JPS6052551A - 高延性高加工性鋼並びにその製造法 - Google Patents
高延性高加工性鋼並びにその製造法Info
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- JPS6052551A JPS6052551A JP15986383A JP15986383A JPS6052551A JP S6052551 A JPS6052551 A JP S6052551A JP 15986383 A JP15986383 A JP 15986383A JP 15986383 A JP15986383 A JP 15986383A JP S6052551 A JPS6052551 A JP S6052551A
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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。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
この発明は、グラファイト相を有することによって延性
及び加工性が改善された鋼、並びにその製造法に関する
ものである。
及び加工性が改善された鋼、並びにその製造法に関する
ものである。
一般に、小物容器２乗用車等の車輛部品、針金。
ボルト等に適用される炭素鋼は、フェライト相とセメン
タイト又はパーライト相の混在した組織を有しているの
が普通であり、その使用にあたってはプレス加工、深絞
り加工、或いは冷間引抜き等のような種々の加工を施さ
れるこ−とが多いものであった。
タイト又はパーライト相の混在した組織を有しているの
が普通であり、その使用にあたってはプレス加工、深絞
り加工、或いは冷間引抜き等のような種々の加工を施さ
れるこ−とが多いものであった。
このようなことから、従来、炭素鋼の加工性をより一層
向上させることを目指した様々な研究が続けられて来て
おり、例えば、［鋼中介在物を減少させることで、Ｓ含
有量を従来の００２％程度（以下、成分割合を表わすチ
は重量％とする）から０．０１ ％程度寸で低減すると
、Ａ系介在物が減少して圧延直角方向の伸びが改善され
る」等の加工性改善につながる有力な報告もなされ、実
操業に取９人れられて良好な成果が得られている。
向上させることを目指した様々な研究が続けられて来て
おり、例えば、［鋼中介在物を減少させることで、Ｓ含
有量を従来の００２％程度（以下、成分割合を表わすチ
は重量％とする）から０．０１ ％程度寸で低減すると
、Ａ系介在物が減少して圧延直角方向の伸びが改善され
る」等の加工性改善につながる有力な報告もなされ、実
操業に取９人れられて良好な成果が得られている。
また一方では、鋼中に存在するセメンタイトも低炭素鋼
の加工性を阻害する要因であることが知られるようにな
ったが、これを少なくすると鋼の強度低下やコスト上昇
を招くなどの好ましくない結果がもたらされることから
、セメンタイトの量そのものを減少させるのではなく、
その分散状態や形状を変え、これによって延性及び加工
性の向−ヒを図ろうとするのがその後の研究が目指す方
向であった。球状化焼鈍などはその例である。
の加工性を阻害する要因であることが知られるようにな
ったが、これを少なくすると鋼の強度低下やコスト上昇
を招くなどの好ましくない結果がもたらされることから
、セメンタイトの量そのものを減少させるのではなく、
その分散状態や形状を変え、これによって延性及び加工
性の向−ヒを図ろうとするのがその後の研究が目指す方
向であった。球状化焼鈍などはその例である。
しかしながら、上述のように、Ｓ含有量を低減したシ、
セメンタイトの分散状態や形状に工夫を凝らした研究が
続けられてきたにもかかわらず。
セメンタイトの分散状態や形状に工夫を凝らした研究が
続けられてきたにもかかわらず。
未だ延性と加工性を十分に満足できる炭素鋼材、特にこ
れらの特性と強度とのバランスのとれた鋼材を実現でき
ないでいるのが現状であった。
れらの特性と強度とのバランスのとれた鋼材を実現でき
ないでいるのが現状であった。
本発明者等は、上述のような観点から、格別に面倒な工
程や装置を要することなく、かつ必要な強度を確保しつ
つ延性並びに加工性の一段と向−卜した炭素鋼材を製造
すべく、まず、主として炭素鋼の加工性向上手段を追求
するという基礎的研究の過程において、 ■ 硬くて脆い性質を有するが故に塑性加工時にボイド
を発生させやすく、加工性低下の原因となっているセメ
ンタイトが存在する限り、その分布状態や形状を変化さ
せる手段を講じたとしても、実操業においてもたらされ
る鋼の加工性向上効果には越えることのできない限界が
ある、■ 従って、炭素鋼材の加工性を飛躍的に向上せ
しめるだめにはセメンタイト相自身の消滅を図る必要が
ある、 Ｏセメンタイト相を消滅させるには、セメンタイトを構
