JPS6018729B2 - 中低炭素高張力線材の製造方法 - Google Patents
中低炭素高張力線材の製造方法Info
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- JPS6018729B2 JPS6018729B2 JP12644776A JP12644776A JPS6018729B2 JP S6018729 B2 JPS6018729 B2 JP S6018729B2 JP 12644776 A JP12644776 A JP 12644776A JP 12644776 A JP12644776 A JP 12644776A JP S6018729 B2 JPS6018729 B2 JP S6018729B2
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- 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
- C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
- C21D1/26—Methods of annealing
- C21D1/28—Normalising
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- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Strip Materials And Filament Materials (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】
本発明は延性、冷間鍛造性にすぐれた中低炭素高張力線
材の製造方法に関するものである。
材の製造方法に関するものである。
近年、ボルトナット、異形捧鋼等の製造業界に於ては線
材よりボルト、異形榛鋼を製作する場合それらの強度を
向上させるため、線上自体の強度が大で、且つ延性、冷
間鍛造性にすぐれた線材を要求する事例が多くなってき
た。従来の高張力線材の製造方法は、通常の熱間圧延の
後パテンティング→デスケーリング→伸線の工程を通し
て線材の強度を高めているのが通例であるが、この方法
では高い強度を得るためには鋼材自体に炭素含有量の多
いものを使用することが必要とされていた。
材よりボルト、異形榛鋼を製作する場合それらの強度を
向上させるため、線上自体の強度が大で、且つ延性、冷
間鍛造性にすぐれた線材を要求する事例が多くなってき
た。従来の高張力線材の製造方法は、通常の熱間圧延の
後パテンティング→デスケーリング→伸線の工程を通し
て線材の強度を高めているのが通例であるが、この方法
では高い強度を得るためには鋼材自体に炭素含有量の多
いものを使用することが必要とされていた。
炭素含有量の多い鋼材はセメンタィト量が多く、且つそ
の形状が層状バーラィトになっているため冷間鍛造性が
良くない。したがってこれを改良するために製造工程中
に、線材を暁鈍して一日セメンタィトを球状化してから
冷間鍛造し、その後再び焼入れ焼戻しを行って所要の強
度を確保するが如き複雑な熱処理工程を含める必要があ
り、このため多大のコストを要していた。さらにまた線
材の炭素含有量が増加するに伴い鋼の延性が劣化し鋼線
の冷間加工性が非常に低下してすぐに加工割れを起すよ
うになると共に溶接性が悪く製品を溶接することが非常
に困難であり、溶接し得たとしても溶接時の熱履歴のた
めに熱処理において得た所要の性質が損なわれてしまう
難点がある。かかる実情に鑑み熱処理工程の簡素化およ
び事故防止のため、中低炭素の炭素鋼あるし、か低合金
鋼にて高強度のしかも延性、冷間鍛造性にすぐれた線村
の開発が望まれてきた。
