JPS6159379B2

JPS6159379B2 -

Info

Publication number: JPS6159379B2
Application number: JP56206504A
Authority: JP
Inventors: Nobuhisa Tabata; Kimio Mine; Tomoo Tanaka
Original assignee: Kawasaki Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 1981-12-21
Filing date: 1981-12-21
Publication date: 1986-12-16
Also published as: JPS58107416A

Description

【発明の詳細な説明】

本発明は機械構造用鋼線、棒鋼の直接軟化処理
方法に係り、特に軟化焼鈍処理を省略できる直接
軟化処理方法に関する。一般に自動車用ギヤー、ボルト、ナツト、ロツ
ド、シヤフトなどに用いられる機械構造用合金鋼
の鋼線および棒鋼は熱間圧延材に軟化焼鈍処理を
施した後加工される。これは熱間圧延のままの状
態の硬度はきわめて高く、そのまま切削加工や冷
間鍛造を行うと工具寿命の低下、切削能率の低
下、割れ発生などが起こるためである。このため
例えばJIS SCM435では760℃２時間保持後、650
℃まで15℃／時間の徐冷という熱処理が行われ
る。したがつて、この処理のため加熱用熱源等の
設備が必要なだけでなく、スケール付着など資
源、エネルギー、コスト、生産性などの点で多く
の損失がある。更に焼入深度を深くする必要のあ
る部材では、焼入性の高い鋼種を選択する必要が
あるため、コスト高になるばかりでなく、焼入時
の変形や割れ発生を起こし易い欠点がある。本発明の目的は上記従来技術の問題点を解決
し、軟化焼鈍処理を必要としない機械構造用鋼
〓〓〓〓
線、棒鋼の直接軟化処理方法を提供するにある。本発明者らは上記目的のため種々研究を重ねた
結果、被圧延材の化学組成、圧延条件およびその
後の冷却条件を限定することによつて熱間圧延の
ままですぐれた冷間鍛造性および切削性を有する
鋼線、棒鋼が得られることを見出した。本発明の上記目的は下記要旨の２発明によつて
達成される。第１発明の要旨とするところは次のとおりであ
る。すなわち重量比でＣ：0.10〜0.50％、Si：
0.10〜0.50％、Mn：0.3〜1.8％、Ｂ：0.0002〜
0.005％を含み、かつ下記式で示される炭素当量
が0.3％以上であり、残部がFeおよび不可避的不
純物より成る鋼を熱間圧延するに際し1000℃以上
の温度において圧下率30％以上の圧延をする工程
と、引続いて750〜1000℃の温度範囲において圧
下率50％以上の圧延をする工程と、前記熱間圧延
後１℃／秒以下の冷却速度で変態終了まで冷却す
る工程と、を有して成ることを特徴とする機械構
造用鋼線、棒鋼の直接軟化処理方法である。炭素当量（％）＝Ｃ％＋Si％／24＋Mn％／６＋Mo％／４＋Cr％／５＋Ni％／40 第２発明の要旨とするところは、第１発明の鋼
と同一基本組成のほかに、更にCr：0.2〜1.5％、
Mo：0.10〜0.80％、Ni：0.3〜1.5％のうちから選
ばれた１種または２種以上を含み、かつ第１発明
と同一の炭素当量を有し残部がFeおよび不可避
的不純物より成る鋼を第１発明と同一方法により
制御圧程する工程を有することを特徴とする機械
構造用鋼線、棒鋼の直接軟化処理方法である。本発明の化学成分を限定した理由を説明する。Ｃ：Ｃは鋼の焼入性を向上し強度を容易に上昇させ
るに有効な元素であり積極的に添加するが、0.10
％末満ではその効果が少ないので下限を0.10％と
したが、0.50％を越すと焼入性が過度に高まり切
削性が悪化し本発明の限定条件で直接軟化処理が
困難となるので上限を0.5％に限定した。 Si： Siは脱酸を促進し強度を上昇させるのでＣと同
様に有効な元素であるが0.10％末満ではその効果
が少ないので下限を0.10％とした。しかし0.50％
を越すと硬化が著しく、冷間鍛造性および切削性
を損うので上限を0.50％とし、0.10〜0.50％の範
囲に限定した。 Mn： Mnは焼入性を向上し強度を高める作用を有す
るので積極的に添加するが、0.3末満ではその作
用が十分でなく、1.8％を越えると焼入性が高く
なり過ぎ本発明の限定条件で熱間圧延のまますぐ
れた冷間鍛造性、切削性が得られないので、0.3
〜0.18％の範囲に限定した。Ｂ：Ｂは鋼中のＮを固定することにより延性を向上
させると共に、オーステナイト粒界に偏析するこ
とにより焼入性を高める効果を有するが、熱間圧
延のままではこの効果は小さく、再加熱焼入時に
その効果が大となる特性を有するため、切削ある
いは冷間鍛造時に加工性を阻害することはない。
更に調質処理時に大きな焼入性を示し、同時に焼
入性を得るために必要とする他の合金元素が少量
