JPS5946288B2 - 肌焼鋼の製造方法 - Google Patents
肌焼鋼の製造方法Info
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- JPS5946288B2 JPS5946288B2 JP54083514A JP8351479A JPS5946288B2 JP S5946288 B2 JPS5946288 B2 JP S5946288B2 JP 54083514 A JP54083514 A JP 54083514A JP 8351479 A JP8351479 A JP 8351479A JP S5946288 B2 JPS5946288 B2 JP S5946288B2
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Description
【発明の詳細な説明】
本発明は圧延後における品質のバラツキが少なく、か
つその後の浸炭処理または浸炭窒化処理などの高温にお
ける表面硬化処理においても結晶粒の粗大化あるいは混
粒などの異常組織が生成されない安定な特性を有する機
械構造用肌焼鋼の製造方法に関するものである。
つその後の浸炭処理または浸炭窒化処理などの高温にお
ける表面硬化処理においても結晶粒の粗大化あるいは混
粒などの異常組織が生成されない安定な特性を有する機
械構造用肌焼鋼の製造方法に関するものである。
通常ＳＣｒ４２Ｏ、ＳＣＭ４２Ｏなどの機械構造用肌焼
鋼は熱間圧延後に焼ならしまたは焼なまし処理が施され
組織の均質化をはかった後所定形状に加工され、そも後
浸炭または浸炭窒化処理が施され、各種部品に供されて
いる。
鋼は熱間圧延後に焼ならしまたは焼なまし処理が施され
組織の均質化をはかった後所定形状に加工され、そも後
浸炭または浸炭窒化処理が施され、各種部品に供されて
いる。
しかしながら近時省エネルギーの観点から圧延後の焼な
らしまたは焼なまし処理を省略し、熱間圧延のままで部
品加工に供することが検討されている。この場合、圧延
後の品質のバラツキが問題となるため比較的低温で圧延
するいわゆる制御圧延が好ましいことが提案されている
が、従来のＪＩＳに規定されている機械構造用肌焼鋼を
そのまま用いると、圧延後の品質は均質化されるが、そ
の後の表面硬化処理において結晶粒の粗大化あるいは混
粒などの異常組織が生成され、部品の品質特性が劣化す
るという問題が生じる。これは圧延温度が低いため微細
な結晶粒が得られる反面、その後の高温加熱により結晶
粒が成長しやすい状態にあるためである。したがって機
械構造用肌焼鋼の均質化処理の省略化についてはいまだ
検討の段階にある。そこで本発明者等は上記の技術的課
題を解決するために合金組成および圧延条件について種
々検討した結果限定された成分組成を有する合金を用い
て限定された条件で熱間圧延を行なうことにより、圧延
後の品質特性のバラツキが少なく、かつその後の表面硬
化処理においても結晶粒の粗大化に基づく異常組織の生
成がない低合金肌焼鋼が製造できることを見い出した。
らしまたは焼なまし処理を省略し、熱間圧延のままで部
品加工に供することが検討されている。この場合、圧延
後の品質のバラツキが問題となるため比較的低温で圧延
するいわゆる制御圧延が好ましいことが提案されている
が、従来のＪＩＳに規定されている機械構造用肌焼鋼を
そのまま用いると、圧延後の品質は均質化されるが、そ
の後の表面硬化処理において結晶粒の粗大化あるいは混
粒などの異常組織が生成され、部品の品質特性が劣化す
るという問題が生じる。これは圧延温度が低いため微細
な結晶粒が得られる反面、その後の高温加熱により結晶
粒が成長しやすい状態にあるためである。したがって機
械構造用肌焼鋼の均質化処理の省略化についてはいまだ
検討の段階にある。そこで本発明者等は上記の技術的課
