WO2001075186A1 - Barre a fil ou barre d'acier laminee a chaud pour utilisation dans des structures de machine pouvant se dispenser de recuit, et procede de fabrication associe - Google Patents

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Kiichiro Tsuchida
Koji Tanabe
Koji Adachi
Seiji Ito
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Nippon Steel Corporation
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    • C21D9/56—Continuous furnaces for strip or wire
    • C21D9/573—Continuous furnaces for strip or wire with cooling
    • C21D9/5732—Continuous furnaces for strip or wire with cooling of wires; of rods

Definitions

  • Hot-rolled wire rods for machine structures that can be omitted for annealing
  • the present invention relates to a hot wire and a steel bar for a machine structure and a method for producing the same, and more particularly, to a production of an automobile part, a construction part, etc., which is indispensable in a secondary working step following a hot rolling.
  • the present invention relates to a soft wire rod and a steel bar capable of achieving mechanical properties such as strength and deformability obtained by a soft annealing treatment while hot rolling, and a method for producing the same.
  • parts for automobiles, parts for construction machinery, etc. are formed by cold working such as drawing and cold forming after softening annealing the hot-rolled wire and steel bars to ensure cold workability. It is manufactured by quenching and tempering.
  • soft annealing process for example, when manufacturing bolts, one of the mechanical parts, from hot-rolled wire rods, low-temperature annealing at about 650 ° C for 2 hours is performed for hexagonal
  • a normal annealing at about 700 ° C for 3 hours is performed, and a spheroidizing annealing at about 720 ° C for about 20 hours is performed for a bolt with a large amount of cold working at a flange for securing cold workability. ing.
  • JP-A-57-73123 which is a method for producing low alloy steel having excellent cold workability
  • JP-A-58-58235 which is a method for directly softening structural steel wires
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. 2-185920 which is a method for manufacturing a softened wire rod
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. 8-209236 which is a method for manufacturing steel for machine structures suitable for cold working
  • the present invention provides a wire rod subjected to soft annealing after conventional hot rolling, a wire rod for a machine structure as hot rolled having the same cold workability as a steel bar, a steel bar, and a method for producing the same.
  • the challenge is
  • the present inventor paid attention to the structure and reduction value (deformability) of the wire rod and the steel bar obtained by the soft annealing, and decided to obtain the structure and the reduction value (deformability) equivalent to that of the soft annealing while hot rolling. We studied to ensure more cold workability.
  • Fig. 1 is a photomicrograph (4000x) of a hot-rolled CH45K steel rod subjected to normal softening treatment (700 ° C x 3 hr).
  • the microstructure of steel is composed of ferrite 1 and lamellar perlite, and is a carbide in which part of the plate-like cementite in the lamellar perlite is divided.
  • the softening of steel depends on the amount of ferrite in the steel structure.
  • the cold workability of the wire is ensured due to the G fraction and the separation of the cementite in the lamella perlite.
  • the present inventor has conducted a hot rough rolling process on a steel slab having a predetermined steel composition in a temperature range of 850 ° C to 1000 ° C or less, and a finish rolling in a temperature range of 700 ° C or more and 1000 ° C or less. Cooling to a temperature of not less than C and not more than 650 ° C, and cooling at a cooling rate of not less than O.rCZS. Immediately thereafter, maintain the furnace atmosphere temperature of not less than 650 ° C and not more than 720 ° C for not less than 15 minutes and not more than 90 minutes, and let it cool. As shown in the micrographs in Fig. 2 (a) and the micrograph in Fig.
  • the ferrite 1 fraction of ferrite 1 in the structure was high, and the However, as shown in the spheroidized granular carbides 4 and the granular carbides precipitated at the grain boundaries, a new steel structure in which part of the cementite in the lamella perlite 3 is spheroidized is obtained, and The present invention was completed by finding that cold workability can be ensured because a high drawing value is obtained as hot rolled.
  • the gist of the present invention is as follows.
  • Item 1 The hot-rolled wire rod or steel bar for a machine structure according to the above item (1), wherein one or two or more types are contained.
  • V 0.03% to 0.3%
  • the hot-rolled wire rod or bar for machine structure according to the above (1) or (2) characterized in that it contains one or more of the following.
  • the steel having the steel composition described in any of the above (1) to (3) is hot-rolled in a temperature range of 850 ° C to: After finishing rolling at a temperature range of 1000 ° C or less, cool at a cooling rate of 0.1 ° CZS or more to a temperature of 550 ° C or more and 650 ° C or less, and then cool at a temperature of 650 ° C or more and 720 ° C or less.
  • a method for producing a hot-rolled wire or a steel bar for a machine structure which can be annealed without holding the furnace at an atmosphere temperature of 15 minutes to 90 minutes and then allowing it to cool.
  • the microstructure is composed of ferrite and pearlite, the ferrite crystal grain size number specified in JIS G0552 is 11 or more, the circle equivalent diameter is 2 ⁇ or less, and the aspect ratio is A heat for mechanical structure characterized by containing 5 to 40% of granular carbide of 3 or less in terms of area, and having a tensile strength and a drawing value defined by the following formulas (1) and (2). Between rolled wire and steel bars. TS ⁇ 573XCeq +257 (1)
  • a steel having a steel component according to any one of claims 1 to 3 is hot rough-rolled in a temperature range of 700 ° C or more and 1200 ° C or less, and 700 ° C or more and 1000 ° C or less. After finish rolling in the temperature range, cool down to a temperature of 200 ° C or more and 650 ° C or less, cool at a rate of 0.1 ° CZ S or more, and then immediately 600 ° C or more
  • a method of manufacturing a hot-rolled wire rod for machine structure capable of omitting annealing wherein the steel sheet is kept at a furnace atmosphere temperature of 850 ° C or less for 15 minutes to 240 minutes and then cooled.
  • a method for producing a hot-rolled wire rod or a steel bar for a machine structure which is maintained at a furnace atmosphere temperature of 600 ° C or more and 850 ° C or less for 15 minutes or more and 240 minutes or less, and then cooled.
  • a method for producing a hot-rolled wire or a steel bar for a machine structure wherein the furnace is maintained at a furnace atmosphere temperature of 650 ° C or more and 720 ° C or less for 15 minutes to 90 minutes, and then cooled.
  • a hot-rolled wire / bar for a machine structure which has a tensile strength and a drawing value defined by the following formulas (1) and (2).
