JPS62287013A - 非調質棒鋼の製造方法 - Google Patents
非調質棒鋼の製造方法Info
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Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (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】
３、発明の詳細な説明
Ｍ」−ｐ折用ｌ野
本発明は、高強度非調質棒鋼の製造方法に関する。
−ｕＡｆ幻付
従来、高強度棒鋼は、−・般に中炭素鋼又は低合金鋼の
素材鋼を熱間圧延した後、再加熱し、焼入れ一焼戻し、
即ち、調質処理を施し、目的、用途に応じた強度特性を
付与して、使用に（Ｊ（されている。しかし、−に記調
質処理には多大の￥ノーエネルギー費用を要すると共に
、処理工程の増加、仕掛り品の増大等のために製造費用
が高くならざるを得ない。
素材鋼を熱間圧延した後、再加熱し、焼入れ一焼戻し、
即ち、調質処理を施し、目的、用途に応じた強度特性を
付与して、使用に（Ｊ（されている。しかし、−に記調
質処理には多大の￥ノーエネルギー費用を要すると共に
、処理工程の増加、仕掛り品の増大等のために製造費用
が高くならざるを得ない。
そこで、近年、高強度棒鋼の製造において、製造工程を
簡略化、特に、焼入れ一焼戻し工程を省略するために、
中炭素鋼に微量の■、Ｎｂ、Ｔｉ等の所謂析出硬化型合
金元素を添加した所謂非調質型鋼が注目されている。
簡略化、特に、焼入れ一焼戻し工程を省略するために、
中炭素鋼に微量の■、Ｎｂ、Ｔｉ等の所謂析出硬化型合
金元素を添加した所謂非調質型鋼が注目されている。
例えば、特公昭５８−７１３５４号公報には、中炭素鋼
に微量のＶを添加し、温度１０００°Ｃに加熱し、仕−
Ｌ温度９００℃で熱間圧延を行なう非調質鋼の製造方法
が記載されている。しかし、このような方法によれば、
所要の強度を得ることはできても、強度の上昇に伴う靭
性及び延性の低下が避けられない。特に、衝撃値は、通
常の調質鋼に比べてほぼ半減し、例えば、引張強さ８０
ｋｇ／璽１２級調質鋼は、常温シャルピー値１４ ｋｇ
ｍ ／ ｃＪを有するが、引張強さ８０ｋｇ／ｍｍ”
級の非調質鋼の場合は７ ｋｇ ｍ ／ ｃＪ以下であ
る。
に微量のＶを添加し、温度１０００°Ｃに加熱し、仕−
Ｌ温度９００℃で熱間圧延を行なう非調質鋼の製造方法
が記載されている。しかし、このような方法によれば、
所要の強度を得ることはできても、強度の上昇に伴う靭
性及び延性の低下が避けられない。特に、衝撃値は、通
常の調質鋼に比べてほぼ半減し、例えば、引張強さ８０
ｋｇ／璽１２級調質鋼は、常温シャルピー値１４ ｋｇ
ｍ ／ ｃＪを有するが、引張強さ８０ｋｇ／ｍｍ”
級の非調質鋼の場合は７ ｋｇ ｍ ／ ｃＪ以下であ
る。
発！ｙＵφすＷ決しようとす薊腓匝嘉
本発明者らは、高強度非調質棒鋼の製造における上記し
た問題を解決するために鋭意研究した結果、中炭素鋼に
微量の■と共に比較的多量のＳを添加して素材鋼となし
、この素材鋼の熱間圧延に際して、熱間圧延の開始温度
及び終了温度を従来の方法に比べてそれぞれ低温側に規
定することにより、得られる棒鋼におけるフェライト粒
を微細化すると共に、これら熱間加工過程においてＭｎ
Ｓ介在物を加工方向に伸長させ、熱間圧延ままにて、高
強度で且つ靭性及び延性にすぐれる高強度非調質棒鋼を
得ることができることを見出して、本発明に至ったもの
である。
た問題を解決するために鋭意研究した結果、中炭素鋼に
微量の■と共に比較的多量のＳを添加して素材鋼となし
、この素材鋼の熱間圧延に際して、熱間圧延の開始温度
及び終了温度を従来の方法に比べてそれぞれ低温側に規