ですみ、かつ加工性が良好であるという大きな利
点がある。しかし0.0002％未満ではその効果が少
なく、0.005％を越すと逆に延性が著しく阻害さ
れると共に熱間圧延時に割れが発生することか
ら、0.0002〜0.005％の範囲に限定した。上記Ｃ、Si：Mn、Ｂの各限定量をもつて本発
明の機械構造用鋼の基本成分とするが、更に必要
に応じてCr，Mo，Niを下記限定量において１種
または２種以上を同時に含有する鋼においても本
発明の目的をより有効に達成することができる。
これらの限定理由は次の如くである。 Cr： Crは固溶強化元素として知られ、焼入性を向
上し強度を上昇させる効果を有するが、0.2％未
満ではその効果が少ない。1.5％を越すと焼入性
が過度に高まり本発明の限定条件では切削あるい
は冷間鍛造性が劣化し、またコストも上昇させる
ばかりでなく、りん酸亜鉛等の潤滑皮膜の付着性
を低下させるので、その範囲を0.2〜1.5％に限定
した。 Mo： Moは強い固溶強化性を有し、焼入性を向上
し、少量の添加で切削性を向上させる効果を有す
るが、0.10％未満ではその効果が少く、0.80％を
越すと硬化が著しく焼入性の上昇により冷間鍛造
性および切削性を損うので、0.10〜0.80％の範囲
に限定した。〓〓〓〓
Ni： Niは鋼の延性を向上させると共に焼入性を向
上させるのに有効な元素であるが、0.3％未満で
はその効果がなく、1.5％を越すと焼入性が高く
なり過ぎ冷間鍛造性および切削性を害しかつ高価
でもあるので、0.3〜1.5％の範囲に限定した。本発明においては上記の各成分の限定量の他に
下記式で示される炭素当量を0.30％以上に限定し
た。炭素当量（％）＝Ｃ％＋Si％／24＋Mn％／６＋Mo％／４＋Cr％／５＋Ni％／40 その理由は0.30％未満では焼入性が低く機械構
造用鋼線、棒鋼として必要な強度を有せず軟化焼
鈍自体が不要であり本発明の目的外となるので、
炭素当量を0.30％以上に限定した。次に上記成分の機械構造用鋼線、棒鋼の製造に
ついて説明する。上記の限定成分の鋼を溶製し、通常のビレツト
を作り1000〜1250℃の範囲に加熱し、1000〜1200
℃の温度において圧下率が30％以上、90％以下に
なるまで繰り返し圧延する。この圧延により本発
明の限定成分を有している場合はオーステナイト
粒は再結晶により微細化され、後記の如く750〜
1000℃の圧延ならびに冷却を経て冷間加工性のす
ぐれたフエライト―パーライト組織が容易に形成
できる。一般的に、鋼の化学組成や圧延後の冷却条件が
固定された場合には、製品である鋼線、棒鋼等の
ミクロ組織は主にオーステナイト粒径に依存する
と言える。具体的にはオーステナイト粒径が大き
い場合には、その粒径が大きいほど焼入性が上昇
し、マルテンサイトおよびベイナイトが形成され
易くなる。逆にオーステナイト粒径が小さい場合
には、フエライトおよびパーライト組織が形成さ
れ易くなる。また圧延工程においてオーステナイト粒の平均
粒経が微細になつても、粗大オーステナイト粒が
混在している時には変態後においてフエライト―
パーライト粒間に粗大なベイナイトなどの組織が
存在することになつて切削性および冷間鍛造性が
低下する。このことから本発明においては1000〜
1200℃の温度範囲において30％以上、90％以下の
圧下率で圧延し再結晶によるオーステナイト粒の
微細化を行うのである。上記の如き圧延によつてもオーステナイト粒の
微細化はまだ十分ではない。このため1000〜1200
℃の温度範囲の圧延に続いて1000〜750℃の温度
範囲において50％以上、90％以下の圧下率で圧延
すると、オーステナトイ粒は再結晶を起こさず圧
下率に応じて伸長される。すなわち圧延による加
工歪はオーステナトイ粒界や粒内に、また変形帯
などの形で全て蓄積され、その結果オーステナイ
トの安定度は急激に低下しフエライト変態が促進
される。本発明法は後記の如く１℃／秒以下冷却
速度で冷却するため析出したフエライト粒は十分
な成長が可能であり、この場合のフエライト粒の
発生個所はオーステナイト粒間ばかりでなく粒内
にも多数発生するため均一性が向上する。この時
未変態オーステナトイも１℃／秒以下の冷却速度
により均一なパーライト組織となり、通常熱間圧
延材に見られるベイナイト組織の混入が防止され
るのである。この結果、本発明法により処理され
た鋼線、棒鋼は著しく軟化し、冷間鍛造性および
切削性が大幅に向上する。次に製造条件を限定した理由につき基礎実験に
よつて説明する。第１表に示す化学組成のビレツ
トを1200℃に加熱し、1000℃以上において圧下率
を変化させて圧延し、その後0.5℃／秒の冷却速
度で冷却した場合と、同様に1200℃に加熱し、
1000℃以上において圧下率を変化させて圧延し、
更に750〜1000℃の温度範囲で再び50％の圧延を
行い、その後0.5℃／秒の冷却速度で冷却した場
合について硬さを測定した。

