JPS61133326A - 直接熱処理線材用中高炭素鋼材の製造方法 - Google Patents
直接熱処理線材用中高炭素鋼材の製造方法Info
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- JPS61133326A JPS61133326A JP25495084A JP25495084A JPS61133326A JP S61133326 A JPS61133326 A JP S61133326A JP 25495084 A JP25495084 A JP 25495084A JP 25495084 A JP25495084 A JP 25495084A JP S61133326 A JPS61133326 A JP S61133326A
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- carbon steel
- wire
- cementite
- cooling
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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
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/52—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length
- C21D9/525—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length for wire, for rods
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- Chemical & Material Sciences (AREA)
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- 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)
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】
（産業上の利用分野）
本発明は、直接熱処理線材の製造に供する冷間加工性に
優れた中高炭素鋼材の製造方法に関し、特にこの明細書
で開示する技術は、いわゆる再熱処理することなく直接
所定の寸法の線材にまで冷間引抜加工するのに用いられ
る中高炭素ａ線材や棒材を得る方法であり、これらの素
材をその後単線のまま、あるいはさらに曲げ加工や撚り
合わせ加工をし、さらにまたは冷間鍛造をするなどして
２次製品を製造するための素材を提供することにある◎ （従来の技術） 最近の線材あるいは棒鋼の製造分野においては、９００
〜１１００℃で熱間圧延後冷却速度をＩｉ４節すること
により、再加熱処理を施すことなく、そのまま冷間引抜
や鍛造を可能にするような熱処理組織をもつ材料に仕上
げた、いわゆる直接熱処理材（再熱処理省略材）と呼ば
れているものが採用されている。
優れた中高炭素鋼材の製造方法に関し、特にこの明細書
で開示する技術は、いわゆる再熱処理することなく直接
所定の寸法の線材にまで冷間引抜加工するのに用いられ
る中高炭素ａ線材や棒材を得る方法であり、これらの素
材をその後単線のまま、あるいはさらに曲げ加工や撚り
合わせ加工をし、さらにまたは冷間鍛造をするなどして
２次製品を製造するための素材を提供することにある◎ （従来の技術） 最近の線材あるいは棒鋼の製造分野においては、９００
〜１１００℃で熱間圧延後冷却速度をＩｉ４節すること
により、再加熱処理を施すことなく、そのまま冷間引抜
や鍛造を可能にするような熱処理組織をもつ材料に仕上
げた、いわゆる直接熱処理材（再熱処理省略材）と呼ば
れているものが採用されている。
一方、線材素材用鋳片についてみると、最近では釣込み
を連続的に能率よく行うことのできる連鋳材の比率が９
０係を超える段階になっている。
を連続的に能率よく行うことのできる連鋳材の比率が９
０係を超える段階になっている。
しかしながら連鋳材の場合、それ以前の主流であった造
塊材には認められなかったＯやＰ 、 Ｓ 、 Ｍｎ゛
などのｙｅ中に固溶している元素が冷却の最も遅い鋳片
中央部分に濃化する現象、すなわち中心偏析を生ずる。
塊材には認められなかったＯやＰ 、 Ｓ 、 Ｍｎ゛
などのｙｅ中に固溶している元素が冷却の最も遅い鋳片
中央部分に濃化する現象、すなわち中心偏析を生ずる。
そしてこのように特定個所に固溶元素が濃縮すると、熱
処理組織において他の一般的な部分（マトリックス）よ
