JPS5858235A - 構造用鋼線・棒鋼の直接軟化熱処理方法 - 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、構造用鋼線・棒鋼の直接軟化熱処理方法に関
するものである。

一般に、自動車用ギヤ、ボルト、シャフトなどに用いら
れる構造用合金鋼鋼線及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。これは熱間圧延材の硬度
が極めて高く、そのまま切削加工や冷間鍛造等を行うと
１異寿命の低下を切削能率の低下２割れの発生などが起
こるためである。このため、例えば８０）［４Ｉｓｓで
はり１θ℃コ時間保持後、４！０℃までｉｎ”ｃ／時の
徐冷といった熱処理が行なわれる。

したがってこの処理のため加熱用熱源等の設備が必要な
だけでなく、スケール付着への対策など省資源、省エネ
ルギー、コスト、生産性など多くのレスがある。

本発明は、冷間鍛造性及び切削性に優れた鋼線・棒鋼の
製造に際し、熱間圧延材に軟化焼鈍処理を施した後に加
工する従来の製造方法の有する前記諸欠点を除去、改曽
して、従来方法による如き軟化焼鈍を行なわずに、直接
熱間圧延により冷間鍛造性及び切削性に優れる構造用鋼
線、棒鋼を製造するための直接軟化熱処理方法を提供す
ることを目的とするものであり、特許請求の範匣記職の
方法を提供することによって前記目的を達成することが
できる。すなわち本発明は、 ［Ｏｏ、ｌｏ　〜ｏ、ｔｏ％ｅ　ｓｔ　０−１０〜０−
１０％　ｓ　ｋｈｌｏ、Ｊ〜ｉ、を襲を含み、必要に応
じてＯｒ　Ｏｅ　Ｊ〜ｉ、ｒ襲ｙ　Ｎｏ　Ｏ，／〜０．
１襲ｅ　Ｎｉ　Ｏ，Ｊ〜八へ弧のうちから選ばれる何れ
か１種または一種以上を含有し、残部ｒ・および不可避
的不純物からなり、かつ下記の式により算出される炭素
当量がＯ，ＳＯ−以上である鋼を１０００℃より高い温
度範囲内で圧下率３０％以上になるまで圧延し、引続い
て７１０−１０００℃の温度範囲内で圧下率！１０　％
以上になるまで圧延した後、／”Ｃ／秒以下の冷却速度
で変態が完了するまで冷却することを特徴とする構造用
鋼線・棒鋼の直接軟化処理方法。

炭素当量襲−〇％十８１−／評＋Ｋｎ％／６＋　）［ｏ
　％／ｕ　＋　Ｏｒ％／ｓ＋ＨｘＶ＊ｏ＋Ｖ％／ｌダ」
に関するものである。

次に本発明の詳細な説明する。

本発明において成分組成を限走する理由を説明する。

０は鋼の焼入性を向上させ、強度を容易に上昇させるに
有効な元素であるが、０は０．ＩＯ−より少ないと上記
効果が得られず、一方０は０．３０−より多いと焼入性
が高まり過ぎて被剛性が悪化して本発明の目的を達成す
ることができなし九ので、０蚤まＱ、７０〜０．１０％
の範囲内にする必要がある。

Ｓｌは脱酸を促進し、強度を上昇させる点で、０と同様
に有効な元素であるが、８ｔはａ、１０％より少ないと
前記効果が少なく、−万〇、ｊＯ％より多いと硬化が着
しく、冷間鍛造性ならびに切削性を損うので、８１は０
．１０〜０．３０％の範囲内にする必要がある。

ｈは焼入性を向上させ、強度を上昇させる作用のある元
素であるが、０．３≦より少ないと前記作用が少なく、
−ガムｔ％より多いと焼入性が高くなり過ぎると共に硬
化が着しく、冷間鍛造性ならびに切削性を損うので、Ｍ
ｌｌは０．３〜八へｇの範囲内にする必要がある。

本発明によれば、Ｏｖ　Ｓｉ　ｍ　）［Ｎ１と共に必要
に応じてＯｒ　を翼６　ｅ　Ｎｉのうちから遷ばれる何
れか１種または一種以上をＯｒにあっては０．Ｊ　−／
−ｋ　％　ｙＮｏにあっては０．／〜ｏ、を襲−Ｎ１に
あっては０．３〜八！憾を含有させることができる。

Ｌｌｒは固溶強化元素として知られ、また焼入性で向上
させて強度を上昇させる作用！−有する元素であるが、
ＯｒはＯ８−一より少ないと前記作用が少なく、−ガム
！−より多いと焼入性が高くなり過ぎ、また多量の添加
はコストを上昇させるばかりでなく切削性−冷間鍛造性
及び燐酸亜鉛等の潤滑装膜の付着性を低下させるので、
Ｏｒはθ、−〜八！邦へ範囲内にすることが有利である
。