成するＣ成分をグラファイトとしてそのまま析出せしめ
ることが、実操業上最も可能性の高い方法である、 ■ セメンタイト相に代ってグラファイト相を有する組
織の炭素鋼材であれば、グラファイトはセメンタイトに
比べて軟かく、かつ展伸性に富むため、塑性加工を施す
と容易に変形し、ディトを発生することもないという特
性が発揮されるのではないか、 ５− との推論を立て得るに至ったのである。
程や装置を要することなく、かつ必要な強度を確保しつ
つ延性並びに加工性の一段と向−卜した炭素鋼材を製造
すべく、まず、主として炭素鋼の加工性向上手段を追求
するという基礎的研究の過程において、 ■ 硬くて脆い性質を有するが故に塑性加工時にボイド
を発生させやすく、加工性低下の原因となっているセメ
ンタイトが存在する限り、その分布状態や形状を変化さ
せる手段を講じたとしても、実操業においてもたらされ
る鋼の加工性向上効果には越えることのできない限界が
ある、■ 従って、炭素鋼材の加工性を飛躍的に向上せ
しめるだめにはセメンタイト相自身の消滅を図る必要が
ある、 Ｏセメンタイト相を消滅させるには、セメンタイトを構
成するＣ成分をグラファイトとしてそのまま析出せしめ
ることが、実操業上最も可能性の高い方法である、 ■ セメンタイト相に代ってグラファイト相を有する組
織の炭素鋼材であれば、グラファイトはセメンタイトに
比べて軟かく、かつ展伸性に富むため、塑性加工を施す
と容易に変形し、ディトを発生することもないという特
性が発揮されるのではないか、 ５− との推論を立て得るに至ったのである。
しかし、従来、炭素鋼においてグラファイト相を形成さ
せる条件及び方法に関する報告はどこを探しても存在し
ておらず、従って本発明者等は、グラファイト相を有す
る炭素鋼を工業的規模で生産し得る手段を模索し、研究
を重ねた結果、（ａ）例え、Ｃ含有量の少ない炭素鋼で
あってもＰ及びＳの含有量を極力少なくするとグラファ
イト相の形成が極めて容易になること、 （ｂ） このような低Ｐ低Ｓの炭素鋼において、更に、
鋼中のＭｎ含有量をも制限すれば、グラファイト相の形
成が一層容易になること、 （Ｃ） このように、炭素鋼中のＰ及びＳ含有量を共に
少なくしてそのＰ（イ）×Ｓ（イ）の値を制限し、かつ
Ｍｎ含有量をも制限すれば、工業的に採用１７得る生産
工程にてα鉄中の第２相がセメンタイトからグラファイ
トに十分変化すること、 （ｄ） そして、このようなセメンタイト相に代ってグ
ラファイト相を有する炭素鋼は、伸び値等で代表される
延性が極めて良好で優れた加工性を示 ６− すものであり、また第２相たるグラファイト相の分散状
態を適当にコントロールすると、材料の不均一性が減じ
、より高い延性が得られるようになること、 （ｅ）また、上述のようなグラファイト相が存在する高
延性鋼材では、これを希望の形状に加工してそのまま使
用できることはもちろんのこと、高い強度が要求される
場合は加工後高温に加熱し、焼入れ焼もどし処理等の熱
処理を施すと、グラファイト相が消失し、そのＣはマル
テンサイトやベイナイト、或いはパーライトとして鋼材
を著しく強化させる役を果たすこと。即ち、グラファイ
ト相を有する炭素鋼材は、深絞り加工、張り出し加工２
曲げ加工、穴拡げ加工、切削、切断、打抜き加工等に供
されて良好な加工性を示すが、加工後の熱処理によりＣ
（炭素）の存在状態を変化させ、強度を十分に向上させ
て使用することも可能であること、 （ｆ） グラファイト相を有する鋼材の製造にあたって
は、ｐ、ｓ及びＭｎ含有量を所定値以下に成分管理され
た炭素鋼を熱間加工し、冷間加工した後、６００℃前後
の温度で２時間以上の焼鈍するのみで十分な成果をあげ
ることができ、しかも冷間加工の際に５係以上の加工度
を加えれば、その後の焼鈍と相俟って黒鉛の形成を容易
となし、その結果加工性の良好な炭素鋼材を実現できる
こと、以上（ａ）〜（ｆ）に示される如き知見を得たの
である。
せる条件及び方法に関する報告はどこを探しても存在し
ておらず、従って本発明者等は、グラファイト相を有す
る炭素鋼を工業的規模で生産し得る手段を模索し、研究
を重ねた結果、（ａ）例え、Ｃ含有量の少ない炭素鋼で
あってもＰ及びＳの含有量を極力少なくするとグラファ
イト相の形成が極めて容易になること、 （ｂ） このような低Ｐ低Ｓの炭素鋼において、更に、
鋼中のＭｎ含有量をも制限すれば、グラファイト相の形
成が一層容易になること、 （Ｃ） このように、炭素鋼中のＰ及びＳ含有量を共に
少なくしてそのＰ（イ）×Ｓ（イ）の値を制限し、かつ
Ｍｎ含有量をも制限すれば、工業的に採用１７得る生産
工程にてα鉄中の第２相がセメンタイトからグラファイ
トに十分変化すること、 （ｄ） そして、このようなセメンタイト相に代ってグ
ラファイト相を有する炭素鋼は、伸び値等で代表される
延性が極めて良好で優れた加工性を示 ６− すものであり、また第２相たるグラファイト相の分散状
