JPS58164751A - 冷間鍛造用鋼およびその製造方法 - Google Patents
冷間鍛造用鋼およびその製造方法Info
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- JPS58164751A JPS58164751A JP4468682A JP4468682A JPS58164751A JP S58164751 A JPS58164751 A JP S58164751A JP 4468682 A JP4468682 A JP 4468682A JP 4468682 A JP4468682 A JP 4468682A JP S58164751 A JPS58164751 A JP S58164751A
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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。
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Description
【発明の詳細な説明】
仁の発明は、特に冷間鍛造等の冷間間性加工用に適した
冷間鍛造用鋼およびその製造方法に関するものである。
冷間鍛造用鋼およびその製造方法に関するものである。
一般に、冷間加工は熱間加工に比較して材料屑の発生が
少なく、材料歩留りが向上するという利点を有している
だけでなく、工程の自動化や高速化等によって生産コス
トの低減が可能であ）、加えて寸法精度の向上や作業環
境の改善が実現できるなどの数多くの利点を有している
ため、冷間加工の採用は今後ますます広まる傾向にある
。
少なく、材料歩留りが向上するという利点を有している
だけでなく、工程の自動化や高速化等によって生産コス
トの低減が可能であ）、加えて寸法精度の向上や作業環
境の改善が実現できるなどの数多くの利点を有している
ため、冷間加工の採用は今後ますます広まる傾向にある
。
このような冷間加工のうち、特に冷間鍛造用に適する鋼
に請求される特性としては、■冷間鍛造時に割゛れの発
生がないこと、■冷間鍛造後の浸炭および焼入れ等の熱
処理時に靭性低下および熱−理歪の原因となるオーステ
ナイト結晶粒の粗大□化が発生しないこと、などが特に
あげらＩる。これらのうち、■の対策としては、これ壕
で、冷間鍛造時の割れの起点となる酸化物系および硫化
物系介在物を極力減少させるために、ＯおよびＳ含有量
を極微量に規制する方法をとってきた。しかし、製鋼段
階で０およびＳを極微量に規制することは非常な困難が
伴い、割れ発生を皆無にする程度までＯおよびＳ含有量
を下げることは至難であり、ＯおよびＳ含有量の極微量
上限規制には問題があつ九。また、Ｓ含有量を極微量に
規制すると、被剛性が劣るという問題も有していた。一
方、上記■の対策としては、いまだ十分な方法が確立さ
八ていないのが現状である。
に請求される特性としては、■冷間鍛造時に割゛れの発
生がないこと、■冷間鍛造後の浸炭および焼入れ等の熱
処理時に靭性低下および熱−理歪の原因となるオーステ
ナイト結晶粒の粗大□化が発生しないこと、などが特に
あげらＩる。これらのうち、■の対策としては、これ壕
で、冷間鍛造時の割れの起点となる酸化物系および硫化
物系介在物を極力減少させるために、ＯおよびＳ含有量
を極微量に規制する方法をとってきた。しかし、製鋼段
階で０およびＳを極微量に規制することは非常な困難が
伴い、割れ発生を皆無にする程度までＯおよびＳ含有量
