JP2518873B2 - 熱処理用鋼板 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） この発明は、低炭素鋼板並みの良好な加工性のもと
に、高炭素鋼板並みの焼入性を具備ししかも焼入−焼戻
し処理後の靱性にも優れる熱処理用鋼板を提案しようと
するものである。

一般に、焼入れ−焼戻し処理等の熱処理工程を経た上
で使用される炭素鋼材は、炭素を少なくとも約0.3wt％
（以下単に％で示す）以上含有し、高炭素鋼と呼ばれる
が、このような高炭素鋼は硬度が高く、強度および高摩
耗性に優れているので刃物、ばね、その他の各種機械部
品の分野にて広く使用されている。

このような用途分野において熱処理用鋼板はその熱処
理に先立って切削、打抜き、孔明け、曲げなどの各種加
工を受けるが、焼入性の高い鋼ほど高強度であって上記
のような加工が困難である。これを補うために、予め球
状化焼鈍などの軟質化処理を施すのが一般的であるにし
ても、このような処理で得られる球状化セメンタイト組
織での軟質化の程度には限度があり、到底低炭素鋼並み
の加工性を得ることは難しい。

つまり熱処理用の高炭素鋼においては通常、焼入性の
観点から材料の成分が決定されるため、難加工性となら
ざるを得ず、在来の考え方の下で、高炭素鋼につき低炭
素鋼並みの良加工性を期待するといったようなことは到
底無理な注文と言わざるを得なかった。

このようにして高炭素鋼を用いる場合、たとえば複雑
な形状の加工ができないと言った制約、また成形方法
や、成形用機械などの問題、さらには上記のような加工
工数および時間の増大など、製造コストの問題が生じて
いたわけである。

高炭素鋼における上記難点を解決する他の手段とし
て、複雑な成形加工を必要とする部品においては使用材
料として加工性の良好な低炭素鋼を用いて所定形状まで
の加工を施し、その後焼入性を確保するために浸炭ない
しはさらに浸窒処理などを施す方法もとられていはいる
が、このような浸炭、浸窒処理を行う方法の場合には当
然ながら工数の増加を伴い、経済的に不利益を来すこと
はいうまでもない。

（従来の技術） 特開昭60−52551号公報においては、炭素鋼材の加工
性を、格別に面倒な工程や装置を要することなくかつ必
要な強度を確保しつつ一段と向上させるために、鋼中Ｐ
及びＳの含有量をＰ（％）×Ｓ（％）≦10×10^-6のごと
く極力少なくすることによりグラファイト相の形成を導
いて、フェライト相とグラファイト相とを主体とした組
織にすることの有用性が提唱されている。

この場合熱処理用鋼としての使途に適合すべきC0.3％
以上のいわゆる高炭素鋼領域におけいは引張り強さがほ
ぼ60kgf/mm²から、86kgf/mm²にも及んでいるため、加工
性改善の効果はなお十分でない。

このほかフェライトとグラファイトを主体とする組織
とした場合に加工性が改善されることについては、特開
昭60−128245号公報にも開示されている。しかしこの事
例は焼入処理に供する分野の材料を対象としたものでな
くして、組織中のグラファイト相の持つ制振性を専ら利
用する構造用材料に限られたものであって、制振性の観
点から言うと組織中に存在するグラファイト相の粒子径
は大きい程良好となるので、むし粗大グラファイト粒を
もつ組織を目指しているのに反し熱処理用鋼にあって
は、このような粗大グラファイト粒をもつ組織は次の理
由によって適合しない。

一般に鋼をオーステナイト化温度まで加熱した時、鋼
中のＣのオーステナイト相への溶け込みやすさは、Ｃが
セメンタイトの状態になっている場合に比べて、グラフ
ァイトの状態になっている方が劣り、ことにこの傾向は
グラファイト粒が粗大であればある程強くなるからであ
る。このように、オーステナイトへのＣの溶解性が劣る
場合には、オーステナイト化後の焼入の際に所定の焼入
硬度を得られなくなるので、熱処理用鋼として使用でき
ないわけである。

