JP2501438B2 - 低炭素鋼線材および棒鋼の製造法 - Google Patents
低炭素鋼線材および棒鋼の製造法Info
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Description
【発明の詳細な説明】 ［産業上の利用分野］ 本発明は伸線加工や冷間鍛造加工に供せられるところ
の強度が低く、かつ加工性にすぐれた低炭素鋼線材およ
び棒鋼の製造法に関するものである。
の強度が低く、かつ加工性にすぐれた低炭素鋼線材およ
び棒鋼の製造法に関するものである。
［従来の技術］ 低炭素鋼線材および棒鋼（以下、低炭素棒線と称す）
は通常0.2％以下の炭素を含有する普通炭素鋼で、熱間
圧延後、いわゆる二次加工工程と称される伸線、冷間鍛
造、焼鈍などの工程を経て多くの鋼製品の製造に供され
ている。低炭素棒線の材質上の特徴は、いうまでもなく
軟質で加工性にすぐれていることである。特に、引張強
さが低く、また冷間加工段階での加工硬化が小さいこと
は、焼鈍工程の省略化あるいは工具寿命の向上という経
済的な効果を生み出すため、従来低炭素棒線の軟質化を
目的とする多くの研究開発がなされている。
は通常0.2％以下の炭素を含有する普通炭素鋼で、熱間
圧延後、いわゆる二次加工工程と称される伸線、冷間鍛
造、焼鈍などの工程を経て多くの鋼製品の製造に供され
ている。低炭素棒線の材質上の特徴は、いうまでもなく
軟質で加工性にすぐれていることである。特に、引張強
さが低く、また冷間加工段階での加工硬化が小さいこと
は、焼鈍工程の省略化あるいは工具寿命の向上という経
済的な効果を生み出すため、従来低炭素棒線の軟質化を
目的とする多くの研究開発がなされている。
低炭素棒線を軟質化するための基本的な考え方を要約
すると次のようになる。
すると次のようになる。
（１） C,Si,Mn,P等、含有成分量を低減して、純鉄に
近い組成とする。
近い組成とする。
（２） フェライト中に固溶しているＣおよびＮをそれ
ぞれ炭化物および窒化物という形に固定して時効硬化を
減らす。
ぞれ炭化物および窒化物という形に固定して時効硬化を
減らす。
（３） フェライト結晶粒を大きくする。
（１）に関しては、特公昭59-3535に述べられている
が、低炭素鋼でありながらSi,Mn,Al等の脱酸元素が少な
いために健全な鋳片肌が得にくいこと、また非金属介在
物が多いために加工性が劣るという問題点がある。
（２）に関しては、Ｎに起因する時効を防止する手段と
してAl,Bなどを添加する技術が特開昭55-61319、特開昭
56-158841、および特開昭59-215463に述べられている。
これらはいずれも固溶Ｎに起因する時効の抑制には有効
だが、固溶Ｃに起因する時効を防止することができない
ため時効抑制効果には自ずと限界がある。これに対して
「鉄と鋼（日本鉄鋼協会）」第70巻第５号、S535ページ
に公表されているようにTi添加を行えば、ほゞ完全に時
効を防止することが可能である。これはTiが強力な炭窒
化物形成元素であるためである。しかし、上記刊行物に
も記載されているようにTiにより非時効化を行うために
は、化学量論的に必要なTi量の２〜３倍、すなわちTiを
成分重量比Ti/（Ｃ＋Ｎ）にして８〜10添加する必要が
ある。したがって一般的には、Ti添加による非時効棒線
の製造はコスト高となるため、より経済的な製造法の開
発が要請されている。（３）に関しては、AlとＮの含有
量の比を適当に選ぶことにより、焼鈍中にフェライトの