  • Figure 1 is a micrograph (X4000) of a steel structure obtained by normal annealing (700 ° C x 3 hours) a hot-rolled wire made of CH45K steel.
  • FIGS. 2 (a) and 2 (b) are micrographs (X4000) of the steel structure of the as-heated wire rod according to the present invention.
  • FIG. 3 is a diagram showing a comparison of strength between a conventional hot-rolled wire, a wire after normal annealing, and a hot-rolled wire of the present invention.
  • FIG. 4 is a diagram showing a comparison of the drawing value of the conventional hot-rolled wire, the wire after normal annealing, and the hot-rolled wire of the present invention.
  • FIG. 3 is a diagram showing a comparison of strength between a conventional hot-rolled wire, a wire after normal annealing, and a hot-rolled wire of the present invention.
  • 1 is the conventional hot-rolled wire
  • 2 is the wire that is normally annealed after hot rolling
  • 3 is the strength of the hot-rolled wire of the present invention.
  • the wire 3 as hot-rolled as in the present invention is the same as the conventional wire as-rolled irrespective of the wire having a different C content (0.25 to 0.45%).
  • FIG. 4 is a diagram showing a comparison of the reduction values of the wire rod (1) normally annealed after the hot rolling and the wire rod (3) of the present invention as-hot rolled. It can be seen that the wire 3 as-is hot-rolled according to the present invention achieves softening and an improvement in the reduction value as well as the wire annealed after hot rolling.
  • the steel material cracked under severe cold forging conditions, but the hot-rolled wire rod 3 of the present invention was confirmed not to crack even at a compression ratio of 80% or more. ing. (More than 80% may not be tested due to the risk of measuring instrument die damage)
  • the ferrite grains present in the microstructure become finer and have a grain size number of 11 or more specified by JI SG 0552. Ferrite grains If the degree number is less than 11, the granulation of the cementite in the perlite becomes insufficient and the desired softening cannot be achieved.
  • the amount of the granular carbide is required to be 5 to 40% in area ratio, but it is preferable to be 10% or more.
  • Hot as-rolled material is formed into a molded part by cold forming using a mold.
  • the strength of the material decreases (softens)
  • C is an element necessary to increase the strength as a component for mechanical structures, but if it is less than 0.1%, the strength of the final product will be insufficient, and if it exceeds 0.5%, the toughness of the final product will deteriorate rather. Therefore, the C content was set to 0.1 to 0.5%.
  • Si is added as a deoxidizing element and for the purpose of increasing the strength of the final product by solid solution hardening.However, if the content is less than 0.01%, the hardening of these is insufficient, while if it exceeds 0.5%, the content is increased. Since these hardenings are saturated and rather cause deterioration of toughness, the Si content is set to 0.01 to 0.5%.
  • A1 deoxidation is used in addition to Si deoxidation. In particular, strong A1 deoxidation is desirable to lower the oxygen content. In such a case, less than 0.2% of A1 may remain in the steel, but the present invention can tolerate such A1.
  • Mn is an effective element for increasing the strength of the final product through improvement of hardenability, but if it is less than 0.3%, this effect is insufficient. On the other hand, when the content exceeds 1.5%, this effect is saturated, and rather, the toughness is deteriorated. Therefore, the Mn content is set to 0.3 to 1.5%.
  • S is an unavoidable portion contained in steel, and exists as MnS in steel, and contributes to improvement of machinability and refining of microstructure. 0.1% or less is acceptable. However, since S is a harmful element for cold forming, it is preferable to control the content to 0.035% or less when machinability is not required.
  • P is a component inevitably contained in steel, but since P causes grain boundary segregation in the steel and causes deterioration of toughness, it is preferable to suppress P to 0.035% or less.
  • the above are the basic components of the steel targeted by the present invention.
  • one or more of Cr, Mo, Ni, Cu, and B can be further contained. These elements are added to increase the strength of the final product by increasing the hardenability. However, the multiple addition of these elements causes the formation of a bainite or martensite structure during hot rolling and causes an increase in hardness, and is not preferable in terms of economic efficiency. 2.0%, Mo: 0.1 ⁇ 1.0%, Ni: 0.3 ⁇ 1.5%, Cu: 1.0% or less, B: 0.005% or less.
  • one or more of Ti, Nb, and V can be contained for the purpose of adjusting the particle size.
  • the Ti content is less than 0.005%, the Nb content is less than 0.005%, and the V content is less than 0.03%, the effect is insufficient, while the Ti content is more than 0.04% and the Nb content is
  • these contents are set as follows: Ti: 0.005 to 0.04%, Nb: 0.005 to 0.1% , V: 0.03 to 0.3%.
  • the steel according to any one of claims 1 to 3 is subjected to hot rolling, austenite grains are refined, and then the ferrite-perillat transformation is completed by cooling.
  • reheating By continuing heating (reheating), it is possible to obtain wires and bars with a new steel structure. Since the obtained wire and bar have softness and a high drawing value as they are hot-rolled, they can be used as cold-workable wires and bars for machine structural use.
  • the slab is hot rough-rolled in a temperature range of 850 ° C to 1000 ° C or less, and after finish rolling in a temperature range of 700 ° C or more and 1000 ° C or less, 550 ° C or more and 650 ° C or less. Cooling to a temperature of 0.1 ⁇ S or more to complete the ferrite-per-light transformation and maintaining the furnace atmosphere temperature of 650 to 720 ° C for 15 to 90 minutes And let it cool down.
  • Hot rough rolling 850 ° C or less The reason why the temperature is set to less than 1000 ° C is that if it is less than 850 ° C, rolling becomes difficult from the viewpoint of rolling mill load, and if it exceeds 1000 ° C, austenite crystal grains become coarse. This is because a ferrite grain size number of 11 or more after rolling cannot be obtained. When the finish rolling is performed at a temperature of 1000 ° C. or more, a ferrite grain size number of 11 or more cannot be obtained. Therefore, the allowable upper limit is set to 1000 ° C. in the present invention.
  • finish rolling is performed in the temperature range of 700 ° C or more and 1000 ° C or less.
  • cooling at a cooling speed of ⁇ ⁇ czs or more completes the ferrite-perillat transformation, but if the cooling speed is outside the range of o.rc z S or more, the time to transformation becomes longer and industrial It stipulates that production cannot be carried out. Desirably, the range is from 0. rc / S to 50 ° CZS. further, After finish rolling, set the temperature range to complete the fly perlite transformation.
