JP2002121647A - 成形性と耐磨耗性に優れた熱処理用鋼板及びその製造方法 - Google Patents
成形性と耐磨耗性に優れた熱処理用鋼板及びその製造方法Info
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- JP2002121647A JP2002121647A JP2000313490A JP2000313490A JP2002121647A JP 2002121647 A JP2002121647 A JP 2002121647A JP 2000313490 A JP2000313490 A JP 2000313490A JP 2000313490 A JP2000313490 A JP 2000313490A JP 2002121647 A JP2002121647 A JP 2002121647A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】プレス成形等の加工時における良好な成形性と
その後の熱処理により、強度と耐磨耗性を具備した優れ
た加工性熱処理用鋼板とその製法を提供する。 【解決手段】C:0.25〜0.40%,Mn≦0.5%,Ti:4×[N]〜0.02
%,N≦0.003%, B:0.0003〜0.003%を含む連鋳スラブを、
再加熱後又は鋳造後直ちに粗圧延を実施し、Ar3変態点
以上の温度域で仕上圧延を終了させかつ、その温度域か
ら30℃/s以下の冷却速度で冷却し、600 〜700℃の温度
域で巻き取ることでフェライトとパーライトからなる組
織とした後、引き続き700 ℃以下の温度域で1 時間以上
の保熱処理を行い、必要により保熱処理の前に調質圧延
することにより、球状化したセメンタイト及び面積率で
10% 以下でかつ、直径で10μm 以下のグラファイトを含
む組織からなる成形性と耐磨耗性に優れた熱処理用鋼板
の製造方法。
その後の熱処理により、強度と耐磨耗性を具備した優れ
た加工性熱処理用鋼板とその製法を提供する。 【解決手段】C:0.25〜0.40%,Mn≦0.5%,Ti:4×[N]〜0.02
%,N≦0.003%, B:0.0003〜0.003%を含む連鋳スラブを、
再加熱後又は鋳造後直ちに粗圧延を実施し、Ar3変態点
以上の温度域で仕上圧延を終了させかつ、その温度域か
ら30℃/s以下の冷却速度で冷却し、600 〜700℃の温度
域で巻き取ることでフェライトとパーライトからなる組
織とした後、引き続き700 ℃以下の温度域で1 時間以上
の保熱処理を行い、必要により保熱処理の前に調質圧延
することにより、球状化したセメンタイト及び面積率で
10% 以下でかつ、直径で10μm 以下のグラファイトを含
む組織からなる成形性と耐磨耗性に優れた熱処理用鋼板
の製造方法。
Description
【0001】
【発明の属する技術分野】本発明は、プレス成形等の加
工時における良好な成形性と、その後に施される熱処理
により強度と耐磨耗性を具備した、優れた加工性を有す
る熱処理用鋼板及びその製造方法に関するものである。
本発明による鋼板は特に自動車、二輪車及び自転車に使
用される衝突安全性を確保するための強度部材や、耐磨
耗性が必要なギヤやクラッチプレート等に適用されるも
のである。
工時における良好な成形性と、その後に施される熱処理
により強度と耐磨耗性を具備した、優れた加工性を有す
る熱処理用鋼板及びその製造方法に関するものである。
本発明による鋼板は特に自動車、二輪車及び自転車に使
用される衝突安全性を確保するための強度部材や、耐磨
耗性が必要なギヤやクラッチプレート等に適用されるも
のである。
【0002】
【従来の技術】一般に、熱処理による耐磨耗性を具備さ
せる方法としては、液浸あるいはガス浸による雰囲気を
利用した浸炭・浸窒処理する方法がある。しかし、この
方法では鋼組成の変動により浸炭・浸窒層の深さが変化
するばかりでなく、コア部の硬さもばらつくという問題
がある。
せる方法としては、液浸あるいはガス浸による雰囲気を
利用した浸炭・浸窒処理する方法がある。しかし、この
方法では鋼組成の変動により浸炭・浸窒層の深さが変化
するばかりでなく、コア部の硬さもばらつくという問題
がある。
【0003】また、単純な熱処理により耐磨耗性を付与
するものして、高炭素鋼帯を利用する方法がある。例え
ば特開平1−132739号公報に開示されているよう
に、フェライトと直径10μm以下の微細グラファイト
とする組織を有する方法がある。しかし、より短時間で
の熱処理における焼入れ性確保の観点からは、特に本発
明が対象とする高々2〜3分程度の熱処理では、たとえ
10μm以下といってもオーステナイトへの固溶・拡散
が不十分となり、硬度を確保できないことが懸念され
る。
するものして、高炭素鋼帯を利用する方法がある。例え
ば特開平1−132739号公報に開示されているよう
に、フェライトと直径10μm以下の微細グラファイト
とする組織を有する方法がある。しかし、より短時間で
の熱処理における焼入れ性確保の観点からは、特に本発
明が対象とする高々2〜3分程度の熱処理では、たとえ
10μm以下といってもオーステナイトへの固溶・拡散
が不十分となり、硬度を確保できないことが懸念され
