JPS5937723B2 - 冷間引抜きおよび冷間押出し加工性のすぐれた鋼材の製造法 - Google Patents
冷間引抜きおよび冷間押出し加工性のすぐれた鋼材の製造法Info
- Publication number
- JPS5937723B2 JPS5937723B2 JP16436980A JP16436980A JPS5937723B2 JP S5937723 B2 JPS5937723 B2 JP S5937723B2 JP 16436980 A JP16436980 A JP 16436980A JP 16436980 A JP16436980 A JP 16436980A JP S5937723 B2 JPS5937723 B2 JP S5937723B2
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- cold
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- steel
- steel materials
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- Expired
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Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
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- Chemical & Material Sciences (AREA)
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】
本発明は、冷間引抜きおよび冷間押出し加工性のすぐれ
た鋼材の製造法に関するものである。
た鋼材の製造法に関するものである。
従来、特に自動車用部品として使用されるリアアクスル
シャフトや段付ボルト等の段付部品は、８４５Ｃ等の炭
素鋼を切削加工して製造されていたが、近時冷間引抜き
および冷間押出し加工（以下冷間加工という）技術の向
上により、多量生産が可能となったため、前記段付部品
は、容器にかつ安価に製造できるようになった。しかし
圧延のままの鋼材を冷間加工すると変形能が低く、また
加工中に素材内部に円錐状の空洞冫 を生ずるカツピー
破断が起る等の問題があるため、一般に加工前に素材の
延性を高めるため焼ならしが行われている。
シャフトや段付ボルト等の段付部品は、８４５Ｃ等の炭
素鋼を切削加工して製造されていたが、近時冷間引抜き
および冷間押出し加工（以下冷間加工という）技術の向
上により、多量生産が可能となったため、前記段付部品
は、容器にかつ安価に製造できるようになった。しかし
圧延のままの鋼材を冷間加工すると変形能が低く、また
加工中に素材内部に円錐状の空洞冫 を生ずるカツピー
破断が起る等の問題があるため、一般に加工前に素材の
延性を高めるため焼ならしが行われている。
しかし焼ならしは、製品のコストアップの要因となり、
また素材表面に脱炭層を生じて加工後の製品表面の硬度
が低下し、耐摩耗１ 性が著しく低下する欠点があり、
しかも充分な変形能は得られない。本発明者らは、かか
る原因、特に冷間加工時に発生するカツピー破断の原因
について種々研究の結果、鋼組織特に炭化物の性状が重
要な要因であ； ることを見い出した。
また素材表面に脱炭層を生じて加工後の製品表面の硬度
が低下し、耐摩耗１ 性が著しく低下する欠点があり、
しかも充分な変形能は得られない。本発明者らは、かか
る原因、特に冷間加工時に発生するカツピー破断の原因
について種々研究の結果、鋼組織特に炭化物の性状が重
要な要因であ； ることを見い出した。
すなわち、冷間加工時のカツピー破断は、加工素材中心
軸附近のパーライ｝Ｆ２の延性の不足に起因する剪断破
壊であり、そしてパーライト粒の延性は、ラメラ−間隔
が小さく細粒の２ペーライトほど高く、剪断破壊は起り
にくいこと、またフェライトが細かいほど変形能が良く
、ベイナイトが生成すると変形能が悪化することが判っ
た。
軸附近のパーライ｝Ｆ２の延性の不足に起因する剪断破
壊であり、そしてパーライト粒の延性は、ラメラ−間隔
が小さく細粒の２ペーライトほど高く、剪断破壊は起り
にくいこと、またフェライトが細かいほど変形能が良く
、ベイナイトが生成すると変形能が悪化することが判っ
た。