  • the steel temperature at the end of the pearlite transformation is lower than 550 ° C, it takes a long time (90 minutes or more) for the steel temperature inside the coil to reach the temperature range of 650 ° C or higher, which is difficult to raise in subsequent heating.
  • the lower limit temperature is set to 550 ° C, because it is not preferable because it causes cost increase due to a remarkable decrease in productivity, and because some steels form a hard veneite structure when cooled to 550 ° C or less. If the temperature of the steel at the end of the pearlite transformation is 650 ° C or more, it takes a long time to complete the pearlite transformation. Therefore, the upper limit temperature is 650 ° C.
  • the reason for setting the heating temperature range and heating time after completion of ferrite-perlite transformation to 650 ° C or more and 720 ° C or less and 15 minutes or more and 90 minutes, respectively, is that at temperatures lower than 650 ° C. This is because granulation of cementite and increase in the fraction of ferrite cannot be achieved, and softening and a high aperture value cannot be obtained. At a temperature higher than 720 ° C, part of the ferrite-palite structure becomes austenitized again, and then the strength is increased by cooling. Therefore, the heating temperature range should be between 650 ° C and 720 ° C.
  • the heating time is shorter than 15 minutes, the temperature does not rise sufficiently to the inside of the coil, and the desired softening and reduction value cannot be obtained. If the heating time is more than 90 minutes, the cost will rise due to a remarkable decrease in productivity from the viewpoint of facilities.
  • the mouth structure becomes ferrite and perliteka
  • the ferrite grain size number specified in JI SG 0552 is 11 or more
  • the circle equivalent diameter is 2 ⁇ or less
  • Table 1 also shows the chemical components of the test materials. All of these were manufactured in a continuous process after converter melting. After slab rolling to a 162 mm square slab, it was rolled into a 11 mm warp rod under the rolling conditions shown in Table 2.
  • Rolling level ⁇ in the method of the present invention is as follows: hot rough rolling at 950 ° C, finish rolling at 900 ° C which is a temperature range of 700 ° C or more and 1000 ° C or less, winding in a ring shape, and immediately Cooling to 600 ° C, a temperature range of 550 ° C or more and 650 ° C or less, by immersing in a coil, then immediately forming into a coil, heating at 700 ° C for 30 minutes while moving the coil in the furnace Then, it was allowed to cool outside the furnace.
  • the finish rolling temperature was 1050 ° C, which is higher than the temperature range of 700 ° C or more and 1000 ° C or less, and the other conditions were the same as the rolling level ⁇ of the method of the present invention.
  • the wire indicated by the symbol (3, 12, 21) in Table 3 was obtained.
  • the cooling end point temperature was cooled to 660 ° C, which is higher than 550 ° C or higher and higher than 650 ° C, and the other conditions were treated in the same manner as in Rolling Level II of the present invention, and the results are shown in Table 3.
  • the wire indicated by the symbol (4, 13, 22) was obtained.
  • Comparative example level 600 is 600 ° C, which is lower than the furnace atmosphere temperature of 650 ° C or more and 720 ° C or less
  • comparative example level ⁇ is a furnace atmosphere temperature of 650 ° C or more and 720 ° C or less.
  • the wire was heated at 730 ° C, which was higher than the above, and treated under the same conditions as the rolling level 1 in the present invention to obtain the wire indicated by the symbol (5, 6, 14, 15, 23, 24) in Table 3. Was.
  • the comparative example 7 was held for 10 minutes shorter than the range of 15 minutes or more and 90 minutes or less, and the other conditions were treated in the same manner as the rolling level ⁇ of the present invention, and the symbols (7, 16, 25 ) Was obtained.
  • Comparative Example Level II hot rough rolling was performed at 900 ° C, finish rolling was performed at 750 ° C, and then gradually cooled copper was placed on the transport line. After that, it was allowed to cool, and the wire indicated by the symbol (8, 17, 26) in Table 3 was obtained. Comparative Example In Level II, hot rough rolling was performed at 1000 ° C, and after finish rolling at 900 ° C, the cooling was adjusted by applying a slow cooling cover to the coil transport line, and then allowed to cool. Furthermore, the coil after cooling was softened and annealed under the condition of standing at 700 ° C for 4 hours and then allowed to cool, obtaining the wire indicated by the symbols (9, 18, 27) in Table 3.
  • the hot-rolled wire rods for machine structures of the present invention have a softened and high drawing value as they are hot-rolled without softening and annealing. Equal or better softness, aperture value, and critical compression ratio are obtained. Therefore, it is not necessary to perform soft annealing before cold working as in the past, so that productivity and energy saving can be achieved, and the life of the mold used for cold working can be greatly improved. It works.

