JPS6137334B2 - - Google Patents
Info
- Publication number
- JPS6137334B2 JPS6137334B2 JP13720178A JP13720178A JPS6137334B2 JP S6137334 B2 JPS6137334 B2 JP S6137334B2 JP 13720178 A JP13720178 A JP 13720178A JP 13720178 A JP13720178 A JP 13720178A JP S6137334 B2 JPS6137334 B2 JP S6137334B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- steel
- rolling
- cold workability
- hot
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired
Links
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 claims description 18
- 239000010959 steel Substances 0.000 claims description 18
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims description 13
- 229910000851 Alloy steel Inorganic materials 0.000 claims description 9
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims description 6
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 claims description 5
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims description 3
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 description 8
- 239000000463 material Substances 0.000 description 6
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 description 6
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 description 5
- 238000007670 refining Methods 0.000 description 5
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 description 5
- 229910001563 bainite Inorganic materials 0.000 description 4
- 238000012733 comparative method Methods 0.000 description 4
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 4
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 4
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 description 3
- 238000007796 conventional method Methods 0.000 description 3
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 3
- 229910001562 pearlite Inorganic materials 0.000 description 3
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 3
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 2
- 238000005496 tempering Methods 0.000 description 2
- 125000002252 acyl group Chemical group 0.000 description 1
- 230000000996 additive effect Effects 0.000 description 1
- 238000005255 carburizing Methods 0.000 description 1
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 1
- 230000007547 defect Effects 0.000 description 1
- 238000001125 extrusion Methods 0.000 description 1
