JPS62199718A - 機械構造用鋼の圧延材直接軟質化法 - Google Patents
機械構造用鋼の圧延材直接軟質化法Info
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- JPS62199718A JPS62199718A JP61039665A JP3966586A JPS62199718A JP S62199718 A JPS62199718 A JP S62199718A JP 61039665 A JP61039665 A JP 61039665A JP 3966586 A JP3966586 A JP 3966586A JP S62199718 A JPS62199718 A JP S62199718A
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- 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
- C21D1/32—Soft annealing, e.g. spheroidising
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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
- C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
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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】
〔産業上の利用分野〕
本発明は機械構造用鋼の圧延材直接軟質化法に係り、特
に冷間鍛造によって、例えばボルト、ナツトなどに加工
される機械構造用鋼の圧延材軟質化法に関するものであ
る。
に冷間鍛造によって、例えばボルト、ナツトなどに加工
される機械構造用鋼の圧延材軟質化法に関するものであ
る。
（従来の技術〕
従来、機械構造用鋼を用いて機械部品を冷間鍛造する際
、その変形抵抗を下げるために冷間鍛造に先立って軟質
化を目的としたセメンタイトの球状化焼鈍が実施される
のが一般的である。ところが、この処理は工０〜２０時
間を要する処理であるため、生産性の向上あるいは省エ
ネルギーの観点から球状化焼鈍処理を省略し得える軟質
圧延材の開発は永年の課題であった。
、その変形抵抗を下げるために冷間鍛造に先立って軟質
化を目的としたセメンタイトの球状化焼鈍が実施される
のが一般的である。ところが、この処理は工０〜２０時
間を要する処理であるため、生産性の向上あるいは省エ
ネルギーの観点から球状化焼鈍処理を省略し得える軟質
圧延材の開発は永年の課題であった。
これに対して、軟質圧延材の開発に対する従来の知見と
してたとえば「鉄と鋼Ｊ ＶｏＡ！、７０（１９８４）
頁 ４５．２３６簀には、現行の、Ｔ工８に規定されたＥ１
４５Ｃ！ 、５０Ｍ４３５などの中炭素機械構造用鋼を
使用、することを前提に、６７５℃近傍での低温圧延と
その後の等飄保定によって軟質化を図ることが提案され
ているが、このような低温圧延では線材の表面きずの発
生、あるいは圧延ロールの耐久性低下という問題があり
、満足すべき解決手段とは言いが念い。
してたとえば「鉄と鋼Ｊ ＶｏＡ！、７０（１９８４）
頁 ４５．２３６簀には、現行の、Ｔ工８に規定されたＥ１
４５Ｃ！ 、５０Ｍ４３５などの中炭素機械構造用鋼を
使用、することを前提に、６７５℃近傍での低温圧延と
その後の等飄保定によって軟質化を図ることが提案され
ているが、このような低温圧延では線材の表面きずの発
生、あるいは圧延ロールの耐久性低下という問題があり
、満足すべき解決手段とは言いが念い。
一方、特開昭５８−１０７４１６号公報には、１０００
℃以上の温度範囲において圧下率３０％以上の圧延をし
、引き続き７５０〜ｉｏｏｏｃＯｍ度範囲において圧下
率５０％以上の仕上圧延をした後ｂ １ ’Ｃ／ ｓｅ
ｃ Ｈ下の冷却速度で変態終了まで冷却して軟化させる
技術、特開昭５９−１３０２４号公報にはＡｒ１−５０
℃以上の温度範囲で圧下率３０％以上で仕上圧延をし念
後、Ａｃ、〜Ａｃ３に再加熱し、炭化物を球状化させる
技術、特開昭５９−１２６７２０．１２６７２１号公報
にはＡｒ１点以下ムｒ１−５０℃以上のｍ度範囲で圧下
率８０％以上の条件仕上圧延を行い、その加工熱でＡＣ
１〜ＡＣ３の温度範囲で仕上温度とするか、またはその
まま冷却し炭化物を球状化させる技術、さらには特開昭
５９−１３６４２１．１３６４２２．１３６４２３号公
報にはＡｒ、以下ｋｒ１−２００ Ｃ以上の温度範囲で
１０％以上の仕上圧延を行い、その加工熱でＡｃ３点以
上ＡＣ１−１００ｃ以上のＩｍ！域に到達せしめ友後、
５００℃まで１００１：／分収下の冷却速度で冷却させ
るか、またはＡｅ１点以下５００℃以上の温度範囲で７
分以上保持させるか、Ａｃ１点以上ＡＣ３点以下での圧
延を繰り返し炭化物を球状化させる技術がそれぞれ示さ
れている。ところが、通常の熱間圧延の仕上げ温度は１
０００℃穆度である。従ってこれらの技術はいずれも熱
間圧延条件を規制して軟質圧延材を得るものであシ低温
仕上圧延を必要とするため、表面きずの増大、圧延ロー
ルの耐久性の低下という問題がある。
℃以上の温度範囲において圧下率３０％以上の圧延をし
、引き続き７５０〜ｉｏｏｏｃＯｍ度範囲において圧下
率５０％以上の仕上圧延をした後ｂ １ ’Ｃ／ ｓｅ