（発明が解決しようとする問題点） 熱処理用鋼における以上の諸問題点に鑑み、切削、打
抜き、孔明け及び曲げなどの場合には低炭素孔並みに軟
質であって、良好な加工性を有しているだけでなく、浸
炭、浸窒など手間のかさむ処理を施すことなくして、焼
入−焼戻処理を行う場合には通常の高炭素鋼並みの熱処
理性能を併せて具備する熱処理用鋼板を提供することが
この発明の目的である。

（問題点を解決するための手段） 上記の目的は次の事情を骨子とする構成によって有利
に表現される。

C:0.30〜1.20％ Si:0.30〜2.00％ Mn:0.05〜1.50％ Al:0.001〜0.100％ N:0.0060％以下 P:0.020％以下 S:0.015％以下及び B:0.0005〜0.0500％ を含み残部Feおよび不可避的不純物の組成になり、フェ
ライト相と直径が10μｍ以下の微細グラファイト粒を主
体とする組織を有し、引張り強さ50kgf/mm²以下であっ
て、加工性と焼入性に優れ、かつ焼入−焼戻し処理後の
靱性にも優れることを特徴とする熱処理用鋼板（第１発
明）。

C:0.30〜1.20％ Si:0.30〜2.00％ Mn:0.05〜1.50％ Al:0.001〜0.100％ N:0.0060％以下 P:0.020％以下 S:0.015％以下及び B:0.0005〜0.0500％ Ti:0.005〜0.050％ を含み残部Feおよび不可避的不純物の組成になり、フェ
ライト相と直径が10μｍ以下の微細グラファイト粒を主
体とする組織を有し、引張り強さ50kgf/mm²以下であっ
て、加工性と焼入性に優れ、かつ焼入−焼戻し処理後の
靱性にも優れることを特徴とする熱処理用鋼板（第２発
明）。

C:0.30〜1.20％ Si:0.30〜2.00％ Mn:0.05〜1.50％ Al:0.001〜0.100％ N:0.0060％以下 P:0.020％以下 S:0.015％以下 B:0.0005〜0.0500％及び La:＋Ce:0.002〜0.050％ を含み残部Feおよび不可避的不純物の組成になり、フェ
ライト相と直径が10μｍ以下の微細グラファイト粒を主
体とする組織を有し、引張り強さ50kgf/mm²以下であっ
て、加工性と焼入性に優れ、かつ焼入−焼戻し処理後の
靱性にも優れることを特徴とする熱処理用鋼板（第３発
明）。

C:0.30〜1.20％ Si:0.30〜2.00％ Mn:0.05〜1.50％ Al:0.001〜0.100％ N:0.0060％以下 P:0.020％以下 S:0.015％以下 B:0.0005〜0.0500％ Ti:0.005〜0.050％ La＋Ce:0.002〜0.050％ を含み残部Feおよび不可避的不純物の組成になり、フェ
ライト相と直径が10μｍ以下の微細グラファイト粒を主
体とする組織を有し、引張り強さ50kgf/mm²以下であっ
て、加工性と焼入性に優れ、かつ焼入−焼戻し処理後の
靱性にも優れることを特徴とする熱処理用鋼板（第４発
明）。

第１〜４各発明は素材の材質特性として加工に際して
は低炭素鋼並みの軟質で良好な加工性をもたらし、しか
も熱処理に際しては通常の高炭素鋼並みに良好な焼入性
を有し、熱処理後の材料の靱性耐摩耗性および強度特性
に優れた鋼板であって、このような材質特性を達成する
ために鋼のミクロ組織を、ファライト相中に微細グラフ
ァイト相が均一に分散した組織（以下フェライト・グラ
ファイト組織と呼ぶ）に調整するのであり、そしてこの
ようなミクロ組織を得るために鋼の化学成分の調整と、
必要によっては熱間圧延時の圧延条件の調整に加えてそ
の後の焼鈍条件の調整を行うのである。