Ｍｏは強い固溶強化性を有し、焼入性を向上させ、かつ
小量の含有は切削性を向上させる作用を有する元素であ
るが、ＭＯは０．１０％より少ないと前記作用が期待で
きず、一方０．１％より多いと硬化が着しく高くなり、
焼入性が上昇し、冷間鍛造性および切削性を損うのでＭ
ｏは０．１〜０．１％の範囲内にすることが有利である
。

Ｎ１は綱の延性を向上させると共に、焼入性を向上させ
るに有効な元素であるが、０．３襲より少ないと上記効
果が少なく、−ガムｊ％より多いとＮ１が高価な元素で
あるためコストが上昇すると共に焼入性が高くなり過ぎ
て本発明の目的を達成することができなくなるので、Ｎ
ｒＧコ０．３〜八に％の範囲内にすることが有利である
、 本発明によれば、前記各元素を前記成分組成の範囲内に
すると共に、前記式（この式は日本溶接協会によって提
案された式である。）によって算出される炭素当量（０
・ｑ）がθ、ｊＯ％に満たないと本発明の圧延条件及び
冷却条件によらなくとも鋼線、欅綱が軟化し、従って軟
化焼鈍処理自体が不要となって、本発明の対象とはなら
ないので、本発明によれば炭素当量は０．３０％以上に
する必要がある。

本発明によれば、上記成分１ＩｆＩ成の鋼を、通常ピレ
ンＦとなし、１０００〜１Ｊｚｏ℃の温度領域におい゛
て圧下率がＪＯ３以上になるまで繰返し圧延する。

かくすることにより、オーステナイト粒は再結晶により
微細化され、後述するように７！θ〜７０００℃の圧延
ならびに冷却を経て冷間加工性に優れたフェライト−パ
ーライト組織を容易に形成させることができる。

一般に鋼の化学組成や圧延後の冷却条件が１走れた場合
には、製品であるａｍ、棒鋼等のミクジ組織の性状は主
としてオーステナイト粒径に依存し、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は上昇
し、マルテンサイトおよびベイナイトが形成され易くな
り、一方オーステナイＦ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ことが知ら
れている。

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、変態後においてフエライトーバーライシ粒間に粗大
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
及び冷間鍛造性が低下することが知られている。

かかる組織の生成による切削性及び冷間鍛造性の低下を
避けるため、本発明によれば鋼を少なくとも１０００〜
ｌコ！θ℃の温度領域内で３０％以上の圧　　′下率で
圧延を施して再結晶によるオーステナイト粒の微細化を
行う必要がある。

しかしながら、このように圧延してもオーステナイト粒
の微細化は未だ十分には達成されないので、本発明によ
れば前記圧延に引続いて、りｊθ〜１ｏｏｏ℃の温度範
囲内でｇｏ　３以上の圧下率で圧延を施す必要がある。

かくすることによってオーステナイト粒は再結晶を生起
することなく圧下率に応じて伸長する。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変形帯などの
形ですべて蓄積されるので、オーステナイトの安定度は
急激に低下し、７エライト変態が促進される。

本発明によれば、後述する如く１℃／秒以下の冷却速度
のもとで冷却されることにより、析出したフェライト粒
は十分に粒成長することができる。

この際フェライト粒の発生個所はオーステナイＦ゛粒界
ばかりでなく粒内にも多機発生するため均一性が向上し
、この時未変態オーステナイトも／”（７秒以下の冷却
速度のもとでの冷却により均一なパーライト組織となる
。従って通常熱間圧延材に見られるベイナイ）組織の混
入が防止され、この結果、本発明によれば鋼は著しく軟
化して冷間鍛造性及び切削性が着しく向上するのである
。

次に各湿度領域において圧下率を限定した理由を実験デ
ータに基いて説明する。

上記第１表に示す成分組成のビレットをｔＪｏｏ”ｃま
で加熱した後、１００σ℃以上の温度範囲内で圧下率を
種に変化させてそれぞれ圧延してからｏ、ｊ℃／秒の冷
却速度で冷却した場合と、同様にｌコｏ。

℃まで加熱後／　０００℃以上の温度範囲内で圧下率を
種々変化させて圧延後、さらに７ＩＯ−１０００”Ｃの
温度域において再びｖ弧の圧下率で圧延した後、θ、ｔ
　’Ｃ汚の冷却速度で冷却した場合との２つの場合につ
いて硬さをそれぞれ測迦した。第１図はこの結果を１０
００℃以上の温度領域での圧下率と硬さとの関係におい
て示す図である。同図から明らかなように１ｏｏｏ℃以
下で３０−圧下率の圧延を施した本発明による場合は１
０００℃以上の温度領域における圧下率が〃憾以上にな
ると硬さが着しく低下して軟化することが判る。