を下げることは至難であり、ＯおよびＳ含有量の極微量
上限規制には問題があつ九。また、Ｓ含有量を極微量に
規制すると、被剛性が劣るという問題も有していた。一
方、上記■の対策としては、いまだ十分な方法が確立さ
八ていないのが現状である。
この発明は、上記したような従来の問題点に着目してな
され良もので、０およびＳ含有量を極微量に規制しなく
とも嵐く、通常の製鋼段階で上限を規制することが容易
であるＯおよびＳ含有量として、冷間鍛造等の冷間重性
加工時に割れ発生がない冷間鍛造用鋼を得ることを目的
としている。
され良もので、０およびＳ含有量を極微量に規制しなく
とも嵐く、通常の製鋼段階で上限を規制することが容易
であるＯおよびＳ含有量として、冷間鍛造等の冷間重性
加工時に割れ発生がない冷間鍛造用鋼を得ることを目的
としている。
本発明者らは種々の実験研究を積重ね九結果、フェライ
ト＋パーライトの組織を有しかつフェライト結晶粒が小
さい鋼はど冷間鍛造性が向上することを新規に見出し、
同時に、−のような組織を有しかつ黴細なフェライト結
晶粒を得るための適切な成分および圧延加熱温度を゛見
出し九。
ト＋パーライトの組織を有しかつフェライト結晶粒が小
さい鋼はど冷間鍛造性が向上することを新規に見出し、
同時に、−のような組織を有しかつ黴細なフェライト結
晶粒を得るための適切な成分および圧延加熱温度を゛見
出し九。
すなわち、この発明による冷間鍛造用鋼は、フェライト
＋パーライト組織を有しかつフェライト結晶粒度番号が
９以上であることを特徴としている。
＋パーライト組織を有しかつフェライト結晶粒度番号が
９以上であることを特徴としている。
この発ＦＩＡにおいて称する冷間鍛造用鋼は、冷間鍛造
加工その他の冷間塑性加工に適する鋼であり、製品の組
織をフェライト＋パーライト組織と規定したのは、製品
圧延材をそのまま冷間鍛造加工する場合、ベイナイト組
織ではフェライト＋パーライト組織に比較して硬く、金
型寿命が低下するためである。また、フェライト結晶粒
度番号′ｔ−９以上としたのは、冷間鍛造加工時に割れ
が発生するのを防止するためである。なお、ここでいう
フェライト結晶粒度番号は、ＪＩＳ Ｇ ０５５２に規
定する“鋼のフェライト結晶粒度試験方法”に準じて測
定した場合の値である。
加工その他の冷間塑性加工に適する鋼であり、製品の組
織をフェライト＋パーライト組織と規定したのは、製品
圧延材をそのまま冷間鍛造加工する場合、ベイナイト組
織ではフェライト＋パーライト組織に比較して硬く、金
型寿命が低下するためである。また、フェライト結晶粒
度番号′ｔ−９以上としたのは、冷間鍛造加工時に割れ
が発生するのを防止するためである。なお、ここでいう
フェライト結晶粒度番号は、ＪＩＳ Ｇ ０５５２に規
定する“鋼のフェライト結晶粒度試験方法”に準じて測
定した場合の値である。
また、この発明においては、上記し九冷間鍛造用鋼を製
造する冬めに、ｋＬ 、 ＴＩ 、 Ｎｂ 、 Ｖ 、
Ｚｒ 。
造する冬めに、ｋＬ 、 ＴＩ 、 Ｎｂ 、 Ｖ 、
Ｚｒ 。
’ｌ’ａ 、 Ｈｆのうちから選ばれる元素の１種以上
を合計量でｏ、ｏｏｓ原手、−以上、Ｃ十Ｎを合計量で
ｏ、ｏｏｓ原子−以上ミその他適宜の合金元素を含有
、し、０＜、２０ ｐｐｍ 、 ８＜０．０２５重
量−に規制し九溶鋼から連続鋳造法を九は鋼塊法により
鋳片または鋼塊を製造し、前記鋳片ま九社鋼塊を１１５
０〜１３５０℃にした後鋼片まで圧延し、次いで前記鋼
片を８５０〜１１５０’ＣＫＬ九後圧延するようにし九
ことを特徴としている。
を合計量でｏ、ｏｏｓ原手、−以上、Ｃ十Ｎを合計量で