ｃ Ｈ下の冷却速度で変態終了まで冷却して軟化させる
技術、特開昭５９−１３０２４号公報にはＡｒ１−５０
℃以上の温度範囲で圧下率３０％以上で仕上圧延をし念
後、Ａｃ、〜Ａｃ３に再加熱し、炭化物を球状化させる
技術、特開昭５９−１２６７２０．１２６７２１号公報
にはＡｒ１点以下ムｒ１−５０℃以上のｍ度範囲で圧下
率８０％以上の条件仕上圧延を行い、その加工熱でＡＣ
１〜ＡＣ３の温度範囲で仕上温度とするか、またはその
まま冷却し炭化物を球状化させる技術、さらには特開昭
５９−１３６４２１．１３６４２２．１３６４２３号公
報にはＡｒ、以下ｋｒ１−２００ Ｃ以上の温度範囲で
１０％以上の仕上圧延を行い、その加工熱でＡｃ３点以
上ＡＣ１−１００ｃ以上のＩｍ！域に到達せしめ友後、
５００℃まで１００１：／分収下の冷却速度で冷却させ
るか、またはＡｅ１点以下５００℃以上の温度範囲で７
分以上保持させるか、Ａｃ１点以上ＡＣ３点以下での圧
延を繰り返し炭化物を球状化させる技術がそれぞれ示さ
れている。ところが、通常の熱間圧延の仕上げ温度は１
０００℃穆度である。従ってこれらの技術はいずれも熱
間圧延条件を規制して軟質圧延材を得るものであシ低温
仕上圧延を必要とするため、表面きずの増大、圧延ロー
ルの耐久性の低下という問題がある。
ところで、一般に圧延材ままの鋼材は、前記の特開昭５
９−１３６４２１号公報にも見られるように、焼入性の
低い炭素鋼ではノぐ−ライト組織ないしフェライト・ノ
ぐ−ライト組織、また焼入性の高い合金鋼ではベイナイ
ト組織となっている。従って、圧延材の強度を低下させ
るためには、強度・ の高いベイナイトの生成を防ぎフ
ェライト・パーライト組織とし、しかも組織の大半を占
めるパーライトの強度を低下させることが必要である。
９−１３６４２１号公報にも見られるように、焼入性の
低い炭素鋼ではノぐ−ライト組織ないしフェライト・ノ
ぐ−ライト組織、また焼入性の高い合金鋼ではベイナイ
ト組織となっている。従って、圧延材の強度を低下させ
るためには、強度・ の高いベイナイトの生成を防ぎフ
ェライト・パーライト組織とし、しかも組織の大半を占
めるパーライトの強度を低下させることが必要である。
一般にパーライトの強＃はセメンタイト間隔に反比例す
る関係があるので、パーライトの強度を低下させること
を考えると、そのためには、ノぞ−ライトのセメンタイ
ト間間隔を粗くすることが必要になる。
る関係があるので、パーライトの強度を低下させること
を考えると、そのためには、ノぞ−ライトのセメンタイ
ト間間隔を粗くすることが必要になる。
しかるに、パーライトのセメンタイト間間隔は、オース
テナイトからパーライトが変態虫取する温度で一義的に
決り、高い温度で変態するほど粗くなる。従って、圧延
材を軟質化するためには、圧延後徐冷をするか、あるい
は圧延後直ちにノＲ−ライト変態が生じる温度範囲でで
きるだけ高い温度に保定して、高温でノぞ−ライト変態
させることが必要になる。ところが、ノぐ−ライト変態
は温度が高くなるほど変態速度が遅くなり、ノぐ一ライ
ト変態終了に極めて長時間を要するようになる。しかし
、圧延材を徐冷するにしても、あるいは高温で保定する
にしても、設備上、生産上、徐冷速度あるいは保定時間
には自ら限界が存在する。
テナイトからパーライトが変態虫取する温度で一義的に
決り、高い温度で変態するほど粗くなる。従って、圧延
材を軟質化するためには、圧延後徐冷をするか、あるい
は圧延後直ちにノＲ−ライト変態が生じる温度範囲でで
きるだけ高い温度に保定して、高温でノぞ−ライト変態
させることが必要になる。ところが、ノぐ−ライト変態
は温度が高くなるほど変態速度が遅くなり、ノぐ一ライ
ト変態終了に極めて長時間を要するようになる。しかし
、圧延材を徐冷するにしても、あるいは高温で保定する
にしても、設備上、生産上、徐冷速度あるいは保定時間
には自ら限界が存在する。
そこで、本発明者らは従来の知見を種々解析して、機械
構造用鋼の圧延材についてその強度の支配因子を検討し
た結果、通常の熱間圧延条件で機械構造用鋼の強度の低
下即ち軟質化に極めて有効な手段である所の強度の高い
ベイナイトの生ｆｉｔ防ぎしかもパーライトのセメンタ
イト間隔を粗くすること、またさらに圧延材の軟質化の
九めの最大のポイントである所の高い温度でのノぐ一ラ
イト変態を短時間で終了させることの両者を一挙に達底
するためには、従来の鋼に含有されているＭｎの一部を
Ｃｒと置換えるとともに、 熱間圧延後の冷却条件ある
いは保定条件に適切なものを選べば良いという知見を得
て、先に特願昭６０−１３８９１号により提案を行なっ
ている。ところで、この製造手段は焼入性の低い低合金
鋼の圧延材軟質化の点できわめて優れているものの、
ＳＣｒ、 ｅＯＭ鋤のような高合金鋼の圧延材軟質化と
いう点ではまだ改良の余地があった。
構造用鋼の圧延材についてその強度の支配因子を検討し
た結果、通常の熱間圧延条件で機械構造用鋼の強度の低
下即ち軟質化に極めて有効な手段である所の強度の高い
ベイナイトの生ｆｉｔ防ぎしかもパーライトのセメンタ
イト間隔を粗くすること、またさらに圧延材の軟質化の
九めの最大のポイントである所の高い温度でのノぐ一ラ
イト変態を短時間で終了させることの両者を一挙に達底
するためには、従来の鋼に含有されているＭｎの一部を
Ｃｒと置換えるとともに、 熱間圧延後の冷却条件ある
いは保定条件に適切なものを選べば良いという知見を得
て、先に特願昭６０−１３８９１号により提案を行なっ
ている。ところで、この製造手段は焼入性の低い低合金
鋼の圧延材軟質化の点できわめて優れているものの、