態を適当にコントロールすると、材料の不均一性が減じ
、より高い延性が得られるようになること、 （ｅ）また、上述のようなグラファイト相が存在する高
延性鋼材では、これを希望の形状に加工してそのまま使
用できることはもちろんのこと、高い強度が要求される
場合は加工後高温に加熱し、焼入れ焼もどし処理等の熱
処理を施すと、グラファイト相が消失し、そのＣはマル
テンサイトやベイナイト、或いはパーライトとして鋼材
を著しく強化させる役を果たすこと。即ち、グラファイ
ト相を有する炭素鋼材は、深絞り加工、張り出し加工２
曲げ加工、穴拡げ加工、切削、切断、打抜き加工等に供
されて良好な加工性を示すが、加工後の熱処理によりＣ
（炭素）の存在状態を変化させ、強度を十分に向上させ
て使用することも可能であること、 （ｆ） グラファイト相を有する鋼材の製造にあたって
は、ｐ、ｓ及びＭｎ含有量を所定値以下に成分管理され
た炭素鋼を熱間加工し、冷間加工した後、６００℃前後
の温度で２時間以上の焼鈍するのみで十分な成果をあげ
ることができ、しかも冷間加工の際に５係以上の加工度
を加えれば、その後の焼鈍と相俟って黒鉛の形成を容易
となし、その結果加工性の良好な炭素鋼材を実現できる
こと、以上（ａ）〜（ｆ）に示される如き知見を得たの
である。
もつとも、炭素鋼においてＰ及びＳを特定値以下に制限
することがグラファイト相形成促進に寄与する理由は未
だ明白ではないが、グラファイト相がα鉄組織中の欠陥
等に存在する空隙に発生するという事実からみて、Ｐ及
びＳを制限するとグラファイト相形成が促進されるのは
、Ｐ及びＳ量が多いと冷間加工時形成された空隙にｐ、
ｓ原子が集ってこれを埋めてしまい、グラファイト析出
が阻まれてしまうのに対して、Ｐ及びＳ量が少ないとこ
れら空隙は極めて安定となり、グラファイト相析出の場
所が十分に確保されるためであると推測することができ
る。
することがグラファイト相形成促進に寄与する理由は未
だ明白ではないが、グラファイト相がα鉄組織中の欠陥
等に存在する空隙に発生するという事実からみて、Ｐ及
びＳを制限するとグラファイト相形成が促進されるのは
、Ｐ及びＳ量が多いと冷間加工時形成された空隙にｐ、
ｓ原子が集ってこれを埋めてしまい、グラファイト析出
が阻まれてしまうのに対して、Ｐ及びＳ量が少ないとこ
れら空隙は極めて安定となり、グラファイト相析出の場
所が十分に確保されるためであると推測することができ
る。
いずれにしろ、この発明は上記知見に基づいてなされた
ものであり、その第１１発明は、鋼を、 Ｃ：０．１５〜０９５チ。
ものであり、その第１１発明は、鋼を、 Ｃ：０．１５〜０９５チ。
Ｍｎ： ０．２０％以下。
ｓｏｌ、Ｍ ： ０．０２〜０．３０％以下。
Ｎ：０．００６％以下。
Ｓｉ：１．０チ以下。
Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．０１０％以下。
を含有するとともに、式
％式％
を満足し、
Ｆｅ及びその他の不可避不純物：残り。
から成る成分組成に構成せしめるとともに、フェライト
相とグラファイト相とを主体とした組織を有せしめるこ
とによって、優れた延性及び加工性を付与した点に特徴
を有するものであり、また第２発明は、 Ｃ：０．１５〜０．９５係。
相とグラファイト相とを主体とした組織を有せしめるこ
とによって、優れた延性及び加工性を付与した点に特徴
を有するものであり、また第２発明は、 Ｃ：０．１５〜０．９５係。
Ｍｎ：０．２０％以下。
ｓｏｔ、 ＡＱ ： ０．０２〜０．３０％以下。
９−
Ｎ：０．００６％以下。
Ｓｉ：１．０％以下。
Ｐ：Ｏ，０１０％以下、Ｓ：０．０１０チ以下。
を含有するとともに、式
％式％
を満足し、
Ｆｅ及びその他の不可避不純物：残り。
から成る成分組成の鋼を熱間加工した後、加工度：５チ
以上の冷間加工を施し、次いで５００〜７５０℃の温度
にて２時間以上焼鈍することにより、フェライト相とグ
ラファイト相とを主体とした組織を有する延性及び加工
性に優れた鋼を得る点に特徴を有するものである。
以上の冷間加工を施し、次いで５００〜７５０℃の温度
にて２時間以上焼鈍することにより、フェライト相とグ
ラファイト相とを主体とした組織を有する延性及び加工
性に優れた鋼を得る点に特徴を有するものである。
ここで、フェライト相とグラファイト相とを主体とした
組織とは、従来のフェライト相とセメンタイト相よりな
る組織とは違ってフェライト相とグラファイト相と場合
により未分解のセメンタイト相よりなり、かつ、グラフ
ァイトの体積がセメンタイトの体積より多く存在するも
のを意味するものであり、これは鋼板をピクリン酸でエ
ッチン１０− ダし、光学顕微鏡で観察すれば、グラファイトは黒塗り
で、一方セメンタイトは黒ふちどりで白抜きで観察でき
るので容易に判定できる。
組織とは、従来のフェライト相とセメンタイト相よりな
る組織とは違ってフェライト相とグラファイト相と場合