りも固さが増し、冷間加工でこの部分にミクロクラック
を生じ、場合によっては材料全体の破壊を招いていた。
処理組織において他の一般的な部分（マトリックス）よ
りも固さが増し、冷間加工でこの部分にミクロクラック
を生じ、場合によっては材料全体の破壊を招いていた。
従来、これに対して中心偏析の程度（以下これを「偏析
率」という）を軽減する目的で熱拡散処理や電磁攪拌処
理を行っていた。ところが前者の方法では高温（１２０
０〜１８００℃）で長時間（５〜１ ｏ Ｈｒ ）の保
持が必要なため膨大なエネルギー消費につながるという
問題点があったし、後者についても現在の主流技術では
あるが、中高炭素鋼材においては十分な成果が挙がって
いないのが実情である。そこで従来は０．８０ ％ Ｏ
のような中高炭素鋼については、造塊材を適用するが、
連鋳材の場合には例えば冷間引抜用１前に再加熱してオ
ーステナイト死後鉛浴に浸漬冷却してパーライト変態さ
せる：いわゆる鉛パテンテイングを施すことによって、
冷間加工における引張応力に基因する断線の発生を防止
していたのである。
率」という）を軽減する目的で熱拡散処理や電磁攪拌処
理を行っていた。ところが前者の方法では高温（１２０
０〜１８００℃）で長時間（５〜１ ｏ Ｈｒ ）の保
持が必要なため膨大なエネルギー消費につながるという
問題点があったし、後者についても現在の主流技術では
あるが、中高炭素鋼材においては十分な成果が挙がって
いないのが実情である。そこで従来は０．８０ ％ Ｏ
のような中高炭素鋼については、造塊材を適用するが、
連鋳材の場合には例えば冷間引抜用１前に再加熱してオ
ーステナイト死後鉛浴に浸漬冷却してパーライト変態さ
せる：いわゆる鉛パテンテイングを施すことによって、
冷間加工における引張応力に基因する断線の発生を防止
していたのである。
（発明が解決しようとする問題点）
本発明は、不可避なＣの中心偏析を有する中高炭素連鋳
材から直接熱処理線材を製造する際に、線引き等の冷間
加工中における破断、あるいは鋼材内部に発生している
ミクロクラックを原因としてその後の撚り合わせ加工段
階等で破断することが無いような鋼材を得ることを目的
とする。
材から直接熱処理線材を製造する際に、線引き等の冷間
加工中における破断、あるいは鋼材内部に発生している
ミクロクラックを原因としてその後の撚り合わせ加工段
階等で破断することが無いような鋼材を得ることを目的
とする。
（問題点を解決するための手段）
本発明は、鋼材の熱間圧延時の熱履歴を工夫することに
よつで、中心偏析を有する直接熱処理用鋼材を直ちに冷
間加工しても内部クラックを全く生じさせることなく２
吹製品を得ることのできる鋼材を製造するための技術で
ある。すなわち、マトリックス中のＣ含有量が０．５〜
０．９重量係のものについてＣ含有量が１．０〜１．８
重量憾の中心偏速 折部をもつ中高炭素鋼を、熱間圧延後の冷却に際し８５
０〜１１００°Ｃの熱間圧延温度域から１Ｘ１・００℃
／ｓｅｃ以上の冷却速度で５００〜６５０℃のの温度域
にまで冷却することにより、オーステナイト粒界へのネ
ット状セメンタイトの析出を阻止してフェライト・パー
ライトの変態を起こさせることを特徴とする直接熱処理
線材用中高炭素鋼材の製造方法、をその解決手段として
提案する。
よつで、中心偏析を有する直接熱処理用鋼材を直ちに冷
間加工しても内部クラックを全く生じさせることなく２
吹製品を得ることのできる鋼材を製造するための技術で
ある。すなわち、マトリックス中のＣ含有量が０．５〜
０．９重量係のものについてＣ含有量が１．０〜１．８
重量憾の中心偏速 折部をもつ中高炭素鋼を、熱間圧延後の冷却に際し８５
０〜１１００°Ｃの熱間圧延温度域から１Ｘ１・００℃
／ｓｅｃ以上の冷却速度で５００〜６５０℃のの温度域
にまで冷却することにより、オーステナイト粒界へのネ
ット状セメンタイトの析出を阻止してフェライト・パー
ライトの変態を起こさせることを特徴とする直接熱処理
線材用中高炭素鋼材の製造方法、をその解決手段として
提案する。
（作用）
一般に粒界全周に加工性に乏しい物質が存在すると、引
張応力によって第２図に示すように粒界破壊することは
、よく知られていることである。
張応力によって第２図に示すように粒界破壊することは
、よく知られていることである。
しかしながら、従来高炭素ｍｓ材の冷間引、抜における
内部クラック（シェブロン、カッビー）と中心偏析存在
下で生成するネット状セメンタイトとの関係についての
研究は、遅れていた。
内部クラック（シェブロン、カッビー）と中心偏析存在
下で生成するネット状セメンタイトとの関係についての
研究は、遅れていた。
本発明者らは、かかる内部クラックとネット状セメンタ
イトとの関係について検討し、とくに熱処理組織中にネ
ット状セメンタイトを析出させない方法について研究し