ＳＣｒ、 ｅＯＭ鋤のような高合金鋼の圧延材軟質化と
いう点ではまだ改良の余地があった。
（発明が解決しようとする問題点〕
本発明は上記の如き実状に鑑みなされ比ものであって、
焼入性の高い合金鋼を熱間圧延ままで軟質化する方法を
提供することを目的とするものである。
焼入性の高い合金鋼を熱間圧延ままで軟質化する方法を
提供することを目的とするものである。
（問題点を解決するための手段〕
即ち、本発明者らは先に提案した技術をさらに改良し、
Ｂを添加することによって圧延材軟質化の最大のポイン
トであるところの高温でのノぞ−ライト変１！！４を一
層促進させることが可能であるという全く断念な知見を
得て本発明をなし念ものである。
Ｂを添加することによって圧延材軟質化の最大のポイン
トであるところの高温でのノぞ−ライト変１！！４を一
層促進させることが可能であるという全く断念な知見を
得て本発明をなし念ものである。
本発明は、以上の知見に基いてなされ念ものであって、
その要旨とする所は、重量％でｃ Ｏ，２〜０．．６
５ ％を含む機械構造用鋼において、ＳｉＯ，２〜未満
、 Ｍｎ ０．２〜０．５％、 Ｂ Ｏ，０００３〜０
．０１％、Ｃｒ ０．５超〜１．７ ％、ｋｌ Ｏ，０
１−０，１％を含有し、その他必要に応じて（Ａ）Ｎｉ
ｔ％以下、 Ｍｏ ０．１〜０．５％、 Ｏｕ １％以
下の１徨または２種以上、あるいは（Ｂ） Ｔｉ ０
．００２〜０．０５％、 Ｎｂ Ｏ，００５−０，０５
％ 、Ｖｏ、００５〜０．２％の１種または２徨以上、
の（Ａ）、（′ｆ４の群の一方または両方を含有し、残
部はＦｅ及び不可避不純物よりなる鋼について、熱間圧
延後％（（イ）パーライト変態終了までの湯度範囲を１
５℃／分以下の冷却速度で徐冷する、または（ロ）直ち
に６８０〜７３０℃の範囲の温度に／ｅ −ライト変態
が終了するまで保定した後放冷する、の（イ）、（ロ）
のうちいずれかの軟質化処理を施すことを特徴とする機
械構造用鋼の圧延材直接軟質化法である。
その要旨とする所は、重量％でｃ Ｏ，２〜０．．６
５ ％を含む機械構造用鋼において、ＳｉＯ，２〜未満
、 Ｍｎ ０．２〜０．５％、 Ｂ Ｏ，０００３〜０
．０１％、Ｃｒ ０．５超〜１．７ ％、ｋｌ Ｏ，０
１−０，１％を含有し、その他必要に応じて（Ａ）Ｎｉ
ｔ％以下、 Ｍｏ ０．１〜０．５％、 Ｏｕ １％以
下の１徨または２種以上、あるいは（Ｂ） Ｔｉ ０
．００２〜０．０５％、 Ｎｂ Ｏ，００５−０，０５
％ 、Ｖｏ、００５〜０．２％の１種または２徨以上、
の（Ａ）、（′ｆ４の群の一方または両方を含有し、残
部はＦｅ及び不可避不純物よりなる鋼について、熱間圧
延後％（（イ）パーライト変態終了までの湯度範囲を１
５℃／分以下の冷却速度で徐冷する、または（ロ）直ち
に６８０〜７３０℃の範囲の温度に／ｅ −ライト変態
が終了するまで保定した後放冷する、の（イ）、（ロ）
のうちいずれかの軟質化処理を施すことを特徴とする機
械構造用鋼の圧延材直接軟質化法である。
以下に本発明の詳細な説明する。
（作用）
まず最初に、本発明において軟質化とは、その圧延材の
引張強度を炭素当量ｃｅｑ ＜ａｅｑ ＝＝ｃ＋ｓｉ／
２４＋Ｍｎ／６＋ｃｒ１５＋Ｍｏ／４＋（：！ｕ／１３
＋Ｎｉ／４０）によって規定される強度２４ ＋ ６７
０ｅｑ （Ｋｌｌ／ｗｘ２）以下とすることを意味する
。この式はＯｅｑ量を０．２〜１．２％と変えて回帰さ
せて求めたものであり、ｚ４はフェライトとパーライト
の強度に、また６７は（３ｅｑ ｆｃ即ちパーライト量
にそれぞれ依存する項である。Ｏｅｑ開によって決る同
大の値を強度が超える場合には軟質化とは言えない。
引張強度を炭素当量ｃｅｑ ＜ａｅｑ ＝＝ｃ＋ｓｉ／
２４＋Ｍｎ／６＋ｃｒ１５＋Ｍｏ／４＋（：！ｕ／１３
＋Ｎｉ／４０）によって規定される強度２４ ＋ ６７
０ｅｑ （Ｋｌｌ／ｗｘ２）以下とすることを意味する
。この式はＯｅｑ量を０．２〜１．２％と変えて回帰さ
せて求めたものであり、ｚ４はフェライトとパーライト
の強度に、また６７は（３ｅｑ ｆｃ即ちパーライト量
にそれぞれ依存する項である。Ｏｅｑ開によって決る同
大の値を強度が超える場合には軟質化とは言えない。
次に、本発明の対象とする鋼の成分限定理由についての
べる。
べる。
まず、Ｃは冷間鍛造後の焼入れ焼戻し処理において製品
に所要の強度を付与するために必須の元素であるが、０
．２％未満では所要の強度が得られず、一方０．６５％
を超えても焼入れ焼戻し後の強度はもはや増加しないの
で、０．２〜０．６５ ％の範囲に限定し九。
に所要の強度を付与するために必須の元素であるが、０
．２％未満では所要の強度が得られず、一方０．６５％
を超えても焼入れ焼戻し後の強度はもはや増加しないの
で、０．２〜０．６５ ％の範囲に限定し九。
日ｉは脱酸元素として有効であるが、その固容体硬化作
用によって圧延材の強度を高めるので、固容体硬化の影
響が小さい０．２％未満とし念。好ましくはＯ，１％未
満とする。
用によって圧延材の強度を高めるので、固容体硬化の影
響が小さい０．２％未満とし念。好ましくはＯ，１％未
満とする。
つぎに、ＭｎとＢに関してであるが、この含有量を前記
のように定めた点が本発明の最も重要な点である。
のように定めた点が本発明の最も重要な点である。
即ち、例えば従来の代表的な機械構造用鋼である日４５
０鋼は ＯＯ，４２＃０．４８％、 Ｓｉ １１．１５
−０．３５％、 Ｍｎ Ｏ，６−０，８５％ を含むこ
とが規定されているが、そのＭｒｌ ｉを減らすことに
よって、ＥＩ４５０鋼に比べ圧延材軟質化のポイントで
ある）ぞ−ライト変態の終了温度が高くなる。同様にＢ