により未分解のセメンタイト相よりなり、かつ、グラフ
ァイトの体積がセメンタイトの体積より多く存在するも
のを意味するものであり、これは鋼板をピクリン酸でエ
ッチン１０− ダし、光学顕微鏡で観察すれば、グラファイトは黒塗り
で、一方セメンタイトは黒ふちどりで白抜きで観察でき
るので容易に判定できる。
次いで、この発明において、鋼の化学成分割合及び鋼材
の製造条件を前記の如く数値限定した理由を説明する。
の製造条件を前記の如く数値限定した理由を説明する。
Ａ、鋼の化学成分
ａ） Ｃ
Ｃ成分は、グラファイト相を形成して鋼の延性及び加工
性を向上させるために所定量以上含有させる必要のある
元素であるが、その含有量が０．１５％未満であると、
グラファイトの形成は可能ではあるがそのだめに多大の
時間を必要とすることおよび本発明の加工性向上効果が
小さく、一方０．９５％を越えて含有させるとグラファ
イトの形成はより容易とはなるが、加工性が著しく低下
することとなるので、Ｃ含有量を０．１５〜０．９５係
と定めた。
性を向上させるために所定量以上含有させる必要のある
元素であるが、その含有量が０．１５％未満であると、
グラファイトの形成は可能ではあるがそのだめに多大の
時間を必要とすることおよび本発明の加工性向上効果が
小さく、一方０．９５％を越えて含有させるとグラファ
イトの形成はより容易とはなるが、加工性が著しく低下
することとなるので、Ｃ含有量を０．１５〜０．９５係
と定めた。
ｂ） Ｍｎ
Ｍｎは、グラファイト相の形成を阻害する元素であるの
で少なければ少ないほど良い結果が得られるものである
。特にその含有量が０．２０ ％を越えるとグラファイ
トの形成に困難を来だすようになることから、Ｍｎ含有
量を０．２０％以下と定めた。
で少なければ少ないほど良い結果が得られるものである
。特にその含有量が０．２０ ％を越えるとグラファイ
トの形成に困難を来だすようになることから、Ｍｎ含有
量を０．２０％以下と定めた。
ｃ） ｓｏＬ、Ａｌ
５ｏＬ、ＡＱ酸成分は、鋼を清浄にしてグラファイトを
形成しやすくする効果があり、この添加は本発明鋼及び
その製造において必要不可欠である。その含有量が０．
０２％未満では所望の効果が得られず、他方０．３０％
を越えて含有させると鋼の溶製が困難となることから、
ｓｏ７．Ａｎ含有量をｏ、０２〜０３０チと定めた。
形成しやすくする効果があり、この添加は本発明鋼及び
その製造において必要不可欠である。その含有量が０．
０２％未満では所望の効果が得られず、他方０．３０％
を越えて含有させると鋼の溶製が困難となることから、
ｓｏ７．Ａｎ含有量をｏ、０２〜０３０チと定めた。
ａ） Ｎ
Ｎ成分は可及的に少ない方が望ましい。これが０、００
６ ％を越えて含有させるとＡｔ！Ｈの量が増え、伸び
を低下するよう（でなることから、Ｎ含有量を０．００
６％以下と定めだ。
６ ％を越えて含有させるとＡｔ！Ｈの量が増え、伸び
を低下するよう（でなることから、Ｎ含有量を０．００
６％以下と定めだ。
ｅ） ５ｉ
Ｓ１成分には、ＡＡと同様、鋼を清浄化しグラファイト
を形成させやすくする効果があり、必要に応じて添加さ
れる。しかし１，０％を越えて含有させると鋼が脆化し
やすくなるので８１含有量を１．０係と定めた。
を形成させやすくする効果があり、必要に応じて添加さ
れる。しかし１，０％を越えて含有させると鋼が脆化し
やすくなるので８１含有量を１．０係と定めた。
ｆ）ｐ、及びＳ
Ｐ及びＳの両者とも、通常鋼のように０．０１ ％前後
の量で含まれていると、工業的製造手段で得られる鋼材
の組織はフェライトとセメンタイト（或いはパーライト
）を主とするものとなり、グラファイトの析出は起こら
ない。しかしながら、それぞれを０．０１０％以下の含
有量とし、かつＰ含有量（イ）とＳ含有量（イ）の積を
ｌ０ＸＩＯ以下にすれば、工業的な鋼材製造手段によっ
てもグラファイトの析出が可能になることから、Ｐ及び
Ｓの含有量をそれぞれｏ、 ０１０ ％以下とし、かつ
、式２式％ を満足する値に限定した。
の量で含まれていると、工業的製造手段で得られる鋼材
の組織はフェライトとセメンタイト（或いはパーライト
）を主とするものとなり、グラファイトの析出は起こら
ない。しかしながら、それぞれを０．０１０％以下の含
有量とし、かつＰ含有量（イ）とＳ含有量（イ）の積を
ｌ０ＸＩＯ以下にすれば、工業的な鋼材製造手段によっ
てもグラファイトの析出が可能になることから、Ｐ及び
Ｓの含有量をそれぞれｏ、 ０１０ ％以下とし、かつ
、式２式％ を満足する値に限定した。
なお、前述のように、Ｐ及びＳ原子がグラファイト析出
を阻害する理由は明らかでないが、グラファイトはフェ
ライト組織の粒界など空隙部に形成されることから、Ｐ
及びＳ原子が多量に存在す１３− るとグラファイトが析出する２前にそのような空隙部が
ｐ、Ｓ原子によって埋められてしまい、グラファイト析
出が抑制されるだめと思われる。そして、Ｐ及びＳ含有