上に列記した何れの熱処理用鋼板も、所定の熱間圧延
を行った上で、ミクロ組織をフェライト・グラファイト
組織とする焼鈍処理を経た熱延板の形で得ることができ
るほか、またこのような熱延板を素材として圧延温度範
囲500℃以下の条件で温間ないしは冷間の圧延を施した
上で、やはり上記の焼鈍処理を加えた冷延板の形でも得
ることができ、このときとくに冷間圧延の際の加工性に
優れることから冷間圧延操業上の負荷が軽減され有利で
あるが、上記の熱間圧延を経て直接、通例どおりの工程
で温間ないし冷間の圧延に供し、これに焼鈍処理を施し
て冷延板としてもよい。

熱間圧延はとくに熱延過程でγ粒をできるだけ微細化
し得る条件とすることにより、γ粒の再結晶微細化を進
めておくことが微細グラファイトの均一分散のためによ
りのぞましい。

温間ないし冷間圧延は20％以上の圧下率で所定板厚に
仕上げる。

焼鈍処理条件は、500℃〜750℃より望ましくは650℃
〜A₁変態点間で１〜200hr保持で適合する。

（作 用） 上記の各発明で数値限定した理由について以下に詳述
する。

Ｃは、焼入性を確保する上で不可欠の元素であり、上
掲した熱処理用鋼板を使用して製造した各種製品の耐摩
耗性あるいは硬度、強度特性などの要請から0.30％以上
必要である。1.20％を上限とする理由は、これをこえる
Ｃ量で焼入性は飽和するばかりでなく、焼入前のオース
テナイト化時に不溶性のセメンタイト、あるいはグラフ
ァイト相の量が増加し、焼入処理後の耐衝撃特性の劣化
をもたらすからである。

Siは、次の二つの理由によりやはり不可欠の元素であ
る。

先ず第一には固溶硬化によって鋼素地を強化し、焼入
処理後においてＣによる焼入硬化だけでは達成できない
範囲の高強度を得やすくし、これによって耐摩耗性の向
上、高硬度化を図ることができるためである。

第二に、良好な微細グラファイト組織を得るためであ
る。すなわち、上記したように高炭素鋼の熱延ままのミ
クロ組織は、フェライトとパーライト、又はこれらにベ
イナイトを含む組織であって通常、非常に高強度である
ため、成形加工性が著しく悪い。これを改善するために
は焼鈍によってミクロ組織を所期のフェライト・グラフ
ァイト組織に変えるわけであるが、Siはこの焼鈍の際、
セメンタイトをグラファイト粒に変化し易くするように
作用して、焼鈍後にフェライト・グラファイト組織を得
られ易くし、これにより軟質化と加工性の改善に寄与す
る。なお、Siはさらに焼入前の加熱に際してこんどはグ
ラファイト粒のオーステナイトへの溶解性改善を通して
焼入性を向上するのにも役立つ。

ここにSiがセメンタイトのグラファイトへの変換を助
長する機構は次の通りである。

Siは非単化生成元素であるから平衡的にはセメンタイ
トには溶解し難いが、非平衡的に溶解した状態の場合に
は、セメンタイトを非常に不安定化する。熱延後のAr₁
変態によるセメンタイトの生成速度は非常に速いので生
成したセメンタイトの組成は変態前の母相の組成比を濃
厚に引き継ぎ、そのため平衡溶解度以上の過剰なSiを含
有することになる。母材のSi含有量が多いもの程、セメ
ンタイト中における過剰Si量も増加するから、セメンタ
イトの不安定化度合が増大して、グラファイトへの変換
が容易になるのである。

以上述べた二つの効果を有利に得るためにはSiは0.3
〜2.0％とすることが必要であり、2.0％以下に限定する
理由は製造コストの観点、すなわち2.0％を超えて添加
しても固溶硬化に関係した耐摩耗性の改善についても、
また焼鈍時のグラファイト化促進作用に関しても飽和
し、製造コストが増加するのみだからである。Mnは焼入
性を向上させる元素であり、とくに焼入処理工程での臨
界冷却速度を下げる効果が大きいので、Mnを増量した場
合、焼入歪防止等の観点から焼入時の冷却速度を遅くす
ることが可能となり、この観点からは有効な元素である
ことも云えるが、一方においてMnは、セメントタイト中
に溶解し易く、その量が多くなるとセメンタイトを著し
く安定化して、グラファイト化を阻害し、1.5％を超え
るとこのような悪影響が著しく大きくなって、焼鈍時の
グラファイト化が遅滞し、所望のフェライト・グラファ
イト組織が得難くなるので、上限を1.5％とした。ま
た、Mnの下限を0.05％として定めたのは、これよりもMn
が低くなると不純物元素としてのＳの固定か不十分とな
り、熱間脆性を惹起し易くなるからである。