題を解決するために合金組成および圧延条件について種
々検討した結果限定された成分組成を有する合金を用い
て限定された条件で熱間圧延を行なうことにより、圧延
後の品質特性のバラツキが少なく、かつその後の表面硬
化処理においても結晶粒の粗大化に基づく異常組織の生
成がない低合金肌焼鋼が製造できることを見い出した。
すなわち本発明は
Ｎ：０．００７〜０．０２５％とＡｌ：０．０１５〜０
．０８％、Ｔｉ：０．０１〜０．２０％、Ｖ：０．０１
〜０．２０％、Ｎｂ：０．００５〜０．２０％から選ん
だ元素を少なくとも１種以上含有する機械構造用肌焼鋼
を用いて最終仕上げ加工率：１５％〜３０％、最終仕上
げ終止温度：７５０℃〜９５０℃の条件で熱間圧延を行
ない、そのまま５００℃まで１０’Ｃ ／ Ｓｅｅ以下
の冷却速度で冷却することを特徴とする均一な品質特性
を保有する肌焼鋼の製造方法である。
．０８％、Ｔｉ：０．０１〜０．２０％、Ｖ：０．０１
〜０．２０％、Ｎｂ：０．００５〜０．２０％から選ん
だ元素を少なくとも１種以上含有する機械構造用肌焼鋼
を用いて最終仕上げ加工率：１５％〜３０％、最終仕上
げ終止温度：７５０℃〜９５０℃の条件で熱間圧延を行
ない、そのまま５００℃まで１０’Ｃ ／ Ｓｅｅ以下
の冷却速度で冷却することを特徴とする均一な品質特性
を保有する肌焼鋼の製造方法である。
なお、本発明に用いる素材はＪＩＳに規定されている機
械構造用鋼のうち、肌焼鋼として用いられるいわゆるＣ
レベルが０．３０％以下の低合金組成を主要成分として
これにＮと、Ａｌ，Ｔｉ、Ｖ，Ｎｂを有効に含有させた
ものであり、熱間圧延における最終仕上げ加工率、最終
仕上げ終止温度、および冷却速度を選ぶことによって、
圧延後の品質のバラツキが少なく、かつその後の表面硬
化処理においても結晶粒の粗大化による異常組織が生成
されない銅が得られる。以上のごとく本発明は熱間圧延
後焼ならしまたは焼なまし等の均質化処理を施す必要が
ない肌焼鋼を工業的に製造する方法を提供するものであ
って省エネルギー対策上きわめて有効な方法である。
械構造用鋼のうち、肌焼鋼として用いられるいわゆるＣ
レベルが０．３０％以下の低合金組成を主要成分として
これにＮと、Ａｌ，Ｔｉ、Ｖ，Ｎｂを有効に含有させた
ものであり、熱間圧延における最終仕上げ加工率、最終
仕上げ終止温度、および冷却速度を選ぶことによって、
圧延後の品質のバラツキが少なく、かつその後の表面硬
化処理においても結晶粒の粗大化による異常組織が生成
されない銅が得られる。以上のごとく本発明は熱間圧延
後焼ならしまたは焼なまし等の均質化処理を施す必要が
ない肌焼鋼を工業的に製造する方法を提供するものであ
って省エネルギー対策上きわめて有効な方法である。
本発明の製造法に適用される前記機械肌焼鋼の実施態様
項該当成分を例示すると次のとおりである。（１）
Ｃ：０．０５〜０．３０％、Ｓｉ：０．１０〜０．４０
％、Ｍｎ： ０．３０〜２．０％、Ｎ：０．００７〜
０、０２５％とＡｌ：０．０１５〜０．０８％、Ｔｉ：
０．０１〜０．２０％、ｖ：０．０ｉ〜０．２０％、Ｎ
ｂ：０．００５〜０．２０％から選んだ元素を少くとも
１種以上を含有し、残部が実質的にＦｅからなる肌焼鋼
。
項該当成分を例示すると次のとおりである。（１）
Ｃ：０．０５〜０．３０％、Ｓｉ：０．１０〜０．４０
％、Ｍｎ： ０．３０〜２．０％、Ｎ：０．００７〜
０、０２５％とＡｌ：０．０１５〜０．０８％、Ｔｉ：
０．０１〜０．２０％、ｖ：０．０ｉ〜０．２０％、Ｎ
ｂ：０．００５〜０．２０％から選んだ元素を少くとも
１種以上を含有し、残部が実質的にＦｅからなる肌焼鋼
。
（１；） ｃ ： ０．０５〜０．３、０％、Ｓｉ：
０．１０〜０．４０％、Ｍｎ： ０．５０〜１．０％、
Ｃｒ：０．８０〜１、５０％、Ｎ：０．００７〜０．０
２５％とＡｌ：０．０１５〜０．０８％、Ｔｉ：０．０