そこで本発明者らは、炭素鋼の成分系について種々の条
件での圧延および冷却条件について試験１ を行った結
果、冷間加工性のすぐれた細粒のパーライトと微細フェ
ライトの二相組織よりなる鋼材の製造法を見い出した。
件での圧延および冷却条件について試験１ を行った結
果、冷間加工性のすぐれた細粒のパーライトと微細フェ
ライトの二相組織よりなる鋼材の製造法を見い出した。
以下本発明の詳細を説明する。
本発明の要旨は、
ｃ０．０ｓ〜０．６５％、Ｍｎ０．３０〜１．２％、Ｃ
ｒ０．５％以下、ｓｉ０．１５〜０．６０％、Ｐｏ、０
３０係以下、８０．１０％以下、Ａｔ０．１０係以下を
含み、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる組成の鋼を、
９００〜１０５０℃にて均熱し、熱間圧延を行い、６８
０〜９００℃で仕上圧延後急冷して変態完了まで４００
〜５５０℃に保持することを特徴とする冷間引抜き及び
冷間押し出し性のすぐれた微細フエライトとラメラ一間
隔が２００ｍμ以下のパーライトとの二相組織からなる
鋼材の製造法である。
ｒ０．５％以下、ｓｉ０．１５〜０．６０％、Ｐｏ、０
３０係以下、８０．１０％以下、Ａｔ０．１０係以下を
含み、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる組成の鋼を、
９００〜１０５０℃にて均熱し、熱間圧延を行い、６８
０〜９００℃で仕上圧延後急冷して変態完了まで４００
〜５５０℃に保持することを特徴とする冷間引抜き及び
冷間押し出し性のすぐれた微細フエライトとラメラ一間
隔が２００ｍμ以下のパーライトとの二相組織からなる
鋼材の製造法である。
次に本発明の素材、鋼材の成分を限定する理由を述べる
。
。
Ｃを０，０８〜０．６５％にしたのは、０．０８％未満
では十分な強度が得られず０．６５％を越えると硬度が
増して冷間加工性が低下し、Ｍｎが０．３％未満では十
分な強度が得られず１．２％を越えるとペイナイトが生
成しやすくなり好ましくない。Ｃｒを０．５％以下にし
たのは、０．５％を越えるとペイナイト粒が発生しやす
くなり好ましくなく、Ｓｉは０．１５％未満では脱酸の
効果を果せず、０．６０％を越えると衝撃値が低下する
。
では十分な強度が得られず０．６５％を越えると硬度が
増して冷間加工性が低下し、Ｍｎが０．３％未満では十
分な強度が得られず１．２％を越えるとペイナイトが生
成しやすくなり好ましくない。Ｃｒを０．５％以下にし
たのは、０．５％を越えるとペイナイト粒が発生しやす
くなり好ましくなく、Ｓｉは０．１５％未満では脱酸の
効果を果せず、０．６０％を越えると衝撃値が低下する
。
Ｐを０．０３％以下、Ｓを０．１０％以下にしたのは、
Ｐが０．０３係を越え、Ｓが０．１０％を越えると冷間
加工性が悪化し、またＡ４を０．１０％以下にしたのは
、０．１０％を越えるとパーライトの結＊＊晶粒を微細
化する効果が増加せず、かえって靭性が劣化するからで
ある。
Ｐが０．０３係を越え、Ｓが０．１０％を越えると冷間
加工性が悪化し、またＡ４を０．１０％以下にしたのは
、０．１０％を越えるとパーライトの結＊＊晶粒を微細
化する効果が増加せず、かえって靭性が劣化するからで
ある。
次に圧延および冷却条件を限定する理由は以下のとおり
である。
である。
均熱温度を９００〜１０５０℃としたのは、９００℃未
満では圧延が困難であり、１０５０℃を越えるとオース
テナイト粒が粗大化し微細な組織が得られず、熱間圧延
仕上温度を６８０〜９００℃としたのは、前記温度で圧
延すると結晶粒の微細化によりフエライト変態が誘発さ
れフエライト粒の生成が多く延性が向上するが、６８０
℃未満では針状フエライトが増大して冷間加工性が低下
し、９００℃を越えるとフエライトが粗粒化して微細組
織が得られないからである。また圧延後直ちに冷却して
４００〜５５０℃に保持するのは、４，００℃未満では
ペイナイトが生じて変形能を悪化させ、５５０℃を越え
るとラメラ間隔２００ｍμ以下のパーライトが得られな
いからである。以下本発明の実施例を説明する。
満では圧延が困難であり、１０５０℃を越えるとオース
テナイト粒が粗大化し微細な組織が得られず、熱間圧延
仕上温度を６８０〜９００℃としたのは、前記温度で圧
延すると結晶粒の微細化によりフエライト変態が誘発さ
れフエライト粒の生成が多く延性が向上するが、６８０
℃未満では針状フエライトが増大して冷間加工性が低下
し、９００℃を越えるとフエライトが粗粒化して微細組
織が得られないからである。また圧延後直ちに冷却して