【表】その結果を第１図に示したが、第１図は両者に
ついて1000℃以上における圧下率と硬さとの関係
〓〓〓〓
を示したものである。第１図から明らかなとお
り、1000℃以下で50％の圧延した時は、、すなわ
ち本発明法の場合であるが、1000℃以上の温度に
おける圧下率が30％以上になると硬さが著しく低
下し軟化する。このため本発明においては1000〜
1200℃の温度範囲の圧下率を30％以上、90％以下
に限定した。第１段圧延温度の上限を1200℃とし
たのは、この温度を越せばオーステナイト粒が粗
大化し、加熱エネルギーも増加するからである。
これに対し、1000℃以下の温度において全く圧延
しない場合は硬さが高く、1000℃以上における圧
下率が増加しても硬さの低下率は低く軟化の程度
が少なく、熱間圧延のままで冷間鍛造および切削
加工は困難である。このように1000〜1200℃の温度範囲で30％以
上、90％以下の圧下率で圧延する場合には、オー
ステナトイ粒を微細化し、これによつて熱間圧延
のままで軟化することができる。この理由は圧下
率が30％以上になるまで繰り返し圧延をすると、
ビレツトの加熱によつて粗大化されたオーステナ
イト粒が再結晶を起こし細粒化されるためであ
る。上記の1000〜1200℃の温度範囲における30％以
上、90％以下の圧下率の圧延によつてオーステナ
イト粒径は約40μｍ程度まで再結晶により細粒化
されるが、この状態から冷却して変態させても組
織の大半をフエライト―パーライトにすることは
困難であり、マルテンサイトやベイナイトの混入
は避け難い。従来の通常の工程はこの状態から放
冷ないし徐冷されたものであるから、熱間圧延が
終了した状態においては軟化が十分に進行してい
ないのである。このため熱間圧延のままでより完
全なフエライト―パーライト組織を得るには上記
の細粒化されたオーステナイト粒に対してより多
くのフエライト発生核を与え変態の促進を図る必
要がある。本発明方法においては更に750℃〜1000℃の温
度範囲で50％以上、90％以下の圧下率で圧延する
ことによつてオーステナイト粒は再結晶を起こさ
ず伸長される。すなわちオーステナイト粒界には
加工歪が蓄積され、またその粒内には変形帯およ
び転位が数多く導入されることになり、このよう
な変形帯および転位の増加によつてオーステナイ
トの安定性は減少しフエライト変態が促進される
ことになる。上記について、第１表に示す組成のビレツトを
1200℃に加熱してから1000℃以上の温度で30％の
圧下率で圧延し、続いて750〜1000℃の温度域で
圧下率を変化させて圧延しその後0.5℃／秒で冷
却した場合と、上記の工程において1000℃以上に
おける圧延を省略しその他は同一工程で処理した
場合について硬さを調査し、750〜1000℃の温度
範囲における圧下率と硬さの関係を第２図に示し
た。第２図から明らかなとおり、1000℃以上の温
度域において圧下率30％の圧延を行い続いて750
〜1000℃の温度範囲で圧延した場合は、1000℃以
上における圧延をしなかつた場合に比較して硬さ
水準が著しく低下し軟化していることが分る。
1000℃以上と750〜1000℃の温度範囲と２段の圧
延をした場合は後者圧下率が50％以上になると硬
さが著しく低下し軟化するのに対し、圧下率50％
未満においては硬さの低下率は小さい。この理由
から750〜1000℃の温度範囲における圧下率の下
限を50％に限定した。また1000℃以上における圧
延を行わなかつた場合は、750〜1000℃の温度範
囲において圧延を強化し圧下率が65％以上になる
と硬さは急激に低下するが、元来その水準が高い
ため低下したとしてもその絶対値は高くなお硬質
である。第１段の1000〜1200℃の温度域における圧下率
は、30％以上多ければ多いほど効果が大である
が、第１図に示す如く効果が飽和する傾向にあ
り、かつ圧下率を大きくするためにはパス回数、
負荷が増加し素材温度の降下も大となるので上限
を90％とした。次に第２段の750〜1000℃の温度域における圧
下率も50％以上大きくてもよいが、第２図に示す
如くその効果が飽和する傾向にあり、かつかかる
低温域では変形抵抗が増加し、圧延機の負荷が増
大するので上限を90％とした。また圧延温度範囲を750〜1000℃の温度範囲に
限定した理由は、本発明法の化学組成と圧延条件
においてはAr₃変態点700℃付近であるので、そ
れ以下において圧延を行うと析出したフエライト
粒を加工し材質を劣化させるので圧延温度の下限
を750℃に限定し、上限が1000℃を越すとフエラ
イトの析出サイトの付与効果が少なくなるので上
限を1000℃とした。〓〓〓〓
上記の如く、第１段の1000〜1200℃の温度域に
おける30〜90％の圧下率による圧延と、第２段の
750〜1000℃の温度範囲における50〜90％の圧下
率による圧延と２段階に分けて圧延した鋼を１
℃／秒以下の冷却速度で変態終了まで冷却する
と、フエライト粒が十分に発生、成長しほとんど
マルテンサイトあるいはベイナイトの発生は抑制
され、十分軟化したフエライト―パーライト組織
が得られる。この場合、冷却速度が１℃／秒を越
えるとフエライト粒の発生、成長が不完全となる
と共に、冷間鍛造性および切削性を劣化させるマ
ルテンサイトあるいはベイナイトの混入が起こり
軟化が不完全となるので、冷却速度を１℃／秒以
下に限定した。実施例１第１表に示す組成の鋼からビレツトを製造し、
このビレツトから第２表に示す圧延条件および冷
却速度で仕上寸法16mmφの棒鋼を製造し、硬さ、
圧縮試験における限界据込率および切削における
工具寿命を試験し、その結果を同じく第２表に示
した。なお切削性試験は工具Ｐ−10スローアウエ