１〜０．２０％、Ｖ ： ０．０１〜０．２０％、Ｎｂ
：０．００５〜０．２０％、から選んだ元素を少くとも
１種以上含有し、残部が実質的にＦｅからなる肌焼鋼。
０．１０〜０．４０％、Ｍｎ： ０．５０〜１．０％、
Ｃｒ：０．８０〜１、５０％、Ｎ：０．００７〜０．０
２５％とＡｌ：０．０１５〜０．０８％、Ｔｉ：０．０
１〜０．２０％、Ｖ ： ０．０１〜０．２０％、Ｎｂ
：０．００５〜０．２０％、から選んだ元素を少くとも
１種以上含有し、残部が実質的にＦｅからなる肌焼鋼。
（山）Ｃ：０．０５〜０．３０％、 Ｓｉ：０．１０〜
０．４０％、Ｍｎ： ０．５０〜１．０％、Ｃｒ：０．
８０〜１．５０％、ＭＯ： ０．１０−０．５０％、Ｎ
：０．００７〜０．０２５％とＡＩ二 〇．０１５〜０
，０８％、Ｔｉ： ０．０１０〜０．２０％、Ｖ二０．
０１〜０．２０％、Ｎｂ： ０．００５〜０．２０％か
ら選んだ元素を少なくとも１種以上含有し、残部が実質
的にＦｅからなる肌焼鋼。６Ｖ） Ｃ ： ０．０５
〜０．３０％、Ｓｉ：０．１０〜０．４０％、Ｍｎ：
０．３０〜１．０％、Ｎｉ： １．５０〜４，０％、Ｃ
ｒ： ０．２０〜１．５０％、Ｎ：０．００７〜０．０
２５％とＡ１：０．０１５〜０，０８％、Ｔｉ： ０．
０１０〜０．２０％、Ｖ：０．０１〜０．２０％、Ｎｂ
：０．００５〜０．２０％から選んだ元素を少なくとも
１種以上含有し、残部が実質的にＦｅからなる肌焼鋼。
０．４０％、Ｍｎ： ０．５０〜１．０％、Ｃｒ：０．
８０〜１．５０％、ＭＯ： ０．１０−０．５０％、Ｎ
：０．００７〜０．０２５％とＡＩ二 〇．０１５〜０
，０８％、Ｔｉ： ０．０１０〜０．２０％、Ｖ二０．
０１〜０．２０％、Ｎｂ： ０．００５〜０．２０％か
ら選んだ元素を少なくとも１種以上含有し、残部が実質
的にＦｅからなる肌焼鋼。６Ｖ） Ｃ ： ０．０５
〜０．３０％、Ｓｉ：０．１０〜０．４０％、Ｍｎ：
０．３０〜１．０％、Ｎｉ： １．５０〜４，０％、Ｃ
ｒ： ０．２０〜１．５０％、Ｎ：０．００７〜０．０
２５％とＡ１：０．０１５〜０，０８％、Ｔｉ： ０．
０１０〜０．２０％、Ｖ：０．０１〜０．２０％、Ｎｂ
：０．００５〜０．２０％から選んだ元素を少なくとも
１種以上含有し、残部が実質的にＦｅからなる肌焼鋼。
（Ｖ）Ｃ：０．０５〜０．３０％、Ｓｉ：０．１０〜０
．４０％、Ｍｎ： ０．３０〜１．０％、Ｎｉ：０．３
０〜２．０％、Ｃｒ： ０．３０〜０．７０％、ＭＯ：
０．１０〜０．３０％、Ｎ：０、００７〜０．０２５％
とＡｌ：０．０１５〜０．０８％、Ｔｉ：０．０１０〜
０．２０％、Ｖ ： ０．０１〜０．２０％、Ｎｂ：０
．００５〜０．２０％から選んだ元素を少なくとも１種
以上を含有し、残部が実質的にＦｅからなる肌焼鋼であ
る。
．４０％、Ｍｎ： ０．３０〜１．０％、Ｎｉ：０．３
０〜２．０％、Ｃｒ： ０．３０〜０．７０％、ＭＯ：
０．１０〜０．３０％、Ｎ：０、００７〜０．０２５％
とＡｌ：０．０１５〜０．０８％、Ｔｉ：０．０１０〜
０．２０％、Ｖ ： ０．０１〜０．２０％、Ｎｂ：０
．００５〜０．２０％から選んだ元素を少なくとも１種
以上を含有し、残部が実質的にＦｅからなる肌焼鋼であ
る。
次に本発明における製造方法の限定理由を以下に述べる
。
。
合成の成分組成
本発明における素材は従来から用いられている機械構造
用鋼を基本組成としているため、Ｃ、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｎｉ
，Ｃｒ，ＭＯについては従来から定められている範囲内
とする。
用鋼を基本組成としているため、Ｃ、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｎｉ
，Ｃｒ，ＭＯについては従来から定められている範囲内
とする。
なお、ＮおよびＡＩ，Ｔｉ，Ｖ，Ｎｂについては以下の