は、熱間圧延後徐冷ないし高温保定をすると、パーライ
ト変態を抑制することはなく、逆に固溶ＢがＢ化合物と
して析出することによジノぞ−ライ ゛ト変態を促進さ
せる効果がある。従って、Ｂを添加した鋼を熱間圧延後
、徐冷ないし高温保定すると高温でのノぐ−ライト変態
を短時間で終了させることができる。なお通常、Ｂは焼
入性を向上させる元素として使用されるが、本発明では
Ｂを熱間圧延後のノぞ一ライト変態を促進させるためと
冷間鍛造後の熱処理時における焼入性向上の両方に利用
するものである。
０鋼は ＯＯ，４２＃０．４８％、 Ｓｉ １１．１５
−０．３５％、 Ｍｎ Ｏ，６−０，８５％ を含むこ
とが規定されているが、そのＭｒｌ ｉを減らすことに
よって、ＥＩ４５０鋼に比べ圧延材軟質化のポイントで
ある）ぞ−ライト変態の終了温度が高くなる。同様にＢ
は、熱間圧延後徐冷ないし高温保定をすると、パーライ
ト変態を抑制することはなく、逆に固溶ＢがＢ化合物と
して析出することによジノぞ−ライ ゛ト変態を促進さ
せる効果がある。従って、Ｂを添加した鋼を熱間圧延後
、徐冷ないし高温保定すると高温でのノぐ−ライト変態
を短時間で終了させることができる。なお通常、Ｂは焼
入性を向上させる元素として使用されるが、本発明では
Ｂを熱間圧延後のノぞ一ライト変態を促進させるためと
冷間鍛造後の熱処理時における焼入性向上の両方に利用
するものである。
一例として、熱膨張試験機を用いて熱間圧延後の徐冷過
程でのパーライト変態終了温度とビッカース硬さに対す
るＭｎとＢ の効果を第１表に示すが、 Ｍｎ量を減
らしＢを添加したＣ鋼のノぞ−ライト変態終了温度が最
も高くなっておシ、このためビッカース硬さも最も柔ら
かい。従って、このような鋳は圧延後徐冷した場合に、
高温でノぐ一ライト変態が終了するために、例えば８４
５０のような現用鋼に比べ強度が非常に低下する。また
、この鋼は Ｍｎ量を減らしてＢを添加することにょシ
バ−ライト変態温度が高温側ヘシフトするので、圧延後
Ａｒ１点近傍の温度に保定した場合にも現用鋼に比べ短
時間でノぞ−ライト変態を終了させることができる。
程でのパーライト変態終了温度とビッカース硬さに対す
るＭｎとＢ の効果を第１表に示すが、 Ｍｎ量を減
らしＢを添加したＣ鋼のノぞ−ライト変態終了温度が最
も高くなっておシ、このためビッカース硬さも最も柔ら
かい。従って、このような鋳は圧延後徐冷した場合に、
高温でノぐ一ライト変態が終了するために、例えば８４
５０のような現用鋼に比べ強度が非常に低下する。また
、この鋼は Ｍｎ量を減らしてＢを添加することにょシ
バ−ライト変態温度が高温側ヘシフトするので、圧延後
Ａｒ１点近傍の温度に保定した場合にも現用鋼に比べ短
時間でノぞ−ライト変態を終了させることができる。
なお、 ＭｎとＢの添加量を上記のように限定し念の
は以下の理由による。
は以下の理由による。
高温域の、ｏ−ライト変態を短時間で終了させるために
はできるだけ Ｍｎを減らした方がよいが。
はできるだけ Ｍｎを減らした方がよいが。
Ｍｎ０．２％未満では鋼中のＳを十分に固定することが
できず、熱間脆性をおさえることができない。
できず、熱間脆性をおさえることができない。
一方、 Ｍｎが０．５％を超えるとＢが添加されてい
ても高温でのパーライト変態を短時間に終了させること
ができないので、Ｍｎ１ｉを０．２〜０．５％に限定し
た。
ても高温でのパーライト変態を短時間に終了させること
ができないので、Ｍｎ１ｉを０．２〜０．５％に限定し
た。
Ｂは、圧延後の徐冷域での、ｅ−ライト変態を促進させ
且つ冷間鍛造後の熱処理の焼入性を著しく高め強度を向
上させるのに有効であるが、０．０００３千未満ではそ
の効果が上がらず、一方ｏ、ｏ １ ％を超えると冷間
鍛造性を劣化させるので、０．０００３％〜０．Ｏ１％
に限定した。
且つ冷間鍛造後の熱処理の焼入性を著しく高め強度を向
上させるのに有効であるが、０．０００３千未満ではそ
の効果が上がらず、一方ｏ、ｏ １ ％を超えると冷間
鍛造性を劣化させるので、０．０００３％〜０．Ｏ１％
に限定した。
また、 Ｏｆは冷間鍛造後の焼入れ処理時の焼入性を
高め１強度、靭性を向上させるのに必須の元素であるが
、０．５％以下ではその効果が不十分であり本発明の目
的とするところの焼入性の高い鋼とならない。一方１．
７％を超えると鋼の焼入性が高まシすぎて、熱間圧延後
のノぞ一ライト変態終了温度が低下し軟質圧延材となら
ないので、０．５超〜１．７％に限定した。
高め１強度、靭性を向上させるのに必須の元素であるが
、０．５％以下ではその効果が不十分であり本発明の目
的とするところの焼入性の高い鋼とならない。一方１．
７％を超えると鋼の焼入性が高まシすぎて、熱間圧延後
のノぞ一ライト変態終了温度が低下し軟質圧延材となら
ないので、０．５超〜１．７％に限定した。
さらに、 ＡＩは冷間鍛造後の焼入れ処理時のオーステ
ナイト粒度の粗大化を防止するためとＮをＡＩＮ化合物
として固定して Ｂの焼入性効果を確保するために必要
な元素であるが、０．０１％未満ではその効果がなく、
一方０．１％を超えると上記の効果が飽和するので、０
．０１〜０．１％に限定した。
ナイト粒度の粗大化を防止するためとＮをＡＩＮ化合物
として固定して Ｂの焼入性効果を確保するために必要
な元素であるが、０．０１％未満ではその効果がなく、
一方０．１％を超えると上記の効果が飽和するので、０
．０１〜０．１％に限定した。
以上が本発明の対象とする鋼の基本成分であるが、本発
明においては、さらにこの鋼に（Ａ）Ｎｉ１％以下、
Ｍｏ ０．１〜０．５％、Ｃｕ１％以下の１種または２