【表】イタイプ、切削速度250ｍ／min、切込み2.0mm、
送り速度0.24mm／rev、無潤滑、Ｖ_B＝0.2mmフラ
ンクなる条件で行つた。第２表において、供試材No.１およびNo.２は冷却
速度が１℃／秒を越えており、フエライト組織中
にベイナイトが多量に混入し、硬さが高く、限界
据込率および工具寿命が低い。これに対し供試材
No.３およびNo.４は本発明例であり冷却速度は１
℃／秒以下であるので、硬さが著しく低く軟化し
ており限界据込率および工具寿命も大幅に向上し
ている。供試材No.５は圧下率が本発明の限定条件
内であるが仕上温度が700℃と低く、フエライト
変態が一部始まり、それが加工を受けたため異方
性が大きくなつて限界据込率および工具寿命が低
下している。供試材No.６は1000℃以上の温度にお
いてのみ圧延を行い、適正冷却条件で冷却した場
合であつて従来の圧延方法に該当するが、この場
合はフエライトの析出が不十分であつて、ベイナ
イト組織が大半を占めている。これは750〜1000
℃の温度における圧延がないためフエライト変態
が促進されないことによるものであり、この結果
硬度が高く限界据込率および工具寿命が低い。供試材No.７は750〜1000℃の温度範囲における
圧下率が40％と抵く、供試材No.６と同様にフエラ
イトの発生が少なく硬度が高く、軟化不足のため
限界据込率および工具寿命が低い。上記の如く圧延条件および冷延条件が本発明の
限定条件を満足しないと、硬度が高くなり、限界
据込率および工具寿命が低いのに対し、本発明の
限定条件内であれば熱間圧延のままで良好な冷間
鍛造性および切削性を有する鋼を製造できた。実施例２第３表に示す組成の鋼種記号〜Ｅの鋼を溶製
し、これらのビレツトから第４表に示す圧延条件
および冷却速度で仕上寸法16mmφの棒鋼を製造
し、これら棒鋼の硬さ、圧縮試験における限界据
込率およびJISジヨミニー試験における焼入端か
ら25mmの位置におけるロツクウエル硬度J₂₅mmを
〓〓〓〓
測定し、結果を第５表に示した。第５表から明らかな如く供試材No.８〜10のい