理由により限定した。Ｎ：０．００７〜０．０２５％ 結晶粒の成長を抑制する作用効果が大きいＡＩ、Ｔｉ，
Ｖ，Ｎｂ等の微細な窒化物を鋼中に均一に形成させるた
めには少なくとも０．００７％以上添加する必要がある
。
理由により限定した。Ｎ：０．００７〜０．０２５％ 結晶粒の成長を抑制する作用効果が大きいＡＩ、Ｔｉ，
Ｖ，Ｎｂ等の微細な窒化物を鋼中に均一に形成させるた
めには少なくとも０．００７％以上添加する必要がある
。
ただし多量に添加しても作用効果の増加は期待できず、
むしろ熱間加工性等が劣化するため０．０２５％以下に
限定した。Ａｌ，Ｔｉ，Ｖ，Ｎｂ： 少ナ＜トも１種
以上上記元素はいずれもＮと結合して、ＡＩＮ、ＴｉＮ
，ＶＮ，ＮｂＮを形成し、結晶粒成長を抑制する作用効
果があり、本発明の必須要件である。上記効果を得るた
めにはＡＩについては０．０１５％以上、Ｔｉについて
は０．０１％以上、Ｖについては０．０１％以上、Ｎｂ
については０．００５％以，ｋ上の済加が必要である。
ただし必要以上に添加すると熱間加工性および靭性が低
下するためそれぞれＡＩについては０．０８％以下、Ｔ
ｉについては０．２０％以下、Ｖについては０．２０％
以下、Ｎｂについては０．２０％以下が望ましい。最終
仕上加工率：１５％〜３０％ 最終仕上げ加工率が低いと、圧延材の断面全体に亘り均
一な細粒が得られず、圧延材の品質のバラツキの原因と
なるばかりでなく、混粒に基づく異常組織の生成原因と
もなり得るので最終仕上げ圧延における加工率は少な《
とも１５％以上とする必要がある。
むしろ熱間加工性等が劣化するため０．０２５％以下に
限定した。Ａｌ，Ｔｉ，Ｖ，Ｎｂ： 少ナ＜トも１種
以上上記元素はいずれもＮと結合して、ＡＩＮ、ＴｉＮ
，ＶＮ，ＮｂＮを形成し、結晶粒成長を抑制する作用効
果があり、本発明の必須要件である。上記効果を得るた
めにはＡＩについては０．０１５％以上、Ｔｉについて
は０．０１％以上、Ｖについては０．０１％以上、Ｎｂ
については０．００５％以，ｋ上の済加が必要である。
ただし必要以上に添加すると熱間加工性および靭性が低
下するためそれぞれＡＩについては０．０８％以下、Ｔ
ｉについては０．２０％以下、Ｖについては０．２０％
以下、Ｎｂについては０．２０％以下が望ましい。最終
仕上加工率：１５％〜３０％ 最終仕上げ加工率が低いと、圧延材の断面全体に亘り均
一な細粒が得られず、圧延材の品質のバラツキの原因と
なるばかりでなく、混粒に基づく異常組織の生成原因と
もなり得るので最終仕上げ圧延における加工率は少な《
とも１５％以上とする必要がある。
しかし３０％を超えると所定の寸法精度が得かた《なる
。最終仕上げ終止温度：７５０℃〜９５０℃最終仕上げ
終止温度が高いと、結晶粒の局部的な成長による品質の
バラツキが生じるため最終仕上げ終止温度は９５０℃以
下とする必要がある。
。最終仕上げ終止温度：７５０℃〜９５０℃最終仕上げ
終止温度が高いと、結晶粒の局部的な成長による品質の
バラツキが生じるため最終仕上げ終止温度は９５０℃以
下とする必要がある。
しかし７５０℃以下の場合加工ひずみが残留し、棒鋼等
から部品加工する場合ひずみが解放し部品の寸法精度が
得かた《なる。圧延後の冷却速度：５００℃まで１０℃
／Ｓｅｃ以下冷却速度が早すぎるとペイナイトまたはマ
ルテンサイト変態が生じ、硬さのバラツキおよび被削性
の劣化など好ましくない問題が生じるため、圧延終了後
５００℃までは１０℃／Ｓｅｅ以下の遅い速度で冷却し
、均一なフエライト＋パーライト組織に調整する必要が
ある。
から部品加工する場合ひずみが解放し部品の寸法精度が
得かた《なる。圧延後の冷却速度：５００℃まで１０℃
／Ｓｅｃ以下冷却速度が早すぎるとペイナイトまたはマ
ルテンサイト変態が生じ、硬さのバラツキおよび被削性
の劣化など好ましくない問題が生じるため、圧延終了後