の形状が層状バーラィトになっているため冷間鍛造性が
良くない。したがってこれを改良するために製造工程中
に、線材を暁鈍して一日セメンタィトを球状化してから
冷間鍛造し、その後再び焼入れ焼戻しを行って所要の強
度を確保するが如き複雑な熱処理工程を含める必要があ
り、このため多大のコストを要していた。さらにまた線
材の炭素含有量が増加するに伴い鋼の延性が劣化し鋼線
の冷間加工性が非常に低下してすぐに加工割れを起すよ
うになると共に溶接性が悪く製品を溶接することが非常
に困難であり、溶接し得たとしても溶接時の熱履歴のた
めに熱処理において得た所要の性質が損なわれてしまう
難点がある。かかる実情に鑑み熱処理工程の簡素化およ
び事故防止のため、中低炭素の炭素鋼あるし、か低合金
鋼にて高強度のしかも延性、冷間鍛造性にすぐれた線村
の開発が望まれてきた。
本発明者等は上記要望に答えるべく種々実験研究の結果
、延性ならびに冷間鍛造性にすぐれた性質を確保するた
めに、中低炭素含有の鋼材を使用し炭素含有量の低度に
基〈線材所要の強度の不足の問題の解決を目的とし、線
村を熱間圧延した後３５０こ０〜６００００の温度域ま
での冷却速度を急冷としひきつづき１００ｏｏまでの冷
却速度を所定の徐冷とすることによって鋼の組織を変形
能にすぐれ且つ強敷なベイナイト組織として所要強度と
共に延性及び冷間鍛造性にすぐれた線材を得ることに成
功したものである。
、延性ならびに冷間鍛造性にすぐれた性質を確保するた
めに、中低炭素含有の鋼材を使用し炭素含有量の低度に
基〈線材所要の強度の不足の問題の解決を目的とし、線
村を熱間圧延した後３５０こ０〜６００００の温度域ま
での冷却速度を急冷としひきつづき１００ｏｏまでの冷
却速度を所定の徐冷とすることによって鋼の組織を変形
能にすぐれ且つ強敷なベイナイト組織として所要強度と
共に延性及び冷間鍛造性にすぐれた線材を得ることに成
功したものである。
第１図は鋼のＴ−Ｔ−Ｔ曲線図に於る上記本発明方法の
熱処理の冷却過程の１例の特性曲線を図示したもので、
熱間圧延温度Ａより３５０ｑｏ〜６００ｑｏの温度域内
のＢまでａ線に沿い急冷し、Ｂから冷却速度を所定の徐
冷にしてｂ線に沿ってベイナイト領域２内を冷却するこ
とにより鋼の組織をベイナイト組織とする。
熱処理の冷却過程の１例の特性曲線を図示したもので、
熱間圧延温度Ａより３５０ｑｏ〜６００ｑｏの温度域内
のＢまでａ線に沿い急冷し、Ｂから冷却速度を所定の徐
冷にしてｂ線に沿ってベイナイト領域２内を冷却するこ
とにより鋼の組織をベイナイト組織とする。
本発明は以上述べた如く鋼の組成と熱処理方法の両面か
らの研究の結果新らたに開発されたものであり、ＣＯ．
０５〜０．５％、Ｓｉｏ．０１％〜１．５％、Ｍｎｏ．
５〜４．０％、ＡＩＯ．１％以下を含有する中低炭素鋼
、あるし、は更にＣｕｌ．０％以下、Ｎｉｌ．０％以下
、Ｃｒｌ．０％以下、Ｍｏｏ．５％以下、ＢＯ．００５
％以下の１種もしくは２種以上を含有し残部は実質的に
Ｆｅよりなる組成の中低炭素低合金鋼、又は更にこれら
の鋼にＴｉｌ．０％以下、Ｎｂｌ．０％以下、ＶＩ．０
％以下、ＷＩ．０％以下、Ｚｒｌ．０％以下の１種もし
くは２種以上を含有し残部は実質的にＦｅよりなる組成
の中低炭素低合金鋼を対象とする。
らの研究の結果新らたに開発されたものであり、ＣＯ．
０５〜０．５％、Ｓｉｏ．０１％〜１．５％、Ｍｎｏ．
５〜４．０％、ＡＩＯ．１％以下を含有する中低炭素鋼
、あるし、は更にＣｕｌ．０％以下、Ｎｉｌ．０％以下
、Ｃｒｌ．０％以下、Ｍｏｏ．５％以下、ＢＯ．００５
％以下の１種もしくは２種以上を含有し残部は実質的に
Ｆｅよりなる組成の中低炭素低合金鋼、又は更にこれら
の鋼にＴｉｌ．０％以下、Ｎｂｌ．０％以下、ＶＩ．０
％以下、ＷＩ．０％以下、Ｚｒｌ．０％以下の１種もし