Description

明 細 書 焼鈍省略可熊な機械構造用熱間圧延線材 ·棒鋼およびその製造方法 技術分野
本発明は、 機械構造用熱間線材 · 棒鋼及びその製造方法に関し、 さらに詳しく は自動車用部品、'建設用部品等の製造に関して、 熱間 圧延に引き続き、 2次加工工程で必須とされている軟化焼鈍処理に て得られる強度及び変形能などの機械特性を熱間圧延ままで達成で きる軟質線材 · 棒鋼及びその製造方法に関するものである。 背景技術
従来、 自動車用部品、 建設機械用部品等は、 熱間圧延線材 · 棒鋼 に軟化焼鈍を施して冷間加工性を確保した後に、 引抜き、 冷間鐯造 等の冷間加工によ り成形し、 焼入れ焼戻しを施して製造されている 。 この軟化焼鈍工程は、 例えば、 機械部品の一つであるボルトを熱 間圧延線材から製造する場合、 冷間加工量の少ないスタツ ドボルト 等では約 650°Cで 2時間の低温焼鈍を、 六角ポルト等では約 700 °C で 3時間の通常焼鈍を、 また、. 冷間加工量の多いフランジ付きボル ト等では約 720°Cで 20時間の球状化焼鈍を施して冷間加工性を確保 している。 このよ う に、 軟化焼鈍工程は長時間を要し、 さらに、 焼 鈍処理のコス トは近年エネルギー高騰のため、 機械部品等の製造コ ス トのなかで大きなウェイ トを占めるようになってきている。 この ため、 生産性の向上及び省エネルギーの観点から、 冷間加工前の軟 化焼鈍を省略する技術が種々提案されている。 例えば、 冷間加工性 の優れた低合金鋼の製造方法である特開昭 57-73123号公報、 構造用 鋼線 ·棒鋼の直接軟化処理方法である特開昭 58- 58235号公報や直接 軟化線棒材の製造方法である特開平 2— 185920号公報や冷間加工に 適した機械構造用鋼の製造方法である特開平 8—209236号公報等が 提案されている。
しかしながら、 これらの製造方法で得られる熱間圧延ままでの線 材 ·棒鋼の冷間加工性は、 従来の軟化焼鈍を施した線材 ·棒鋼に比 較して不充分であり、 いまだ実用化のために満足できる熱間圧延ま までの機械構造用軟質線材 ·棒鋼が得られていないのが現状である 本発明者らは、 上記課題に取組み、 特願平 11— 146625で、 焼鈍材 並みに軟質化した鋼材を提案したが、 さらに加工度の大きな場合で も従来の軟化焼鈍材以上の冷間加工性が得られる鋼材が求められて きた。 発明の開示
本発明は上記現状に鑑み、 従来の熱間圧延後に軟化焼鈍を施した 線材 · 棒鋼と同等の冷間加工性を有する熱間圧延ままでの機械構造 用線材 · 棒鋼及びその製造方法を提供することを課題とするもので める。
本発明者は、 軟化焼鈍によって得られた線材 · 棒鋼の組織と絞り 値 （変形能） に着目し、 熱間圧延ままで軟化焼鈍と同等な組織と絞 り値 （変形能） を得ることによ り冷間加工性を確保することを研究 した。
図 1 は、 CH45K鋼の熱間圧延線材に通常の軟化処理（700°C X 3 hr ) を施した顕微鏡写真 （4000倍） である。 図 1に示すように、 鋼の ミ クロ組織はフェライ ト 1 とラメラーパーライ トからなつていて、 ラメラーパーライ ト中の板状セメ ンタイ トの一部が分断した炭化物
2の組織となっている。 鋼の軟化は、 鋼組織中の所定量のフェライ ト分率及びラメラーパーライ ト中のセメ ンタイ トの分断に起因し、 線材の冷間加工性が確保される。
本発明者は、 所定の鋼組成の鋼片に、 850°C〜1000°C以下の温度 範囲で熱間粗圧延し、 700°C以上 1000°C以下の温度範囲で仕上圧延 後、 550°C以上 650°C以下の温度まで、 冷速 O.rCZS以上の範囲 で冷却し、 その後直ちに、 650°C以上 720°C以下の炉雰囲気温度に 15分以上 90分以下保持し、 放冷して得た線材 · 棒鋼は、 図 2 ( a ) の顕微鏡写真及び図 2 ( b ) の顕微鏡写真の模式図に示すように、 組織中のフェライ ト 1のフェライ ト分率が高く、 ラメラーが分断し 、 球状化した粒状炭化物 4、 及び粒界に析出した粒状炭化物 5に示 すように、 ラメ ラーパーライ ト 3中のセメ ンタイ トの一部が球状化 した新規な鋼組織が得られること、 かつ熱間圧延ままで高い絞り値 を有しているので冷間加工性が確保できることを知見して本発明を 完成した。
本発明の要旨は、 以下の通りである。
( 1 ) 質量％で、
C ： 0.1%〜 0.5%、
Si ： 0.01%〜 0.5%、
Mn： 0.3%〜 1· 5%、
残部 Fe及び不可避不純物からなる鋼であって、 ミクロ組織がフェラ イ ト とパーライ トからなり、 JIS G 0552で規定するフェライ ト結晶 粒度番号が 11番以上であって、 円相当直径が 2 μ m以下で、 かつァ スぺク ト比で 3以下の粒状炭化物を面積率で 5〜40%を含有し、 か つ引張強度 TS (MPa)≤ 573 X Ceq+ 257、 絞り値 RA (%) ≥ - 23 X Ceq+75 (但し、 Ceq= C +Si/ 7 + Mn/ 5 +Cr/ 9 +Mo/ 2 ) を 有することを特徴とする焼鈍省略可能な機械構造用熱間圧延線材 · 棒鋼。 ( 2 ) 質量％でさらに、
Cr： 0.2%〜 2.0%、
Mo： 0.1%〜 1.0%、
Ni： 0.3%〜 1.5%、
Cu： 1.0%以下、
B ： 0.005%以下
のうち 1種または 2種以上含有することを特徴とする上記 （ 1 ) 項 記載の機械構造用熱間圧延線材 · 棒鋼。
( 3 ) 質量％でさらに、
Ti： 0.005%〜0.04%、
Nb： 0.005%〜 0.1%、
V ： 0.03%〜 0.3%
のうち 1種または 2種以上含有することを特徴とする上記 （ 1 ) ま たは （ 2 ) 項記載の機械構造用熱間圧延線材 ·棒鋼。
( 4) 上記 （ 1 ) 〜 （ 3 ) 項の内のいずれかに記載の鋼成分を有 する鋼を 850°C〜： 1000°C以下の温度範囲で熱間粗圧延し、 700°C以 上 1000°C以下の温度範囲で仕上圧延後、 550°C以上 650°C以下の温 度まで、 冷速 0.1°CZ S以上の範囲で冷却し、 その後、 650°C以上 720°C以下の炉雰囲気温度に 15分以上 90分以下保持し、 その後放冷 することを特徴とする焼鈍省略可能な機械構造用熱間圧延線材 · 棒 鋼の製造方法。