ｏ、ｏｏｓ原子−以上ミその他適宜の合金元素を含有
、し、０＜、２０ ｐｐｍ 、 ８＜０．０２５重
量−に規制し九溶鋼から連続鋳造法を九は鋼塊法により
鋳片または鋼塊を製造し、前記鋳片ま九社鋼塊を１１５
０〜１３５０℃にした後鋼片まで圧延し、次いで前記鋼
片を８５０〜１１５０’ＣＫＬ九後圧延するようにし九
ことを特徴としている。
上記し九ムＬ 、 Ｔ１ 、 Ｎｂ 、 Ｖ 、 Ｚｒ
、 Ｔａ 、 Ｈｆは、ＣおよびＮと結合して、Ａｊ
Ｎ 、 ＴｉＣ、ＴＩＮ 、 Ｎｂ（Ｃ，Ｎ） 、 Ｖ
（Ｃ，Ｎ） 、 ＺｒＣ、ＺｒＮ 、 Ｔａ （Ｃ，
Ｎ）。
、 Ｔａ 、 Ｈｆは、ＣおよびＮと結合して、Ａｊ
Ｎ 、 ＴｉＣ、ＴＩＮ 、 Ｎｂ（Ｃ，Ｎ） 、 Ｖ
（Ｃ，Ｎ） 、 ＺｒＣ、ＺｒＮ 、 Ｔａ （Ｃ，
Ｎ）。
ＨｆＣ、ＨｆＮなどの炭窒化物を形成する元素である。
これらの炭窒化物は鋼材がム８点以上まで加熱されると
ｉ＆にオーステナイト結晶粒の核生成場所となり、ま九
、オーステナイト結晶粒の成長を阻止することｋより微
細なオーステナイト結晶粒が生成し、最終的に微細なフ
ェライト結晶粒を得るのに有効であるので含有させ九。
ｉ＆にオーステナイト結晶粒の核生成場所となり、ま九
、オーステナイト結晶粒の成長を阻止することｋより微
細なオーステナイト結晶粒が生成し、最終的に微細なフ
ェライト結晶粒を得るのに有効であるので含有させ九。
この場合、ムｔ。
ＴＩ 、 Ｎｂ 、 Ｖ 、 Ｚｒ ｅ Ｔａ 、 Ｈ
ｆの合計がｏ、ｏｏｓ原子慢よりも少ないと、上記し九
炭窒化物による効果が得られない。また、上記ｏ、ｏｏ
ｓ原子−という量は、冷間鍛造後に熱処理し九場合に、
オーステナイト結晶粒の粗大化をも阻止することができ
る最低量である。
ｆの合計がｏ、ｏｏｓ原子慢よりも少ないと、上記し九
炭窒化物による効果が得られない。また、上記ｏ、ｏｏ
ｓ原子−という量は、冷間鍛造後に熱処理し九場合に、
オーステナイト結晶粒の粗大化をも阻止することができ
る最低量である。
まえ、ＣおよびＮは化学量論的にＡｊ 、 Ｔｉ 。
Ｎｂ 、 Ｖ 、 Ｚｒ 、 Ｔａ 、 Ｈｆが十分な
量の炭窒化物管形成することができるようＫＳ９計量で
ｏ、ｏｏｓ原子−以上含有させる。しかし、冷間鍛造用
鋼として考えた場合、Ｃ含有量があまり多いと硬さが増
大し、冷間鍛造用金型の寿命の点で不利となる丸め、そ
の上限はおよそ０．５重量−程度とするのが曳い。また
、Ｎ含有量があまシ多いとブローを発生し、鋼塊ｔｉは
鋳片の健全性が損われるので、その上限はおよそ０．０
３重量係程度とするのが嵐い。
量の炭窒化物管形成することができるようＫＳ９計量で
ｏ、ｏｏｓ原子−以上含有させる。しかし、冷間鍛造用
鋼として考えた場合、Ｃ含有量があまり多いと硬さが増
大し、冷間鍛造用金型の寿命の点で不利となる丸め、そ
の上限はおよそ０．５重量−程度とするのが曳い。また
、Ｎ含有量があまシ多いとブローを発生し、鋼塊ｔｉは
鋳片の健全性が損われるので、その上限はおよそ０．０
３重量係程度とするのが嵐い。
さらに、冷間鍛造時に割、れの起点となる酸化物系およ
び硫化物系介在物を、支障のない程度まで減少させるた
めに、製鋼段階において、Ｏ（２０ｐｐｍ 、 Ｓ （
０，０２５重量−に規制する。
び硫化物系介在物を、支障のない程度まで減少させるた
めに、製鋼段階において、Ｏ（２０ｐｐｍ 、 Ｓ （
０，０２５重量−に規制する。
このように成分調整し九溶鋼から連続鋳造法または鋼塊
法により鋳片または鋼塊を製造し、前記−片または鋼塊
を１１５０〜１３５０℃にし死後鋼片まで圧延する。