る。
【0004】また、特開平6−108158号公報には
成形性の良好な高炭素鋼帯の製造方法が開示されてい
る。この方法も基本的にはセメンタイトをグラファイト
化するものであり、特に0.3〜0.4%のCを含む鋼
での硬度はHvでいずれも450未満であることから、
耐磨耗性からは不十分であると言わざるを得ない。さら
にTi添加についても何ら記載がないばかりでなく、B
/Nに対する配慮もないことことから、根本的に本発明
とは思想を異にするものである。
成形性の良好な高炭素鋼帯の製造方法が開示されてい
る。この方法も基本的にはセメンタイトをグラファイト
化するものであり、特に0.3〜0.4%のCを含む鋼
での硬度はHvでいずれも450未満であることから、
耐磨耗性からは不十分であると言わざるを得ない。さら
にTi添加についても何ら記載がないばかりでなく、B
/Nに対する配慮もないことことから、根本的に本発明
とは思想を異にするものである。
【0005】
【発明が解決しようとする課題】したがって本発明の課
題は、短時間の熱処理により十分な硬度が得られるよう
に焼入れ性を確保すると同時に、プレス加工時の成形性
を兼ね備えた鋼板ならびにその製造方法を確立すること
にある。
題は、短時間の熱処理により十分な硬度が得られるよう
に焼入れ性を確保すると同時に、プレス加工時の成形性
を兼ね備えた鋼板ならびにその製造方法を確立すること
にある。
【0006】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、上記課題
を解決するために基礎実験を行い、Ti、B及びN量の
制御と熱延時の冷却条件の最適化により、本発明に至る
以下の知見を得た。すなわち、質量%でC:0.31
%、Mn:0.22%、B:0.0010%を基本組成
として、Ti及びN量を種々変化させた鋼を溶製した。
これらの鋼について、加熱温度:1200℃、仕上温
度:840℃として熱間圧延を行い、20℃/sの冷却
速度で冷却を行い、650℃で巻取処理を行った。な
お、この時の巻取処理条件は、650℃で2時間保熱し
た後に炉冷した。引き続き20℃/hの加熱速度で70
0℃まで加熱し、10h保熱してから20℃/hの冷却
速度で100℃以下の温度まで冷却した。さらにこれら
の熱処理材について表面粗度を調整するために14%の
冷間圧延を施してから、高周波による焼入れ処理に供し
た。焼入れ処理は900℃まで10℃/sで加熱し、3
0s保熱後100℃/sで冷却した。荷重:1kgでの
ビッカースによる表面硬度測定の結果、以下のことを知
見した。
を解決するために基礎実験を行い、Ti、B及びN量の
制御と熱延時の冷却条件の最適化により、本発明に至る
以下の知見を得た。すなわち、質量%でC:0.31
%、Mn:0.22%、B:0.0010%を基本組成
として、Ti及びN量を種々変化させた鋼を溶製した。
これらの鋼について、加熱温度:1200℃、仕上温
度:840℃として熱間圧延を行い、20℃/sの冷却
速度で冷却を行い、650℃で巻取処理を行った。な
お、この時の巻取処理条件は、650℃で2時間保熱し
た後に炉冷した。引き続き20℃/hの加熱速度で70
0℃まで加熱し、10h保熱してから20℃/hの冷却
速度で100℃以下の温度まで冷却した。さらにこれら
の熱処理材について表面粗度を調整するために14%の
冷間圧延を施してから、高周波による焼入れ処理に供し
た。焼入れ処理は900℃まで10℃/sで加熱し、3
0s保熱後100℃/sで冷却した。荷重:1kgでの
ビッカースによる表面硬度測定の結果、以下のことを知
見した。
【0007】焼入れ処理による硬度を確保するには、マ
ルテンサイト自身の硬さを高くすると同時に、焼入れ性
を向上させる必要がある。特にTi及びN量の増加に伴
う焼入れ性の変動が懸念され、図1に示すようにTi及
びN量によっては焼入れ処理後の硬度が低下する。これ
は、TiNの析出と関連するものと推察される。すなわ
ち、Ti量及びN量の増加によりTiNの析出量が多く
なることから、焼入れ温度に加熱した際のオーステナイ
トの粒成長性が不十分となることが原因となり、焼入れ
性が低下したためと推察される。したがって、本発明で
のHv>450を確保するには、Ti量の上限は0.0
2%であり、N量ついても30ppmを上限とするのが
好適である。
ルテンサイト自身の硬さを高くすると同時に、焼入れ性
を向上させる必要がある。特にTi及びN量の増加に伴
う焼入れ性の変動が懸念され、図1に示すようにTi及
びN量によっては焼入れ処理後の硬度が低下する。これ
は、TiNの析出と関連するものと推察される。すなわ
ち、Ti量及びN量の増加によりTiNの析出量が多く
なることから、焼入れ温度に加熱した際のオーステナイ
トの粒成長性が不十分となることが原因となり、焼入れ
性が低下したためと推察される。したがって、本発明で
のHv>450を確保するには、Ti量の上限は0.0
2%であり、N量ついても30ppmを上限とするのが
好適である。
【0008】また、上述した検討成分系のうちTi:
0.007%、N:0.0015%、B:0.001%
である鋼について、熱延段階における冷却速度の影響を
調査した。各冷却条件で冷却された熱延板は、650℃