種以上、 あるいは （Ｂ） Ｔｉ ０．００２〜０．０５％、 Ｎｂ Ｏ
，００５〜０．０５％、 Ｖ Ｏ，００５〜０．２％の
１種または２種以上、 の（〜、（Ｂ）の群の一方または両方を含有せしめるこ
ともできる。
明においては、さらにこの鋼に（Ａ）Ｎｉ１％以下、
Ｍｏ ０．１〜０．５％、Ｃｕ１％以下の１種または２
種以上、 あるいは （Ｂ） Ｔｉ ０．００２〜０．０５％、 Ｎｂ Ｏ
，００５〜０．０５％、 Ｖ Ｏ，００５〜０．２％の
１種または２種以上、 の（〜、（Ｂ）の群の一方または両方を含有せしめるこ
ともできる。
まず、 Ｎｉは靭性を向上させるとともに焼入性を大き
くして強度を上げるために添加されるが、１チを超える
と焼入性が太きぐなり過ぎて冷間鍛造性が悪くなるので
これを上限とした。
くして強度を上げるために添加されるが、１チを超える
と焼入性が太きぐなり過ぎて冷間鍛造性が悪くなるので
これを上限とした。
ＭＯは焼入性を向上させ、強い焼戻し軟化抵抗を有する
元素であるが、０．１％未満ではその効果がな（％また
０、５％を超えても添加量に見合うだけの効果が期待で
きないので０．１〜０．５チの範囲に限定した。
元素であるが、０．１％未満ではその効果がな（％また
０、５％を超えても添加量に見合うだけの効果が期待で
きないので０．１〜０．５チの範囲に限定した。
ＣｕもＮｉと同様に靭性と焼入性を向上させるが、１％
を超えるとその効果は飽和するのでこれを上限とした。
を超えるとその効果は飽和するのでこれを上限とした。
一方、（Ｂ）群のＴｉ 、 Ｎｂ 、 Ｖはいずれも熱
間圧延後のオーステナイト結晶粒を微細化させ、高温域
でのパーライト変態の促進を目的に添加される。
間圧延後のオーステナイト結晶粒を微細化させ、高温域
でのパーライト変態の促進を目的に添加される。
ＴｉはＮと結合してＴｉＮ化合物を形改し、熱間圧延後
のオーステナイト結晶粒の粗大化を防止して高温域での
パーライト変態を促進させる。またＴｉとＢは組み合せ
て添加する方が効果的で、ＴｔはＡｌと供にＮを固定し
てＢの熱間圧延後のパーライト変態を促進させる効果と
冷間鍛造後の焼入性効果を十分に発揮させるためにも添
加される。
のオーステナイト結晶粒の粗大化を防止して高温域での
パーライト変態を促進させる。またＴｉとＢは組み合せ
て添加する方が効果的で、ＴｔはＡｌと供にＮを固定し
てＢの熱間圧延後のパーライト変態を促進させる効果と
冷間鍛造後の焼入性効果を十分に発揮させるためにも添
加される。
Ｔｉは０．００２％未満ではＮを固定する効果が不十分
であり、一方０．０５％を超えると冷間鍛造性及び靭性
に有害な粗大な↑ＨｙあるいはＴｉＣが生起するので、
０．００２〜０．０５％に制限した。
であり、一方０．０５％を超えると冷間鍛造性及び靭性
に有害な粗大な↑ＨｙあるいはＴｉＣが生起するので、
０．００２〜０．０５％に制限した。
Ｎｂ 、 Ｖ はいずれも圧延後のオーステナイト粒度
を微細化させてパーライト変態を促進することを目的に
添加するが、それぞれｏ、ｏ ｏ ｓ％未満では微細効
果が期待できず、一方Ｎｂが０．０５％。
を微細化させてパーライト変態を促進することを目的に
添加するが、それぞれｏ、ｏ ｏ ｓ％未満では微細効
果が期待できず、一方Ｎｂが０．０５％。
Ｖが０．２ ％をそれぞれ超えるとＮｂ 、 Ｖ の
粗大な炭窒化物が析出して靭性及び冷間鍛造性を劣化さ
せるノテ、Ｎｂ ｌｄ ０．００５〜０．０５ ％、ま
たＶは０．００５〜０．２％にそれぞれ限定した。
粗大な炭窒化物が析出して靭性及び冷間鍛造性を劣化さ
せるノテ、Ｎｂ ｌｄ ０．００５〜０．０５ ％、ま
たＶは０．００５〜０．２％にそれぞれ限定した。
次に、本発明においては、軟質化処理として熱間圧延後
、（イ）パーライト変態が終了するまでの温度範囲を１
５℃／分以下の冷却速度で徐冷するか、あるいは（ロ）
直ちに６８０〜７３０℃のｍ度範囲にノぞ−ライト変態
が終了するまで保定した後放冷するかのいずれかの処理
を施すのであって、（イ）、（ロ）いずれの手段によっ
ても高温域でのパーライト変態を短時間に終了せしめ、
且つ引張強度を２４＋６７ ｃｅｑ （Ｋｑ／ｍ２）以
下とすることが可能である。
、（イ）パーライト変態が終了するまでの温度範囲を１
５℃／分以下の冷却速度で徐冷するか、あるいは（ロ）
直ちに６８０〜７３０℃のｍ度範囲にノぞ−ライト変態
が終了するまで保定した後放冷するかのいずれかの処理
を施すのであって、（イ）、（ロ）いずれの手段によっ
ても高温域でのパーライト変態を短時間に終了せしめ、
且つ引張強度を２４＋６７ ｃｅｑ （Ｋｑ／ｍ２）以
下とすることが可能である。
まず、（イ）熱間圧延後の冷却速度を１５℃／分以下で
徐冷するのは、ｔ５ｃ／分より速く冷却するとパーライ
ト変態温度が下がり、またパーライトより強度の高いベ
イナイトも生成し始めるので軟質化が達成されないため
である。冷却速度は遅い方が軟質化に対して有利である
が、設備上、生産性上の実用的な面を考慮すると、３〜
ｂの冷却速度が軟質化と生産性を両立させる好ましい冷
却速度範囲である。また、徐冷温度範囲は。
徐冷するのは、ｔ５ｃ／分より速く冷却するとパーライ
ト変態温度が下がり、またパーライトより強度の高いベ
イナイトも生成し始めるので軟質化が達成されないため
である。冷却速度は遅い方が軟質化に対して有利である
が、設備上、生産性上の実用的な面を考慮すると、３〜
ｂの冷却速度が軟質化と生産性を両立させる好ましい冷
却速度範囲である。また、徐冷温度範囲は。
熱間圧延後直ちに上記の冷却速度で徐冷してもさしつか
えないが、本発明の対象とする成分系では。