定することにより、得られる棒鋼におけるフェライト粒
を微細化すると共に、これら熱間加工過程においてＭｎ
Ｓ介在物を加工方向に伸長させ、熱間圧延ままにて、高
強度で且つ靭性及び延性にすぐれる高強度非調質棒鋼を
得ることができることを見出して、本発明に至ったもの
である。
即題点を角勤宋１畳ケ六２ケｑ毛役
本発明による高強度非調質棒鋼の製造方法は、重量％で
Ｃ０．３０〜０．５０％、
Ｓｉ０．１５〜０．５０％、
Ｍｎ １．０〜１．６５％、
Ｓ ０．０４〜０．１％、
Ｖ ０．０８〜０．２％、
／１０．０１５〜０．０５％、
残部鉄及び不可避的不純物よりなる網を８００〜１００
０℃の温度に加熱し、７００〜９５０℃の仕−Ｌ温度に
て熱間圧延を行なうことを特徴とする。
０℃の温度に加熱し、７００〜９５０℃の仕−Ｌ温度に
て熱間圧延を行なうことを特徴とする。
先ず、本発明の方法における素材鋼の化学成分の限定理
由を説明する。
由を説明する。
Ｃは非調質棒鋼における強度を確保し、また、■にその
炭化物を形成させ、その析出硬化による強化作用を発揮
させるために必要不可欠の元素として添加されるが、そ
の含有量が０．３５％未満ではかかる強化効果に乏しく
、一方、０．５０％を越えるときは、■炭化物の生成が
過剰となって、靭性が低下する。従って、Ｃの含有量範
囲は０．３０〜０．５０％とする。
炭化物を形成させ、その析出硬化による強化作用を発揮
させるために必要不可欠の元素として添加されるが、そ
の含有量が０．３５％未満ではかかる強化効果に乏しく
、一方、０．５０％を越えるときは、■炭化物の生成が
過剰となって、靭性が低下する。従って、Ｃの含有量範
囲は０．３０〜０．５０％とする。
Ｓｉは脱酸のほか、圧延及び鍛造冷却後の鋼のフェライ
ト組織を強化するうえで有効な元素であるが、０．１５
％未満では強度が不足し、０．５０％を越える場合は、
冷間加工性と靭性とを劣化させる。従って、Ｓｔの含有
量範囲は０．１５〜０．５０％とする。
ト組織を強化するうえで有効な元素であるが、０．１５
％未満では強度が不足し、０．５０％を越える場合は、
冷間加工性と靭性とを劣化させる。従って、Ｓｔの含有
量範囲は０．１５〜０．５０％とする。
ＭｎはＣと同様に鋼の強度を上昇させるために必須の元
素であり、上に規定したＣ含有量の範囲で鋼の圧延鍛造
後の引張強さを８０ｋｇ／ｎ＋ｍ”以上とするために、
Ｍｎは１．０％以上を添加する必要がある。しかし、Ｍ
ｎを過多に添加するときは、圧延鍛造後にベイナイト組
織を生じ、鋼の靭性を劣化させるので、上限は１．６５
％とする。
素であり、上に規定したＣ含有量の範囲で鋼の圧延鍛造
後の引張強さを８０ｋｇ／ｎ＋ｍ”以上とするために、
Ｍｎは１．０％以上を添加する必要がある。しかし、Ｍ
ｎを過多に添加するときは、圧延鍛造後にベイナイト組
織を生じ、鋼の靭性を劣化させるので、上限は１．６５
％とする。
Ｓは本発明の方法において、鋼の衝撃値を増大させるた
めに必須の元素である。一般に、Ｓは鋼の被削性を改善
するために添加され、この場合、Ｓは圧延中に変形し難
いＭｎＳにする必要があるところから、鋼における酸素
量を多くして１１００〜９５０℃のような高温で圧延す
ることが行なわれている。また、そのために、一般に網
におけるＳ含有量を多くするときは、衝撃値を低下させ
ることも知られている。
めに必須の元素である。一般に、Ｓは鋼の被削性を改善
するために添加され、この場合、Ｓは圧延中に変形し難
いＭｎＳにする必要があるところから、鋼における酸素
量を多くして１１００〜９５０℃のような高温で圧延す
ることが行なわれている。また、そのために、一般に網
におけるＳ含有量を多くするときは、衝撃値を低下させ
ることも知られている。