くは２種以上を含有し残部は実質的にＦｅよりなる組成
の中低炭素低合金鋼を対象とする。
中低炭素鋼の場合は、通常の熱間圧延の後２５℃ノｓｅ
ｃ以上の冷却速度にて３５０００以上６００こ０以下の
温度城まで冷却した後ひきつづき１０００／ｓｅｃ未満
好ましくは５℃／ｓｅｃ以下の冷却速度にて１００ｏｏ
まで冷却することにより、また中低炭素低合金鋼の場合
は、通常の熱間圧延にて線材に圧延した後ひきつづき２
０ｑｏ／ｓｅｃ以上の冷却速度にて３５０午０以上６０
ぴ○以下の温度域まで冷却した後ひきつづき１０つ０／
ｓｅｃ未満、好ましくは５℃／ｓｅｃ以下の冷却速度に
は１００００まで冷却することにより延性及び冷間鍛造
性にすぐれた高張力線材を得る方法を要旨とする。
ｃ以上の冷却速度にて３５０００以上６００こ０以下の
温度城まで冷却した後ひきつづき１０００／ｓｅｃ未満
好ましくは５℃／ｓｅｃ以下の冷却速度にて１００ｏｏ
まで冷却することにより、また中低炭素低合金鋼の場合
は、通常の熱間圧延にて線材に圧延した後ひきつづき２
０ｑｏ／ｓｅｃ以上の冷却速度にて３５０午０以上６０
ぴ○以下の温度域まで冷却した後ひきつづき１０つ０／
ｓｅｃ未満、好ましくは５℃／ｓｅｃ以下の冷却速度に
は１００００まで冷却することにより延性及び冷間鍛造
性にすぐれた高張力線材を得る方法を要旨とする。
本発明方法に於て対象鋼の範囲を中低炭素鋼及び中低炭
素低合金鋼に限定した理由について説明する。
素低合金鋼に限定した理由について説明する。
Ｃ：０．０５％未満では所要の強度が得られず、且つ製
鋼コストが高くなり、０．５％を超えると鋼の延性、袷
間鍛造性が劣化するので好ましくない。
鋼コストが高くなり、０．５％を超えると鋼の延性、袷
間鍛造性が劣化するので好ましくない。
Ｓｉ：脱酸剤として０．０１％以上は必要であるが、１
．５％を超えると鋼の延性の劣化が顕著となるので好ま
しくない。
．５％を超えると鋼の延性の劣化が顕著となるので好ま
しくない。
Ｍｎ：脱酸剤、鋼の強度上昇のため０．５％以上は必要
である。
である。
４％を超えると強度の上昇が飽
和するとともに延性の劣化が顕著となる。
なお強度的には２．５％〜３％が最も好ましい。
山：脱酸剤として必要であるが、０．１％を超えると鋼
の清浄度が著しく低下して健全な鋼塊が得られないので
上限をを０．１％とした。
の清浄度が著しく低下して健全な鋼塊が得られないので
上限をを０．１％とした。
Ｃ山Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，８：鋼の暁入性の向上および強
度上昇のため添加されるが、Ｃｕ／‘ま１．０％、Ｂは
０．００５％を超えて添加されると銅の延性の劣化が顕
著となり、Ｎｉ，Ｃｒは１．０％、Ｍｏは０．５％を超
えると強度上昇の効果が飽和するので好ましくない。Ｔ
ｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ｗ，Ｚｒ：鋼の強度上昇のため添加され
るが、本発明の冷却パターンにてはいづれも１．０％を
超えると鋼の延性の劣化が顕著になり好ましくない。
度上昇のため添加されるが、Ｃｕ／‘ま１．０％、Ｂは
０．００５％を超えて添加されると銅の延性の劣化が顕
著となり、Ｎｉ，Ｃｒは１．０％、Ｍｏは０．５％を超
えると強度上昇の効果が飽和するので好ましくない。Ｔ
ｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ｗ，Ｚｒ：鋼の強度上昇のため添加され
るが、本発明の冷却パターンにてはいづれも１．０％を
超えると鋼の延性の劣化が顕著になり好ましくない。
次に本発明方法に於る熱間圧延後の冷却速度ならびに冷
却温度域を前記の如く限定した理由について説明する。
却温度域を前記の如く限定した理由について説明する。