えないが、本発明の対象とする成分系では。
７５０℃程度から徐冷すれば十分である。徐冷停止温度
は、パーライト変態終了前に徐冷を停止するとその後の
放冷過程で強度の高い低温変態パーライトもしくはベイ
ナイトが生成して硬くなるので、パーライト変態終了湯
度とした。ノぐ−ライト変態終了温度は鋼種、冷却速度
によって変わるが、本発明の対象とする改分系の鋼では
、約６５（）〜６８０℃である。
は、パーライト変態終了前に徐冷を停止するとその後の
放冷過程で強度の高い低温変態パーライトもしくはベイ
ナイトが生成して硬くなるので、パーライト変態終了湯
度とした。ノぐ−ライト変態終了温度は鋼種、冷却速度
によって変わるが、本発明の対象とする改分系の鋼では
、約６５（）〜６８０℃である。
一方、（ロ）熱間圧延後直ちに６８０〜７３０℃の温度
範囲にパーライト変態が終了するまで保定しても軟質化
できるが、保定温度が７３０′Ｃを超えると変態終了に
極めて長時間を要し、実用的でないのでこれを上限とし
た。また、６８０℃より低い温度ではパーライト部の強
度が上がり、軟質材を得ることができないのでこれを下
限とした。また、保定時間はツク−ライト変態が終了す
る前に保定を停止するとその後の放冷過程で強度の高い
低温変態パーライトあるいはベイナイトが生成して硬く
なるので、パーライト変態終了までとした。
範囲にパーライト変態が終了するまで保定しても軟質化
できるが、保定温度が７３０′Ｃを超えると変態終了に
極めて長時間を要し、実用的でないのでこれを上限とし
た。また、６８０℃より低い温度ではパーライト部の強
度が上がり、軟質材を得ることができないのでこれを下
限とした。また、保定時間はツク−ライト変態が終了す
る前に保定を停止するとその後の放冷過程で強度の高い
低温変態パーライトあるいはベイナイトが生成して硬く
なるので、パーライト変態終了までとした。
保定温度が高温はど圧延材の強度は低下するが、パーラ
イト変態が終了するまでの時間が長くなる。
イト変態が終了するまでの時間が長くなる。
生産性と圧延材の軟質化を両立させる好ましい保定温度
の範囲は６９０〜７１０ｃである。保定後は放冷を行う
のであるが、これは前記の保定によってパーライト変態
が完了し、その後徐冷する必要がないからである。
の範囲は６９０〜７１０ｃである。保定後は放冷を行う
のであるが、これは前記の保定によってパーライト変態
が完了し、その後徐冷する必要がないからである。
以下、実施例により本発明の効果をさらに具体的に説明
する。
する。
（実施例〕
第２表に供試材の化学組数ならびに通常の熱間圧延で工
３φｌに仕上げた後の冷却条件等を示す。
３φｌに仕上げた後の冷却条件等を示す。
同表中試験番号Ｊ１６２，９，１０，１２，１３゜１５
〜２２．２７〜２９が本発明例で、その他は比較例であ
る。これらの材料を用いて、引張試験はＪ工８１４Ａ号
試験片で行い、冷間鍛造性の評価は０．５闘深さのＶノ
ツチを付は九ｌＯφ箱×１５闘の試験片で据込率４０％
の圧縮試験を行なったときの割れ発生の有無で求め、○
印は割れが発生しなかったこと、Ｘ印は割れが発生した
ことを示す。これらの試験結果を第２表に併記する。
〜２２．２７〜２９が本発明例で、その他は比較例であ
る。これらの材料を用いて、引張試験はＪ工８１４Ａ号
試験片で行い、冷間鍛造性の評価は０．５闘深さのＶノ
ツチを付は九ｌＯφ箱×１５闘の試験片で据込率４０％
の圧縮試験を行なったときの割れ発生の有無で求め、○
印は割れが発生しなかったこと、Ｘ印は割れが発生した
ことを示す。これらの試験結果を第２表に併記する。
同表に見られるように、本発明例はいずれも圧延材にお
いて引張強度が２４ ＋ ６７０ｅｑ ＣＫ９／Ｊ）を
下まわり、満足すべき軟質化度が得られている。
いて引張強度が２４ ＋ ６７０ｅｑ ＣＫ９／Ｊ）を
下まわり、満足すべき軟質化度が得られている。
また、冷間鍛造性も申し分ない。
これに対して、比較例である扁１はＭｎ、Ｊｉ６はＳｉ
、ＡｌｌはＣｒの含有量がそれぞれ多すぎるために圧延
後の冷却条件ないし保定条件を最適にしてもいずれも目
標の軟質化（２４＋ ６７０ｅｑＫＳＩ／１ｕ２）に到
達していない。
、ＡｌｌはＣｒの含有量がそれぞれ多すぎるために圧延
後の冷却条件ないし保定条件を最適にしてもいずれも目
標の軟質化（２４＋ ６７０ｅｑＫＳＩ／１ｕ２）に到
達していない。
また、比較例である４３はＢ、ム５はＡｌの含有量がそ
れぞれ少なすぎるために、いずれも軟質化を達成できて
いない。
れぞれ少なすぎるために、いずれも軟質化を達成できて
いない。
比較例であるＡ４，７，８，２６．３０はいずれも熱間
圧延後の冷却条件あるいは保定条件が悪かったために軟
質化ができなかった例である。即ち、Ａ４，２８は圧延
後の冷却速度が速すぎたために、Ａ８，３０は保定ｍ度
が低すぎたために、いずれも目標とする軟質圧延材とな
っていない。
圧延後の冷却条件あるいは保定条件が悪かったために軟
質化ができなかった例である。即ち、Ａ４，２８は圧延
後の冷却速度が速すぎたために、Ａ８，３０は保定ｍ度
が低すぎたために、いずれも目標とする軟質圧延材とな
っていない。
また、屋７は圧延後の保定温度が高すぎるために６０分
保定しても完全にパーライト変態が終了せず、このため
強度が高い。
保定しても完全にパーライト変態が終了せず、このため
強度が高い。
さらに、比較例であるＡ１４は３％ 扁２３はＴｉの含
有量が過剰な九め、軟質化はできているものの冷間鍛造
性が悪い。扁２４はＳｔとＭｎの含有量が多すぎる次め
に強度が高り、シかもＮｂ 址が多すぎるために冷間鍛