- 230000001939 inductive effect Effects 0.000 description 1
- 238000005554 pickling Methods 0.000 description 1
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 1
- 238000010791 quenching Methods 0.000 description 1
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 description 1
- 238000002791 soaking Methods 0.000 description 1
- 230000000087 stabilizing effect Effects 0.000 description 1
- 239000002436 steel type Substances 0.000 description 1
- 238000005482 strain hardening Methods 0.000 description 1
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 1
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 1
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
この発明は、中低炭素低合金鋼、特にその棒鋼
に、熱間圧延後の熱処理を施すことなく熱延状態
のままで、熱間圧延後に焼ならし処理を施した鋼
材と同等もしくは同等以上の機械的性質を有し、
冷間加工性のすぐれた低合金鋼の製造法に関す
る。 中低炭素低合金鋼は、主に肌焼鋼として軸材、
歯車材、アプセツター材等に用いられるが、これ
らは一般には焼ならし処理を施したのち冷間加工
し、さらに浸炭焼入、焼もどし等の表面硬化処理
がなされている。この際の焼ならし処理は、引抜
き、押出し、すえ込み等の冷間加工性を向上安定
させること、あるいは被削性向上の目的で行れる
のである。 この発明は、中低炭素低合金鋼の製造におい
て、焼ならし処理を施すことなく、すぐれた冷間
加工性を付与し得る製造法を提案するものであ
る。 すなわち、この発明は、C0.13〜0.25％、
Mn0.30〜1.80％、Cr1.50％以下、Mo0.30％以
下、S0.025％以下、P0.025％以下、sol・Al0.10
％以下、残部Fe及び不可避的不純物からなる中
低炭素低合金鋼、又は上記組成の外にさらに
V0.01〜0.10％、Nb0.01〜0.05％の１種又は２種
を含む中低炭素低合金鋼を、950〜1200℃に均熱
して圧下比が15以上の熱間圧延を施し800〜950℃
の温度範囲で仕上げ、熱延状態の組織が初析フエ
ライトと６番以上の細粒フエライト・パーライト
組織からなることを特徴とする制御圧延による冷
間加工性のすぐれた低合金鋼の製造法であり、そ
の効果は降伏比、延性、靭性等の特性が焼ならし
処理を施した低合金鋼と同等又は同等以上あり、
冷間加工性にすぐれていることにある。 この発明における対象鋼の化学成分を限定した
のは次の理由による。 この発明は、肌焼鋼用棒鋼を主な対象としてい
るため、基本成分のＣ、Mn、Crは日本工業規格
の成分に準じて、C0.13〜0.25％、Mn0.30〜1.80
％、Cr1.50％以下とした。 Moは焼入性の調整に必要な元素であるが、
0.30％を越えるとフエライト変態を抑制する働き
が強く、通常の放冷でもベイナイトの発生量が増
加し、冷間加工性を著しく低下させるから、0.30
％以下の含有が望ましい。 Ｐ及びＳは冷間加工性に有害なため、十分な冷
間加工性を得るには、P0.025％以下、S0.025％以
下にそれぞれ限定することが望ましい。 sol・Alは結晶粒を微細化し、かつ集合組織調
節に有効であるが、0.10％を越えると靭性を害す
るから望ましくない。 Ｖ、Nbは圧延過程におけるオーステナイト粒
の一層の微細化を図ることによつて、フエライト
変態を誘発し、ベイナイト組織を抑制するのに有
効で、特に焼入性の高いCr−Mo鋼材のSCM22の
鋼種を対象に必要に応じて適宜添加する。この場
合、Ｖ、Nb共に0.01％未満の含有では制御圧延
においてＶあるいはNbの炭窒化物の析出による
組織の微細化効果が得られず、又Ｖは0.10％を越
え、Nbは0.05％を越えて増量しても添加効果の
向上はみられないため、Ｖは0.01〜0.10％、Nbは
0.01〜0.05％の範囲に限定した。 又Ｖ、NbはAlと同様に細粒化の効果があるた
め、これらのいずれかを含有するときはAlの添
加は省略することができる。 又熱間圧延の諸条件を決めたのは次の理由によ
る。 熱間圧延における加熱炉均熱温度は950℃未満
では実際の圧延操業は困難であり、又1200℃を越
えるとオーステナイト粒が粗大化し圧延後に微細
均一組織が得られないため、950〜1200℃に均熱
することが望ましい。 又熱間圧延の仕上温度は800℃未満ではアシキ
ユラーフエライトが増加し冷間加工性が劣化し、
950℃を越えるとフエライト粒が粗大化し微細均
一組織が得られないため800〜950℃の温度範囲と
することが望ましい。又圧延後の冷却速度は0.3