( 5 ) ミク ロ組織がフェライ ト とパーライ トからなり、 JIS G 05 52で規定するフェライ ト結晶粒度番号が 11番以上であって、 円相当 直径が 2 μ πι以下で、 かつアスペク ト比で 3以下の粒状炭化物を面 積率で 5〜40%を含有し、 かつ下記式 （ 1 ) 及び （ 2 ) によ り規定 される引張強度と絞り値を有することを特徴とする機械構造用熱間 圧延線材 ·棒鋼。 TS≤ 573XCeq +257 ·■· ( 1 )
RA≥ -23XCeq +75 … （ 2 )
但し、 Ceq= C +Si/ 7 +Mn/ 5 +Cr/ 9 +Mo/ 2 (質量0 /o)
TS ： 引張強度 （Mpa)
RA： 絞り値 （％ )
( 6 ) 請求項 1から 3の内のいずれかに記載の鋼成分を有する鋼 を 700°C以上 1200°C以下の温度範囲で熱間粗圧延し、 700°C以上 10 00°C以下の温度範囲で仕上圧延後、 200°C以上 650°C以下の温度ま で、 冷速 0.1°CZ S以上の範囲で冷却し、 その後直ちに 600°C以上
850°C以下の炉雰囲気温度に 15分以上 240分以下保持し、 その後放 冷することを特徴とする焼鈍省略可能な機械構造用熱間圧延線材 - 棒鋼の製造方法。
( 7 ) 鋼を 700°C以上 1200°C以下の温度範囲で熱間粗圧延し、 7 00°C以上 1000°C以下の温度範囲で仕上圧延後、 200°C以上 650°C以 下の温度まで、 冷速 0.1°C/ S以上の範囲で冷却し、 その後直ちに
600°C以上 850°C以下の炉雰囲気温度に 15分以上 240分以下保持し 、 その後放冷することを特徴とする機械構造用熱間圧延線材 · 棒鋼 の製造方法。
( 8 ) 鋼を 85CTC以上 1000°C以下の温度範囲で熱間粗圧延し、 7 00°C以上 1000°C以下の温度範囲で仕上圧延後、 550°C以上 650°C以 下の温度まで、 冷速 0.1°C/ S以上の範囲で冷却し、 その後直ちに
650°C以上 720°C以下の炉雰囲気温度に 15分以上 90分以下保持し、 その後放冷することを特徴とする機械構造用熱間圧延線材 ·棒鋼の 製造方法。
( 9 ) 下記式 （ 1 ) 及び （ 2 ) により規定される引張強度と絞り 値を有することを特徴とする機械構造用熱間圧延線材 · 棒鋼。
TS≤ 573XCeq + 257 ··· ( 1 ) RA≥ -23X Ceq+75 … （ 2 ) 但し、 Ceq= C +Si/ 7 +Mn/ 5 +Cr/ 9 +Mo/ 2 (質量0 /o) TS： 引張強度 (Mpa)
RA： 絞り値 （％ ) 図面の簡単な説明
図 1は、 CH45K 鋼の熱間圧延線材に通常焼鈍（700°C X 3hr) を施 した鋼組織の顕微鏡写真 （X4000) である。
図 2 ( a ) 、 図 2 ( b ) は本発明の熱間圧延ままの線材の鋼組織 についての顕微鏡写真 （X4000) である。
図 3は、 従来の熱間圧延ままの線材、 通常焼鈍後の線材及び本発 明の熱間圧延ままの線材の強度の比較を示す図である。
図 4は、 従来の熱間圧延ままの線材、 通常焼鈍後の線材及ぴ本発 明の熱間圧延ままの線材の絞り値の比較を示す図である。 発明を実施するための最良の実施形態
以下、 本発明を詳細に説明する。
従来の熱間圧延線材 ·棒鋼は、 鋼組織がフエライ ト とラメラーパ 一ライ トから構成されていて、 強度が高く、 熱間圧延ままで冷間加 ェすることは困難である。 そのため、 冷間加工の前に軟化焼鈍を施 し、 冷間加工後に焼入れ焼戻しの熱処理を行い所定の強度の成形加 ェ部品としている。
本発明は、 軟化焼鈍を施したと同等以上の強度と絞り値を有する 線材 · 棒鋼を熱間圧延ままで得ることによ り、 熱間圧延ままで冷間 加工を行う こ とを可能にしたものであり、 特に変形能に優れた絞り 値 RA (%) ≥ -23X Ceq+75 (但し、 Ceq= C + SiZ 7 + MnZ 5 + Cr/ 9 +Uo/ 2 ) を有することを特徴とする機械構造用熱間圧延線 材 · 棒鋼を提案するものである。
図 3は、 従来の熱間圧延ままの線材、 通常焼鈍後の線材及び本発 明の熱間圧延ままの線材の強度の比較を示す図である。 図中の①は 従来の熱間圧延ままの線材で、 ②は熱間圧延後に通常焼鈍した線材 で、 そして③は本発明の熱間圧延ままの線材の強度を示している。 図 3に示すように、 C量の （0. 25〜0· 45% ) が異なる線材のいず れにおいても、 本発明の熱間圧延ままの線材③は、 従来の熱間圧延 ままの線材①ょ り も 60〜： !OOMPa強度が低下し、 大幅な軟質化が達成 されている。 本発明③の強度は、 ②熱間圧延後に通常焼鈍した線材 とほぼ同等もしく は本発明の方がよ り軟質化することを確認してい る。 また、 図 4は、 熱間圧延後に通常焼鈍した線材②及び本発明の 熱間圧延ままの線材③の絞り値の比較を示す図である。 本発明の熱 間圧延ままの線材③は、 熱間圧延後に通常焼鈍した線材②ょ り も軟 質化かつ絞り値の向上が達成されていることが分かる。 従来技術で は、 冷間鍛造加工度の厳しい条件で、 鋼材が割れる現象が見られた が、 本発明の熱間圧延ままの線材③は、 圧縮率 80 %以上でも割れな いことを確認している。 （80%以上は、 測定機のダイス破損の危険 性があるため試験不可）
軟質化を達成するために必要な粒状炭化物は、 円相当直径が 2 μ m以下で、 かつアスペク ト比で 3以下の粒状炭化物である。 この粒 状炭化物は、 焼鈍によって板状炭化物が分断して生じる炭化物とは 明確に区別される。 さらに、 80%圧縮率でも割れない高変形能を有 するためには、 絞り値は RA ( % ) ≥ - 23 X Ceq + 75 (但し、 Ceq = C + Si/ 7 + Mn/ 5 + Cr/ 9 + Mo/ 2 ) が必要となる。