造性も悪い。ｌ６２５は目標とする軟質化はできている
が、Ｖｋが多すぎる念めに冷間鍛造性が劣ってい次側で
ある。
有量が過剰な九め、軟質化はできているものの冷間鍛造
性が悪い。扁２４はＳｔとＭｎの含有量が多すぎる次め
に強度が高り、シかもＮｂ 址が多すぎるために冷間鍛
造性も悪い。ｌ６２５は目標とする軟質化はできている
が、Ｖｋが多すぎる念めに冷間鍛造性が劣ってい次側で
ある。
（発明の効果）
以上の実施例からも明らかなごとく、本発明は高温、短
時間でパーライト変態が終了する鋼材組数と仕上圧延条
件をなんら規制しない通常の熱間冷間鍛造性を有する機
械構造用鋼の製造を可能にしたものであシ、産業上の効
果は極めて顕著なものがある。
時間でパーライト変態が終了する鋼材組数と仕上圧延条
件をなんら規制しない通常の熱間冷間鍛造性を有する機
械構造用鋼の製造を可能にしたものであシ、産業上の効
果は極めて顕著なものがある。
代理人 弁理士 秋 沢 政 先
細２名
自発手続補正書
昭和６１年３月２９日
Claims (1)
- （１）重量％で Ｃ：０．２〜０．６５％ を含む機械構造用鋼において、 Ｓｉ：０．２％未満、 Ｍｎ：０．２〜０．５％、 Ｂ：０．０００３〜０．０１％、 Ｃｒ：０．５超〜１．７％、 Ａｌ：０．０１〜０．１％ を含有し、その他必要に応じて （Ａ）Ｎｉ：１％以下、 Ｍｏ：０．１〜０．５％、 Ｃｕ：１％以下 の１種または２種以上、 あるいは （Ｂ）Ｔｉ：０．００２〜０．０５％、 Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、 Ｖ：０．００５〜０．２％ の１種または２種以上、 の（Ａ）、（Ｂ）の群の一方または両方を含有し、残部
はＦｅ及び不可避不純物よりなる鋼について、熱間圧延
後、 （イ）パーライト変態終了までの温度範 囲を１５℃／分以下の冷却速度で 徐冷する、 あるいは （ロ）直ちに６８０〜７３０℃の範囲の 温度にパーライト変態が終了する まで保定した後放冷する、 の（イ）、（ロ）のうちいずれかの軟質化処理を施すこ
とを特徴とする機械構造用鋼の圧延材直接軟質化法。
Priority Applications (4)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP61039665A JPS62199718A (ja) | 1986-02-25 | 1986-02-25 | 機械構造用鋼の圧延材直接軟質化法 |
| CA000530462A CA1290657C (en) | 1986-02-25 | 1987-02-24 | Method of directly softening rolled machine structural steels |
| GB8704439A GB2187202B (en) | 1986-02-25 | 1987-02-25 | Method of directly softening rolled machine structural steels |
| US07/018,575 US4753691A (en) | 1986-02-25 | 1987-02-25 | Method of directly softening rolled machine structural steels |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP61039665A JPS62199718A (ja) | 1986-02-25 | 1986-02-25 | 機械構造用鋼の圧延材直接軟質化法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS62199718A true JPS62199718A (ja) | 1987-09-03 |
| JPH039168B2 JPH039168B2 (ja) | 1991-02-07 |
Family
ID=12559379
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP61039665A Granted JPS62199718A (ja) | 1986-02-25 | 1986-02-25 | 機械構造用鋼の圧延材直接軟質化法 |
Country Status (4)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4753691A (ja) |
| JP (1) | JPS62199718A (ja) |
| CA (1) | CA1290657C (ja) |
| GB (1) | GB2187202B (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| 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 |
| JP2002294337A (ja) * | 2001-03-28 | 2002-10-09 | Kawasaki Steel Corp | 熱間加工ままでの冷間加工性に優れる含ｂ高炭素鋼の製造方法 |
Families Citing this family (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| GB2225022B (en) * | 1988-11-04 | 1993-04-14 | Nippon Seiko Kk | Rolling-part steel and rolling part employing same |