しかしながら、本発明の方法によれば、鋼にＳを比較的
多量に含有させると共に、後述するように、熱間圧延を
低い温度で行なうことによって、得られる非調質棒鋼の
常温衝撃値を著しく改善することができる。即ち、本発
明においては、Ｓを０．０４〜０．１％の範囲で添加す
ると共に、Ａｌにて鋼を十分に脱酸し、更に、これを１
０００℃以下の低温で圧延することにより、ＭｎＳ介在
物の圧延鍛造方向への伸長を容易にし、かくして、圧延
鍛造方向への常温衝撃値を改善するのである。
多量に含有させると共に、後述するように、熱間圧延を
低い温度で行なうことによって、得られる非調質棒鋼の
常温衝撃値を著しく改善することができる。即ち、本発
明においては、Ｓを０．０４〜０．１％の範囲で添加す
ると共に、Ａｌにて鋼を十分に脱酸し、更に、これを１
０００℃以下の低温で圧延することにより、ＭｎＳ介在
物の圧延鍛造方向への伸長を容易にし、かくして、圧延
鍛造方向への常温衝撃値を改善するのである。
このようにして、鋼の衝撃値を改善するには、Ｓば少な
くとも０．０４％の添加を必要とする。一方、過多に添
加するときは、ＭｎＳ介在物の増加による衝撃値への悪
影響が現れるので、その添加量は０．１％以下とする。
くとも０．０４％の添加を必要とする。一方、過多に添
加するときは、ＭｎＳ介在物の増加による衝撃値への悪
影響が現れるので、その添加量は０．１％以下とする。
ＶＣ才、本発明の方法において、■炭化物の析出硬化を
利用しで、得られる非調質棒鋼に８０ｋｇ／ｍ１以十の
強度を与えるために必須の元素であり、十分な析出硬化
を得るために、少なくとも０．０８％の添加を必要とす
るが、過多に添加するときは、強度上昇に伴って却って
靭性を劣化させるので、添加量は０．２％以下とする。
利用しで、得られる非調質棒鋼に８０ｋｇ／ｍ１以十の
強度を与えるために必須の元素であり、十分な析出硬化
を得るために、少なくとも０．０８％の添加を必要とす
るが、過多に添加するときは、強度上昇に伴って却って
靭性を劣化させるので、添加量は０．２％以下とする。
ＡＩｌ！は脱酸と結晶粒度の微細化のために添加され、
これらの効果を有効に発揮させるために番」、少なくと
も０．０１５％を添加する必要がある。しかし、０．０
５％を越えて多量に含有さ・Ｕても効果の増大が僅かで
あるので、その含有量範囲は０．０１５〜０．０５％と
する。
これらの効果を有効に発揮させるために番」、少なくと
も０．０１５％を添加する必要がある。しかし、０．０
５％を越えて多量に含有さ・Ｕても効果の増大が僅かで
あるので、その含有量範囲は０．０１５〜０．０５％と
する。
尚、酸素０．は圧延中にＭｎＳを変形しやすいようにす
るために、含有量を低く抑える必要があり、本発明にお
いては、０．ＯＯ４％以下とするのが好ましい。
るために、含有量を低く抑える必要があり、本発明にお
いては、０．ＯＯ４％以下とするのが好ましい。
本発明においては、鋼には上記した元素に加えて、Ｎｂ
を添加することができる。
を添加することができる。
Ｎｂは、より安定に組織を微細にして、靭性の向上を図
るために、０．０１０％以上添加することが必要である
が、しかし、０．１５％以上を添加するときは、上記効
果が飽和する。
るために、０．０１０％以上添加することが必要である
が、しかし、０．１５％以上を添加するときは、上記効
果が飽和する。
本発明の方法においては、上記のような組成を有する鋼
を素材鋼とし、これをオーステナイト領域の低温で熱間
圧延することにより、衝撃値を向上させる。即ち、本発
明によれば、圧延に際して低温に加熱することによって
、加熱時のオーステナイト結晶粒を細粒化し、これを圧
延において微細化することによって、圧延後のフェライ
ト粒を微細化すると共に、前記したように、ＭｎＳ介在