で2時間の保熱と炉冷による巻取処理を実施した。さら
に引き続き20℃/hの加熱速度で700℃まで加熱
し、10h保熱してから20℃/hの冷却速度で100
℃以下の温度まで冷却した後に、前述と同様の条件で硬
度測定を実施した。
0.007%、N:0.0015%、B:0.001%
である鋼について、熱延段階における冷却速度の影響を
調査した。各冷却条件で冷却された熱延板は、650℃
で2時間の保熱と炉冷による巻取処理を実施した。さら
に引き続き20℃/hの加熱速度で700℃まで加熱
し、10h保熱してから20℃/hの冷却速度で100
℃以下の温度まで冷却した後に、前述と同様の条件で硬
度測定を実施した。
【0009】結果を図2に示す。仕上圧延後の冷却速度
が20℃/s以下の場合は、巻取りまでの冷却中にパーラ
イト変態が終了するため、セメンタイトの球状化が促進
され、十分な軟質化がなされている。一方、冷却速度が
30℃/sを超えると急激に硬度が上がり、軟質化が十分
とは言えない。これは、巻取り後にもパーライト変態が
引き続き進行するため、その体積率が増えることに起因
して球状化が十分に進行しないためと推察される。
が20℃/s以下の場合は、巻取りまでの冷却中にパーラ
イト変態が終了するため、セメンタイトの球状化が促進
され、十分な軟質化がなされている。一方、冷却速度が
30℃/sを超えると急激に硬度が上がり、軟質化が十分
とは言えない。これは、巻取り後にもパーライト変態が
引き続き進行するため、その体積率が増えることに起因
して球状化が十分に進行しないためと推察される。
【0010】以上の知見をもとに、本発明の成形性と耐
磨耗性に優れた熱処理用鋼板及びその製造方法を確立し
た。即ち、本発明の要旨とするところは以下の通りであ
る。(1)質量比で、 C :0.25〜0.40%、 Mn:0.5%以下、 Ti:4×[N]〜0.02%、 N :0.003%以下、 B :0.0003〜0.003%を含み、 球状化したセメンタイトを含む組織からなることを特徴
とする成形性と耐磨耗性に優れた熱処理用鋼板。 (2) 質量比で、 C :0.25〜0.40%、 Mn:0.5%以下、 Ti:4×[N]〜0.02%、 N :0.003%以下、 B :0.0003〜0.003%を含み、 球状化したセメンタイトと面積率で10%以下でかつ、
直径で10μm以下のグラファイトを含む組織からなる
ことを特徴とする成形性と耐磨耗性に優れた熱処理用鋼
板。 (3)前記(1)または(2)に記載の成分を含有する
鋼を連続鋳造にてスラブとし、再加熱後に粗圧延を実施
し、あるいは鋳造後直ちに粗圧延または仕上圧延を実施
し、800℃以上の温度域で仕上圧延を終了させかつ、
その温度域から30℃/s以下の冷却速度で冷却し、6
00〜700℃の温度域で巻き取ることによりフェライ
トとパーライトからなる組織とした後、引き続き700
℃以下の温度域で保熱処理を行うことを特徴とする成形
性と耐磨耗性に優れた熱処理用鋼板の製造方法。 (4)前記保熱処理の前にスキンパス圧延することを特
徴とする前記(3)に記載の成形性と耐磨耗性に優れた
熱処理用鋼板の製造方法。 (5)粗圧延を終了し、シートバーを一旦コイルに巻き
取り、そのまま仕上圧延に供するか、あるいは先行する
シートバーに接続後、仕上圧延を行うことを特徴とする
前記(3)または(4)に記載の成形性と耐磨耗性に優
れた熱処理用鋼板の製造方法。
磨耗性に優れた熱処理用鋼板及びその製造方法を確立し
た。即ち、本発明の要旨とするところは以下の通りであ
る。(1)質量比で、 C :0.25〜0.40%、 Mn:0.5%以下、 Ti:4×[N]〜0.02%、 N :0.003%以下、 B :0.0003〜0.003%を含み、 球状化したセメンタイトを含む組織からなることを特徴
とする成形性と耐磨耗性に優れた熱処理用鋼板。 (2) 質量比で、 C :0.25〜0.40%、 Mn:0.5%以下、 Ti:4×[N]〜0.02%、 N :0.003%以下、 B :0.0003〜0.003%を含み、 球状化したセメンタイトと面積率で10%以下でかつ、
直径で10μm以下のグラファイトを含む組織からなる
ことを特徴とする成形性と耐磨耗性に優れた熱処理用鋼
板。 (3)前記(1)または(2)に記載の成分を含有する
鋼を連続鋳造にてスラブとし、再加熱後に粗圧延を実施
し、あるいは鋳造後直ちに粗圧延または仕上圧延を実施
し、800℃以上の温度域で仕上圧延を終了させかつ、
その温度域から30℃/s以下の冷却速度で冷却し、6
00〜700℃の温度域で巻き取ることによりフェライ
トとパーライトからなる組織とした後、引き続き700
℃以下の温度域で保熱処理を行うことを特徴とする成形
性と耐磨耗性に優れた熱処理用鋼板の製造方法。 (4)前記保熱処理の前にスキンパス圧延することを特
徴とする前記(3)に記載の成形性と耐磨耗性に優れた
熱処理用鋼板の製造方法。 (5)粗圧延を終了し、シートバーを一旦コイルに巻き
取り、そのまま仕上圧延に供するか、あるいは先行する
シートバーに接続後、仕上圧延を行うことを特徴とする
前記(3)または(4)に記載の成形性と耐磨耗性に優
れた熱処理用鋼板の製造方法。
【0011】
【発明の実施の形態】まず、この発明における成分組成