Alは、脱酸元素として鋼の清浄度を改善すること、お
よびAlNとしてグラファイト化を阻害する固液Ｎ低減せ
しめる効果を期待するためには0.001％以上必要である
が、この効果は0.100％を超えると飽和するため、0.001
〜0.100％の範囲とする。

Ｎはセメントイト中のＣと置換する形で溶解し、これ
を著しく安定化さす作用がありそのため、焼鈍の際にフ
ェライト・グラファイト組織を得難くすることから0.00
60％以下にしなければならない。

Ｐは、鋼の変態特性に及ぼす影響ならびに偏析の点か
ら、焼入性および加工性のいずれに対しても悪影響をお
よぼすことが第１の理由、またＰはセメンタイト中に微
量溶解してこれらを安定化する作用があるため焼鈍に際
してフェライト・グラファイト組織の生成を阻害する作
用を示すことが第２の理由で好ましくなく、このような
Ｐの悪影響を避けるためには0.020％以下にしなければ
ならない。しかし経済性をこえてまでむやみに低くする
ことは必要でなく、0.002％程度よりも低くなくてもよ
い。

Ｓは非金属介在物を作り易く、加工性を悪化させると
ともに、焼鈍の際にグラファイト化を阻害する作用もあ
るので、0.015％以下にしなければならない。しかしＳ
についてもＰと同じ理由で0.0005％程度よりも低くしな
くてもよい。

Ｂはとくに重要な役割を持つ元素であるので以下にそ
の作用について詳述する。すなわち、その作用の一つは
従来知られているように焼入性の向上を図るために有用
な元素であること、そして他はグラファイト化を極めて
有効に促進し、しかも得られるグラファイト粒を極めて
微細化させる作用があって、フェライト素地中に微細か
つ均一にグラファィト粒が分散した所期のフェライト・
グラファイト組織を得やすくする上で有用なことであ
る。

Ｂのもつ前者の作用については言うまでもなく従来周
知されているとうりであるが、後者の作用に関しては本
発明者らが独自に見出したところであり、その機構は次
のとおりである。

グラファイト化を促進する上において重要な点は２つ
あって、まず第１は上記したごとくセメンタイト（Fe3
C）ないしはM23C6型の鉄炭化物の不安化度合いを増加さ
せること、第２はグラファイト化核の生成を容易にする
ことである。

Ｂはこのいずれに対しても効果をもつものであってま
ず、鉄炭化物を不安定化する機構は次のとうりである。

ＢはＣやＮと同様に侵入型元素としての性質を有する
ので、鉄炭化物中のＣと置換固溶してFeb（CB）３やFe2
3（CB）６を作るが、この時ＢはＣやＮに比べて原子半
径が大きいため、固溶すると鉄炭化物結晶格子の格子歪
の増大が起こることであり、このことによって鉄炭化物
の熱的不安定度合いが増大して、焼鈍により容易にグラ
ファイトに変換するようになるのである。また、以上の
ほかＢは、強力な窒化物形成元素でもあるのですでに触
れたセメンタイト安定化作用の強いＮを、BNとして固定
しその悪影響を除くことにより、間接的にセメンタイト
の不安定化度を増す効果も加わる。

次にＢのグラファイト化核の生成作用については、 （１） ＢがＮと反応しBNを作り、このBNがグラファイ
ト化核として作用する場合、 （２） 上記のFe23（CB）６自身が分解すると同時に核
として作用する場合、 の２通りがある。