た。要するに内部クラック発生材について詳細に調査・
分析した結果、ネット状セメンタイトの生成条件として
、Ｃｅ１Ｉ≧１．０慢・・・（１）を知見した。
イトとの関係について検討し、とくに熱処理組織中にネ
ット状セメンタイトを析出させない方法について研究し
た。要するに内部クラック発生材について詳細に調査・
分析した結果、ネット状セメンタイトの生成条件として
、Ｃｅ１Ｉ≧１．０慢・・・（１）を知見した。
例えば０．８０％Ｃｆ１４では、偏析率（＝偏析部Ｏ％
／マトリックスＣｉ嘩Ｘ１００％）１２５９１以上にな
ると上記（１）式の条件を満足する。また０、５％Ｃ鋼
で上記（１）式の条件を満すようにするには、偏析率ｇ
ｏｏｅＩＩ以上が必要である。
／マトリックスＣｉ嘩Ｘ１００％）１２５９１以上にな
ると上記（１）式の条件を満足する。また０、５％Ｃ鋼
で上記（１）式の条件を満すようにするには、偏析率ｇ
ｏｏｅＩＩ以上が必要である。
公表された資料（鉄と鋼；ｖｏｌ 、 ６１ ｓ＆４１
７５．８１１！８）などによれば連鋳材のＣ偏析率は２
００４にも達することが判明している。実際に本発明者
らが研究したところによると、０．６２ｔＩＩＯＦｉｓ
材のスプリング端末曲げ加工時、中心偏析部分に発生し
た内部ミクロクラックを原因とした全破断を経験してい
る。この材料についてさらに詳細に研究したところ、内
部クラックの起点部はエツチングを施すと明瞭な偏析線
が薙認され、第８図に示すように顕微鏡によるミクロ観
察では完全なネット状セメンタイトをとらえた。またこ
の中心偏析部についてのＣのミクロ分析結果は１．０５
僑の数値を検出したが、これは偏析率１６９％に相肖す
るものである。
７５．８１１！８）などによれば連鋳材のＣ偏析率は２
００４にも達することが判明している。実際に本発明者
らが研究したところによると、０．６２ｔＩＩＯＦｉｓ
材のスプリング端末曲げ加工時、中心偏析部分に発生し
た内部ミクロクラックを原因とした全破断を経験してい
る。この材料についてさらに詳細に研究したところ、内
部クラックの起点部はエツチングを施すと明瞭な偏析線
が薙認され、第８図に示すように顕微鏡によるミクロ観
察では完全なネット状セメンタイトをとらえた。またこ
の中心偏析部についてのＣのミクロ分析結果は１．０５
僑の数値を検出したが、これは偏析率１６９％に相肖す
るものである。
そこで次にＣの最大偏析率を２００％として、偏析部に
おいてＣが１．０％を超える可能性のある０、５１０以
上でかつ通常冷間加工対象材として使用される＜ ０．
９４０９線に対して線材製造条件を検討し種々実験を行
った。
おいてＣが１．０％を超える可能性のある０、５１０以
上でかつ通常冷間加工対象材として使用される＜ ０．
９４０９線に対して線材製造条件を検討し種々実験を行
った。
まず製鋼段階で最大偏析率を１１０％以下にすれば、中
心偏析部での０％が１．０４を超えな′いのでネット状
セメンタイトは析出せず、冷間加工中にも内部クラック
の発生は全く見られなかった。
心偏析部での０％が１．０４を超えな′いのでネット状
セメンタイトは析出せず、冷間加工中にも内部クラック
の発生は全く見られなかった。
ただ高炭素銹材の偏析率を確実に１１０憾以下にする工
業的規模の製鋼技術は未だ確立されていない。一方、１
１０４を超える偏析率で鋳込まれた鋳片を加熱保持して
１１０９６以下に拡散させることも有益な方法ではある
が、膨大なエネルギー消費と作業能率の低下が問題とな
る。
業的規模の製鋼技術は未だ確立されていない。一方、１
１０４を超える偏析率で鋳込まれた鋳片を加熱保持して
１１０９６以下に拡散させることも有益な方法ではある
が、膨大なエネルギー消費と作業能率の低下が問題とな
る。
以上のことから熱間圧延段階でネット状のセメンタイト
が析出しないことが重要であると判った。
が析出しないことが重要であると判った。
なお、この粒界へのセメンタイトの析出は、第４図に示
すように、析出するための温度と時間の条件がある。一
般の線材圧延では大略第４図の［Ｆ］で示した実線を経
た冷却がなされており、１．０４Ｃを超える材料で完全
なネット状セメンタイトが析出する。これに対して従来
、冷間加工前に鉛パテンテイング処理を施すことにより
冷間加工中の内部クラック発生を回避していた。これは
鉛パテンテイング処理が第４図の破線■に近い熱履歴を
取ることで、圧延温度レベル（約１０００℃）から約６
００°Ｃへの急速な冷却が実現され、その結果粒界への
セメンタイトの析出が抑制されることによるものである
。
すように、析出するための温度と時間の条件がある。一
般の線材圧延では大略第４図の［Ｆ］で示した実線を経
た冷却がなされており、１．０４Ｃを超える材料で完全
なネット状セメンタイトが析出する。これに対して従来