の限定理由について述べる。Cは0.25〜0.4%と
する。過度に添加すると、セメンタイトがグラファイト
として形成されるようになることから、焼入れ処理にお
けるCの再固溶が十分に達成されず、部分的な硬度不足
となることが懸念されることから、0.4%を上限とす
る。一方、焼入れ処理後の硬度を確保するにはC量が必
要であり、ビッカース硬度で安定して450を得るには
0.25%以上必要である。
の限定理由について述べる。Cは0.25〜0.4%と
する。過度に添加すると、セメンタイトがグラファイト
として形成されるようになることから、焼入れ処理にお
けるCの再固溶が十分に達成されず、部分的な硬度不足
となることが懸念されることから、0.4%を上限とす
る。一方、焼入れ処理後の硬度を確保するにはC量が必
要であり、ビッカース硬度で安定して450を得るには
0.25%以上必要である。
【0012】Mnは、焼入れ性を確保するには重要な役
割を果たす元素ではあるが、熱延段階における仕上圧延
後の冷却段階でのパーライトの形成を遅滞させる。すな
わち、巻取り後にもパーライト変態が進むため、その体
積率が増加すると球状化に長時間を要するようになるこ
とが懸念される。したがって、0.5%を上限とする。
一方、焼入れ性の確保の観点からは0.1%以上とする
のが好ましい。
割を果たす元素ではあるが、熱延段階における仕上圧延
後の冷却段階でのパーライトの形成を遅滞させる。すな
わち、巻取り後にもパーライト変態が進むため、その体
積率が増加すると球状化に長時間を要するようになるこ
とが懸念される。したがって、0.5%を上限とする。
一方、焼入れ性の確保の観点からは0.1%以上とする
のが好ましい。
【0013】Tiは、本発明において非常に重要な役割
を果たす元素の1つである。BNの析出に先立ちTiN
を析出させるために添加される。固溶Bによる焼入れ性
向上効果をより有効に現出させるため、Nと当量(4×
[N])を下限とする。また、過度に添加するとTiN
の析出量が増加し、オーステナイト域での加熱中におけ
る粒成長を阻害し、焼入れ性を劣化させるため0.02
%を上限とする。
を果たす元素の1つである。BNの析出に先立ちTiN
を析出させるために添加される。固溶Bによる焼入れ性
向上効果をより有効に現出させるため、Nと当量(4×
[N])を下限とする。また、過度に添加するとTiN
の析出量が増加し、オーステナイト域での加熱中におけ
る粒成長を阻害し、焼入れ性を劣化させるため0.02
%を上限とする。
【0014】Nは、上述と同様の理由からTi量との関
係で極力低い方が良い。そのため上限を0.003%と
するが、好ましくは0.002%以下とする。
係で極力低い方が良い。そのため上限を0.003%と
するが、好ましくは0.002%以下とする。
【0015】Bは、前述したように焼入れ性を確保する
ことを目的に添加される。0.0003%未満ではその
効果が不十分であり、0.003%を超えると硬質化す
るため加工性の劣化が懸念されることから、0.003
%を上限とする。
ことを目的に添加される。0.0003%未満ではその
効果が不十分であり、0.003%を超えると硬質化す
るため加工性の劣化が懸念されることから、0.003
%を上限とする。
【0016】なお、Siについては本発明においては特
に規定されるべきものではないが、溶接性、メッキ性あ
るいは化成処理性を考慮すると0.3%以下とするのが
好ましい。
に規定されるべきものではないが、溶接性、メッキ性あ
るいは化成処理性を考慮すると0.3%以下とするのが
好ましい。
【0017】P及びSについても、本発明では特に限定
されるものではないが、過剰な添加はコスト増になるた
め、それぞれ0.02%及び0.015%を上限とする
ことが好ましい。
されるものではないが、過剰な添加はコスト増になるた
め、それぞれ0.02%及び0.015%を上限とする
ことが好ましい。
【0018】また、スクラップの利用による微量のC
u,Ni,Sn及びCrの混入は、本発明における効果
を何ら損なうものではない。
u,Ni,Sn及びCrの混入は、本発明における効果
を何ら損なうものではない。
【0019】本発明の熱延工程は、連続鋳造にて製造
した例えば200〜250mmのスラブを再加熱し、ある
いは鋳造後直ちに粗圧延し、仕上圧延する工程、例え
ば50〜100mmの薄スラブとしてそのまま粗圧延に送
る工程、例えば50mm以下極薄スラブとしてそのまま
仕上圧延に送る工程の、いずれでも構わない。その際、
の再加熱工程おける加熱温度は、本発明において特に
規定されるものではない。また、の粗圧延工程を終
了後、一旦巻き取ることで長手方向の温度均一化を図る
ことや、さらに巻き戻した後に先行する圧延材に接合
し、いわゆる連続圧延で実施しても、本発明の効果を損
なうものではない。ここで、仕上温度を800℃以上と
するが、これより圧延温度が低くなると変形抵抗が大き
くなり、板厚精度の低下をきたすため、800℃を下限
とする。
した例えば200〜250mmのスラブを再加熱し、ある
いは鋳造後直ちに粗圧延し、仕上圧延する工程、例え
ば50〜100mmの薄スラブとしてそのまま粗圧延に送
る工程、例えば50mm以下極薄スラブとしてそのまま