異常粒成長を起こさせ、これにより鋼線の軟質化を達成
する方法が特開昭60-36618の「低強度軟鋼線の製造法」
に示されている。しかしこのような粗大結晶粒を有する
鋼線は引抜加工ができず、また冷間鍛造加工時、材料表
面に著しい凹凸（いわゆるオレンジピール）を生ずるた
め、その用途は自ずと限定されている。
が、低炭素鋼でありながらSi,Mn,Al等の脱酸元素が少な
いために健全な鋳片肌が得にくいこと、また非金属介在
物が多いために加工性が劣るという問題点がある。
（２）に関しては、Ｎに起因する時効を防止する手段と
してAl,Bなどを添加する技術が特開昭55-61319、特開昭
56-158841、および特開昭59-215463に述べられている。
これらはいずれも固溶Ｎに起因する時効の抑制には有効
だが、固溶Ｃに起因する時効を防止することができない
ため時効抑制効果には自ずと限界がある。これに対して
「鉄と鋼（日本鉄鋼協会）」第70巻第５号、S535ページ
に公表されているようにTi添加を行えば、ほゞ完全に時
効を防止することが可能である。これはTiが強力な炭窒
化物形成元素であるためである。しかし、上記刊行物に
も記載されているようにTiにより非時効化を行うために
は、化学量論的に必要なTi量の２〜３倍、すなわちTiを
成分重量比Ti/（Ｃ＋Ｎ）にして８〜10添加する必要が
ある。したがって一般的には、Ti添加による非時効棒線
の製造はコスト高となるため、より経済的な製造法の開
発が要請されている。（３）に関しては、AlとＮの含有
量の比を適当に選ぶことにより、焼鈍中にフェライトの
異常粒成長を起こさせ、これにより鋼線の軟質化を達成
する方法が特開昭60-36618の「低強度軟鋼線の製造法」
に示されている。しかしこのような粗大結晶粒を有する
鋼線は引抜加工ができず、また冷間鍛造加工時、材料表
面に著しい凹凸（いわゆるオレンジピール）を生ずるた
め、その用途は自ずと限定されている。
以上のような状況を鑑み、本発明者らは上述（２）の
考え方にしたがってTi添加による非時効化の検討を重ね
てきた。
考え方にしたがってTi添加による非時効化の検討を重ね
てきた。
［発明が解決しようとする問題点］ 本発明の目的は、Tiを主体とする鋼組成とその熱間圧
延条件の最適化を検討し、これにより軟質かつ時効硬化
の少ない低炭素棒線を経済的に製造する方法を提供する
ことにある。
延条件の最適化を検討し、これにより軟質かつ時効硬化
の少ない低炭素棒線を経済的に製造する方法を提供する
ことにある。
［問題点を解決するための手段］ すなわち、本発明は、C:0.003〜0.04％,Si:0.005〜0.
35％,Mn:0.10〜0.60％,Al:0.005〜0.080％にTiを成分重
量比Ti/Cで４〜８含み、残部がFeおよび不可避的不純物
からなる鋼片あるいは鋳片を700〜950℃の温度範囲に加
熱し、その後熱間圧延することを特徴とする低炭素鋼線
材および棒鋼の製造法である。
35％,Mn:0.10〜0.60％,Al:0.005〜0.080％にTiを成分重
量比Ti/Cで４〜８含み、残部がFeおよび不可避的不純物
からなる鋼片あるいは鋳片を700〜950℃の温度範囲に加
熱し、その後熱間圧延することを特徴とする低炭素鋼線
材および棒鋼の製造法である。
［作用］ はじめに、本発明にかかわる化学成分の限定理由に関
して説明する。
して説明する。
Tiは強力な炭窒化物形成元素であり、TiNおよびTiCと
いう析出物を生成することによりフェライト中に固溶す