焼鈍した線材と同様の軟質化を達成するためには、 ミクロ組織中 に存在するフェライ トの結晶粒が微細化し、 JI S G 0552で規定する 結晶粒度番号で 11以上であることが必要である。 フェライ ト結晶粒 度番号が 11未満となると、 パーライ ト中に存在するセメ ンタイ トの 粒状化が不充分となって、 所望の軟質化を達成することができない
。 さらに、 軟質化のためには、 粒状炭化物の量は面積率で 5〜40% 必要であるが、 10%以上とすることが望ましい。
熱間圧延ままの素材は、 金型を用いて冷間铸造により成形部品と するものであるため、 例えば、 素材の強度が lOOMPa低下 （軟質化） すれば、 金型寿命が 4〜 5倍向上する。 従って、 本発明の圧延まま の線材 ' 棒鋼は、 金型寿命を大幅に向上させるために、 引張強度 TS (MPa)≤ 573 X Ceq+257 (但し、 Ceq= C + Si/ 7 + Mn/ 5 + Cr/ 9 +Mo 2 ) を満たすものである。 上記関係を満たさないと変形能 が確保されず軟化焼鈍省略が困難となる。
次に、 本発明における対象鋼の成分を限定した理由について述ぺ る。
Cは、 機械構造用部品と しての強度を増加するために必要な元素 であるが、 0.1%未満では最終製品の強度が不足し、 また 0.5%を 超えるとむしろ最終製品の靱性の劣化を招くので、 C含有量を 0.1 〜 0.5%と した。
Siは、 脱酸元素と して及び固溶体硬化による最終製品の強度を増 加させることを目的として添加するが、 0.01%未満ではこれらの硬 化は不充分であり、 一方、 0.5%を超えるとこれらの硬化は飽和し 、 むしろ靱性の劣化を招く ので、 Si含有量を 0.01〜 0.5%と した。 なお、 鋼の脱酸は、 Siによる脱酸のほかに A1脱酸も採用される。 特 に酸素含有量を低くするには強力な A1脱酸の適用が望ましい。 この よ うな場合、 鋼中に 0.2%以下の A1が残留することがあるが、 本発 明ではかかる A1の残留を許容できる。
Mnは、 焼入れ性の向上を通じて、 最終製品の強度を増加させるの に有効な元素であるが、 0.3%未満ではこの効果が不充分であり、 一方、 1.5%を超えるとこの効果は飽和し、 むしろ靭性の劣化を招 く ので、 Mn含有量を 0.3〜 1.5%と した。
また、 Sは鋼中に不可避的に含有される部分であって、 鋼中で M nSと して存在し、 被削性の向上及び組織の微細化に寄与するので、 本発明においては S ： 0.1%以下許容できる。 しかし、 Sは冷間成 形加工にとっては有害な元素であるから、 被削性を必要としない場 合には、 0.035%以下に抑制することが好ましい。
さらに、 Pも鋼中に不可避的に含有される成分であるが、 Pは鋼 中で粒界偏析を起こし、 靭性劣化の原因となるので、 0.035%以下 に抑制することが好ましい。
以上が本発明が対象とする鋼の基本成分であるが、 本発明ではさ らに、 Cr， Mo, Ni， Cu， Bの 1種または 2種以上を含有させること ができる。 これらの元素は焼入れ性の増加等によ り最終製品の強度 を増加させるために添加する。 但し、 これらの元素の多重添加は熱 間圧延ままでべィナイ ト、 マルテンサイ ト組織を生じて硬さの増加 を招き、 また経済性の点で好ましく ないため、 その含有量を、 Cr ： 0.2〜 2.0%、 Mo : 0.1~ 1.0%、 Ni： 0.3〜 1.5%、 Cu： 1.0% 以下、 B : 0.005%以下と した。
さ らに、 本発明においては、 粒度調整の目的で、 Ti， Nb， Vの 1 種または 2種以上を含有させることができる。 しかしながら、 Ti含 有量が 0.005%未満、 Nb含有量が 0.005%未満、 V添加量が 0.03% 未満では、 その効果が不充分であり、 一方、 Ti含有量が 0.04%超、 Nb含有量が 0.1%超、 V含有量が 0.3%超となると、 その効果は飽 和し、 むしろ靱性を劣化させるので、 これらの含有量を、 Ti ： 0.0 05〜0.04%、 Nb： 0.005〜 0·1%、 V ： 0.03〜 0.3%とした。
次に、 本発明の機械構造用線材 ·棒鋼の製造方法について述べる 本発明は、 請求項 1 〜 3のいずれかに記載の鋼に熱間圧延を施し 、 オーステナイ ト粒の細粒化を行い、 次いで、 冷却することによ り フェライ ト · パーラィ ト変態を完了させ、 引き続き加熱 （リ ヒー ト ) することによ り、 新規な鋼組織を持った線材 ·棒鋼とする。 得ら れた線材 · 棒鋼は、 熱間圧延ままで軟質化及び高い絞り値を有して いるので、 冷間加工性の良い機械構造用線材 ·棒鋼とすることがで きる。
本発明では、 鋼片を 850°C〜1000°C以下の温度範囲で熱間粗圧延 し、 700°C以上 1000°C以下の温度範囲で仕上圧延後、 550°C以上 6 50°C以下の温度まで、 冷速 0. 1¾ S以上の範囲で冷却し、 フェラ ィ ト · パーライ ト変態を完了させ、 650°C以上 720°C以下の炉雰囲 気温度に 15分以上 90分以下保持し、 放冷して放冷する。
熱間粗圧延 850°C〜： 1000°C未満と したのは、 850°C未満では圧延 機負荷の点から圧延が困難となり、 また 1000°C以上となるとオース テナイ ト結晶粒が粗大化して、 圧延後のフェライ ト結晶粒度番号が 11番以上のものが得られないためである。 仕上圧延は 1000°C以上に なると、 フェライ ト結晶粒度番号が 11番以上のものが得られないた め、 本発明では、 許容できる上限を 1000°Cと した。 なお、 700°C未 満の仕上温度では、 オーステナイ ト とフェライ トの 2相域での圧延 となり、 圧延後に均一微細なフェライ ト · パーライ ト組織が得られ ず、 一部ァシキュラーなフェライ ト ' ペイナイ ト組織となり好まし くない。 従って、 700°C以上 1000°C以下の温度範囲で仕上圧延を行 Ό。
また、 冷速 ο· c z s以上の範囲で冷却し、 フェライ ト · パーラ ィ ト変態を完了させているが、 冷速 o. rc z S以上の範囲を外れる と変態までの時間が長くなり工業的に生産できないために規定して いる。 望ましくは、 0. rc / S〜50°C Z Sの範囲である。 さらに、 仕上圧延後、 フ ライ ト · パーラィ ト変態を完了させる温度範囲を