| JP2870831B2 (ja) * | 1989-07-31 | 1999-03-17 | 日本精工株式会社 | 転がり軸受 |
| US5085733A (en) * | 1989-08-24 | 1992-02-04 | Nippon Seiko Kabushiki Kaisha | Rolling steel bearing |
| KR940002139B1 (ko) * | 1991-11-30 | 1994-03-18 | 삼성중공업 주식회사 | 침탄 기어 제조용 보론 처리강 |
| US5928442A (en) * | 1997-08-22 | 1999-07-27 | Snap-On Technologies, Inc. | Medium/high carbon low alloy steel for warm/cold forming |
| RU2184792C2 (ru) * | 2000-06-27 | 2002-07-10 | Магнитогорский государственный технический университет им. Г.И. Носова | Сталь |
| RU2191846C1 (ru) * | 2001-02-06 | 2002-10-27 | Ерманок Ефим Зеликович | Среднелегированная строительная сталь |
| JP4314997B2 (ja) * | 2002-03-06 | 2009-08-19 | 株式会社ジェイテクト | 軸受装置およびその製造方法 |
| JP5486634B2 (ja) | 2012-04-24 | 2014-05-07 | 株式会社神戸製鋼所 | 冷間加工用機械構造用鋼及びその製造方法 |
| CN108998643B (zh) * | 2018-09-27 | 2020-07-28 | 东莞市国森科精密工业有限公司 | 一种改善柔轮原材料带状组织的方法 |
| CN112981236B (zh) * | 2021-01-27 | 2022-10-25 | 江阴兴澄特种钢铁有限公司 | 一种等速万向节内滚道用钢及其生产方法 |
Family Cites Families (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US3285789A (en) * | 1963-06-12 | 1966-11-15 | United States Steel Corp | Method of softening steel |
| US3423252A (en) * | 1965-04-01 | 1969-01-21 | United States Steel Corp | Thermomechanical treatment of steel |
| JPS5565323A (en) * | 1978-11-07 | 1980-05-16 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Manufacture of boron steel excellent in cold workability by controlled rolling |
| JPS58107416A (ja) * | 1981-12-21 | 1983-06-27 | Kawasaki Steel Corp | 機械構造用鋼線棒鋼の直接軟化処理方法 |
-
1986
- 1986-02-25 JP JP61039665A patent/JPS62199718A/ja active Granted
-
1987
- 1987-02-24 CA CA000530462A patent/CA1290657C/en not_active Expired - Lifetime
- 1987-02-25 GB GB8704439A patent/GB2187202B/en not_active Expired
- 1987-02-25 US US07/018,575 patent/US4753691A/en not_active Expired - Lifetime
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| 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 |
| JP2002294337A (ja) * | 2001-03-28 | 2002-10-09 | Kawasaki Steel Corp | 熱間加工ままでの冷間加工性に優れる含ｂ高炭素鋼の製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| GB2187202A (en) | 1987-09-03 |
| CA1290657C (en) | 1991-10-15 |
| JPH039168B2 (ja) | 1991-02-07 |
| GB8704439D0 (en) | 1987-04-01 |
| US4753691A (en) | 1988-06-28 |
| GB2187202B (en) | 1989-11-08 |
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|---|---|---|---|
| EXPY | Cancellation because of completion of term |