５００℃までは１０℃／Ｓｅｅ以下の遅い速度で冷却し
、均一なフエライト＋パーライト組織に調整する必要が
ある。
次に本発明製造法の実施について詳細に説明する。
実施例 １
第１表に示すごとき成分組成の供試材を製造し各種特性
値を調査した。
値を調査した。
Ａ１〜５はＪＩＳ−ＳＣＭ４２Ｏを基本組成としこれに
ＮとＡｌを添加した鋼であり、Ａ６〜１０は同様にＮと
Ｎｂを添加した鋼である。
ＮとＡｌを添加した鋼であり、Ａ６〜１０は同様にＮと
Ｎｂを添加した鋼である。
上記供試材を用いて熱間圧延により直径５０ｍｍの棒材
を製造した。なお圧延条件は最終仕上げ加工率：２０％ 最終仕上げ終止温度：８５０℃ とし圧延後は１℃／ Ｓｅｃの冷却速度（５００℃ま北
εでの平均冷却速度）で徐冷した。
を製造した。なお圧延条件は最終仕上げ加工率：２０％ 最終仕上げ終止温度：８５０℃ とし圧延後は１℃／ Ｓｅｃの冷却速度（５００℃ま北
εでの平均冷却速度）で徐冷した。
圧延後の品質特性を調べるために棒材端部についてかた
さ測定を行なった。その結果を第２表に示した。同表に
みられるごとく圧延後のかたさのバラツキはいずれもき
わめて少な＜ＨＲＢ８５〜９２の範囲に入っている。
さ測定を行なった。その結果を第２表に示した。同表に
みられるごとく圧延後のかたさのバラツキはいずれもき
わめて少な＜ＨＲＢ８５〜９２の範囲に入っている。
これは圧延条件をきびし《管理したためであり圧延後の
品質特性はきわめて安定している。次に上記棒材につい
てそのまま浸炭処理した時の結晶粒の粗大化傾向を調べ
た。
品質特性はきわめて安定している。次に上記棒材につい
てそのまま浸炭処理した時の結晶粒の粗大化傾向を調べ
た。
なお浸炭処理は９３０℃×５時間とした。浸炭処理後表
層および中心部における結晶粒の形態および粒径を測定
した。その結果を第３表に示した。同表にみられるごと
く八ｌまたはＮｂの添加量が少い供試材Ａ１、Ａ６にお
いては浸炭処理後の表層は混粒状態となったのにたいし
て０．０１５％以上のＡＩまたは０．００５％以上のＮ
ｂを添加した供試材Ａ２、３、４とＡ７、８、９はいず
れも混粒はみられず、粒度番号Ａ７以上の微細な結晶粒
を示した。
層および中心部における結晶粒の形態および粒径を測定
した。その結果を第３表に示した。同表にみられるごと
く八ｌまたはＮｂの添加量が少い供試材Ａ１、Ａ６にお
いては浸炭処理後の表層は混粒状態となったのにたいし
て０．０１５％以上のＡＩまたは０．００５％以上のＮ
ｂを添加した供試材Ａ２、３、４とＡ７、８、９はいず
れも混粒はみられず、粒度番号Ａ７以上の微細な結晶粒
を示した。
ただし０．１０％のＡＩを添加した供試材Ａ５では表層
に混粒状態が認められた。この現象については解明され
ていないが、ＡＩ添加量を０．０８％以下に抑えたもの
では混粒の発生を確実に抑制できることを確認している
。以上のどと《Ｎとともに適量のＡｌまたはＮｂを添加
したＳＣＭ４２Ｏ系の素材を用いて、限定された条件で
熱間圧延を行なうことにより、圧延後の品質のバラツキ
が少なく、かつその後の表面硬化処理においても表面に
混粒が発生しない安定な特性を有するＳＣＭ４２Ｏ系肌
焼鋼が製造できることを確認した。
に混粒状態が認められた。この現象については解明され
ていないが、ＡＩ添加量を０．０８％以下に抑えたもの
では混粒の発生を確実に抑制できることを確認している
。以上のどと《Ｎとともに適量のＡｌまたはＮｂを添加
したＳＣＭ４２Ｏ系の素材を用いて、限定された条件で
熱間圧延を行なうことにより、圧延後の品質のバラツキ
が少なく、かつその後の表面硬化処理においても表面に
混粒が発生しない安定な特性を有するＳＣＭ４２Ｏ系肌
焼鋼が製造できることを確認した。
実施例 ２
実施例１においてはＮとともに適量のＡＩまたはＮｂの
添加が、均質化処理（焼ならしまたは焼なまし）の省略