量が各々０．０１０ ％を越えるか、或いはＰ（イ）×
５（１）の値がｌ０ＸＩＯを越えると、グラファイト析
出が極めて困難となるのである。
を阻害する理由は明らかでないが、グラファイトはフェ
ライト組織の粒界など空隙部に形成されることから、Ｐ
及びＳ原子が多量に存在す１３− るとグラファイトが析出する２前にそのような空隙部が
ｐ、Ｓ原子によって埋められてしまい、グラファイト析
出が抑制されるだめと思われる。そして、Ｐ及びＳ含有
量が各々０．０１０ ％を越えるか、或いはＰ（イ）×
５（１）の値がｌ０ＸＩＯを越えると、グラファイト析
出が極めて困難となるのである。
Ｂ、鋼材の製造条件
本発明の高延性高加工性の鋼材を工業的にかつ効率良く
製造するには、鋼を溶製後、熱間加工。
製造するには、鋼を溶製後、熱間加工。
冷間加工、及び焼鈍を順次行なう方法が有利である。
熱間加工は、冷間加工に適した寸法にまでする目的で行
なわれる。この時の条件はグラファイト析出の有無にそ
れほど大きな影響を与えないが、グラファイトの析出分
布には影響を与える。
なわれる。この時の条件はグラファイト析出の有無にそ
れほど大きな影響を与えないが、グラファイトの析出分
布には影響を与える。
なお、熱間加工前の工程は、加工性にそれほど大きな影
響を与えないので、溶鋼から直接熱間加工しても良いし
、また省エネルギーの観点から加熱温度を低下し、次い
で熱間圧延をしても良い。
響を与えないので、溶鋼から直接熱間加工しても良いし
、また省エネルギーの観点から加熱温度を低下し、次い
で熱間圧延をしても良い。
熱間加工で付着したスケエルは、通常、冷間加１４−
工の前に除去される。
冷間加工は、その後の焼鈍工程で黒鉛の形成を容易とな
すだめに行われる。その加工度が５％未満であると空隙
の発生が不充分で黒鉛の形成が困難となる。したがって
５チ以上と定めた。加工度の上限は特にはないが、通常
行われる９５％以下が工業的に有利である。
すだめに行われる。その加工度が５％未満であると空隙
の発生が不充分で黒鉛の形成が困難となる。したがって
５チ以上と定めた。加工度の上限は特にはないが、通常
行われる９５％以下が工業的に有利である。
冷間加工後、得られた鋼材は、必要に応じて適当な脱脂
処理等を施されてから焼鈍されることが多い。焼鈍過程
においてセメンタイト相に代えてグラファイト相が形成
される。
処理等を施されてから焼鈍されることが多い。焼鈍過程
においてセメンタイト相に代えてグラファイト相が形成
される。
焼鈍温度が５００℃未満ではグラファイト析出に多大な
時間を要して工業的ではなく、一方該温度が７５０℃を
越えると焼鈍エネルギーがよけいにかかるだけでグラフ
ァイト析出に有効でないことから、焼鈍温度を５００〜
７５０℃と定めた。
時間を要して工業的ではなく、一方該温度が７５０℃を
越えると焼鈍エネルギーがよけいにかかるだけでグラフ
ァイト析出に有効でないことから、焼鈍温度を５００〜
７５０℃と定めた。
そして、焼鈍処理における保持時間は、２時間未満では
セメンタイトが分解してグラファイトを析出するのに不
十分であることから、前記保持時間を２時間以上と定め
た。なお焼鈍の加熱速度は遅い方が望ましい。
セメンタイトが分解してグラファイトを析出するのに不
十分であることから、前記保持時間を２時間以上と定め
た。なお焼鈍の加熱速度は遅い方が望ましい。
焼鈍を行った鋼は表面粗度調整、平坦度調整及び機械的
性質調整などがなされてから製品とされるのが普通であ
る。
性質調整などがなされてから製品とされるのが普通であ
る。
次に、この発明を実施例により比較例と対比しながら説
明する。
明する。
実施例 ｌ
まず、 Ｃ： ０．３５〜０．４０ ％、 Ｍｎ： ０
．０６〜０．０９％、 ｓａｔｌＭ： ０．０２〜０．
０４％、 Ｎ ： ０．００４０〜０．００５５係、Ｓ
ｉ：０．０１係を含有し、Ｐ及びＳがそれぞれＯ，ＯＯ
Ｏ２〜０．１５係と０．０００２〜０．０３５チに変動
した鋼を常法にて溶製し、スラブとなし、次いでスラブ
加熱温度：１２００℃、仕上温度：８５０℃２巻取温度
：４５０℃の条件にて２．４闘厚に熱間圧延し、酸洗し
た後、１．２７ＬＩＫ厚にまで５０係の圧下率で冷間圧
延を施した。
．０６〜０．０９％、 ｓａｔｌＭ： ０．０２〜０．
０４％、 Ｎ ： ０．００４０〜０．００５５係、Ｓ
ｉ：０．０１係を含有し、Ｐ及びＳがそれぞれＯ，ＯＯ
Ｏ２〜０．１５係と０．０００２〜０．０３５チに変動
した鋼を常法にて溶製し、スラブとなし、次いでスラブ
加熱温度：１２００℃、仕上温度：８５０℃２巻取温度
：４５０℃の条件にて２．４闘厚に熱間圧延し、酸洗し
た後、１．２７ＬＩＫ厚にまで５０係の圧下率で冷間圧
延を施した。
得られた各冷延鋼板を脱脂した後、６５０℃で８時間の
箱焼鈍を行ない、伸び率：０．３％の調質圧延を施して
から、ＪＩ８５号引張試験とミクロ組織観察とを行なっ
た。この結果を第１図に示す。