℃/sec未満では微細均一組織が得られず、3.0℃/
ｓｅｃを越えるとベイナイト組織が増大して冷間加
工性が劣化するから0.3〜3.0℃/secとする。 熱間圧延における圧下比は、15未満では熱間加
工で生ずる格子欠陥や歪エネルギーの蓄積が少な
く変態前の微細オーステナイト粒が得られないた
め15以上とすることが望ましい。圧下比は大きく
なるほど組織が微細化し、加工性がよくなるの
で、圧下比は大きいほど望ましい。なお、圧下比
の上限は設備上の制約にもよるが、製品寸法によ
つて大きく異なるので特に限定しない。 この発明の実施によれば、熱間圧延のままの状
態で、従来フエライト粒度４〜５番のフエライ
ト・パーライト組織であつたものが、フエライト
粒度６番以上の微細なフエライト・パーライト組
織又は多少のベイナイトを含むフエライト・パー
ライト組織を得ることができ、これによつて機械
的性質、特に降伏比、延性、靭性及び冷間加工性
が改善され、熱間圧延後に調質熱処理を施さない
にもかかわらず、従来の焼ならし処理材と同等も
しくは同等以上の性質が得られる。又調質熱処理
を施さないため、熱延材はスケールが薄く均一で
酸洗による脱スケール性がすぐれている。 次に、この発明の実施例について説明する。 第１表に示す化学成分のSCM系、SCR系肌焼
鋼を70t転炉で溶製し造塊した。その鋼塊を
180mm□に分塊して第２表に示す圧延条件で熱間
圧延を施し32mm〓の棒鋼に仕上げた。なお、比較
のため従来法により熱間圧延したものを比較法と
して示した。
に、熱間圧延後の熱処理を施すことなく熱延状態
のままで、熱間圧延後に焼ならし処理を施した鋼
材と同等もしくは同等以上の機械的性質を有し、
冷間加工性のすぐれた低合金鋼の製造法に関す
る。 中低炭素低合金鋼は、主に肌焼鋼として軸材、
歯車材、アプセツター材等に用いられるが、これ
らは一般には焼ならし処理を施したのち冷間加工
し、さらに浸炭焼入、焼もどし等の表面硬化処理
がなされている。この際の焼ならし処理は、引抜
き、押出し、すえ込み等の冷間加工性を向上安定
させること、あるいは被削性向上の目的で行れる
のである。 この発明は、中低炭素低合金鋼の製造におい
て、焼ならし処理を施すことなく、すぐれた冷間
加工性を付与し得る製造法を提案するものであ
る。 すなわち、この発明は、C0.13〜0.25％、
Mn0.30〜1.80％、Cr1.50％以下、Mo0.30％以
下、S0.025％以下、P0.025％以下、sol・Al0.10
％以下、残部Fe及び不可避的不純物からなる中
低炭素低合金鋼、又は上記組成の外にさらに
V0.01〜0.10％、Nb0.01〜0.05％の１種又は２種
を含む中低炭素低合金鋼を、950〜1200℃に均熱
して圧下比が15以上の熱間圧延を施し800〜950℃
の温度範囲で仕上げ、熱延状態の組織が初析フエ
ライトと６番以上の細粒フエライト・パーライト
組織からなることを特徴とする制御圧延による冷
間加工性のすぐれた低合金鋼の製造法であり、そ
の効果は降伏比、延性、靭性等の特性が焼ならし
処理を施した低合金鋼と同等又は同等以上あり、
冷間加工性にすぐれていることにある。 この発明における対象鋼の化学成分を限定した
のは次の理由による。 この発明は、肌焼鋼用棒鋼を主な対象としてい
るため、基本成分のＣ、Mn、Crは日本工業規格
の成分に準じて、C0.13〜0.25％、Mn0.30〜1.80
％、Cr1.50％以下とした。 Moは焼入性の調整に必要な元素であるが、
0.30％を越えるとフエライト変態を抑制する働き
が強く、通常の放冷でもベイナイトの発生量が増
加し、冷間加工性を著しく低下させるから、0.30
％以下の含有が望ましい。 Ｐ及びＳは冷間加工性に有害なため、十分な冷
間加工性を得るには、P0.025％以下、S0.025％以
下にそれぞれ限定することが望ましい。 sol・Alは結晶粒を微細化し、かつ集合組織調
節に有効であるが、0.10％を越えると靭性を害す
るから望ましくない。 Ｖ、Nbは圧延過程におけるオーステナイト粒
の一層の微細化を図ることによつて、フエライト
変態を誘発し、ベイナイト組織を抑制するのに有
効で、特に焼入性の高いCr−Mo鋼材のSCM22の
鋼種を対象に必要に応じて適宜添加する。この場
合、Ｖ、Nb共に0.01％未満の含有では制御圧延
においてＶあるいはNbの炭窒化物の析出による
組織の微細化効果が得られず、又Ｖは0.10％を越
え、Nbは0.05％を越えて増量しても添加効果の
向上はみられないため、Ｖは0.01〜0.10％、Nbは
0.01〜0.05％の範囲に限定した。 又Ｖ、NbはAlと同様に細粒化の効果があるた
め、これらのいずれかを含有するときはAlの添
加は省略することができる。 又熱間圧延の諸条件を決めたのは次の理由によ
る。 熱間圧延における加熱炉均熱温度は950℃未満
では実際の圧延操業は困難であり、又1200℃を越
えるとオーステナイト粒が粗大化し圧延後に微細
均一組織が得られないため、950〜1200℃に均熱
することが望ましい。 又熱間圧延の仕上温度は800℃未満ではアシキ
ユラーフエライトが増加し冷間加工性が劣化し、
950℃を越えるとフエライト粒が粗大化し微細均
一組織が得られないため800〜950℃の温度範囲と
することが望ましい。又圧延後の冷却速度は0.3