化にたいして効果があることを確認したが、これは限定
された圧延条件すなわち仕上げ加工率、終止温度等が前
提となっている。
添加が、均質化処理（焼ならしまたは焼なまし）の省略
化にたいして効果があることを確認したが、これは限定
された圧延条件すなわち仕上げ加工率、終止温度等が前
提となっている。
そこで本実施例では第１表の供試材のうち安定な特性を
示した煮２および煮７を用いて、圧延終止温度の影響を
詳細に調べた。すなわち最終仕上げ加工率を２０％とし
、終止温度を８００〜１０００℃まで種々に変えて直径
５０ｍｍの棒材を製造した。上記棒材についてフエライ
ト結晶粒度を測定した。その結果を第４表に示した。同
表にみられるごと＜ＡｌおよびＮｂを適量に添加した素
材であっても圧延終止温度が１０００℃では圧延材のフ
エライト結晶粒度に大きなバラツキがみられる。
示した煮２および煮７を用いて、圧延終止温度の影響を
詳細に調べた。すなわち最終仕上げ加工率を２０％とし
、終止温度を８００〜１０００℃まで種々に変えて直径
５０ｍｍの棒材を製造した。上記棒材についてフエライ
ト結晶粒度を測定した。その結果を第４表に示した。同
表にみられるごと＜ＡｌおよびＮｂを適量に添加した素
材であっても圧延終止温度が１０００℃では圧延材のフ
エライト結晶粒度に大きなバラツキがみられる。
この結果は圧延材の硬さおよび衝繋値のバラツキとなっ
て現われるため好ましくない。一方圧延終止温度が９５
０℃以下であれば、結晶粒のバラツキは著るしく少なく
なり、その温度が低いほど細粒化する傾向が認められる
。以上のごとくバラツキが少なく安定な品質特性を得る
ためには圧延時の終止温度を９５０℃以下−７におさえ
ることが絶対条件であることを確認した。実施例 ３実
施例１および２においてはＪＩＳ ＳＣＭ４２Ｏ系を対象にして記述したが、このほかＳＣ
ｒ４２Ｏ系、ＳＭｎ４２Ｏ系、ＳＮＣＭ２２Ｏ系につい
ても同様な調査を行なった。
て現われるため好ましくない。一方圧延終止温度が９５
０℃以下であれば、結晶粒のバラツキは著るしく少なく
なり、その温度が低いほど細粒化する傾向が認められる
。以上のごとくバラツキが少なく安定な品質特性を得る
ためには圧延時の終止温度を９５０℃以下−７におさえ
ることが絶対条件であることを確認した。実施例 ３実
施例１および２においてはＪＩＳ ＳＣＭ４２Ｏ系を対象にして記述したが、このほかＳＣ
ｒ４２Ｏ系、ＳＭｎ４２Ｏ系、ＳＮＣＭ２２Ｏ系につい
ても同様な調査を行なった。
用いた素材の成分組成は第５表に示したものであり、Ｎ
とともにＡＩ、Ｔｉ，Ｖ，．Ｎｂから選んだ元素を適量
添加したＳＣｒ４２Ｏ系、ＳＭｎ４２Ｏ系、ＳＮＣＭ２
２Ｏ系の素材である。
とともにＡＩ、Ｔｉ，Ｖ，．Ｎｂから選んだ元素を適量
添加したＳＣｒ４２Ｏ系、ＳＭｎ４２Ｏ系、ＳＮＣＭ２
２Ｏ系の素材である。
第５表の供試材を用いて最終仕上げ加工率２５％、圧延
終止温度８５０℃の条件で直径６０朋の棒材を製造した
。
終止温度８５０℃の条件で直径６０朋の棒材を製造した
。
上記の圧延棒材についてかたさ：のバラツキを調査した
。その結果を第６表に示した。同表にみられるごと＜Ｓ
Ｃｒ４２Ｏ系、 ＳＭｎ４２Ｏ系、ＳＮＣ４ｌ５系、ＳＮＣＭ４２Ｏ系の
本発明用素材はいずれも圧延後の硬さのバラツキの範囲
はＨＲＢＩＯ以内に入っており、パラツキの程度として
はきわめて少《、安定な品質特性を示している。
。その結果を第６表に示した。同表にみられるごと＜Ｓ
Ｃｒ４２Ｏ系、 ＳＭｎ４２Ｏ系、ＳＮＣ４ｌ５系、ＳＮＣＭ４２Ｏ系の
本発明用素材はいずれも圧延後の硬さのバラツキの範囲
はＨＲＢＩＯ以内に入っており、パラツキの程度として
はきわめて少《、安定な品質特性を示している。
次に上記圧延棒材を用いてそのまま９３０℃×５時間の
浸炭処理を施し、しかるのち結晶粒度の測定を行なった
。
浸炭処理を施し、しかるのち結晶粒度の測定を行なった