ここで考慮すべき点はこのような核を有する場合、最
終のグラファイト粒の分散状態は初めにあったこの核の
分布状態に強く依存することになるので、最終組織を均
一なグラファイト分布をもつミクロ組織とするために
は、焼鈍以前の工程において作用核となるBNやFe23（C
B）６の分布状態を制御することが望ましい。

この制御にはγ状態でのＢのミクロ偏析の状態が重要
であって例えば、Ｂは一般に知られているように旧γ粒
界に偏析し易いので、もしもγ粒が粗大な場合核の分布
状態が特定の位置にかたよることになり、最終のグラフ
ァイト粒の分布状態も悪化するうれいなしとしない。こ
れについては旧γ粒界に偏析し易いＢを均一化するため
熱延過程でγ粒をできるだけ微細化するように熱延条件
をコントロールし、圧延によるγ粒の再結晶微細化を進
めることがのぞましいわけである。

この最終のグラファイト粒分布の改善はまた次に述べ
るTiあるいはLa＋Ceの添加によって一層有利に成就さ
れ、その機構は後述する。

このようにしてγ状態でのＢの分布状態を調整してお
けば、グラファイト化核としての上記Ｂ析出物の分布が
改善され、その結果その後の焼鈍においてこれらのグラ
ファイト化核が有効に作用して、グラファイト化速度の
著しい増大、ならびに得られるグラファイト粒の微細、
均一化が生じるのである。

以上の効果を期待するにはＢは少なくとも0.0005％以
上必要であり、また、0.0500％を超える添加ではその効
果は飽和し、かえって経済的に不利益を招くのみであ
る。

次に第2,第４各発明におけるTiは、Ｎを固定する作用
がＢより強いので、0.0060％以下のＮ量であれば、Ti添
加によってＮの悪影響をほとんど除くことができる。そ
の場合、グラファイト化核としてのBNの生成量はやや減
少することになるが、これはFe23（CB）６による上述の
核作用によって十分補うことが出来る。また、それだけ
でなく、次に述べる理由によりグラファイトの分布状態
の一層の改善効果を発揮するのである。すなわち、上記
したように、核となるＢは旧γ粒界に偏析し易いのでこ
れを均一化するように、すでに触れた熱延過程でのγ粒
をできるだけ微細化する一つの手段として熱延条件をコ
ントロールして圧延によるγ粒の再結晶微細化をすすめ
ることがのぞましいにしてもこれによる微細化の程度に
限界が生じるとか、熱延条件に制約が生じるとかの不具
合を伴うようなときでもTi添加により、再加熱時の所期
γ粒ならびに熱延時の再結晶γ粒のいずれにたいしても
有効な微細化が達成されることから、容易に上記の不具
合が解消され得るのである。

この効果を発揮さすためにTiは、0.005％以上必要で
あるが、0.050％を超えて添加しても効果は飽和するの
で0.050％を上限とした。

第3,第４各発明でのLa,Ceも、前記Tiと同様にγ状態
でのＢの分布状態の改善を通じて最終のグアファイト粒
径および分布状態を改善する。すなわち、LaおよびCeは
酸化物や硫化物を形成するが、ＢはこのようなLaやCeの
析出物周辺にもミクロ的な偏析を生じ易い。このことは
上述のＢの集積し易い析出物の存在によって、γ粒界以
外のＢのミクロ偏析箇所が増大することを意味するもの
であり、この結果としてＢのミクロ偏析は全体として均
一化する方向に改善されるのである。また、La,CeはＳ
を固定する効果によっても加工性の改善に寄与する。

以上の効果を発揮さすためにはLa＋Ceの添加量が少な
くとも0.005％以上必要であり、0.050％を超えると効果
は飽和するのでこれを上限とした。

次に上述のように加工性と焼入性を同時に満足させる
ための各発明を通じて、フェライト・グラファイト組織
を有することが限定され、その理由は本発明者らの研究
成果に基づいて以下に説明するとおりである。