熱間圧延後３５０こ０以上６００００以下の温度城まで
の冷却速度を中低炭素鋼にて２５ｑ○／ｓｅｃ以上中低
炭素低合金鋼にて２０ｑｏ／ｓｅｃとしたのはそれぞれ
の冷却速度が前記の値より小さい場合には強度が低下す
るとともに袷間鍛造性の低下が顕著になるからであり、
熱間圧延後の前記冷却速度を保つ冷却温度城を３５００
０以上６００ｑＣ以下としたのは３５０ｑＣ未満では延
性、冷間鍛造性が箸るしく劣化するからであり、又６０
０ｑｏを超えると強度が低下し、且つ袷間鍛造性が著し
く劣化するからである。又３５０℃以上６００００以下
の温度城に冷却した後ひきつつき１００ご０までの冷却
速度を１０００／ｓｅｃ未満としたのは、１ｏｏｏ／ｓ
ｅｃを超えると鋼の延性、冷間鍛造性にすぐれた性質が
急激に劣化するからである。次に本発明の実施例を示し
本発明の効果を説明する。実施例 第１表は供試材の化学成分を示す。
の冷却速度を中低炭素鋼にて２５ｑ○／ｓｅｃ以上中低
炭素低合金鋼にて２０ｑｏ／ｓｅｃとしたのはそれぞれ
の冷却速度が前記の値より小さい場合には強度が低下す
るとともに袷間鍛造性の低下が顕著になるからであり、
熱間圧延後の前記冷却速度を保つ冷却温度城を３５００
０以上６００ｑＣ以下としたのは３５０ｑＣ未満では延
性、冷間鍛造性が箸るしく劣化するからであり、又６０
０ｑｏを超えると強度が低下し、且つ袷間鍛造性が著し
く劣化するからである。又３５０℃以上６００００以下
の温度城に冷却した後ひきつつき１００ご０までの冷却
速度を１０００／ｓｅｃ未満としたのは、１ｏｏｏ／ｓ
ｅｃを超えると鋼の延性、冷間鍛造性にすぐれた性質が
急激に劣化するからである。次に本発明の実施例を示し
本発明の効果を説明する。実施例 第１表は供試材の化学成分を示す。
第２表は第１表供試材を使用しての線材圧延製造条件を
示す。
示す。
第３表は供試材の各製造条件に於る製造時の機械的性質
及び袷間衝撃裾込圧縮に於る割れ発生限界圧縮率を示し
た。
及び袷間衝撃裾込圧縮に於る割れ発生限界圧縮率を示し
た。
引張り試験、伸び率測定試験はＪＩＳに準拠して行った
。割れ発生限界圧縮率の測定は８．５肌め×３２脚その
試験片と落鐘式衝撃圧縮試験機によって衝撃圧縮による
据込を行ない裾込まれた試験片の側面をルーペで観察し
て割れが発生し始めるときの圧縮率を求めることによっ
て行なって。圧縮率は次式により慣用歪で表現した。圧
縮率：ど＾＝１００×（１−蔓２） ただし、ｋは割れ発生時の試片の直径を示す。
。割れ発生限界圧縮率の測定は８．５肌め×３２脚その
試験片と落鐘式衝撃圧縮試験機によって衝撃圧縮による
据込を行ない裾込まれた試験片の側面をルーペで観察し
て割れが発生し始めるときの圧縮率を求めることによっ
て行なって。圧縮率は次式により慣用歪で表現した。圧
縮率：ど＾＝１００×（１−蔓２） ただし、ｋは割れ発生時の試片の直径を示す。
第１表 供試材の化学成分第 ２ 表
供試材の製造方法
第 ３ 表
機械的性質と冷間衝撃据込圧縮における割れ発生圧縮限
界注：記号の数字は第１表の銅の種類を示し、アルファ
ベット文字は第２表の製造条件を示す。
界注：記号の数字は第１表の銅の種類を示し、アルファ
ベット文字は第２表の製造条件を示す。
上記第３表に見る如く本発明方法により製造した鋼は従
来法に比較していづれも圧延のままで強度及び延性にす
ぐれて居り且つ冷間衝撃裾込圧縮に於る割れ発生限界圧
縮率が極めて高いため冷間鍛造用としてすぐれた性質を
有している。
来法に比較していづれも圧延のままで強度及び延性にす
ぐれて居り且つ冷間衝撃裾込圧縮に於る割れ発生限界圧
縮率が極めて高いため冷間鍛造用としてすぐれた性質を
有している。
本発明方法によれば伸線の工程を全く省略できるか又は
単に糠径を整える程度の軽伸線加工を施すのみにて高強
度及び延性、袷間鍛造性にすぐれた鋼線が得られるので