。
その結果を第７表に示した。同表にみられるごと＜ＳＣ
ｒ４２Ｏ系、ＳＭｎ４２Ｏ系、ＳＮＣＭ２２Ｏ系の本発
明用素材は圧延後そのまま浸炭処理を施しても粗大結晶
粒はみられず、いずれも粒度番号＆７以上の微細な結晶
粒度を示している。
ｒ４２Ｏ系、ＳＭｎ４２Ｏ系、ＳＮＣＭ２２Ｏ系の本発
明用素材は圧延後そのまま浸炭処理を施しても粗大結晶
粒はみられず、いずれも粒度番号＆７以上の微細な結晶
粒度を示している。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｎ：０．００７〜０．０２５％とＡｌ：０．０１５
〜０．０８％、Ｔｉ：０．０１〜０．２０％、Ｖ：０．
０１〜０．２０％、Ｎｂ：０．００５〜０．２０％から
選んだ元素を少なくとも１種以上含有する機械構造用肌
焼鋼を用いて最終仕上げ加工率：１５％以上３０％以下
、最終仕上げ終止温度：７５０℃以上９５０℃以下の条
件で熱間圧延を行ない、そのまま５００℃まで１０℃／
ｓｅｃ以下の冷却速度で冷却することを特徴とする均一
な品質特性を保有する肌焼鋼の製造方法。 ２ 機械構造用肌焼鋼の成分組成がＣ：０．０５〜０．
３０％、Ｓｉ：０．１０〜０．４０％、Ｍｎ：０．３０
〜２．０％、Ｎ：０．００７〜０．０２５％とＡｌ：０
．０１５〜０．０８％、Ｔｉ：０．０１〜０．２０％、
Ｖ：０．０１〜０．２０％、Ｎｂ：０．００５〜０．２
０％から選んだ元素を少なくとも１種以上含有し残部が
実質的にＦｅからなることを特徴とする特許請求の範囲
第１項記載の製造方法。 ３ 機械構造用肌焼鋼の成分組成がＣ：０．０５〜０．
３０％、Ｓｉ：０．１０〜０．４０％、Ｍｎ：０．５０
〜１．０％、Ｃｒ：０．８０〜１．５０％、Ｎ：０．０
０７〜０．０２５％とＡｌ：０．０１５〜０．０８％、
Ｔｉ：０．０１〜０．２０％、Ｖ：０．０１〜０．２０
％、Ｎｂ：０．００５〜０．２０％から選んだ元素を少
なくとも１種以上含有し、残部が実質的にＦｅからなる
ことを特徴とする特許請求の範囲第１項記載の製造方法
。 ４ 機械構造用肌焼鋼の成分組成がＣ：０．０５〜０．
３０％、Ｓｉ：０．１０〜０．４０％、Ｍｎ：０．５０
〜１．０％、Ｃｒ：０．８０〜１．５０％、Ｍｏ：０．
１０〜０．５０％、Ｎ：０．００７〜０．０２５％とＡ
ｌ：０．０１５〜０．０８％、Ｔｉ：０．０１０〜０．
２０％、Ｖ：０．０１〜０．２０％、Ｎｂ：０．００５
〜０．２０％から選んだ元素を少なくとも１種以上含有
し残部が実質的にＦｅからなることを特徴とする特許請
求の範囲第１項記載の製造方法。 ５ 機械構造用肌焼鋼の成分組成がＣ：０．０５〜０．
３０％、Ｓｉ：０．１０〜０．４０％、Ｍｎ：０．３０
〜１．０％、Ｎｉ：１．５０〜４．０％、Ｃｒ：０．２
０〜１．５０％、Ｎ：０．００７〜０．０２５％とＡｌ
：０．０１５〜０．０８％、Ｔｉ：０．０１０〜０．２
０％、Ｖ：０．０１〜０．２０％、Ｎｂ：０．００５〜
０．２０％から選んだ元素を少なくとも１種以上含有し
、残部が実質的にＦｅからなることを特徴とする特許請
求の範囲第１項記載の製造方法。 ６ 機械構造用肌焼鋼の成分組成がＣ：０．０５〜０．
３０％、Ｓｉ：０．１０〜０．４０％、Ｍｎ：０．３０
〜１．０％、Ｎｉ：０．３０〜２．０％、Ｃｒ：０．３
０〜０．７０％、Ｍｏ：０．１０〜０．３０％、Ｎ：０
．００７〜０．０２５％とＡｌ：０．０１５〜０．０８
％、Ｔｉ：０．０１０〜０．２０％、Ｖ：０．０１〜０
．２０％、Ｎｂ：０．００５〜０．２０％から選んだ元
素を少なくとも１種以上含有し、残部が実質的にＦｅか
らなることを特徴とする特許請求の範囲第１項記載の製