法により鋳片または鋼塊を製造し、前記−片または鋼塊
を１１５０〜１３５０℃にし死後鋼片まで圧延する。
このとき、鋳片または鋼塊の圧延時に１１５０〜１３５
０ＣＫするのは、次工程の鋼片圧延において、オーステ
ナイト結晶粒の微細化に有効な微細な上記ムＬ −Ｈｆ
の炭窒化物を析出させる丸め、前記鋳片を九は鋼塊の凝
固冷却時に晶出あるいは析出した大きなｋｌ −Ｈｆの
炭窒化物をいつ九ん固溶ｉせるためである。すなわち、
上記温度が１１５０℃よりも低いと大型の炭窒化物が十
分固溶せず、１３５０でよりも高いとオーステナイト結
晶粒が異常に大きくなり、その影響が製品Ｋまで持ち越
され、黴細なフェライト結晶粒が得られなくなるので、
上記の温度範囲とする。
０ＣＫするのは、次工程の鋼片圧延において、オーステ
ナイト結晶粒の微細化に有効な微細な上記ムＬ −Ｈｆ
の炭窒化物を析出させる丸め、前記鋳片を九は鋼塊の凝
固冷却時に晶出あるいは析出した大きなｋｌ −Ｈｆの
炭窒化物をいつ九ん固溶ｉせるためである。すなわち、
上記温度が１１５０℃よりも低いと大型の炭窒化物が十
分固溶せず、１３５０でよりも高いとオーステナイト結
晶粒が異常に大きくなり、その影響が製品Ｋまで持ち越
され、黴細なフェライト結晶粒が得られなくなるので、
上記の温度範囲とする。
次いで、上記圧延によって得られ丸鋼片を８５０−ｉｉ
ｓｏ℃にし死後製品まで圧延するが、上記ムｔ−Ｈｆの
炭窒化物を十分固溶し丸鋼片を８５０〜１１５０ＣＫす
ると、オーステナイト結晶粒の微細化に有効な微細な炭
窒化−、が析出する。しかし、鋼片を１１５０℃よシも
高１（仏温変にすると、オーステナイト結晶粒が粗大化
してしまい、製品において粒度番号が９以上の黴細なフ
ェライト結晶粒を得ることができない。を九、鋼片を８
５０℃よりも低い温鼻にして製品圧延を行った場曾には
、材料の変形抵抗が増大して圧延が困峻となる。
ｓｏ℃にし死後製品まで圧延するが、上記ムｔ−Ｈｆの
炭窒化物を十分固溶し丸鋼片を８５０〜１１５０ＣＫす
ると、オーステナイト結晶粒の微細化に有効な微細な炭
窒化−、が析出する。しかし、鋼片を１１５０℃よシも
高１（仏温変にすると、オーステナイト結晶粒が粗大化
してしまい、製品において粒度番号が９以上の黴細なフ
ェライト結晶粒を得ることができない。を九、鋼片を８
５０℃よりも低い温鼻にして製品圧延を行った場曾には
、材料の変形抵抗が増大して圧延が困峻となる。
その九め、鋼片圧延時の温度は８５０〜１１５Ｇ℃とす
る。
る。
このようｋして圧延した後の製品すなわち冷間鍛造用鋼
は、フェライト＋パーライトの組織を有しかつフェライ
ト結晶粒度番号が９以上の微細なものであり、冷間鍛造
等の冷間塑性加工を行つ九場合に割れの発生を生じない
すぐれ九特性を有している。また、熱処理時のオーステ
ナイト結晶粒の粗大化をも防止することができる。
は、フェライト＋パーライトの組織を有しかつフェライ
ト結晶粒度番号が９以上の微細なものであり、冷間鍛造
等の冷間塑性加工を行つ九場合に割れの発生を生じない
すぐれ九特性を有している。また、熱処理時のオーステ
ナイト結晶粒の粗大化をも防止することができる。
以下、実施例について説明する。
まず、表に示す化学成分の鋼を溶製したのち、連続鋳造
法によって鋳片を製造した。次に、前記１） 一片を同じく表に示す温度に加熱した後鋼片まで′１１ 圧延し、次いで前記鋼片を同じく表に示す温度に□、。
法によって鋳片を製造した。次に、前記１） 一片を同じく表に示す温度に加熱した後鋼片まで′１１ 圧延し、次いで前記鋼片を同じく表に示す温度に□、。