箱焼鈍を行ない、伸び率：０．３％の調質圧延を施して
から、ＪＩ８５号引張試験とミクロ組織観察とを行なっ
た。この結果を第１図に示す。
第１図において、・印はフェライト相とグラファイト相
を主体とする組織になったもの、○印はフェライト相と
セメンタイト相な主体とする組織になったもの％Ｃ印は
フェライトの他にセメンタイトとグラファイトどがほぼ
同量分布していたものを示し、また、引張試験における
伸び値は、仝印が３０％以上を、φ印が２５ｑ６以上を
、そして○印が２５％未満をそれぞれ示すものである。
を主体とする組織になったもの、○印はフェライト相と
セメンタイト相な主体とする組織になったもの％Ｃ印は
フェライトの他にセメンタイトとグラファイトどがほぼ
同量分布していたものを示し、また、引張試験における
伸び値は、仝印が３０％以上を、φ印が２５ｑ６以上を
、そして○印が２５％未満をそれぞれ示すものである。
第１図に示される結果からも明らかなように、鋼中のＰ
及びＳ含有量を本発明範囲内に制限した場合にはじめて
フェライト相とグラファイト相とを主体とした組織を得
ることができ、伸びが従来鋼より良好になることがわか
る。
及びＳ含有量を本発明範囲内に制限した場合にはじめて
フェライト相とグラファイト相とを主体とした組織を得
ることができ、伸びが従来鋼より良好になることがわか
る。
実施例 ２
Ｃ： ０．４０ ％、 Ｍｎ： ０．１６％、 ｓｏＬ
、ＡＱ：０．０８５チ、Ｎ：０．００５５チ、Ｓｊ：０
．２５俤、 Ｐ ： ０．０００９％、Ｓ：０．００２
０チ、Ｐ（１）×１１１．８ Ｘ １０（イ）２． Ｆ
ｅ及びその他の不可避不純物：残り、から成る成分組成
の鋼イを溶製し、加熱温度：１１５０℃、仕上温度：９
３０℃にて３２朋φの棒鋼に熱１７− 間加工し、空冷しだ。
、ＡＱ：０．０８５チ、Ｎ：０．００５５チ、Ｓｊ：０
．２５俤、 Ｐ ： ０．０００９％、Ｓ：０．００２
０チ、Ｐ（１）×１１１．８ Ｘ １０（イ）２． Ｆ
ｅ及びその他の不可避不純物：残り、から成る成分組成
の鋼イを溶製し、加熱温度：１１５０℃、仕上温度：９
３０℃にて３２朋φの棒鋼に熱１７− 間加工し、空冷しだ。
酸洗後、そのままの棒鋼イー１と、これを３１期丸まで
加工度（減面率）６．２％で冷間加工を行なった棒鋼イ
ー２と、２８問丸まで加工度（減面率）２３チで冷間加
工した棒鋼イー３に関し６３０℃で０５〜１６時間均熱
の焼鈍を行ない、これらの機械的性質と限界圧縮率とミ
クロ組織観察を行なった。
加工度（減面率）６．２％で冷間加工を行なった棒鋼イ
ー２と、２８問丸まで加工度（減面率）２３チで冷間加
工した棒鋼イー３に関し６３０℃で０５〜１６時間均熱
の焼鈍を行ない、これらの機械的性質と限界圧縮率とミ
クロ組織観察を行なった。
比較として通常成分の鍋口（Ｃ： ０．３６ ％、Ｍｎ
二０．７％、 ｓｏＬ、Ｍ ： ０．０４％、Ｎ ：
０．００５０％。
二０．７％、 ｓｏＬ、Ｍ ： ０．０４％、Ｎ ：
０．００５０％。
Ｓｉ：０．１０％、Ｐ：０．０２０％、Ｓ：０．０１０
係。
係。
ｐ（［ｘｓ（％）＝ｚｏｏｘ：ｃｏ （％）、残り：Ｆ
ｅ及び不可避的不純物）に関しても同様な調査を行なっ
た。
ｅ及び不可避的不純物）に関しても同様な調査を行なっ
た。
第１表は本発明法と比較法を対比した機械的性質と限界
圧縮率とミクロ組織の表である。機械的性質は缶径の棒
鋼の中心部より採取したＪＩ８４号試験片を用いた引張
試験値で示し、限界圧縮率は缶径の棒鋼から採取（７た
３２ｍｍ径×４８１ＭＬ長さの試験片を圧縮試験機にか
けて圧縮し、試験片の元の高さと圧縮により亀裂が生じ
た時点の高さと１８− 第 １ 表 の差の元の高さに対する百分率（イ）で示した。
圧縮率とミクロ組織の表である。機械的性質は缶径の棒
鋼の中心部より採取したＪＩ８４号試験片を用いた引張
試験値で示し、限界圧縮率は缶径の棒鋼から採取（７た
３２ｍｍ径×４８１ＭＬ長さの試験片を圧縮試験機にか
けて圧縮し、試験片の元の高さと圧縮により亀裂が生じ
た時点の高さと１８− 第 １ 表 の差の元の高さに対する百分率（イ）で示した。
第１表より、本発明鋼成分ＩＣ相当する鋼イを冷間加工
度６．２又は２３チで加工し、次いで６３０℃で２時間
以上加熱均熱すると、鋼の伸び、絞り及び圧縮限界率が
高くかつフェライトとグラファイトを主体とした組織が
得られることがわかる。
度６．２又は２３チで加工し、次いで６３０℃で２時間
以上加熱均熱すると、鋼の伸び、絞り及び圧縮限界率が
高くかつフェライトとグラファイトを主体とした組織が
得られることがわかる。
実施例 ３
まず、第２表に示される如き化学成分組成の鋼Ａ−Ｊを
溶製し、スラブ加熱温度：１１５０℃。
溶製し、スラブ加熱温度：１１５０℃。
仕上温度＝８３０〜８９０℃２巻取温度：５００〜６０
０℃の条件１（て熱間圧延し、種々の板厚の熱延鋼板を
得た。
０℃の条件１（て熱間圧延し、種々の板厚の熱延鋼板を
得た。