第１図はC:0.60％、Si:1.55％,Mn:0.80％,Al:0.021
％,N:0.0018％,P:0.008％,S:0.001％及びB:0.0025％の
成分組成になる8mm厚さの熱延鋼帯より採取した小試片
を用い、種々の方法により、組織中のグラファイト化比
率を変化させて、フェライトと微細フェライトを主体と
し残りのＣについては球状化したセメンタイトよりなる
組織に調整して、引張り特性とシャルピー衝撃特性を調
査した結果である。

また第２図はグラファイト粒子径が異なった場合の焼
入性の違いを示すものである。この焼入性の評価は、グ
ラファイト化率が80％以上のものであって、平均グラフ
ァイト粒子径が種々に異なる場合について、860℃での
加熱保持時間を種々変更しその保持後50℃/secの冷却速
度で焼入れをした場合の断面平均硬度で示してある。

第１図および第２図の結果に伴って、 （１） 引張り特性、衝撃特性はグラファイト化比率に
依存し、このグラファイト化比率が80％をこえる場合に
は引張り強度が低く、伸び並びに衝撃特性も良好である
こと （２） 一方、焼入性に関してはグラファイトの平均粒
子径に依存し、10μｍを超える大きいグラファイト粒の
場合オーステナイト化に要する加熱時間は著しく長くな
ること （３） このように、グラファイト化比率を高め、かつ
その平均粒径を10μｍ以下に調整した微細グラフイトが
フェライトと混在した組織とすることによって、加工性
と焼入性とを同時に満たす特性を持つこと の知見が得られた。

ここにグラファイト化焼鈍条件の範囲は十分な軟質化
のもとで加工性に最も有利な焼鈍組織を得ること、およ
び焼鈍コストが安いことの２つの観点から選択するのが
実際的である。例えば焼鈍温度範囲が500℃未満のよう
に低温焼鈍では軟化の進行が著しく遅くなり、また750
℃を超えると焼鈍中にオーステナイト相となる割合が大
きくなって、この部分が焼鈍時にパーライト相として残
り、軟質化組織の均一性を阻害する原因となり好ましく
ない。そのため焼鈍温度範囲として500〜750℃が推奨さ
れ、また焼鈍時間としては約１〜200時間程度が適当で
あるが、焼鈍温度が低い程長時間を必要とする。

なお、材質的にみた場合焼鈍温度の最適な範囲は650
℃〜A₁変態点の範囲であり、特にA₁変態点直下の温度を
選択すれば短時間の焼鈍で良好な材質が得られる。

また、焼鈍サイクルとして例えばいったんα＋γ２相
温度領域となる温度まで加熱した後、非常に遅い冷却速
度でA₁変態点以下の温度域で保持するとか、の方法を採
用しても焼鈍時間の短縮および材質の改善が図れる。

次にこのグラファイト化焼鈍に先立って冷間ないしは
温間圧延を施す場合にあっては、焼入性と冷間加工性の
観点から、フェライトと微細均一なグラファイト粒から
なるミクロ組織を一層効率的に得る手段となる。すなわ
ち化学成分中にグラファイト化核として作用する適量の
Ｂを用いた熱延板に、グラファイト化焼鈍に先立ち冷間
ないしは温間圧延を実施することでグラファイト化焼鈍
に際して、グラファイト化核作用が一層顕著となり、グ
ラファイト化速度が増大するので容易にグラファイト粒
が微細均一に分布する最終ミクロ組織が得られる。

ところで、このグラファイト化過程はまず最初にグラ
ファイトの核生成があって、ついでセメンタイトの分
解、Ｃの素地への固溶、グラファイト粒への拡散の順に
粒成長が進む。この中では核生成過程が非常に重要な要
素であって、核生成サイトが多く、しかも均一に分布し
ているもの程、最終のグラファイト粒が微細化し、かつ
均一化する。また、核が増加すればセメンタイト分解後
のＣの拡散距離も短くて済むのでグラファイト成長速度
も増大する。Ｂ添加によって、上述のBNあるいはFe23
（CB）６等の析出物がグラファイト化核として作用する
わけであるが、冷間もしくは温間圧延をこれに加えた場
合、これらの析出物の周辺においてミクロ的に転位密度
が著しく増加し、その核作用を増すことになる。