再加熱し友後直径８’ ８ ｆＩＩＩの製品まで圧延し
喪。
喪。
・ ａ
次に１１紀製品のレエライト結晶粒度を調べる
まために、、ＪＩＳ Ｇ ０５５２に規定する１鋼のフ
ェライト結晶粒度試験方法”に準じた試験を行った。
まために、、ＪＩＳ Ｇ ０５５２に規定する１鋼のフ
ェライト結晶粒度試験方法”に準じた試験を行った。
その結果を同じ＜Ｉ！に示す。
さらに１上記製品の冷間鍛造性を調べる丸めに、前記直
径３８−の製品を圧下率ｇｏ、ｓｓ、ｇｏ。
径３８−の製品を圧下率ｇｏ、ｓｓ、ｇｏ。
６５．７０，７５％で冷間鍛造を行い、冷間加工時の割
れ発生の有無を調べた。これらの結果を同じく表および
第１図、第２図に示す。なお、第１図は７０−圧下時の
割れ発生率を調べた結果を示すものであ抄、第２図は表
に示す鋼種Ｂ、Ｄについて圧下率の変化による割れ発生
率の変化を調べ九結果を示すものである。
れ発生の有無を調べた。これらの結果を同じく表および
第１図、第２図に示す。なお、第１図は７０−圧下時の
割れ発生率を調べた結果を示すものであ抄、第２図は表
に示す鋼種Ｂ、Ｄについて圧下率の変化による割れ発生
率の変化を調べ九結果を示すものである。
表および図面から明らかなように１フ工ライト結晶粒度
番号が９以上である鋼種Ａ、Ｂ、Ｃではいずれも割れ発
生率が著しく低く、圧下率７５９！でごくわずかに割れ
が発生し九にすぎないという非常に良好な結果を得るこ
とができた。これに対してフェライト結晶粒度番号が９
未満である鋼種り、Ｅ、Ｆ、Ｇではいずれも割れ発生率
が高く、フェライト結晶粒度番号にほぼ比例して割れ発
生率が増加するという結果が得られ九。そして、フェラ
イト結晶粒度番号が小さい鋼種りの場合には、圧下率の
増加に伴なって割れ発生率が急激に増大することが明ら
かとなった。
番号が９以上である鋼種Ａ、Ｂ、Ｃではいずれも割れ発
生率が著しく低く、圧下率７５９！でごくわずかに割れ
が発生し九にすぎないという非常に良好な結果を得るこ
とができた。これに対してフェライト結晶粒度番号が９
未満である鋼種り、Ｅ、Ｆ、Ｇではいずれも割れ発生率
が高く、フェライト結晶粒度番号にほぼ比例して割れ発
生率が増加するという結果が得られ九。そして、フェラ
イト結晶粒度番号が小さい鋼種りの場合には、圧下率の
増加に伴なって割れ発生率が急激に増大することが明ら
かとなった。
また、上記のようなフェライト結晶粒度番号９以上の冷
間鍛造用鋼は、この発明の製造方法によって得ることが
できるが、鋳片あるいは鋼塊圧延時論熱温度、鋼片圧延
時論熱温度が適切でない鋼種Ｄ−Ｇの場合には同表に示
すようにフェライト結晶粒度番号９以上の冷間鍛造用鋼
を得ることができなら。
間鍛造用鋼は、この発明の製造方法によって得ることが
できるが、鋳片あるいは鋼塊圧延時論熱温度、鋼片圧延
時論熱温度が適切でない鋼種Ｄ−Ｇの場合には同表に示
すようにフェライト結晶粒度番号９以上の冷間鍛造用鋼
を得ることができなら。
以上説明してきたように１この発明によれば、冷間鍛造
等の冷間塑性加工時に割れ発生がほとんどない冷間鍛造
用鋼を得ることができ、冷間加工とりわけ冷間塑性加工
のもつすぐれ九特性を十分に活かすことが可能であり、
冷間加工後に熱処理を施し九ときに結晶粒の粗大化を防
ぐことができ、靭性がすぐれかつ熱処塩歪が少ない加工
品を得ることがで自るなどの著大なる効果を有する。
等の冷間塑性加工時に割れ発生がほとんどない冷間鍛造
用鋼を得ることができ、冷間加工とりわけ冷間塑性加工
のもつすぐれ九特性を十分に活かすことが可能であり、
冷間加工後に熱処理を施し九ときに結晶粒の粗大化を防