℃/sec未満では微細均一組織が得られず、3.0℃/
ｓｅｃを越えるとベイナイト組織が増大して冷間加
工性が劣化するから0.3〜3.0℃/secとする。 熱間圧延における圧下比は、15未満では熱間加
工で生ずる格子欠陥や歪エネルギーの蓄積が少な
く変態前の微細オーステナイト粒が得られないた
め15以上とすることが望ましい。圧下比は大きく
なるほど組織が微細化し、加工性がよくなるの
で、圧下比は大きいほど望ましい。なお、圧下比
の上限は設備上の制約にもよるが、製品寸法によ
つて大きく異なるので特に限定しない。 この発明の実施によれば、熱間圧延のままの状
態で、従来フエライト粒度４〜５番のフエライ
ト・パーライト組織であつたものが、フエライト
粒度６番以上の微細なフエライト・パーライト組
織又は多少のベイナイトを含むフエライト・パー
ライト組織を得ることができ、これによつて機械
的性質、特に降伏比、延性、靭性及び冷間加工性
が改善され、熱間圧延後に調質熱処理を施さない
にもかかわらず、従来の焼ならし処理材と同等も
しくは同等以上の性質が得られる。又調質熱処理
を施さないため、熱延材はスケールが薄く均一で
酸洗による脱スケール性がすぐれている。 次に、この発明の実施例について説明する。 第１表に示す化学成分のSCM系、SCR系肌焼
鋼を70t転炉で溶製し造塊した。その鋼塊を
180mm□に分塊して第２表に示す圧延条件で熱間
圧延を施し32mm〓の棒鋼に仕上げた。なお、比較
のため従来法により熱間圧延したものを比較法と
して示した。
【表】
【表】
【表】
上記により製造した各棒鋼より試料を採取して
引張試験及びミクロ組織、スケール量を調べた結
果を第３表に示す。なお、比較法により圧延した
ものは、熱間圧延のままの棒鋼（比較法）と熱
間圧延後900℃×2hrの焼ならし処理を施した棒鋼
（比較法）について試験した。
引張試験及びミクロ組織、スケール量を調べた結
果を第３表に示す。なお、比較法により圧延した
ものは、熱間圧延のままの棒鋼（比較法）と熱
間圧延後900℃×2hrの焼ならし処理を施した棒鋼
（比較法）について試験した。
【表】
上記結果より、この発明の実施による棒鋼は、
従来法により焼ならし処理を施した棒鋼と同等も
しくは同等以上の機械的性質を有し、しかもスケ
ール発生量は著しく低減しており、又従来法によ
り熱間圧延したままの棒鋼に比較した場合、諸性
質は著しく改善されていることがわかる。
従来法により焼ならし処理を施した棒鋼と同等も
しくは同等以上の機械的性質を有し、しかもスケ
ール発生量は著しく低減しており、又従来法によ
り熱間圧延したままの棒鋼に比較した場合、諸性
質は著しく改善されていることがわかる。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ C0.13〜0.25％、Mn0.30〜1.80％、Cr1.50％
以下、Mo0.30％以下、S0.025％以下、P0.025％
以下、sol・Al0.10％以下を含み、残部は実質的
にFe及び不可避的不純物よりなる鋼を、950〜
1200℃に均熱して圧下比が15以上の熱間圧延を施
し800〜950℃の温度範囲で仕上げ、0.3〜3.0℃/s
ｅｃの冷却速度で冷却することを特徴とする冷間加
工性のすぐれた低合金鋼の製造法。 ２ C0.13〜0.25％、Mn0.30〜1.80％、Cr1.50％
以下、Mo0.30％以下、S0.025％以下、P0.025％
以下、sol・Al0.10％以下、及びV0.01〜0.10％と
Nb0.01〜0.05％のうち１種又は２種を含み、残部
は実質的にFe及び不可避的不純物よりなる鋼
を、950〜1200℃に均熱して圧下比が15以上の熱
間圧延を施し800〜950℃の温度範囲で仕上げ、
0.3〜3.0℃/secの冷却速度で冷却することを特徴
とする冷間加工性のすぐれた低合金鋼の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13720178A JPS5565324A (en) | 1978-11-07 | 1978-11-07 | Manufacture of low alloy steel excellent in cold workability |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13720178A JPS5565324A (en) | 1978-11-07 | 1978-11-07 | Manufacture of low alloy steel excellent in cold workability |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5565324A JPS5565324A (en) | 1980-05-16 |
| JPS6137334B2 true JPS6137334B2 (ja) | 1986-08-23 |
Family
ID=15193146
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP13720178A Granted JPS5565324A (en) | 1978-11-07 | 1978-11-07 | Manufacture of low alloy steel excellent in cold workability |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5565324A (ja) |