、冷間加工前に鉛パテンテイング処理を施すことにより
冷間加工中の内部クラック発生を回避していた。これは
鉛パテンテイング処理が第４図の破線■に近い熱履歴を
取ることで、圧延温度レベル（約１０００℃）から約６
００°Ｃへの急速な冷却が実現され、その結果粒界への
セメンタイトの析出が抑制されることによるものである
。
以上のことから、線材圧延後の冷却速度はへ曵゛１００
°Ｃ／ｓｅａ以上にするといわゆるネット状セメンタイ
トの析出が回避できることが判る。
°Ｃ／ｓｅａ以上にするといわゆるネット状セメンタイ
トの析出が回避できることが判る。
ところで第５図の７８−０平衡状態によれば、Ｃ量に応
じてセメンタイトの析出し始める温度が一義的に決って
いる。Ｃ以外の成分の影響が若干あることもわかってい
る。
じてセメンタイトの析出し始める温度が一義的に決って
いる。Ｃ以外の成分の影響が若干あることもわかってい
る。
以上の説明から本発明は、０．９０＊Ｏ鋼についての最
大偏析率ｚｏｏｓのときに見込まれる中心偏析部の最大
ａ ： １．８ 嘔でのセメンタイト析出温度１１００
℃を圧延温度上限として決めた。亥た一ネット状セメン
トを析出する中心偏析部の下限Ｃ％ ： １．０％では
セメンタイト析出温度が約８２０℃であることから、圧
延荷重も考慮して下限圧延温度は８５０°Ｃでなければ
ならないことが判る。
大偏析率ｚｏｏｓのときに見込まれる中心偏析部の最大
ａ ： １．８ 嘔でのセメンタイト析出温度１１００
℃を圧延温度上限として決めた。亥た一ネット状セメン
トを析出する中心偏析部の下限Ｃ％ ： １．０％では
セメンタイト析出温度が約８２０℃であることから、圧
延荷重も考慮して下限圧延温度は８５０°Ｃでなければ
ならないことが判る。
また急冷目標温度としては、冷間加工性に良好な微細パ
ーライトを得るため５００〜６６０℃が好適範囲である
。この範囲の下限はベーナイトの生成防止のため、上限
は粗パーライト生成防止のために必要である。
ーライトを得るため５００〜６６０℃が好適範囲である
。この範囲の下限はベーナイトの生成防止のため、上限
は粗パーライト生成防止のために必要である。
なおＣ以外の通常成分としては、ＳｌやＭｎ、Ｐ。
Ｓ、Ａノ等を適宜の範囲で含有させ、さらに添加元素と
してはＮｉやＯｒ ｔ Ｍｏ ＊Ｖ Ｉ Ｂ 、 Ｔｉ
、 Ｎｂ 。
してはＮｉやＯｒ ｔ Ｍｏ ＊Ｖ Ｉ Ｂ 、 Ｔｉ
、 Ｎｂ 。
ＲＥＭ等を少なくとも一種類以上含有した成分からなる
ものを採用してもよい。
ものを採用してもよい。
（実施例）
第１図に、取鍋分析値０．８５ 僑０ （マトリックス
中の０）で中心偏析部のＣ含有量が１．０７ ＊ ０の
線材を、１０００°Ｃで１０１１ｓφに熱間圧延し、そ
の後通常のＩ Ｑ ’Ｃ／ Ｓｅｃで変態終了まで冷却
した従来技術の場合（ａ）と、１０００℃から６００℃
まで１６０℃／秒で急冷し以後放冷した本発明技術にか
かる（ｂ）について、各々冷間で８５囁引抜減面後の顕
微鏡観察組織を示す。従来技術材（ＩＬ）では１．０７
％ Ｏ偏析部分で完全ネット状セメンタイトを呈し、
冷間加工途中で全破断した。
中の０）で中心偏析部のＣ含有量が１．０７ ＊ ０の
線材を、１０００°Ｃで１０１１ｓφに熱間圧延し、そ
の後通常のＩ Ｑ ’Ｃ／ Ｓｅｃで変態終了まで冷却
した従来技術の場合（ａ）と、１０００℃から６００℃
まで１６０℃／秒で急冷し以後放冷した本発明技術にか
かる（ｂ）について、各々冷間で８５囁引抜減面後の顕
微鏡観察組織を示す。従来技術材（ＩＬ）では１．０７
％ Ｏ偏析部分で完全ネット状セメンタイトを呈し、
冷間加工途中で全破断した。
なお、本発明技術材（ｂ）では８２係減面しても破断し
なかった。
なかった。
（発明の効果）
以上説明したように本発明によれば、冷間引抜き加工な
いしはその後に行う曲げ加工や撚り合ゎ１せ加工時に破
断するようなことのない直線熱処理材用に用いる中高炭
素鋼材を確実にかつ安価に製造できる。
いしはその後に行う曲げ加工や撚り合ゎ１せ加工時に破
断するようなことのない直線熱処理材用に用いる中高炭
素鋼材を確実にかつ安価に製造できる。
第１図は、本発明を実施して得た鋼材すと従来技術で製
造した鋼材ａの金属組織写真、第２図は、粒界破壊の概
念を示す模式図、第８図は、中心偏析部近傍の粒界に析
出するネット状セメンタイトを明らかにするビレットの
中心偏析部近傍の金属顕微鏡写真、 第４図は、粒界セメンタイト析出曲線上に冷却曲線を示
すグラフ、 第５図は、鉄−炭素系の平衡状態図である。 特許出顆人 川崎製鉄株式会社 第１図 ３５％裁面後 ５３％虜ｉｉｎ後 第２図
造した鋼材ａの金属組織写真、第２図は、粒界破壊の概
念を示す模式図、第８図は、中心偏析部近傍の粒界に析
出するネット状セメンタイトを明らかにするビレットの