仕上圧延に送る工程の、いずれでも構わない。その際、
の再加熱工程おける加熱温度は、本発明において特に
規定されるものではない。また、の粗圧延工程を終
了後、一旦巻き取ることで長手方向の温度均一化を図る
ことや、さらに巻き戻した後に先行する圧延材に接合
し、いわゆる連続圧延で実施しても、本発明の効果を損
なうものではない。ここで、仕上温度を800℃以上と
するが、これより圧延温度が低くなると変形抵抗が大き
くなり、板厚精度の低下をきたすため、800℃を下限
とする。
【0020】仕上圧延後冷却され巻き取られるが、その
際、巻取りまでにパーライト変態を終了させておく必要
がある。そのためにはランアウトテーブル上での冷却速
度を30℃/s以下とする必要がある。これよりも冷却
速度が速くなると、前述したように巻取った後にもパー
ライト変態が進み、その分率も増加することになる。そ
の結果、球状化焼鈍に長時間を要すると同時に、短時間
処理では球状化が不十分となるために軟質化が不足し、
加工性の劣化が懸念される。
際、巻取りまでにパーライト変態を終了させておく必要
がある。そのためにはランアウトテーブル上での冷却速
度を30℃/s以下とする必要がある。これよりも冷却
速度が速くなると、前述したように巻取った後にもパー
ライト変態が進み、その分率も増加することになる。そ
の結果、球状化焼鈍に長時間を要すると同時に、短時間
処理では球状化が不十分となるために軟質化が不足し、
加工性の劣化が懸念される。
【0021】冷却に引き続いてコイルに巻き取られる
が、その際の温度は600〜700℃とする。600℃
より低くなるとベイナイトが形成されるようになるた
め、セメンタイトの球状化を遅滞させるため好ましくな
い。一方、700℃を超えるとCがパーライトとして十
分に析出しないことから、巻取り後の冷却中に粒界に析
出し、セメンタイトの球状化が不均一となる。そのため
に焼入れ処理後の硬度が不均一となることが懸念され
る。
が、その際の温度は600〜700℃とする。600℃
より低くなるとベイナイトが形成されるようになるた
め、セメンタイトの球状化を遅滞させるため好ましくな
い。一方、700℃を超えるとCがパーライトとして十
分に析出しないことから、巻取り後の冷却中に粒界に析
出し、セメンタイトの球状化が不均一となる。そのため
に焼入れ処理後の硬度が不均一となることが懸念され
る。
【0022】セメンタイトの球状化は700℃以下の温
度で実施される。700℃より高い温度域で実施される
とセメンタイトが再固溶し、冷却中に再析出するため軟
質化が不十分となる。一方、あまり低いとCの拡散に長
時間を要し処理時間の長時間化をきたすため、好ましく
は600℃以上とする。
度で実施される。700℃より高い温度域で実施される
とセメンタイトが再固溶し、冷却中に再析出するため軟
質化が不十分となる。一方、あまり低いとCの拡散に長
時間を要し処理時間の長時間化をきたすため、好ましく
は600℃以上とする。
【0023】ここで形成される組織としては、フェライ
トと球状化したセメンタイトを含む組織が良い。あるい
はさらに面積率で10%以下でかつ、直径で10μm以
下のグラファイトを含んでも良い。グラファイトの大き
さが10μmを超えると、熱処理中のCの拡散が不均一
となり、焼入れ処理後の硬度が不均一となる。また、グ
ラファイトは極力少ない方が均一な硬度を得るには好ま
しい。そのため、面積率で10%以下とした。
トと球状化したセメンタイトを含む組織が良い。あるい
はさらに面積率で10%以下でかつ、直径で10μm以
下のグラファイトを含んでも良い。グラファイトの大き
さが10μmを超えると、熱処理中のCの拡散が不均一
となり、焼入れ処理後の硬度が不均一となる。また、グ
ラファイトは極力少ない方が均一な硬度を得るには好ま
しい。そのため、面積率で10%以下とした。
【0024】なお、セメンタイトの球状化焼鈍前に実施
される20%以下の圧下率によるスキンパス圧延は、増
工程になるが前述の球状化をより効率良く進める点から
は好ましい。
される20%以下の圧下率によるスキンパス圧延は、増
工程になるが前述の球状化をより効率良く進める点から
は好ましい。
【0025】
【実施例】[実施例1]C:0.31%(質量%、以下
同じ)、Si:0.25%、Mn:0.3%、P:0.
011%、S:0.006%、Al:0.032%、
N:0.0018%、T:0.011%、B:0.00
18%、Cu:0.09%、Ni:0.05%、Sn:
0.015%、Cr:0.04%を含む鋼を転炉出鋼
し、連続鋳造にてスラブとした。熱延は1200℃で加
熱後、粗圧延及び仕上圧延(仕上温度:840℃)を終
了し、2mm厚の熱延板とした。その後、表1に示すよ
うな条件で冷却及び巻取を実施した。続いて700℃で
同表に示すような保熱時間でセメンタイトの球状化処理
を行った。それぞれの熱延板について、高周波誘導加熱
装置を用いて加熱速度:10℃/s、保熱条件:900
℃×30s、冷却速度:100℃/sの条件で熱処理を
行い、表面の硬度をビッカース(荷重:1kg)で測定
した結果を同表に示す。また、熱処理後の組織について
も同表に示す。
同じ)、Si:0.25%、Mn:0.3%、P:0.