Families Citing this family (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5735623A (en) * | 1980-08-08 | 1982-02-26 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Manufacture of high strength alloy steel for high temperature use |
| JPS5773123A (en) * | 1980-10-22 | 1982-05-07 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Producton of low alloy steel of superior cold workability |
| JPS5939483B2 (ja) * | 1980-11-20 | 1984-09-25 | 住友金属工業株式会社 | 冷間引抜きおよび冷間押出し加工性のすぐれた低合金鋼の製造法 |
| JPS5858235A (ja) * | 1981-09-30 | 1983-04-06 | Kawasaki Steel Corp | 構造用鋼線・棒鋼の直接軟化熱処理方法 |
| JPS59100216A (ja) * | 1982-11-29 | 1984-06-09 | Kawasaki Steel Corp | 冷鍛用および切削構造用合金鋼の製造方法 |
| JPS60152624A (ja) * | 1984-01-23 | 1985-08-10 | Daido Steel Co Ltd | 機械構造用部品の製造方法 |
| JPH03253514A (ja) * | 1990-03-02 | 1991-11-12 | Nippon Steel Corp | 冷間加工性の優れた高強度合金鋼の製造方法 |
| JP2017043835A (ja) * | 2015-08-25 | 2017-03-02 | 株式会社神戸製鋼所 | 冷間加工用機械構造用鋼、およびその製造方法 |
| CN110184526A (zh) * | 2018-04-26 | 2019-08-30 | 江阴兴澄特种钢铁有限公司 | 一种屈服强度370MPa及以下钢级的正火型低屈强比桥梁钢板及其制造方法 |
-
1978
- 1978-11-07 JP JP13720178A patent/JPS5565324A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5565324A (en) | 1980-05-16 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP4018905B2 (ja) | 機械構造用熱間圧延線材・棒鋼およびその製造方法 | |
| JP2876968B2 (ja) | 高延性を有する高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JPH0156124B2 (ja) | ||
| JPS6137334B2 (ja) | ||
| JPS63286517A (ja) | 低降状比高張力鋼の製造方法 | |
| JP4299744B2 (ja) | 冷間鍛造用熱間圧延線材及びその製造方法 | |
| JP3422864B2 (ja) | 加工性の優れたステンレス鋼およびその製造方法 | |
| JP3422865B2 (ja) | 高強度マルテンサイト系ステンレス鋼部材の製造方法 | |
| JP3554506B2 (ja) | 機械構造用熱間圧延線材・棒鋼の製造方法 | |
| JPH01176055A (ja) | 被削性に優れた熱間鍛造用非調質鋼 | |
| JPS6128742B2 (ja) | ||
| JP3228986B2 (ja) | 高張力鋼板の製造方法 | |
| JPH0250916A (ja) | 細粒化組織の低合金高張力シームレス鋼管の製造法 | |
| JPH0112815B2 (ja) | ||
| JPS6214606B2 (ja) | ||
| JPS6250411A (ja) | 均質性にすぐれた圧延鋼材の製造方法 | |
| JPS6137333B2 (ja) | ||
| JPH0425343B2 (ja) | ||
| JPS589816B2 (ja) | 非調質圧延棒鋼の製造法 | |
| JPS63210234A (ja) | 加工性に優れ溶接軟化のない高強度ステンレス鋼材の製造方法 | |
| JPS63161117A (ja) | 高強度高靭性熱間圧延鋼材の製造方法 | |
| JPS585965B2 (ja) | チヨウサイリユウコウチヨウリヨクコウノセイゾウホウホウ | |
| JPH0526850B2 (ja) | ||
| JP2767254B2 (ja) | Ｃｒ−Ｍｏ肌焼鋼の製造方法 | |
| JP2804278B2 (ja) | 直接軟化線棒材の製造方法 |