るＮおよびＣを固定して鋼を非時効化する。しかし、Ti
NとTiCでは析出温度が異なり、TiNは鋼の凝固温度付近
で析出するため、連続鋳造後の鋳片ではほとんどのＮは
TiNとして析出していると考えてよい。これに対して、T
iCは通常の熱間圧延温度まで下って析出を開始すること
から、以下TiCの析出に限定して説明する。TiとＣの原
子量比は４であるから、完全に非時効化するに必要なTi
の理論量はＣ量の４倍である。換言すれば、TiとＣの成
分重量比Ti/Cは４以上でなければならない。したがって
Tiの添加量を減らして経済的に非時効化を行うためには
Ｃ量は少ない方が望ましい。これよりＣ量の上限は0.04
％とする。しかしＣ量を0.003％未満に下げることは製
錬コストの急増をまねくため0.003％を下限とする。
いう析出物を生成することによりフェライト中に固溶す
るＮおよびＣを固定して鋼を非時効化する。しかし、Ti
NとTiCでは析出温度が異なり、TiNは鋼の凝固温度付近
で析出するため、連続鋳造後の鋳片ではほとんどのＮは
TiNとして析出していると考えてよい。これに対して、T
iCは通常の熱間圧延温度まで下って析出を開始すること
から、以下TiCの析出に限定して説明する。TiとＣの原
子量比は４であるから、完全に非時効化するに必要なTi
の理論量はＣ量の４倍である。換言すれば、TiとＣの成
分重量比Ti/Cは４以上でなければならない。したがって
Tiの添加量を減らして経済的に非時効化を行うためには
Ｃ量は少ない方が望ましい。これよりＣ量の上限は0.04
％とする。しかしＣ量を0.003％未満に下げることは製
錬コストの急増をまねくため0.003％を下限とする。
TiとＣの成分重量比Ti/Cの下限値は上述の理論値に等
しいが、実際にはTiCの析出駆動力やTiとＣの拡散時間
を考慮に入れる必要があり、工業的には４以上必要であ
る。本発明者らは、後述するように加熱炉における鋼片
あるいは鋳片の加熱温度と非時効化に必要なTi添加量お
よび棒線の材質におよぼす固溶Ti（TiCを形成しないT
i）の影響を調査した。その結果、加熱温度を700〜950
℃に選べばTi/C比８以下でほゞ完全に非時効できるこ
と、またTi/C比が８を越えるとフェライト中に固溶する
Tiの量が過剰となるため、冷間加工後の焼鈍に際して再
結晶の遅滞をまねき、そのため軟化が阻害されるという
新たな知見を得るに至った。これらの結果を総合すると
Ti/C比は４〜８とすることが好ましいことがわかる。Si
は脱酸上必要な元素であるため0.005％以上添加する
が、一方Siはフェライトの固溶強化作用が大きいため0.
35％を上限とする。
しいが、実際にはTiCの析出駆動力やTiとＣの拡散時間
を考慮に入れる必要があり、工業的には４以上必要であ
る。本発明者らは、後述するように加熱炉における鋼片
あるいは鋳片の加熱温度と非時効化に必要なTi添加量お
よび棒線の材質におよぼす固溶Ti（TiCを形成しないT
i）の影響を調査した。その結果、加熱温度を700〜950
℃に選べばTi/C比８以下でほゞ完全に非時効できるこ
と、またTi/C比が８を越えるとフェライト中に固溶する
Tiの量が過剰となるため、冷間加工後の焼鈍に際して再
結晶の遅滞をまねき、そのため軟化が阻害されるという
新たな知見を得るに至った。これらの結果を総合すると
Ti/C比は４〜８とすることが好ましいことがわかる。Si
は脱酸上必要な元素であるため0.005％以上添加する
が、一方Siはフェライトの固溶強化作用が大きいため0.