中心偏析部近傍の金属顕微鏡写真、 第４図は、粒界セメンタイト析出曲線上に冷却曲線を示
すグラフ、 第５図は、鉄−炭素系の平衡状態図である。 特許出顆人 川崎製鉄株式会社 第１図 ３５％裁面後 ５３％虜ｉｉｎ後 第２図
Claims (1)
- １、マトリックス中のＣ含有量が０．５〜０．９重量％
のものについてＣ含有量が１．０〜１．８重量％の中心
偏析部をもつ中高炭素鋼を、熱間圧延後の冷却に際し８
５０〜１１００℃の熱間圧延温度域から１００℃／ｓｅ
ｃ以上の冷却速度で５００〜６５０℃の温度域にまで冷
却することにより、オーステナイト粒界へのネット状セ
メンタイトの析出を阻止してフェライト・パーライト変
態を起こさせることを特徴とする直接熱処理線材用中高
炭素鋼材の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP25495084A JPS61133326A (ja) | 1984-12-04 | 1984-12-04 | 直接熱処理線材用中高炭素鋼材の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP25495084A JPS61133326A (ja) | 1984-12-04 | 1984-12-04 | 直接熱処理線材用中高炭素鋼材の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61133326A true JPS61133326A (ja) | 1986-06-20 |
Family
ID=17272104
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP25495084A Pending JPS61133326A (ja) | 1984-12-04 | 1984-12-04 | 直接熱処理線材用中高炭素鋼材の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS61133326A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100431849B1 (ko) * | 1999-12-28 | 2004-05-20 | 주식회사 포스코 | 저온조직이 없는 고실리콘 첨가 중탄소강 선재의 제조방법 |
| KR100431848B1 (ko) * | 1999-12-28 | 2004-05-20 | 주식회사 포스코 | 저온조직이 없는 고실리콘 첨가 고탄소 선재의 제조방법 |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS558484A (en) * | 1978-07-05 | 1980-01-22 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Manufacture of directly heat treated high strength high carbon steel rod |
| JPS5937723A (ja) * | 1982-08-26 | 1984-03-01 | Nec Corp | 弾性表面波共振器型フイルタ装置 |
-
1984
- 1984-12-04 JP JP25495084A patent/JPS61133326A/ja active Pending
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS558484A (en) * | 1978-07-05 | 1980-01-22 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Manufacture of directly heat treated high strength high carbon steel rod |
| JPS5937723A (ja) * | 1982-08-26 | 1984-03-01 | Nec Corp | 弾性表面波共振器型フイルタ装置 |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100431849B1 (ko) * | 1999-12-28 | 2004-05-20 | 주식회사 포스코 | 저온조직이 없는 고실리콘 첨가 중탄소강 선재의 제조방법 |
| KR100431848B1 (ko) * | 1999-12-28 | 2004-05-20 | 주식회사 포스코 | 저온조직이 없는 고실리콘 첨가 고탄소 선재의 제조방법 |
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