
ていることが分る。　ｔｏｏ。

℃以上と７５０〜１０００℃の温度範囲と２段の圧延を
した場合は後者圧下率が５０％以上になると硬さが著し
く低下し軟化するのに対し、圧下率５０％未満において
は硬さの低下率は小さい。この理由から７５０〜１００
０℃の温度範囲における圧下率を５０％以上に限定した
。また１０００℃以上における圧延を行わなかった場合
は、７５０〜１０００℃の温度範囲において圧延を強化
し圧下率が６５％以上になると硬さは急激に低下するが
、元来その水準が高いため低下したとしてもその絶対値
は高くなお硬質である。

また圧延温度範囲を７５０〜１０００℃の温度範囲に限
定した理由は、本発明法の化学組成と圧延条件において
はＡｒｃ変態点が７００℃付近であるので、それ以下に
おいて圧延を行うと析出したフェライト粒を加工し材質
を劣化させるので圧延温度の下限を７５０℃に限定し、
上限が１０００℃を越すとフェライトの析出サイトの付
与効果が少なくなるので上限を１０００℃としたＩ上記
の如（，１０００℃以上における３０％以上の圧延と、
７５０〜１０００℃の温度範囲における５０９６以上の
圧延と２段階に分けて圧延したーを１℃／秒　以下の冷
却速度で変態終了まで冷却すると、フェライト粒が十分
に発生、成長しほとんどマルテンサイトあるいはベイナ
イトの発生は抑制され、十分軟化したフェライト−パー
ライト組織が得られる。この場合、冷却速度が１℃／秒
を越えるとフェライト粒の発生、成長が不完全となると
共に、冷間鍛造性および切削性を劣化させるマルテンサ
イトあるいはベイナイトの混入が起こり軟化が不完全と
なるので、冷却速度を１℃／秒以下に限定した。

実施例１ 第１表に示す組成の鋼からビレットを製造し、このビレ
ットから第２表に示す圧延条件および冷却速度で仕上寸
法１６■φの棒鋼を製造し、硬さ、圧縮試験における限
界据込率および切削における工具寿命を試験し、その結
果を同じく第２表に示した。なお切削性試験は工具Ｐ−
１０スローアウェイタイプ、切削速度２５０　ｍ／ｎｎ
１ｎ　ｓ切込み２．０露、送り速度０．２４　ｓｍ／ｒ
ｅｖ、無潤滑、Ｖｍ−０，２ｍフランクなる条件で行つ
・た。

＠２表において、供試材ム１および雇２は冷却速度が１
℃／秒を越えており、フェライト組織中にベイナイトが
多量に混入し、硬さが高く、限界据込率および工具寿命
が低い、これに対し供試材層３および扁４は本発明例で
あり冷却速度はＩＶ秒以下であるので、硬さが著しく低
く軟化しており限、界据込率および工具寿命も大幅に向
上しでいる。

供試材ム５は圧下率が本発明の限定条件内であるが仕上
温度が７００℃と低く、フェライト変態が一部始まり、
それが加工を受けたため異方性が大きくなって限界据込
率および工具寿命が低下している。供試材Ａ６は１００
０℃以上の温度においてのみ圧延を行い、適正冷却条件
で冷却した場合であって従来の圧延方法に該当するが、
この場合はフェライトの析出が不十分であって、ベイナ
イト組織が大半を占めている。これは７５０〜１０００
℃の温度における圧延がないためフェライト変態が促進
されないことによるものであり、この結果硬度が高く限
界据込率および工具寿命が低い。

供試材ＪＥ７は７５０〜１０００℃の温度範囲における
圧下率が４０％と低く、供試材層６と回様にフェライト
の発生が少なく硬度が高く、軟化不足のため限界据込率
および工具寿命が低い。

上記の如く圧延条件および冷延条件が本発明の限定条件
を満足しないと、硬度が高くなり、限界据込率および工
具寿命が低いのに対し、本発明の限定条件内であれぼ熱
間圧延のままで良好な冷間鍛造性および切削性を有する
−を製造できた。

実施例２ 第３表に示す組成の鋼種記号Ｂ−Ｅの１ｉＩｌｌｆ溶製
し、これらのビレットから第４表に示す圧延条件および
冷却速度で仕上寸法１６■φの棒鋼を製造し、これら棒
−の硬さ、圧縮試験における限界据込率およびＪＩＳジ
１シー試験における焼入端から２５−の位置におけるｐ
ツクウェル硬度Ｊ□−を測定し、結果を第５表に示した
。

第５表から明らかな如く供試材Ａ８〜１０のい第５表 ずれの化学組成においても軟化が十分に進行しており、
限界据込率も高く、良好な冷間鍛造性を有しており、更
に焼入時の焼入性もＢの含有によりきわめて良好となっ
ている。

上記の実施例からも明らかな如く１本発明は特定成分へ
−を１０００℃以上と７５０〜１０００℃の温度範囲に
分けて圧延した後、適正な冷却条件で変態させることに
より、熱間圧延のままですぐれた冷間鍛造性および切削
性を有しかつ高い焼入性を具備した機械構造用鋼線、棒
鋼の製造を可能とし、生産性を向上しコストを低減する
効果をあげることができた。

【図面の簡単な説明】

第１図は１０００℃以上の温度における圧下率と製品の
硬さとの関係を示す線図、第２図は７５０〜１０００℃
の温度範囲の圧下率と製品の硬さとの関係を示す線図で
ある。 代理人　中　路　武　雄 第１１円

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量比でＣ：ｏ、ｔｏ〜０．５０％、Ｓｌ　ｌ　
   ０．１０〜０．５０％、Ｍｎ　ｓ　Ｏ，３〜１．８％、
   Ｂ：ｏ、ｏｏｏ２〜０．００５％を含み、更に必要に応
   じてＯｒ　ｔｏ、２〜１．５％、Ｍｏ：０．１０〜０．
   ８０％、Ｎｌ　ｌ　０．３〜１．５％のうちから選ばれ
   た１種または２種以上を含み、かつ下記式で示される炭
   素当量が０．３０％以上であり残部がｒｅ　　および不
   可避的不純物より成る鋼を熱間圧延するに際し１０００
   ℃以上の温度において圧下率３０％以上の圧延をする工
   程と、引続いて７５０〜１０００℃の温度範囲において
   圧下率５０％以上の圧延をする工程と、前記熱間圧延後
   １℃２４沙以下の冷却速度で変態終了まで冷却する工程
   と、を有して成ることを特徴とする機械構造用鋼線、棒
   鋼の直接軟化処理方法。 記 炭素当１　（Ｘ）　＝　ＣＸ＋Ｓｉ％／２４＋ＭｎＸ／
   ６＋ＭＯ％／４＋Ｃｒ　Ｘ／８　＋　Ｎ　Ｉ　Ｘ／４０