35％を上限とする。
Mnは脱酸元素として、またＳに起因する熱間脆性を防
止するために0.10％以上添加するが、Mnも固溶強化作用
があるので0.60％を上限とする。Alは脱酸上0.005％以
上添加するが、Alも他の元素と同様に、固溶強化作用が
あるので0.080％以下とする。
止するために0.10％以上添加するが、Mnも固溶強化作用
があるので0.60％を上限とする。Alは脱酸上0.005％以
上添加するが、Alも他の元素と同様に、固溶強化作用が
あるので0.080％以下とする。
非時効化に要するTiの量を最小限に抑えるためには、
熱間圧延における鋼片あるいは鋳片の加熱温度を適正な
範囲に入れる必要がある。
熱間圧延における鋼片あるいは鋳片の加熱温度を適正な
範囲に入れる必要がある。
本発明者らは溶体化状態からのTiCの析出に関して多
くの基礎実験を行い、その結果、TiCの析出速度が最大
となる温度は800〜850℃であるこを見出した。したがっ
て、この温度範囲で鋼片あるいは鋳片を加熱し、引きつ
ゞいて熱間圧延を行えば、加熱中にTiCの析出が進行
し、その後の熱間圧延および冷却条件にかゝわらず十分
な非時効化効果を得ることが可能である。これより、鋼
片あるいは鋳片の加熱温度は700〜950℃とすることが望
ましい。これより高い温度あるいは低い温度では、TiC
の析出に長時間を要し、また700℃未満では熱間圧延が
困難となるため、下限ならびに上限温度をそれぞれ700
℃および950℃とする。なおTiCの析出を熱間圧延中ある
いは熱間圧延後の冷却中に生じさせる方法も考えられる
が、通常の連続式熱間圧延においては圧延時間は短か
く、また冷却速度も大きいためにTiCの析出は不十分で
あり、本発明と比較するとその非時効化効果は小さい。
くの基礎実験を行い、その結果、TiCの析出速度が最大
となる温度は800〜850℃であるこを見出した。したがっ
て、この温度範囲で鋼片あるいは鋳片を加熱し、引きつ
ゞいて熱間圧延を行えば、加熱中にTiCの析出が進行
し、その後の熱間圧延および冷却条件にかゝわらず十分
な非時効化効果を得ることが可能である。これより、鋼
片あるいは鋳片の加熱温度は700〜950℃とすることが望
ましい。これより高い温度あるいは低い温度では、TiC
の析出に長時間を要し、また700℃未満では熱間圧延が
困難となるため、下限ならびに上限温度をそれぞれ700
℃および950℃とする。なおTiCの析出を熱間圧延中ある
いは熱間圧延後の冷却中に生じさせる方法も考えられる
が、通常の連続式熱間圧延においては圧延時間は短か
く、また冷却速度も大きいためにTiCの析出は不十分で
あり、本発明と比較するとその非時効化効果は小さい。
なお上述した成分元素以外の元素に関して言えば、Ｐ
は固溶強化作用があり、またＳはTiSを生成して有効なT
iの量を減ずるため、極力低減することが望ましい。同
様なことはＮについても言え、ＮはTiNを生成してTiを
消費することからできるだけ少なく、望ましくは0.0050
％以下とすることが好ましい。
は固溶強化作用があり、またＳはTiSを生成して有効なT
iの量を減ずるため、極力低減することが望ましい。同
様なことはＮについても言え、ＮはTiNを生成してTiを
消費することからできるだけ少なく、望ましくは0.0050
％以下とすることが好ましい。
［実施例］ 低炭素鋼を250トン転炉で溶製し、脱ガス処理設備を
用いて脱炭ならびに成分調整を行った。第１表に供試材
の化学成分を示す。
用いて脱炭ならびに成分調整を行った。第１表に供試材
の化学成分を示す。
連続鋳造設備により300×500mm鋳片とし、さらに分塊
圧延により122mm角断面の鋼片を製造した。これを線材
圧延工場の加熱炉で加熱後、連続式圧延機により直径5.
5mmの線材に圧延し、ステルモア冷却を行った。線材圧
延条件ならびに線材の特性を第１表に示す。
圧延により122mm角断面の鋼片を製造した。これを線材
圧延工場の加熱炉で加熱後、連続式圧延機により直径5.