550°C以上 650°C以下としている。 パーライ ト変態終了時の鋼材温 度が 550°C未満では、 その後の加熱において温度上昇されにくいコ ィル内部の鋼材温度が 650°C以上温度範囲に達するまでに長時間 （ 90分以上） を要するため生産性の著しい低下によるコス ト上昇を招 くため好ましくないこと と、 550°C以下まで冷却すると硬質なべィ ナイ ト組織が生成する鋼種もあるので、 下限温度は 550°Cとする。 また、 パーライ ト変態終了時の鋼材温度が 650°C以上では、 パーラ ィ ト変態完了までに長時間を要し、 生産性の低下及び冷却ライン長 がいたずらに長くなり設備費の増加を伴い経済的でないため、 上限 温度は 650°Cとする。
フェライ ト ' パーライ ト変態を完了させた後の加熱温度範囲及び 加熱時間をそれぞれ 650°C以上 720°C以下、 15分以上 90分以下と し た理由は、 650°Cよ り も低い温度ではセメ ンタイ トの粒状化、 フ エ ライ ト分率の増加が達成できなくなり軟質化及び高い絞り値が得ら れないためである。 また 720°Cより も高い温度ではフェライ ト · パ 一ライ ト組織の一部が再びオーステナイ ト化してしまい、 その後放 冷によ り強度が高くなつてしまう。 よって加熱温度範囲は 650°C以 上 720°C以下とする。 さらに加熱時間 15分よ り も短い時間では、 十 分にコイル内部まで温度が上がらず、 所望の軟質化及び絞り値が得 られないため、 15分以上と した。 90分以上では、 設備的な面から生 産性の著しい低下によるコス ト上昇を招き、 好ましくないため加熱 時間は 90分以下とする。
この結果、 ミク口組織がフェライ トとパーライ トカ、らなり、 JI S G 0552で規定するフェライ ト結晶粒度番号が 11番以上であって、 円 相当直径が 2 μ πι以下で、 かつァスぺク ト比で 3以下の粒状炭化物 を面積率で 5〜40 %を含有し、 引張強度 TS ( MPa )≤ 573 X Ceq + 2 57、 絞り値 RA ( % ) ≥ - 23 X Ceq+ 75 (但し、 Ceq = C + S iZ 7 + Mn/ 5 + Cr/ 9 + Mo/ 2 ) を有する線材 ·棒鋼を得ることが可能と なる。
実施例
以下に、 本発明の実施例によ り、 さらに具体的に示す。
表 1にとも試材の化学成分を示す。 これらはいずれも転炉溶製後 に連続铸造で製造された。 162mm角鋼片に分塊圧延後、 表 2に示す 圧延条件で 11mm経線材に圧延した。 本発明法の圧延水準①は、 950 °Cで熱間粗圧延し、 700°C以上 1000°C以下の温度範囲である 900°C で仕上圧延後、 リ ング状に巻き取り、 直ちに熱湯槽に浸漬すること によ り 550°C以上 650°C以下の温度範囲である 600°Cまで冷却し、 その後直ちにコイル状に成形し、 コイルを炉内で移動しながら 700 °Cで 30分加熱後、 炉外にて放冷した。 比較例水準②は、 850°C〜10 00°Cの温度範囲よ り も高い 1050°Cで熱間粗圧延し、 その他の条件は 本発明法の圧延水準①と同様に処理して表 3の記号 （ 2 , 11， 20) に示す線材を得た。
比較例水準③は、 仕上圧延温度を 700°C以上 1000°C以下の温度範 囲よ り も高い 1050°Cで仕上圧延し、 その他の条件は本発明法の圧延 水準①と同様に処理して表 3の記号 （ 3， 12, 21) に示す線材を得 た。 比較例水準④は、 冷却終点温度を 550°C以上 650°C以下よ り も 高い 660°Cまで冷却し、 その他の条件は本発明法の圧延水準①と同 様に処理して表 3の記号 （ 4， 13， 22) に示す線材を得た。 比較例 水準⑤は、 炉雰囲気温度 650°C以上 720°C以下の温度範囲よ り も低 い 600°Cで、 比較例水準⑥は、 炉雰囲気温度 650°C以上 720°C以下 の温度範囲よ り も高い 730°Cで加熱し、 その他の条件は本発明法の 圧延水準①と同様に処理して表 3の記号 （ 5， 6， 14, 15, 23, 24 ) に示す線材を得た。 比較例水準⑦は、 15分以上 90分以下の範囲よ り も短い 10分間保持 し、 その他の条件は本発明法の圧延水準①と同様に処理して表 3の 記号 （ 7， 16, 25) に示す線材を得た。 比較例水準⑧は、 900°Cで 熱間粗圧延し、 750°Cで仕上圧延後、 搬送ラインに徐冷カパーをか け、 さ らに卷き取られたコイルを徐冷炉によ り調整冷却を行い、 そ の後放冷し、 表 3 の記号 （ 8， 17, 26) に示す線材を得た。 比較例 水準⑨は、 1000°Cで熱間粗圧延し、 900°Cの仕上圧延後、 コイル搬 送ラインに徐冷カバーをかけることにより調整冷却を行い、 その後 放冷した。 さらに、 冷却後のコイルを 700°C X 4 hr保定後放冷の条 件で軟化焼鈍を行い、 表 3の記号 （ 9， 18， 27) に示す線材を得た 仕上った線材から、 JI S2号引張試験片と直径 10 φ mm X長さ 15mmの 冷間圧縮試験片を作成し、 引張試験と両端拘束冷間圧縮試験を行い 、 引張強さ、 .絞り、 限界圧縮率を求めた。 また、 組織上の特徴とし て、 ミクロ組織、 フェライ ト分率、 フェライ ト結晶粒度番号及び粒 状化炭化物の面積率を本発明と比較例を対比して表 3に示す。 これ からも明らかなよ うに、 本発明の 1， 10， 19は、 比較例 8 , 17, 26 より も高い絞り値及び高い限界圧縮率となっている。 また、 本発明 材は、 「比較例の圧延 9， 18， 27の圧延材 +軟化焼鈍」 材と同等以 上の軟質化、 絞り値、 限界圧縮率レベルを達成していることが確認 できた。 表 1
単位 ： 質量％
Figure imgf000016_0001
表 2
圧延材 粗圧延 仕上圧 冷却終 冷却 熱処理 圧延 炉雰囲気
線 径 温 度 延温度 点温度 速度 時 間 備考 水準 温度（°c)
(mm) (。c) (°C) (°C) (°C/S) (分） .