従来よりはるかに高能率、低コストにて高強度、高延性
の冷間鍛造用線材を得ることが可能になった。
単に糠径を整える程度の軽伸線加工を施すのみにて高強
度及び延性、袷間鍛造性にすぐれた鋼線が得られるので
従来よりはるかに高能率、低コストにて高強度、高延性
の冷間鍛造用線材を得ることが可能になった。
また本発明による線材は非常に溶接性にすぐれているの
で、冷間鍛造部品は容易かつ性質の劣化ないこ溶接して
使用することができる。なお本発明方法による線材は圧
延のままの状態でも極めて延性にすぐれた性質を有して
いるが、線材の加工前あるいは加工後に３００℃〜５５
０３０の温度条件で齢扇しを施すことによつてさらに延
性を向上させることが可能である。
で、冷間鍛造部品は容易かつ性質の劣化ないこ溶接して
使用することができる。なお本発明方法による線材は圧
延のままの状態でも極めて延性にすぐれた性質を有して
いるが、線材の加工前あるいは加工後に３００℃〜５５
０３０の温度条件で齢扇しを施すことによつてさらに延
性を向上させることが可能である。
第１図は鋼のＴ−Ｔ−Ｔ曲線図に本発明方法の熱処理過
程を示した特性曲線図である。 １・…・・マルテンサイト領域、２・・・・・・ベナィ
ト領域、３・・・・・・フェライト領域、ａ・・・・・
・急冷線、ｃ・・・・・・徐袷線。 第１図
程を示した特性曲線図である。 １・…・・マルテンサイト領域、２・・・・・・ベナィ
ト領域、３・・・・・・フェライト領域、ａ・・・・・
・急冷線、ｃ・・・・・・徐袷線。 第１図
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ０．０５〜０．５％、Ｓｉ０．０１〜１．５％、
Ｍｎ０．５〜４．０％、Ａｌ０．１％以下を含有する中
低炭素鋼又は中低炭素低合金鋼を熱間圧延により線材に
圧延した後、３５０℃〜６００℃の温度域まで中低炭素
鋼の場合２５℃／ｓｅｃ以上、また中低炭素合金鋼の場
合２０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却し、ひきつづき
１０℃／ｓｅｃ未満の冷却速度で１００℃まで冷却し鋼
の組織をベイナイト組織とすることを特徴とした延性及
び冷間鍜造性にすぐれた高張力線材の製造方法。 ２ 中低炭素低合金鋼がＣ０．０５〜０．５、Ｓｉ０．
０１〜１．５％、Ｍｎ０．５〜４．０％、Ａｌ０．１％
以下を含有し、更にＣｕ１．０％以下、Ｎｉ１．０％以
下、Ｃｒ１．０％以下、Ｍｏ０．５％以下、Ｂ０．００
５％以下の１種もしくは２種以上を含有し、残部は実質
的にＦｅなる組成からなる特許請求範囲第１項記載の延
性及び冷間鍜造性にすぐれた高張力線材の製造方法。 ３ 中低炭素低合金鋼がＣ０．０５〜０．５、Ｓｉ０．
０１〜１．５％、Ｍｎ０．５〜４．０％、Ａｌ０．１％
以下を含有し、更にＴｉ１．０％以下、Ｎｏ１．０％以
下、Ｖ１．０％以下、Ｗ１．０％以下、Ｚｒ１．０％以
下の１種もしくは２種以上を含有し、残部は実質的にＦ
ｅなる組成からなる特許請求範囲第１項記載の延性及び
冷間鍜造性にすぐれた高張力線材の製造方法。 ４ 中低炭素低合金鋼がＣ０．０５〜０．５％、Ｓｉ０
．０１％〜１．５％、Ｍｎ０．５〜４．０％、Ａｌ０．
１％以下を含有し、かつＣｕ１．０％以下、Ｎｉ１．０
％以下、Ｃｒ１．０％以下、Ｍｏ０．５％以下、Ｂ０．
００５％以下の１種もしくは２種以上を含有し、更にＴ
ｉ１．０％以下、Ｎｏ１．０％以下、Ｖ１．０％以下、
Ｗ１．０％以下、Ｚｒ１．０％以下の１種もしくは２種
以上を含有し、残部は実質的にＦｅからなる特許請求範
囲第１項記載の延性および冷間鍜造性にすぐれた高張力