造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP54083514A JPS5946288B2 (ja) | 1979-07-03 | 1979-07-03 | 肌焼鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP54083514A JPS5946288B2 (ja) | 1979-07-03 | 1979-07-03 | 肌焼鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS569326A JPS569326A (en) | 1981-01-30 |
| JPS5946288B2 true JPS5946288B2 (ja) | 1984-11-12 |
Family
ID=13804585
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP54083514A Expired JPS5946288B2 (ja) | 1979-07-03 | 1979-07-03 | 肌焼鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5946288B2 (ja) |
Families Citing this family (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5845354A (ja) * | 1981-09-10 | 1983-03-16 | Daido Steel Co Ltd | はだ焼鋼 |
| JPS5852424A (ja) * | 1981-09-22 | 1983-03-28 | Nippon Steel Corp | 高温浸炭用鋼の製造方法 |
| JPS6033338A (ja) * | 1983-08-02 | 1985-02-20 | Nissan Motor Co Ltd | 高温浸炭用鋼 |
| JPS61124520A (ja) * | 1984-11-21 | 1986-06-12 | Kawasaki Steel Corp | 整粗粒浸炭用鋼の製造方法 |
| JPH0660345B2 (ja) * | 1985-05-13 | 1994-08-10 | 株式会社神戸製鋼所 | 冷間加工性にすぐれ，且つ，浸炭加熱時の結晶粒粗大化を防止した鋼の製造方法 |
| JPS63157816A (ja) * | 1986-12-22 | 1988-06-30 | Kawasaki Steel Corp | 浸炭用鋼材の製造方法 |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5477217A (en) * | 1977-12-01 | 1979-06-20 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Production of rod steel without thermal refining |
-
1979
- 1979-07-03 JP JP54083514A patent/JPS5946288B2/ja not_active Expired
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5477217A (en) * | 1977-12-01 | 1979-06-20 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Production of rod steel without thermal refining |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS569326A (en) | 1981-01-30 |
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