011%、S:0.006%、Al:0.032%、
N:0.0018%、T:0.011%、B:0.00
18%、Cu:0.09%、Ni:0.05%、Sn:
0.015%、Cr:0.04%を含む鋼を転炉出鋼
し、連続鋳造にてスラブとした。熱延は1200℃で加
熱後、粗圧延及び仕上圧延(仕上温度:840℃)を終
了し、2mm厚の熱延板とした。その後、表1に示すよ
うな条件で冷却及び巻取を実施した。続いて700℃で
同表に示すような保熱時間でセメンタイトの球状化処理
を行った。それぞれの熱延板について、高周波誘導加熱
装置を用いて加熱速度:10℃/s、保熱条件:900
℃×30s、冷却速度:100℃/sの条件で熱処理を
行い、表面の硬度をビッカース(荷重:1kg)で測定
した結果を同表に示す。また、熱処理後の組織について
も同表に示す。
【0026】本発明にしたがった No.1、2、4、5、
7、8、9、10及び12では、フェライト+球状化セ
メンタイトからなる組織を呈するため熱処理前の硬度が
低い。そのため、軟鋼と同程度の加工性を有しかつ、熱
処理後にはHv>450以上の硬度が得られている。
7、8、9、10及び12では、フェライト+球状化セ
メンタイトからなる組織を呈するため熱処理前の硬度が
低い。そのため、軟鋼と同程度の加工性を有しかつ、熱
処理後にはHv>450以上の硬度が得られている。
【0027】一方、仕上圧延後の冷却速度が本発明の範
囲より高く外れた No.13及び14では、球状化セメン
タイトの他にパーライトが残存するばかりでなく、球状
化が不完全なセメンタイトも形成されている。そのた
め、700℃×30hの焼鈍を実施しても加工前の硬度
が高く、加工不良をきたす可能性がある。また、巻取温
度が本発明の範囲より低く外れた No.3及び11でも、
球状化セメンタイトの他にパーライトからの球状化が不
完全な塊状のセメンタイトがあるため、やはり700℃
×10hの焼鈍では軟質化が不十分となる。その結果、
加工性の劣化が懸念される。さらに、巻取温度が高く外
れた No.6では、粒界に塊状に析出するセメンタイトが
多いことから、熱処理前の硬度は低い。しかし、熱処理
によって形成される粒内の球状化セメンタイトが少ない
ことから、熱処理によるCの粒内への拡散が不十分なた
め、硬度が低い。
囲より高く外れた No.13及び14では、球状化セメン
タイトの他にパーライトが残存するばかりでなく、球状
化が不完全なセメンタイトも形成されている。そのた
め、700℃×30hの焼鈍を実施しても加工前の硬度
が高く、加工不良をきたす可能性がある。また、巻取温
度が本発明の範囲より低く外れた No.3及び11でも、
球状化セメンタイトの他にパーライトからの球状化が不
完全な塊状のセメンタイトがあるため、やはり700℃
×10hの焼鈍では軟質化が不十分となる。その結果、
加工性の劣化が懸念される。さらに、巻取温度が高く外
れた No.6では、粒界に塊状に析出するセメンタイトが
多いことから、熱処理前の硬度は低い。しかし、熱処理
によって形成される粒内の球状化セメンタイトが少ない
ことから、熱処理によるCの粒内への拡散が不十分なた
め、硬度が低い。
【0028】
【表1】
【0029】[実施例2]表2に示す種々の鋼を転炉出
鋼し、連続鋳造でスラブとした。熱延は1150〜12
50℃で加熱後800〜850℃の温度域で同表に示し
た板厚で仕上圧延を終了し、引き続きランアウトテーブ
ル上での冷却速度を10〜20℃/sとして冷却した。
その後、巻取温度を650〜680℃として巻取り、冷
却後、690℃で10hのセメンタイトの球状化処理を
実施した。なお、一部のものにはこの球状化処理前に、
15%のスキンパスを施した。
鋼し、連続鋳造でスラブとした。熱延は1150〜12
50℃で加熱後800〜850℃の温度域で同表に示し
た板厚で仕上圧延を終了し、引き続きランアウトテーブ
ル上での冷却速度を10〜20℃/sとして冷却した。
その後、巻取温度を650〜680℃として巻取り、冷
却後、690℃で10hのセメンタイトの球状化処理を
実施した。なお、一部のものにはこの球状化処理前に、
15%のスキンパスを施した。
【0030】球状化処理後の材質調査として、JIS
Z2201に記載の5号試験片に加工し、JIS Z2
241に記載の試験方法にしたがって引張試験を行っ
た。また、あわせてセメンタイトの球状化処理前後のビ
ッカース(荷重:1kg)による硬度測定、さらに、高
周波加熱により加熱速度10℃/s、加熱条件:900
℃×30s加熱し、直ちに冷却速度:100℃/sで冷
却する熱処理工程後の硬度測定を同様に実施するととも
に、絞り比2.0での成形試験試験も実施した。結果を
あわせて表3に示す。なお、成形試験結果については割
れの発生なく成形できたものを○、割れの発生したもの
を×で示した。
Z2201に記載の5号試験片に加工し、JIS Z2
241に記載の試験方法にしたがって引張試験を行っ
た。また、あわせてセメンタイトの球状化処理前後のビ
ッカース(荷重:1kg)による硬度測定、さらに、高
周波加熱により加熱速度10℃/s、加熱条件:900
℃×30s加熱し、直ちに冷却速度:100℃/sで冷
却する熱処理工程後の硬度測定を同様に実施するととも
に、絞り比2.0での成形試験試験も実施した。結果を
あわせて表3に示す。なお、成形試験結果については割
れの発生なく成形できたものを○、割れの発生したもの
を×で示した。
【0031】本発明にしたがったB,C,D,E,F及
びG鋼では、球状化処理後の軟質化が十分であることか