① 11 950 900 600 10 ' 700 30 本発明
② 11 1050 900 600 5 700 30 比較例
③ 11 1000 1050 600 10 700 30 〃
④ 11 950 900 660 20 700 30 〃
⑤ 11 950 900 600 10 640 90 II
⑥ 11 950 900 600 5 730 15 〃
⑦ 11 950 900 650 0.1 700 10 〃
圧延材 粗圧延 仕上圧 700〜650°C
圧延
線 径 温 度 延温度 平均冷速 備考
水準
(mm) (。c) (。c) (°C/S)
⑧ 11 900 750 0.1
冷却後の軟化焼鈍
⑨ 11 1000 900 0.5
700°C X 4時間 表 3
Figure imgf000017_0001
F : フェライ ト P ： パーライ ト Zw : ベイナイ ト 粒状 C : 粒状炭化物
産業上の利用可能性
本発明の機械構造用熱間圧延線材 ·棒鋼は、 軟化焼鈍をすること なしに熱間圧延ままで軟質化及び高絞り値を有しており、 従来の軟 化焼鈍を施した線材 · 棒鋼と同等以上の軟質度、 絞り値、 限界圧縮 率を得られている。 従って、 従来のように冷間加工前に軟化焼鈍を 施す必要がないため生産性の向上及び省エネルギーを達成でき、 ま た、 冷間加工に用いる金型寿命を大幅に向上させることができると いう効果を奏する。

Claims

請 求 の 範 囲
1. 質量％で、
C ： 0.1%〜 0.5%、
Si ： 0.01 %〜 0.5%、
Mn： 0.3%〜 1· 5%、
残部 Fe及び不可避不純物からなる鋼であって、 ミク口組織がフエラ ィ ト とパーライ トカ、らなり、 JIS G 0552で規定するフェライ ト結晶 粒度番号が 11番以上であって、 円相当直径が 2 μ m以下で、 かつァ スぺク ト比で 3以下の粒状炭化物を面積率で 5〜40%を含有し、 か つ下記式 （ 1 ) 及び （ 2 ) によ り規定される引張強度と絞り値を有 するこ とを特徴とする焼鈍省略可能な機械構造用熱間圧延線材 · 棒 鋼。
TS≤ 573 X Ceq+ 257 … ( 1 )
RA≥ -23X Ceq+75 … ( 2 )
但し、 Ceq= C +Si/ 7 +Mn/ 5 +Cr/ 9 +Mo/ 2 (質量0 /o)
TS： 引張強度 （MPa)
RA： 絞り値 （％ )
2. 質量％でさらに、
Cr： 0.2%〜 2.0%、
Mo： 0.1%〜 1.0%、
Ni ： 0.3%〜 1.5%、
Cu： 1.0%以下、
B ： 0.005%以下
のうち 1種または 2種以上含有することを特徴とする請求項 1記载 の焼鈍省略可能な機械構造用熱間圧延線材 ·棒鋼。
3. 質量％でさ らに、 Ti ： 0.005%〜0.04%、
Nb： 0.005%〜 0.1%、
V ： 0.03%〜 0.3%
のうち 1種または 2種以上含有することを特徴とする請求項 1また は 2記載の焼鈍省略可能な機械構造用熱間圧延線材 · 棒鋼。
4. 請求項 1から 3の内のいずれかに記載の鋼成分を有する鋼を 850°C以上 1000°C以下の温度範囲で熱間粗圧延し、 700°C以上 1000 °C以下の温度範囲で仕上圧延後、 550°C以上 650°C以下の温度まで 、 冷速 0.1°C/ S以上の範囲で冷却し、 その後直ちに 650°C以上 7 20°C以下の炉雰囲気温度に 15分以上 90分以下保持し、 その後放冷す るこ とを特徴とする焼鈍省略可能な機械構造用熱間圧延線材 ·棒鋼 の製造方法。
5. ミクロ組織がフェライ ト とパーライ トカ らなり、 JIS G 0552 で規定するフェライ ト結晶粒度番号が 11番以上であって、 円相当直 径が 2 μ πι以下で、 かつァスぺク ト比で 3以下の粒状炭化物を面積 率で 5〜40%を含有し、 かつ下記式 （ 1 ) 及び （ 2 ) によ り規定さ れる引張強度と絞り値を有するこ とを特徴とする機械構造用熱間圧 延線材 · 棒鋼。
TS≤ 573XCeq + 257 … ( 1 )
RA≥ -23XCeq +75 ··· ( 2 )
但し、 Ceq= C +Si/ 7 +Mn/ 5 +Cr/ 9 +MoZ 2 (質量0 /o) TS： 引張強度 (Mpa)
RA： 絞り値 （％ )
6. 請求項 1から 3の内のいずれかに記載の鋼成分を有する鋼を 700°C以上 1200°C以下の温度範囲で熱間粗圧延し、 700°C以上 1000 °C以下の温度範囲で仕上圧延後、 200°C以上 650°C以下の温度まで 、 冷速 0.1°CZ S以上の範囲で冷却し、 その後直ちに 600°C以上 8 50°C以下の炉雰囲気温度に 15分以上 240分以下保持し、 その後放冷 するこ とを特徴とする焼鈍省略可能な機械構造用熱間圧延線材 · 棒 鋼の製造方法。
7. 鋼を 700°C以上 1200°C以下の温度範囲で熱間粗圧延し、 700 °C以上 1000°C以下の温度範囲で仕上圧延後、 200°C以上 650°C以下 の温度まで、 冷速 0, 1°C/ S以上の範囲で冷却し、 その後直ちに 6 00°C以上 850°C以下の炉雰囲気温度に 15分以上 240分以下保持し、 その後放冷することを特徴とする機械構造用熱間圧延線材 ·棒鋼の 製造方法。
8 . 鋼を 850°C以上 1000°C以下の温度範囲で熱間粗圧延し、 700 °C以上 1000°C以下の温度範囲で仕上圧延後、 550°C以上 650°C以下 の温度まで、 冷速 0.1°CZ S以上の範囲で冷却し、 その後直ちに 6 50°C以上 720°C以下の炉雰囲気温度に 15分以上 90分以下保持し、 そ の後放冷することを特徴とする機械構造用熱間圧延線材 ·棒鋼の製 造方法。
9. 下記式 （ 1 ) 及び （ 2 ) によ り規定される引張強度と絞り値 を有することを特徴とする機械構造用熱間圧延線材 ·棒鋼。
TS≤ 573XCeq + 257 ··· ( 1 )
RA≥ -23X Ceq+75 … （ 2 )
伹し、 Ceq= C +Si/ 7 +Mn/ 5 +Cr/ 9 +Mo/ 2 (質量0 /o)
TS： 引張強度 (Mpa)
RA： 絞り値 （％ )
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