ぐことができ、靭性がすぐれかつ熱処塩歪が少ない加工
品を得ることがで自るなどの著大なる効果を有する。
第１図および第２図はこの発明の一実施例において調ぺ
九７エライト結晶粒度番号と７０９６圧下時の割れ発生
率との関係を示すグラフおよび圧下率の変化による割れ
発生率の変化を示すグラフで３ある。 特許出願人 大同特殊鋼株式会社
九７エライト結晶粒度番号と７０９６圧下時の割れ発生
率との関係を示すグラフおよび圧下率の変化による割れ
発生率の変化を示すグラフで３ある。 特許出願人 大同特殊鋼株式会社
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 （ｉ） フェライト中パーライトの組織を有しかつフ
ェライト結晶粒度番号が９以上であることを特徴とする
冷間鍛造用鋼。 （２） ｋＬ 、 ＴＩ 、 Ｎｂ 、 Ｖ 、 Ｚ
ｒ 、 Ｔａ 、 Ｈｆのうちから選ばれる一晃素の１
種以上を合計ｉでｏ、ｏｏｓ原子−以上、Ｃ＋Ｎを合計
量でｏ、ｏｏｓ原子−以上含有シ、Ｏ≦２０ ｐｐｍ
、 ８ （０，０２５重量ｇＩＩＫ規制した溶鋼から連
続鋳造法壕九は一塊法によ〉゛鋳片または鋼塊□を製造
し、前記鋳片または鋼塊を１１５０〜１３５０ｔｌ：Ｋ
ｌ、先後鋼片まで圧延し、次いで前記鋼片を８５０〜！
１５０℃にしム□後圧延することを特徴とする冷間鍛造
用鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4468682A JPS58164751A (ja) | 1982-03-23 | 1982-03-23 | 冷間鍛造用鋼およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4468682A JPS58164751A (ja) | 1982-03-23 | 1982-03-23 | 冷間鍛造用鋼およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS58164751A true JPS58164751A (ja) | 1983-09-29 |
Family
ID=12698305
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4468682A Pending JPS58164751A (ja) | 1982-03-23 | 1982-03-23 | 冷間鍛造用鋼およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS58164751A (ja) |
Cited By (9)
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|---|---|---|---|---|
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| JPH02225620A (ja) * | 1989-02-27 | 1990-09-07 | Kobe Steel Ltd | 冷間鍛造性にすぐれる肌焼鋼の製造方法 |
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-
1982
- 1982-03-23 JP JP4468682A patent/JPS58164751A/ja active Pending
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