ら絞り成形性が確保されておりかつ、熱処理後の硬度も
ビッカースでいずれも500を超えるものが得られてい
る。C量が低く外れたA鋼は、熱処理後に十分な硬度が
得られていない。逆に高く外れたN鋼では、球状化セメ
ンタイトの分率が高くなるために硬度が高く、加工性の
劣化が懸念される。一方、Mn量が本発明の範囲を超え
て過度に添加されたH鋼では、熱延段階の冷却中にパー
ライト変態が終了せず、巻取り後にも継続したために球
状化処理後にもパーライトが多く残存し、その結果、セ
メンタイトの球状化が促進せず軟質化が不十分となっ
た。したがって成形性が悪い。
びG鋼では、球状化処理後の軟質化が十分であることか
ら絞り成形性が確保されておりかつ、熱処理後の硬度も
ビッカースでいずれも500を超えるものが得られてい
る。C量が低く外れたA鋼は、熱処理後に十分な硬度が
得られていない。逆に高く外れたN鋼では、球状化セメ
ンタイトの分率が高くなるために硬度が高く、加工性の
劣化が懸念される。一方、Mn量が本発明の範囲を超え
て過度に添加されたH鋼では、熱延段階の冷却中にパー
ライト変態が終了せず、巻取り後にも継続したために球
状化処理後にもパーライトが多く残存し、その結果、セ
メンタイトの球状化が促進せず軟質化が不十分となっ
た。したがって成形性が悪い。
【0032】Ti量が本発明の範囲から低く外れたI
鋼、さらにN量が高く外れたK鋼では、一部のNがBN
として析出したために、パーライトの球状化焼鈍中にそ
のBNを核としてグラファイトの形成が顕著である。そ
の結果、加工後の熱処理段階でCの拡散が不均一となる
ことから、焼入れ処理後に十分な硬度が得られていな
い。また、Ti量が本発明の範囲から高く外れたJ鋼、
Ti及びN量ともに本発明の範囲から高く外れたM鋼
は、TiNの析出量が多いことから熱処理中のオーステ
ナイト粒の粒成長性が悪いため、十分な焼きが入らず目
標とする硬度が得られていない。さらに、B量が添加さ
れていないL鋼についても、焼入れ性が不足するため硬
度が低い。一方、B量が過度に添加されたO鋼では、球
状化処理後の強度が高く、絞り成形性も悪い。
鋼、さらにN量が高く外れたK鋼では、一部のNがBN
として析出したために、パーライトの球状化焼鈍中にそ
のBNを核としてグラファイトの形成が顕著である。そ
の結果、加工後の熱処理段階でCの拡散が不均一となる
ことから、焼入れ処理後に十分な硬度が得られていな
い。また、Ti量が本発明の範囲から高く外れたJ鋼、
Ti及びN量ともに本発明の範囲から高く外れたM鋼
は、TiNの析出量が多いことから熱処理中のオーステ
ナイト粒の粒成長性が悪いため、十分な焼きが入らず目
標とする硬度が得られていない。さらに、B量が添加さ
れていないL鋼についても、焼入れ性が不足するため硬
度が低い。一方、B量が過度に添加されたO鋼では、球
状化処理後の強度が高く、絞り成形性も悪い。
【0033】
【表2】
【0034】
【表3】
【0035】[実施例3]実施例2の本発明の範囲にし
たがったC及びD鋼について、薄スラブ連鋳法による鋳
造後直ちに粗圧延工程に送る製造工程と、熱延工程で粗
圧延終了後に先行材と接続して圧延を実施する、いわゆ
る連続熱延による工程で製造した。表4に製造工程を示
す。なお、仕上温度、冷却条件、巻取温度、球状化処理
条件は実施例2と同じとしたが、球状化処理前のスキン
パスはいずれも実施していない。球状化処理後の組織は
フェライトと球状化セメンタイトのみであり、得られた
材質を同表に示す。得られた材質も実施例2でのものと
ほぼ同様の特性である。
たがったC及びD鋼について、薄スラブ連鋳法による鋳
造後直ちに粗圧延工程に送る製造工程と、熱延工程で粗
圧延終了後に先行材と接続して圧延を実施する、いわゆ
る連続熱延による工程で製造した。表4に製造工程を示
す。なお、仕上温度、冷却条件、巻取温度、球状化処理
条件は実施例2と同じとしたが、球状化処理前のスキン
パスはいずれも実施していない。球状化処理後の組織は
フェライトと球状化セメンタイトのみであり、得られた
材質を同表に示す。得られた材質も実施例2でのものと
ほぼ同様の特性である。
【0036】
【表4】
【0037】
【発明の効果】本発明により、プレス等による加工時に
は優れた成形性を有しかつ、高周波加熱等を用いた短時
間の焼入れ処理により、強度特に表面硬度を有するた
め、優れた耐磨耗性をも具備した良成形性の熱処理用鋼
板を製造することができる。
は優れた成形性を有しかつ、高周波加熱等を用いた短時
間の焼入れ処理により、強度特に表面硬度を有するた
め、優れた耐磨耗性をも具備した良成形性の熱処理用鋼
板を製造することができる。
【図1】熱処理後の表面硬度と、Ti及びN量の関係を
示す図である。
示す図である。
【図2】熱延段階における仕上〜巻取間の冷却速度と、
球状化処理後の表面硬度との関係を示す図である。
球状化処理後の表面硬度との関係を示す図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 御福 浩樹 姫路市広畑区富士町1番地 新日本製鐵株 式会社広畑製鐵所内 Fターム(参考) 4K037 EA02 EA06 EA15 EA18 EA31 EB11 EC01 EC02 FA02 FA03 FC03 FD03 FE02 FE03 FF02 FG01 JA06
Claims (5)
- 【請求項1】 質量比で、 C :0.25〜0.40%、 Mn:0.5%以下、 Ti:4×[N]〜0.02%、 N :0.003%以下、 B :0.0003〜0.003% を含み、球状化したセメンタイトを含む組織からなるこ