【表】

【表】ずれの化学組成においても軟化が十分に進行して
おり、限界据込率も高く、良好な冷間鍛造性を有
しており、更に焼入時の焼入性もＢの含有により
きわめて良好となつている。上記の実施例からも明らかな如く、本発明は特
定成分の鋼を1000〜1200℃と、750〜1000℃の温
度範囲の２段階に分けて圧延した後、適正な冷却
条件で変態させることにより、熱間圧延のままで
すぐれた冷間鍛造性および切削性を有しかつ高い
焼入性を具備した機械構造用鋼線、棒鋼の製造を
可能とし、生産性を向上しコストを低減する効果
をあげることができた。

【図面の簡単な説明】

第１図は1000℃以上の温度における圧下率と製
品の硬さとの関係を示す線図、第２図は750〜
1000℃の温度範囲の圧下率と製品の硬さとの関係
を示す線図である。〓〓〓〓

Claims

【特許請求の範囲】１重量比でＣ：0.10〜0.50％、Si：0.10〜0.50
％、Mn：0.3〜1.8％、Ｂ：0.0002〜0.005％を含
み、かつ下記式で示される炭素当量が0.30％以上
であり残部がFeおよび不可避的不純物より成る
鋼を熱間圧延するに際し1000〜1200℃の温度範囲
において圧下率30％以上90％以下の圧延をする工
程と、引続いて750〜1000℃の温度範囲において
圧下率50％以上90％以下の圧延をする工程と、前
記熱間圧延後１℃／秒以下の冷却速度で変態終了
まで冷却する工程と、を有して成ることを特徴と
する機械構造用鋼線、棒鋼の直接軟化処理方法。炭素当量（％）＝Ｃ％＋Si％／24＋Mn％／６
＋Mo％／４＋Cr％／５＋Ni％／40 ２重量比でＣ：0.10〜0.50％、Si：0.10〜0.50
％、Mn：0.3〜1.8％、Ｂ：0.0002〜0.005％を含
み、更にCr：0.2〜1.5％、Mo：0.10〜0.80％、
Ni：0.3〜1.5％のうちから選ばれた１種または２
種以上を含み、かつ下記式で示される炭素当量が
0.30％以上であり残部がFeおよび不可避的不純
物より成る鋼を熱間圧延するに際し1000〜1200℃
の温度範囲において圧下率30％以上90％以下の圧
延をする工程と、引続いて750〜1000℃の温度範
囲において圧下率50％以上90％以下の圧延をする
工程と、前記熱間圧延後１℃／秒以下の冷却速度
で変態終了まで冷却する工程と、を有して成るこ
とを特徴とする機械構造用鋼線、棒鋼の直接軟化
処理方法。炭素当量（％）＝Ｃ％＋Si％／24＋Mn％／６
＋Mo％／４＋Cr％／５＋Ni％／40