一方前者の１０００℃以下の温度領域において全熱圧延
を施さない場合は硬さは高く、圧下率が増加しても硬さ
の低下の程度は低くて軟化は進行することが困難である
ので冷間鍛造及び切削加工は困銀であることが判る。

前記実験データより判るように、本発明によれば、オー
ステナイト粒をｌＩ！細化することができ、しかも熱間
圧延を施すことによるだけで軟化することができる。か
かる軟化が達成される理由は、圧下率が３σ弧以上にな
るまで繰返し圧下すると、ビレツＹの加熱によって粗大
化したオーステナイト粒は再結晶を起して細粒化するか
らである。

本発明によれば、ｔｏｏｏ℃以上の温度領域において圧
下率３０襲以上になるまで圧延することによって、オー
ステナイト粒径は約Ｒμｍ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７エライシーバーライトにすることは難しく、マル
テンサイトおよびまたはベイナイトの混入は避は難い。

すなわち従来方法によれば１０００℃以上で圧延を施し
て充分にオーステナイトを細粒化した後、上記温度から
放冷乃至徐冷されるので、組織の軟化は十分には達成さ
れないのである。

本発明者岬は、完全な７エライＦ−バーティト組織を得
るには上記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棟を与えて７エライシーパーラ
イトへの変態を誘引することに想到したのである。すな
わちｔｏｏｏ℃以下の圧延によればオーステナイト粒は
再結晶を起こさず伸長される。従ってり３０〜７０００
℃の温度範囲内で圧延するとオーステナイト粒界には加
工歪が蓄積され、オーステナイド粒内には変形帯および
転位が数多く導入される。かかる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、７エライ
ト変態が促進されるに至るものと本発明者らは考えた。

よって本発明者らは、第１表に示す成分組成のビレット
について／−００℃に加熱してから、ｉｏｏ。

℃以上の温度域で〃−の圧下率で圧延を行って、その後
り５０〜１０００℃の温度域で圧下率を変化させて圧延
し、ｏ−ｚ　’ｅ／秒で冷却した場合と、同一成分組成
のビレットを／２００’Ｃに加熱してから、その後１０
００℃以上の温度域で圧延することなくワタθ〜１ｏｏ
ｏ℃の温度域で臣下率を変化させて圧延し、０−ｒ　”
ｃ／秒で冷却した場合とについてり５０〜１０００℃の
温度域での圧下率と硬さとの関係を関ぺ、この関係をＳ
ＪＷに示す。

すなわち、第１図から明らかなとおり、本発明によるご
と＜、１ｏｏｏ℃以上の温度域において圧下率ＪＯ襲ま
で圧延し、その後？ｔｏ−１０００”Ｃの温度領域で圧
延した場合は、１０００”Ｃ以上の温度域で圧延しない
場合に比べて、硬さレベルが着しく低下し、軟化してい
る。また、本発明により圧延した場合は、圧下率がお一
以上になると硬さが着しく低下し、軟化するのに対し、
圧下率がｋＯ４未満では硬さの低下率は小さい。また、
更にｉｏｏ。

℃以上の温度域での圧延を行なわなかった場合は、り５
０〜１０００℃の温度領域において圧延を強化し、圧下
率がｕ％以上となると硬さは急激に低下するが、元来が
そのレベルが高いため、低下したと云ってもその絶対値
は高い。

次に圧延温度をりｊ０〜１０００℃の範囲内にｉｉ＊す
る理由を説明する。

本発明によれば、成分組成上ムｒ３変腺点はり０θ℃付
近であるため、りｊｏ℃より低い温度で圧延を施すと析
出したフェライト粒を加工することになって材質を劣化
させるのでり１０℃以上で圧延を施す必要がある。

以上の通りに、圧延を１段階に分け、つまり７０００℃
を越える温度域においては圧下率がＪＯ％以上に達する
まで圧延し、その後、り！０〜／θ００℃の温度域にお
いては圧下率が９％以上になるように圧延し、このよう
に圧延された鋼を／　’Ｃ／秒以下の冷却速度で変態終
了まで冷却する。この様に冷却すると、フェライト粒が
十分に発生及び成長し、はとんどマルテンサイトまたは
ベイナイトの発生は抑えられ、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、冷却速度を／
”Ｃ／秒以下と限定した理由は、本発明の化学組成及び
圧延条件の範囲ではｔ　’ｌｃ／秒を越えるとフェライ
ト粒の発生及び成長が不完全となるとともに、冷間鍛造
性及び切削性を劣化させるマルテンサイトまたはベイナ
イトの混入が起り、軟化が不完全となるからである。