次いで、得られた各鋼板を酸洗１／ ％スケールを除去
した後、１．０朋厚まで冷間圧延し、続いて第３表に示
される均熱条件で箱焼鈍を行い、更に１、０％の伸び率
で調質圧延を行なってから、引張試験とミクロ組織観察
を行なった。
した後、１．０朋厚まで冷間圧延し、続いて第３表に示
される均熱条件で箱焼鈍を行い、更に１、０％の伸び率
で調質圧延を行なってから、引張試験とミクロ組織観察
を行なった。
この結果を第３表に併せて示した。
なお、炭素量が変わると鋼の強度が大きく変わり伸びも
変化するので５延性の評価は引張強さと伸びの積の大小
で評価した。
変化するので５延性の評価は引張強さと伸びの積の大小
で評価した。
第３表に示される結果からも、試験番号］６〜２６で示
される方法によって得られる本発明冷延鋼板はフェライ
ト相とグラファイト相を主体とする組織を呈していて、
強度×伸び値が］、 ＯＯ０以上を示しており、伸びが
良好で、延性、即ち加工性の良好なことが明らかである
。即ち、引張強さ：約’７０ ｋｇｆ／ｍａ前後の鋼Ａ
においては、伸び二２０係以上を示しており、引張強さ
二８５ Ｉ＜９ｆ／ｍａ程度のＣ量の多い鋼Ｃにおいて
も、伸び：１９％を示している。
される方法によって得られる本発明冷延鋼板はフェライ
ト相とグラファイト相を主体とする組織を呈していて、
強度×伸び値が］、 ＯＯ０以上を示しており、伸びが
良好で、延性、即ち加工性の良好なことが明らかである
。即ち、引張強さ：約’７０ ｋｇｆ／ｍａ前後の鋼Ａ
においては、伸び二２０係以上を示しており、引張強さ
二８５ Ｉ＜９ｆ／ｍａ程度のＣ量の多い鋼Ｃにおいて
も、伸び：１９％を示している。
これらの鋼板を、それぞれがフェライト相とセメンタイ
ト相を有する組織を呈している試験番号２８及び３０で
示される方法で得られた鋼板と比較すると、伸びが非常
に良好であることが明瞭である。
ト相を有する組織を呈している試験番号２８及び３０で
示される方法で得られた鋼板と比較すると、伸びが非常
に良好であることが明瞭である。
これに対して、試験番号２７で得られた比較鋼板はＣ量
が、試験番号２８で得られた比較鋼板はＭｎ量が、試験
番号２９で得られた比較鋼板はＮ量がそれぞれ本発明範
囲から外れているのでグラファイトが形成されず、伸び
が低い値を示していることがわかる。また、試験番号３
０で得られた比較鋼板は、Ｐ及びＳ量が本発明よりも多
いためにグラファイトの形成がなく、伸びが低くなって
いる。
が、試験番号２８で得られた比較鋼板はＭｎ量が、試験
番号２９で得られた比較鋼板はＮ量がそれぞれ本発明範
囲から外れているのでグラファイトが形成されず、伸び
が低い値を示していることがわかる。また、試験番号３
０で得られた比較鋼板は、Ｐ及びＳ量が本発明よりも多
いためにグラファイトの形成がなく、伸びが低くなって
いる。
上述のよう（で、この発明によれば、必要な強度を備え
ながら延性並びに加工性の極めて優れた鋼板を比較的安
価に得ることができるので、プレス加工２曲げ加工、切
削加工、引抜加工、切断加工等の冷間及び温間加工に容
易に適用され、良好な成果を得られるなど、工業上有用
な効果がもたらされるのである。
ながら延性並びに加工性の極めて優れた鋼板を比較的安
価に得ることができるので、プレス加工２曲げ加工、切
削加工、引抜加工、切断加工等の冷間及び温間加工に容
易に適用され、良好な成果を得られるなど、工業上有用
な効果がもたらされるのである。
第１図は、冷延鋼板のＰ及びＳ含有量とミクロ組織及び
伸びとの関係を示した図面である。 出願人 住友金属工業株式会社 代理人 富 １） 和 夫 ほか１名
伸びとの関係を示した図面である。 出願人 住友金属工業株式会社 代理人 富 １） 和 夫 ほか１名
Claims (2)
- （１） 重量割合で ｃ：０．１５〜０．９５係。 Ｍｎ：０．２０ｑ６以下。 ｓｏｔ、ＡＱ ： ０１０２〜０．３０％。 Ｎ：０．００６％以下。 Ｓｉ：］、００％以下 Ｐ ： ０．０１．０％以下。 Ｓ：０．０１０％以下 を含有するとともに、式 ％式％ を満足し、 Ｆｅ及びその他の不可避不純物：残り。 から成り、かつフェライト相とグラファイト相と一］、
− を主体とした組織を有していることを特徴とする、延性
及び加工性に優れた鋼。 - （２）重量割合で Ｃ：０．１５〜０．９５係。 Ｍｎ：０．２０％以下。 ｓａｔ、Ｍ、 ： ０．０２〜０．３０ ％。 Ｎ：０．００６チ以下。 Ｓｉ：１．０％以下。 Ｐ：０．０１０％以下。 Ｓ：０．０１０％以下 を含有するとともに、式 ％式％ を満足し、 Ｆｅ及びその他の不可避不純物：残り。 から成る成分組成の鋼を熱間加工した後、加工度：５％
以上の冷間加工を施し、次いで５００〜７５０℃の温度
にて２時間以上焼鈍することを特徴とする、フェライト
相とグラファイト相とを主体とした組織を有する延性及