物の圧延鍛造方向への伸長を容易にして、常温での衝撃
値を改善する。ＭｎＳ介在物は、鋼加熱温度が１０００
°Ｃ以下の低温であるときは、鋼目体よりも相対的に柔
らかく、変形しやすいので、圧延及び鍛造方向の衝撃値
を向上させる。
を素材鋼とし、これをオーステナイト領域の低温で熱間
圧延することにより、衝撃値を向上させる。即ち、本発
明によれば、圧延に際して低温に加熱することによって
、加熱時のオーステナイト結晶粒を細粒化し、これを圧
延において微細化することによって、圧延後のフェライ
ト粒を微細化すると共に、前記したように、ＭｎＳ介在
物の圧延鍛造方向への伸長を容易にして、常温での衝撃
値を改善する。ＭｎＳ介在物は、鋼加熱温度が１０００
°Ｃ以下の低温であるときは、鋼目体よりも相対的に柔
らかく、変形しやすいので、圧延及び鍛造方向の衝撃値
を向上させる。
鋼加熱温度が１０００℃を越える高温である場合は、■
が十分に固溶するので、得られる棒鋼は、強度的には特
に問題ばないが、結晶粒が利くなるために靭性が低下し
、また、ＭｎＳ介在物が鋼目体よりも硬くなって、熱間
圧延及び鍛造の過程において変形し難い。一方、加熱温
度を８５０℃以下とするときは、■の固溶量が少ないた
めに、所要の強度を得ることができないと共に、変形抵
抗が増大し、圧延及び鍛造が困難となる。従って、本発
明の方法においては、圧延及び鍛造の加熱温度をそれぞ
れ８５０〜１０００℃の範囲とする。
が十分に固溶するので、得られる棒鋼は、強度的には特
に問題ばないが、結晶粒が利くなるために靭性が低下し
、また、ＭｎＳ介在物が鋼目体よりも硬くなって、熱間
圧延及び鍛造の過程において変形し難い。一方、加熱温
度を８５０℃以下とするときは、■の固溶量が少ないた
めに、所要の強度を得ることができないと共に、変形抵
抗が増大し、圧延及び鍛造が困難となる。従って、本発
明の方法においては、圧延及び鍛造の加熱温度をそれぞ
れ８５０〜１０００℃の範囲とする。
また、圧延及び鍛造の仕上温度はそれぞれ７００〜９５
０℃の範囲の温度である。仕上温度が７００°Ｃよりも
低いときは、未再結晶組織が残存するので、得られる圧
延鍛造棒鋼に所要の強度を与えることができない。他方
、９５０℃よりも高い場合は、結晶粒が礼いために靭性
が低い。
０℃の範囲の温度である。仕上温度が７００°Ｃよりも
低いときは、未再結晶組織が残存するので、得られる圧
延鍛造棒鋼に所要の強度を与えることができない。他方
、９５０℃よりも高い場合は、結晶粒が礼いために靭性
が低い。
光−Ｂｌ′１勿侠果
以上のように、本発明によれば、中炭素鋼への微量の■
添加によって、その析出硬化による強化を利用して鋼を
高強度化すると共に、一方において、比較的多量のＳを
添加し、この素ＪＡ＠を低温にて熱間圧延し、この加工
過程においてＭｎＳ介在物の圧延方向への伸長を容易す
ることによって、その衝撃値を改善し得、かくして、８
０ｋｇ／ｍｍ２以上の高強度に加えて、常温での衝撃値
が１０ｋｇｍ ／ ｃｆ以」二である高靭性高延性の高
強度非調質棒鋼を得ることができるのである。
添加によって、その析出硬化による強化を利用して鋼を
高強度化すると共に、一方において、比較的多量のＳを
添加し、この素ＪＡ＠を低温にて熱間圧延し、この加工
過程においてＭｎＳ介在物の圧延方向への伸長を容易す
ることによって、その衝撃値を改善し得、かくして、８
０ｋｇ／ｍｍ２以上の高強度に加えて、常温での衝撃値
が１０ｋｇｍ ／ ｃｆ以」二である高靭性高延性の高
強度非調質棒鋼を得ることができるのである。
実１けり−
以下に本発明の実施例を挙げる。
実施例
第１表に示ず化学組成を有する素材鋼を第２表に示すよ
うに種々の温度に加熱し、第２表に示す温度で圧延を開