5mmの線材に圧延し、ステルモア冷却を行った。線材圧
延条件ならびに線材の特性を第１表に示す。
線材の時効特性はフェライト中に固溶しているＣおよ
びＮの量に支配されていることから、固溶（Ｃ＋Ｎ）量
の測定を行った。測定は次に述べる時効指数を求める方
法で行った。すなわち、引張試験機で８％の予めひずみ
を与えたのち100℃×１時間の時効処理を行い、その後
再度引張試験を行うことにより、次式で示す時効指数を
求めた。
びＮの量に支配されていることから、固溶（Ｃ＋Ｎ）量
の測定を行った。測定は次に述べる時効指数を求める方
法で行った。すなわち、引張試験機で８％の予めひずみ
を与えたのち100℃×１時間の時効処理を行い、その後
再度引張試験を行うことにより、次式で示す時効指数を
求めた。
時効指数＝（時効処理後の降伏付強さ）−（時効処理
前、８％予ひずみに相当する変形強さ） 時効指数の単位はkgf/mm2で、その値の小さい方が固
溶（Ｃ＋Ｎ）量が少なく、したがって時効硬化量も少な
い。
前、８％予ひずみに相当する変形強さ） 時効指数の単位はkgf/mm2で、その値の小さい方が固
溶（Ｃ＋Ｎ）量が少なく、したがって時効硬化量も少な
い。
第１表でNo.1〜No.5はTi/C比の影響を、また、No.6〜
No.10は鋼片加熱温度の影響を示したものである。な
お、No.11およびNo.12は従来法であるが、No.11は通常
の圧延条件で圧延を行った場合、No.12はNo.11と同一化
学成分の鋼を用い、圧延中の材料を水冷することにより
700〜900℃の温度範囲で低温圧延を行った場合である。
第１表より、本発明法に従って製造した線材は従来のい
ずれの方法と比較しても、強度が低く、かつ時効指数も
小さいことがわかる。
No.10は鋼片加熱温度の影響を示したものである。な
お、No.11およびNo.12は従来法であるが、No.11は通常
の圧延条件で圧延を行った場合、No.12はNo.11と同一化
学成分の鋼を用い、圧延中の材料を水冷することにより
700〜900℃の温度範囲で低温圧延を行った場合である。
第１表より、本発明法に従って製造した線材は従来のい
ずれの方法と比較しても、強度が低く、かつ時効指数も
小さいことがわかる。
［発明の効果］ 以上述べた如く、本発明法にしたがって製造された低
炭素鋼線材は、従来法で製造されたものにくらべて、よ
り一段と軟質化されており、さらに固溶（Ｃ＋Ｎ）がほ
ゞ完全に固定されているために伸線加工中の加工硬化が
少なく、著しく軟質化された鋼線を製造することが可能
である。
炭素鋼線材は、従来法で製造されたものにくらべて、よ
り一段と軟質化されており、さらに固溶（Ｃ＋Ｎ）がほ
ゞ完全に固定されているために伸線加工中の加工硬化が
少なく、著しく軟質化された鋼線を製造することが可能
である。
なお、線材および棒鋼に関して述べてきたが、鋼板に
ついても同様な方法で製造することにより、強度が低
く、かつ加工性にすぐれた鋼板を製造することが可能で
ある。
ついても同様な方法で製造することにより、強度が低
く、かつ加工性にすぐれた鋼板を製造することが可能で
ある。
Claims (1)
- 【請求項１】C:0.003〜0.04％,Si:0.005〜0.35％ Mn:0.10〜0.60％,Al:0.005〜0.080％ にTiを成分重量比Ti/Cで４〜８含み、残部がFeおよび不
可避的不純物からなる鋼片あるいは鋳片を700〜950℃の
温度範囲に加熱し、その後熱間圧延することを特徴とす
る低炭素鋼線材および棒鋼の製造法
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP30117386A JP2501438B2 (ja) | 1986-12-19 | 1986-12-19 | 低炭素鋼線材および棒鋼の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP30117386A JP2501438B2 (ja) | 1986-12-19 | 1986-12-19 | 低炭素鋼線材および棒鋼の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS63157817A JPS63157817A (ja) | 1988-06-30 |
| JP2501438B2 true JP2501438B2 (ja) | 1996-05-29 |
Family
ID=17893668
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP30117386A Expired - Lifetime JP2501438B2 (ja) | 1986-12-19 | 1986-12-19 | 低炭素鋼線材および棒鋼の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2501438B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5237457A (en) * | 1990-10-04 | 1993-08-17 | Asahi Kogaku Kogyo Kabushiki Kaisha | Apparatus for adjusting an optical axis including a laser beam source and a beam shaping prism |
-
1986
- 1986-12-19 JP JP30117386A patent/JP2501438B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS63157817A (ja) | 1988-06-30 |
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