び加工性に優れた鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15986383A JPS6052551A (ja) | 1983-08-31 | 1983-08-31 | 高延性高加工性鋼並びにその製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15986383A JPS6052551A (ja) | 1983-08-31 | 1983-08-31 | 高延性高加工性鋼並びにその製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6052551A true JPS6052551A (ja) | 1985-03-25 |
| JPS639578B2 JPS639578B2 (ja) | 1988-02-29 |
Family
ID=15702858
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP15986383A Granted JPS6052551A (ja) | 1983-08-31 | 1983-08-31 | 高延性高加工性鋼並びにその製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6052551A (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6425946A (en) * | 1987-07-20 | 1989-01-27 | Kawasaki Steel Co | Steel plate having excellent workability and toughness as well as having good hardenability and its production |
| JPH01132740A (ja) * | 1987-11-18 | 1989-05-25 | Kawasaki Steel Corp | 熱処理用鋼板 |
| JPH03140411A (ja) * | 1989-10-12 | 1991-06-14 | Thyssen Stahl Ag | 調質鋼の冷間加工性を向上させる方法 |
| US5454887A (en) * | 1992-09-29 | 1995-10-03 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Process for manufacturing a medium-carbon steel plate with improved formability and weldability |
| KR100479993B1 (ko) * | 1999-11-23 | 2005-03-30 | 주식회사 포스코 | 연성 및 열처리성이 우수한 고탄소강대의 제조방법 |
-
1983
- 1983-08-31 JP JP15986383A patent/JPS6052551A/ja active Granted
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6425946A (en) * | 1987-07-20 | 1989-01-27 | Kawasaki Steel Co | Steel plate having excellent workability and toughness as well as having good hardenability and its production |
| JPH01132740A (ja) * | 1987-11-18 | 1989-05-25 | Kawasaki Steel Corp | 熱処理用鋼板 |
| JPH03140411A (ja) * | 1989-10-12 | 1991-06-14 | Thyssen Stahl Ag | 調質鋼の冷間加工性を向上させる方法 |
| US5454887A (en) * | 1992-09-29 | 1995-10-03 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Process for manufacturing a medium-carbon steel plate with improved formability and weldability |
| KR100479993B1 (ko) * | 1999-11-23 | 2005-03-30 | 주식회사 포스코 | 연성 및 열처리성이 우수한 고탄소강대의 제조방법 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS639578B2 (ja) | 1988-02-29 |
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