始し、終了して、径４０嘗菖の圧延棒鋼を得た。その機
械的性質及びフェライト粒度を第２表に示す。第１表に
おいて、鋼イ、口及びボは本発明で規定する化学組成を
有し、鋼ハ及び二は比較鋼であり、また、衝撃値は１．
１１５３号試験片を用いて測定した。
うに種々の温度に加熱し、第２表に示す温度で圧延を開
始し、終了して、径４０嘗菖の圧延棒鋼を得た。その機
械的性質及びフェライト粒度を第２表に示す。第１表に
おいて、鋼イ、口及びボは本発明で規定する化学組成を
有し、鋼ハ及び二は比較鋼であり、また、衝撃値は１．
１１５３号試験片を用いて測定した。
第２表において、鋼Ａ、Ｂ、Ｃ及びＤは、綱イについて
の圧延条件が異なり、Ａは圧延加熱温度が高いためにフ
ェライト粒度が小さく、衝撃値が低い。Ｄは圧延加熱温
度が低すぎるために圧延できない。Ｂ及びＣは本発明で
規定する温度範囲内に加熱して圧延したものであり、フ
ェライト粒度が大きく、衝撃値が改善されている。Ｅし
才本発明で規定する範囲内において、鋼イよりもＣ量が
少なく、Ｍｎ量が多い網口を素材鋼とし、本発明の条件
に従って圧延したものであり、Ｂ及びＣと同様にフェラ
イト粒度が大きく、衝撃値が改善されている。
の圧延条件が異なり、Ａは圧延加熱温度が高いためにフ
ェライト粒度が小さく、衝撃値が低い。Ｄは圧延加熱温
度が低すぎるために圧延できない。Ｂ及びＣは本発明で
規定する温度範囲内に加熱して圧延したものであり、フ
ェライト粒度が大きく、衝撃値が改善されている。Ｅし
才本発明で規定する範囲内において、鋼イよりもＣ量が
少なく、Ｍｎ量が多い網口を素材鋼とし、本発明の条件
に従って圧延したものであり、Ｂ及びＣと同様にフェラ
イト粒度が大きく、衝撃値が改善されている。
一方、Ｆは圧延加熱温度及び圧延温度は上記Ｅとほぼ同
じであるが、素材鋼におけるＣ量が本発明で規定する範
囲を越えて多く、また、Ｍｎ量が本発明で規定するより
も少ないために、引張強さは８０ｋｇ／ｍｍ”を保持し
ているが、Ｃ量が過多であるために衝撃値が著しく小さ
い。Ｇは素材鋼二が低Ｓ鋼であることと、圧延加熱温度
が高いことのために、フェライト粒度が小さく、従って
、衝撃値も小さい。１１は素材鋼二を本発明で規定する
条件の範囲で圧延したものであり、フェライト粒は微細
であるが、鋼二が低ｓｍであるために衝撃値に劣る。
じであるが、素材鋼におけるＣ量が本発明で規定する範
囲を越えて多く、また、Ｍｎ量が本発明で規定するより
も少ないために、引張強さは８０ｋｇ／ｍｍ”を保持し
ているが、Ｃ量が過多であるために衝撃値が著しく小さ
い。Ｇは素材鋼二が低Ｓ鋼であることと、圧延加熱温度
が高いことのために、フェライト粒度が小さく、従って
、衝撃値も小さい。１１は素材鋼二を本発明で規定する
条件の範囲で圧延したものであり、フェライト粒は微細
であるが、鋼二が低ｓｍであるために衝撃値に劣る。
鋼■は、Ｎｂを含有する本発明で規定する素材鋼ホを本
発明の方法に従って熱闘圧延して得た棒鋼であって、フ
ェライト粒が微細化され、衝撃値が大きい。
発明の方法に従って熱闘圧延して得た棒鋼であって、フ
ェライト粒が微細化され、衝撃値が大きい。
Claims (2)
- （１）重量％で Ｃ０．３０〜０．５０％、 Ｓｉ０．１５〜０．５０％、 Ｍｎ１．０〜１．６５％、 Ｓ０．０４〜０．１％、 Ｖ０．０８〜０．２％、 Ａｌ０．０１５〜０．０５％、 残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼を８００〜１００
０℃の温度に加熱し、７００〜９５０℃の仕上温度にて
熱間圧延を行なうことを特徴とする非調質棒鋼の製造方