次に本発明を実施例について比較例と比較して説明する
。

実施例１ 第１表に示す成分組成の鋼ビレットを第−表に示す圧延
条件ならびに冷却速度条件によって製造した。

Ｌ記ビレットの仕上寸法は／基部φである。この時の硬
さ、圧縮試験における限界据込率及び切削における工具
寿命を求めたところ、第−表に示す通りであった。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２！ｒＯｍ／ｗｉｎｊ切込みコ、Ｏ−？送り
速度Ｏ，コ＃ｓｌｌ／Ｒ・Ｖ−無潤滑ｔｖＢ−θ、コ■
ｆｆ１ａｎｋなる条件にて行った。

＃！コ表において、比較例のＡＩおよびム一ではその冷
却速度が／　”（７秒以上であ−）で、この時は７工ラ
イト組織中にベイナイトが多量に混入し、硬さが高く、
限界据込率及び工具寿命も低い。これに対して、本発明
による如く冷却速度が／”Ｃ／秒以下である場合は、実
施例ＡＪ及び扁ダに示す様に、硬さは著しく低下し、軟
化しており限界据込率及び工具寿命も著しく向上する。

比較例Ａ、ｔは本発明の圧延条件範Ｈ内で圧延したが、
仕上温度を７００℃と低くした場合である。この場合は
７エフイト変態が一部始まり、それが加工を受けるため
異方性が大きくなって限界据込率及び工員寿命が低下し
た。

比較例のＡ６は１０００℃以上の温変域においてのみ圧
延を行い、適正冷却条件で冷却した場合であって通常圧
延に相当する。この場合はフェライトの析出が不十分で
、ベイナイ）組織が大半を占める。これはり３０〜１０
００℃の温度域での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る。この結果硬さも高く
、限界据込率及び工具寿命は低い。

比較例扁７は７ｋＯ〜７０００℃の温度域での圧下率が
３０弧と少ない場合である。この場合はＡ１と同様にフ
ェライトの発生が少なく、硬さが高い。したがって軟化
不足のため限界据込率及び工具寿命が低い。

以上の様に圧延条件及び冷却条件が本発明によるそれら
の限定外になると硬さが高くなり、限界据込率及び工具
−命が低いのに対し、限定内であれば、熱間圧延の亥虹
良好な冷間鍛造性及び切削性を有する鋼を製造できた。

実施例２ ＄１　　、？　　！　　　　（ｖ、１ 第３表に示す組成の鋼Ｂ−Ｄを溶製し、これらのビレッ
トを第参表に示す圧延条件および冷却速度で製造した。

仕上寸法は１６■φである。これら棒鋼の硬さ及び圧縮
試験における限界据込率を求めたところ、第亭表に示す
結果となった。

第　　ヂ　　表 第９表のＡｌ−１０はいずれの成分組成においても、軟
化が十分に進行しており、限界据込率も高く、良好な冷
間鍛造性を有していた。

以上従来法によれば、構造用合金鋼線及び欅銅は熱間圧
延材に軟化焼鈍処理を施した後に加工されるので、軟化
焼鈍のための設備が必要であるだけでなく、エネルギー
的にもｐスが多く、製造コスト、生産性の点でも問題が
あったが、本発明によれば、従来方法による軟化焼鈍処
理材と同勢の性能を有する鋼Ｓ、棒鋼を熱間圧延時の保
有熱を利用し、かつ生産性を損なうことなく経済的に得
ることができるので、産業上のメリットは大きい。

【図面の簡単な説明】

第１図はビレットを１００θ℃以上で圧延したときの圧
下率と硬さとの関係を示す図、第一図はビレットを１０
００℃以下で圧延したときの圧下率と硬さとの関係を示
す図である。 特許出願人　川崎製鉄株式金社

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、　　ＯＯ，１０〜６．１θ％＊　Ｓｉ　０−１０−
   ０．ｋＯ％　＊　Ｉｎθ、Ｊ〜／、１％を含み、必要に
   応じてＯｒ　Ｄ、Ｊ〜／、ｊ　％　ｓ　Ｎｏ　Ｏ，／　
   〜０．に％＃　Ｎｉ　Ｏ，３〜／、！弧のうちから選ば
   れる何れか７種または一種以上を含有し、残部Ｆ・およ
   び不可避的不純物からなり、かつ王妃の式により算出さ
   れる炭素当量が０．３０％以上である鋼を１ｏｏｏ℃よ
   り高い温度範囲内で圧下率３０　％以上になるまで圧延
   し、引続いてり３０〜１０００℃の温度範囲内で圧下率
   ｊ？％以上になるまで圧延した後、／　”Ｃ／秒以下の
   冷却速度で蛮態が完了するまで冷却することを特徴とす
   る構造用鋼線・棒鋼の直接軟化処理方法。 炭素当量％−〇％４１１襲／Ｍ！　＋　ＫＮ幡／１＋　
   ）［ｏ　％／　＃　＋　Ｏｒ　％／ｊ　＋　Ｍｉ　％／
   　００＋Ｖ％／／ダ