とを特徴とする成形性と耐磨耗性に優れた熱処理用鋼
板。 - 【請求項2】 質量比で、 C :0.25〜0.40%、 Mn:0.5%以下、 Ti:4×[N]〜0.02%、 N :0.003%以下、 B :0.0003〜0.003% を含み、球状化したセメンタイトと面積率で10%以下
でかつ、直径で10μm以下のグラファイトを含む組織
からなることを特徴とする成形性と耐磨耗性に優れた熱
処理用鋼板。 - 【請求項3】 請求項1または2に記載の鋼を連続鋳造
にてスラブとし、再加熱後に粗圧延を実施し、あるいは
鋳造後直ちに粗圧延または仕上圧延を実施し、800℃
以上の温度域で仕上圧延を終了させ、かつその温度域か
ら30℃/s以下の冷却速度で冷却し、600〜700
℃の温度域で巻き取ることによりフェライトとパーライ
トからなる組織とした後、引き続き700℃以下の温度
域で保熱処理を行うことを特徴とする成形性と耐磨耗性
に優れた熱処理用鋼板の製造方法。 - 【請求項4】 前記保熱処理の前にスキンパス圧延を施
すことを特徴とする請求項3に記載の成形性と耐磨耗性
に優れた熱処理用鋼板の製造方法。 - 【請求項5】 粗圧延を終了し、シートバーを一旦コイ
ルに巻き取り、そのまま仕上圧延に供するか、あるいは
先行するシートバーに接続後、仕上圧延を行うことを特
徴とする請求項3または4に記載の成形性と耐磨耗性に
優れた熱処理用鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2000313490A JP2002121647A (ja) | 2000-10-13 | 2000-10-13 | 成形性と耐磨耗性に優れた熱処理用鋼板及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2000313490A JP2002121647A (ja) | 2000-10-13 | 2000-10-13 | 成形性と耐磨耗性に優れた熱処理用鋼板及びその製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JP2002121647A true JP2002121647A (ja) | 2002-04-26 |
Family
ID=18792899
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP2000313490A Withdrawn JP2002121647A (ja) | 2000-10-13 | 2000-10-13 | 成形性と耐磨耗性に優れた熱処理用鋼板及びその製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JP2002121647A (ja) |
Cited By (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO2007097043A1 (ja) | 2006-02-27 | 2007-08-30 | Aisin Seiki Kabushiki Kaisha | クラッチ部材およびその製造方法 |
JP2010255066A (ja) * | 2009-04-28 | 2010-11-11 | Jfe Steel Corp | 高炭素熱延鋼板およびその製造方法 |
JP2015218361A (ja) * | 2014-05-16 | 2015-12-07 | 新日鐵住金株式会社 | 中高炭素鋼材 |
CN109628826A (zh) * | 2018-11-21 | 2019-04-16 | 唐山钢铁集团有限责任公司 | 一种农机用低碳耐磨钢带及其生产方法 |
-
2000
- 2000-10-13 JP JP2000313490A patent/JP2002121647A/ja not_active Withdrawn
Cited By (6)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO2007097043A1 (ja) | 2006-02-27 | 2007-08-30 | Aisin Seiki Kabushiki Kaisha | クラッチ部材およびその製造方法 |
US8142576B2 (en) | 2006-02-27 | 2012-03-27 | Aisin Seiki Kabushiki Kaisha | Clutch member and process for manufacturing the same |
JP2010255066A (ja) * | 2009-04-28 | 2010-11-11 | Jfe Steel Corp | 高炭素熱延鋼板およびその製造方法 |
JP2015218361A (ja) * | 2014-05-16 | 2015-12-07 | 新日鐵住金株式会社 | 中高炭素鋼材 |
CN109628826A (zh) * | 2018-11-21 | 2019-04-16 | 唐山钢铁集团有限责任公司 | 一种农机用低碳耐磨钢带及其生产方法 |
CN109628826B (zh) * | 2018-11-21 | 2021-02-26 | 唐山钢铁集团有限责任公司 | 一种农机用低碳耐磨钢带及其生产方法 |
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Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 20080108 |