法。 - （２）重量％で Ｃ０．３０〜０．５０％、 Ｓｉ０．１５〜０．５０％、 Ｍｎ１．０〜１．６５％、 Ｓ０．０４〜０．１％、 Ｖ０．０８〜０．２％、 Ａｌ０．０１５〜０．０５％、 Ｎｂ０．０１〜０．１５％、 残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼を８００〜１００
０℃の温度に加熱し、７００〜９５０℃の仕上温度にて
熱間圧延を行なうことを特徴とする非調質棒鋼の製造方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12976486A JPS62287013A (ja) | 1986-06-03 | 1986-06-03 | 非調質棒鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12976486A JPS62287013A (ja) | 1986-06-03 | 1986-06-03 | 非調質棒鋼の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS62287013A true JPS62287013A (ja) | 1987-12-12 |
Family
ID=15017623
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP12976486A Pending JPS62287013A (ja) | 1986-06-03 | 1986-06-03 | 非調質棒鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS62287013A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH03260010A (ja) * | 1990-03-12 | 1991-11-20 | Nippon Steel Corp | 熱間鍛造非調質部品の製造方法 |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS57120616A (en) * | 1981-01-21 | 1982-07-27 | Daido Steel Co Ltd | Production of parts for mechanical structure |
| JPS57123920A (en) * | 1981-01-22 | 1982-08-02 | Daido Steel Co Ltd | Production of structural steel |
-
1986
- 1986-06-03 JP JP12976486A patent/JPS62287013A/ja active Pending
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS57120616A (en) * | 1981-01-21 | 1982-07-27 | Daido Steel Co Ltd | Production of parts for mechanical structure |
| JPS57123920A (en) * | 1981-01-22 | 1982-08-02 | Daido Steel Co Ltd | Production of structural steel |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH03260010A (ja) * | 1990-03-12 | 1991-11-20 | Nippon Steel Corp | 熱間鍛造非調質部品の製造方法 |
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