また、それ以外にも冷間もしくは温間圧延によって導
入される多量の点欠陥が核サイトとなるので、さらに核
生成が容易となる。

加えるに、セメンタイトが上記圧延によって不安定化
し、分解し易くなること、さらに圧延によって導入され
た転位が、素地に固溶したＣの拡散の経路として作用す
るので、グラファイトの成長速度をも増進するのであ
る。

また、上記のような冷間ないしは温間圧延による転位
密度の増大は、次工程の焼鈍に際してフェライト粒再結
晶核の数を増大させるので、焼鈍後のフェライト相素地
の結晶粒の微細化が達成される。その結果靱性および強
度−伸びバランスの向上にも寄与する。このような複合
的効果の積み重ねによって、効果が一層顕在化され、極
めて有効かつ、良好な結果が得られるのである。

このような効果を発揮せしめるためには500℃以下で
の温間ないしは冷間圧延温度領域で20％以上の圧下率が
必要である。この圧延温度は500℃を超えると、圧延後
に歪の回復やフェライト素地の再結晶によって、有効に
作用する転位や点欠陥の数が減少して、所期した効果が
十分に発揮されなくなるためである。また圧下率20％未
満では圧延によって導入される点欠陥、転位の割合が少
な過ぎるため、やはり効果が得られ難い。

実施例 １ 表１に化学成分を示した鋼を用いて、通常の方法で熱
間圧延を行い、8mm厚の熱延鋼帯とし、続いてこの熱延
鋼帯に所定の焼鈍を施した。表２にこれらについての焼
鈍条件と焼鈍後の引張り特性、シャルビー特性、および
焼入−焼戻し後の硬度と靱性の成績を示す。

なお、引張り特性は8mm厚のJIS 5号引張り試験片での
成績、そして硬度は850℃で30min加熱後、70℃/secの冷
却速度で油焼入れ後、250℃で60minの焼戻し処理を施し
た後の成績である。

この発明に従うミクロ組織上の特徴であるフェライト
・グラファイト組織の状態を代表例について比較鋼と対
比し、第３図に示し、またこの発明による材質的特徴を
明確にするため表２に示した引張り強さと焼入−焼戻し
後の硬度の関係を第４図に、また引張り強度と伸びの関
係を第５図に比較して示す。

第３図から発明鋼は加めて微細なグラファイト粒がフ
ェライト素地中に均一に分散した組織となっていること
がわかる。また第４図、第５図からこの発明では引張り
強度が50kgf/mm²以下であって、高炭素鋼でありながら
引張り特性は、低炭素鋼並の低強度、高延性の特性を示
し、しかも焼入−焼戻しの硬度は比較鋼のフェライト・
球状化セメンタイト組織鋼と変わらない焼入性を有する
ことがわかる。

さらに表２から発明鋼は比較鋼の球状化セメンタイト
組織鋼に比べて衝撃特性が著しく優れ、とくにこの効果
はＢを単独添加した鋼に比べて、ＢとTi及び／又はLa＋
Ceを複合添加した場合においてより著しいことがわか
る。

実施例 ２ 表１に化学成分を示す鋼を用いて、通常の方法で熱間
圧延を行って、熱延鋼帯とし、続いてこの熱延鋼帯を酸
洗し、各種の圧下温度および圧下率で温間もしくは冷間
圧延を行い、その後に所定の焼鈍を施した。表３にこれ
らについての焼鈍条件および圧下温度、圧下率と焼鈍後
の引張り試験片での成績、そして硬度は850℃で30min加
熱後、70℃/secの冷却速度で油焼入れ後、250℃で60min
の焼戻し処理を施した後の成績を示した。

表３から発明鋼は引張り強度が50kgf/mm2以下であ
り、高炭素鋼でありながら引張り特性は低炭素鋼並の低
強度、高延性の特性を示し、しかも焼入−焼戻し後の硬
度は比較鋼のフェライト・球状化セメンタイト組織鋼と
変わらない焼入性を有することがわかる。また、本発明
鋼は比較鋼の球状化セメンタイト組織鋼に比べ衝撃特性
が著しく優れており、特にこの効果はＢを単独添加下鋼
に比べて、ＢとTiあるいはLa＋Ceとを複合添加した場合
においてより著しいことがわかる。