４００〜５５０℃に保持するのは、４，００℃未満では
ペイナイトが生じて変形能を悪化させ、５５０℃を越え
るとラメラ間隔２００ｍμ以下のパーライトが得られな
いからである。以下本発明の実施例を説明する。
第１表に示す成分の鋼を、第２表の如き本発明法および
従来法の条件で圧延及び冷却した結果の比較を第３表に
示す。
従来法の条件で圧延及び冷却した結果の比較を第３表に
示す。
第５表から、本発明法により製造した鋼は、従来法によ
る鋼に比べ押出し限界値が２倍以上も優れていることが
判る。
る鋼に比べ押出し限界値が２倍以上も優れていることが
判る。
以上のように本発明は、成分条件と圧延および冷却条件
の組合せにより、従来の方法では到達できなかった冷間
引抜きおよび冷間押出し加工を可能にした工業的に非常
に価値の高いものである。
の組合せにより、従来の方法では到達できなかった冷間
引抜きおよび冷間押出し加工を可能にした工業的に非常
に価値の高いものである。
Claims (1)
- １ Ｃ０．０８〜０．６５％、Ｍｎ０．３０〜１．２％
、Ｃｒ０．５％以下、Ｓｉ０．１５〜０．６０％、Ｐ０
．０３０％以下、Ｓ０．１０％以下、Ａｌ０．１０％以
下を含み、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼を、９
００〜１０５０℃にて均熱し、熱間圧延を行い６８０〜
９００℃で仕上圧延後急冷して変態完了まで４００〜５
５０℃に保持することを特徴とする冷間引抜き及び冷間
押出し加工性のすぐれた微細フェライトとラメラー間隔
が２００ｍμ以下のパーライトとの二相組織からなる鋼
材の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16436980A JPS5937723B2 (ja) | 1980-11-20 | 1980-11-20 | 冷間引抜きおよび冷間押出し加工性のすぐれた鋼材の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16436980A JPS5937723B2 (ja) | 1980-11-20 | 1980-11-20 | 冷間引抜きおよび冷間押出し加工性のすぐれた鋼材の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5789430A JPS5789430A (en) | 1982-06-03 |
| JPS5937723B2 true JPS5937723B2 (ja) | 1984-09-11 |
Family
ID=15791825
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP16436980A Expired JPS5937723B2 (ja) | 1980-11-20 | 1980-11-20 | 冷間引抜きおよび冷間押出し加工性のすぐれた鋼材の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5937723B2 (ja) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS61174322A (ja) * | 1985-01-28 | 1986-08-06 | Nippon Steel Corp | 機械構造用鋼の圧延材軟質化法 |
| JPS63145715A (ja) * | 1986-12-10 | 1988-06-17 | Ngk Spark Plug Co Ltd | 点火プラグ主体金具用鋼材の製造方法 |
| JPS63199819A (ja) * | 1987-02-13 | 1988-08-18 | Kobe Steel Ltd | 細粒鋼の製造方法 |
| JP2016020537A (ja) * | 2014-06-16 | 2016-02-04 | 株式会社神戸製鋼所 | 冷間加工用機械構造用鋼及びその製造方法 |
-
1980
- 1980-11-20 JP JP16436980A patent/JPS5937723B2/ja not_active Expired
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5789430A (en) | 1982-06-03 |
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