線材の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12644776A JPS6018729B2 (ja) | 1976-10-20 | 1976-10-20 | 中低炭素高張力線材の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12644776A JPS6018729B2 (ja) | 1976-10-20 | 1976-10-20 | 中低炭素高張力線材の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5351121A JPS5351121A (en) | 1978-05-10 |
| JPS6018729B2 true JPS6018729B2 (ja) | 1985-05-11 |
Family
ID=14935429
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP12644776A Expired JPS6018729B2 (ja) | 1976-10-20 | 1976-10-20 | 中低炭素高張力線材の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6018729B2 (ja) |
Families Citing this family (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS57120622A (en) * | 1981-01-20 | 1982-07-27 | Nippon Steel Corp | Heat treatment of pc steel bar or steel wire |
| US4563222A (en) * | 1983-06-29 | 1986-01-07 | Sugita Wire Mfg. Co., Ltd. | High strength bolt and method of producing same |
| JPS60181255A (ja) * | 1984-02-28 | 1985-09-14 | Azuma Seikosho:Kk | 直接空気パテンテイング型線材 |
| JPS60255957A (ja) * | 1984-05-31 | 1985-12-17 | Nissan Motor Co Ltd | 機械構造用部品の製造方法 |
| JPH0772323B2 (ja) * | 1985-04-15 | 1995-08-02 | 株式会社神戸製鋼所 | 熱間鍛造用の非調質棒鋼 |
| JP2731797B2 (ja) * | 1988-12-20 | 1998-03-25 | トーア・スチール株式会社 | 非調質ボルト用鋼線材の製造方法 |
| JPH036325A (ja) * | 1989-06-02 | 1991-01-11 | Toa Steel Co Ltd | 高延性冷間圧造用鋼線の製造方法 |
| DE3935965C1 (ja) * | 1989-10-26 | 1991-05-08 | Mannesmann Ag, 4000 Duesseldorf, De | |
| KR101714903B1 (ko) * | 2014-11-03 | 2017-03-10 | 주식회사 포스코 | 강도와 충격 인성이 우수한 선재 및 그 제조방법 |
-
1976
- 1976-10-20 JP JP12644776A patent/JPS6018729B2/ja not_active Expired
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5351121A (en) | 1978-05-10 |
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