（発明の効果） この発明によれば、従来加工性に乏しかった熱処理用
途の高炭素鋼を低立素鋼並の軟質、良加工性の機械的性
質と、従来の高炭素鋼と変わらない優れた焼入性を併せ
有する鋼が得られる。本発明鋼を刃物、ばね、耐摩耗性
部品等の各種機械部品用として用いれば、熱処理前の成
形加工性が著しく改善されるので、加工工程の簡略化、
成形形状の複雑化が可能となり、省工程、省力、省コス
トの面で大きな効果が得られる。

【図面の簡単な説明】

第１図はグラファイト比率が機械的性質および焼入性に
及ぼす影響を示すグラフ、 第２図はグラファイト粒の大きさが焼入性に及ぼす影響
を示すグラフ、 第３図は発明鋼と比較鋼のミクロ組織を比較した顕微鏡
写真でしり、 第４図は同じく引張り強度と焼入−焼戻し後の硬度の比
較を示すグラフであり、 第５図は発明鋼と比較鋼の引張り強度と伸びの関係を示
すグラフである。

Claims (4)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】C:0.30〜1.20wt％ Si:0.30〜2.00wt％ Mn:0.05〜1.50wt％ Al:0.001〜0.100wt％ N:0.0060wt％以下 P:0.020wt％以下 S:0.015wt％以下及び B:0.0005〜0.0500wt％ を含み残部Feおよび不可避的不純物の組成になり、フェ
   ライト相と直径が10μｍ以下の微細グラファイト粒を主
   体とする組織を有し、引張り強さ50kgf/mm²以下であっ
   て、加工性と焼入性に優れ、かつ焼入−焼戻し処理後の
   靱性にも優れることを特徴とする熱処理用鋼板。
2. 【請求項２】C:0.30〜1.20wt％ Si:0.30〜2.00wt％ Mn:0.05〜1.50wt％ Al:0.001〜0.100wt％ N:0.0060wt％以下 P:0.020wt％以下 S:0.015wt％以下 B:0.0005〜0.0500wt％及び Ti:0.005〜0.050wt％ を含み残部Feおよび不可避的不純物の組成になり、フェ
   ライト相と直径が10μｍ以下の微細グラファイト粒を主
   体とする組織を有し、引張り強さ50kgf/mm²以下であっ
   て、加工性と焼入性に優れ、かつ焼入−焼戻し処理後の
   靱性にも優れることを特徴とする熱処理用鋼板。
3. 【請求項３】C:0.30〜1.20wt％ Si:0.30〜2.00wt％ Mn:0.05〜1.50wt％ Al:0..001〜0.100wt％ N:0.0060wt％以下 P:0.020wt％以下 S:0.015wt％以下 B:0.0005〜0.0500wt％及び La:＋Ce:0.002〜0.050wt％ を含み残部Feおよび不可避的不純物の組成になり、フェ
   ライト相と直径が10μｍ以下の微細グラファイト粒を主
   体とする組織を有し、引張り強さ50kgf/mm²以下であっ
   て、加工性と焼入性に優れ、かつ焼入−焼戻し処理後の
   靱性にも優れることを特徴とする熱処理用鋼板。
4. 【請求項４】C:0.30〜1.20wt％ Si:0.30〜2.00wt％ Mn:0.05〜1.50wt％ Al:0.001〜0.100wt％ N:0.0060wt％以下 P:0.020wt％以下 S:0.015wt％以下および B:0.0005〜0.0500wt％ Ti:0.005〜0.050wt％及び La＋Ce:0.002〜0.050wt％ を含み残部Feおよび不可避的不純物の組成になり、フェ
   ライト相と直径が10μｍ以下の微細グラファイト粒を主
   体とする組織を有し、引張り強さ50kgf/mm²以下であっ
   て、加工性と焼入性に優れ、かつ焼入−焼戻し処理後の
   靱性にも優れることを特徴とする熱処理用鋼板。