JP2756534B2

JP2756534B2 - 高延性棒鋼の製造方法

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Publication number: JP2756534B2
Application number: JP1032757A
Authority: JP
Inventors: 豊明江口; 能由大和田; 宏志神田; 晶勝尾
Original assignee: TOOA SUCHIIRU KK
Current assignee: TOOA SUCHIIRU KK
Priority date: 1989-02-14
Filing date: 1989-02-14
Publication date: 1998-05-25
Anticipated expiration: 2013-05-25
Also published as: JPH02213416A

Description

【発明の詳細な説明】「発明の目的」（産業上の利用分野）この発明は高延性棒鋼の製造方法に関するものであ
る。

（従来の技術）通常の圧延工程を終了した後得られる金属組織、例え
ば従来の機械構造用炭素鋼30mmφ程度の棒鋼の圧延後に
得られる組織は、粗大なフェライト＋パーライト組織で
あり、SCM420等の肌焼き鋼、SCM435等の強靱鋼において
は、ベイナイトの混在した組織となっているため、延性
が低くこのため冷間押し出し等の厳しい加工を必要とす
る場合には、延性を高めるための軟化焼鈍を事前に施す
ことが一般的に行なわれている。然し、この軟化焼鈍は
数時間から十数時間におよび長時間を必要とするもので
あり、著しく生産性を阻害しており、コストの上昇を招
き従来からの簡略化が望まれていた。

近年、制御圧延を利用してフェライト＋パーライト組
織を微細化して延性の向上を図る例えば特開昭59−1267
20等が提案されている。該方法は、Ar₁〜Ar₁−50℃の範
囲内で仕上げ圧延を行なって、Ac₁〜Ac₃の間の温度で仕
上圧延を終了し後、除冷する方法である。

また、特開昭62−227031には、鋼片を750〜950℃に加
熱した熱間圧延するに際し、仕上げ圧延前に850〜1000
℃の温度から850〜Ms点まで冷却すると共に、仕上げ圧
延終了温度を700〜850℃とする細粒鋼の製造方法が開示
されている。

（発明が解決しようとする課題）然しながら、前述した組織の細粒化法にも、下記のよ
うな問題点が指摘されている。特開昭59−126720の場
合、Ac₁〜Ac₃の高温から徐冷する場合には、圧延の終了
からオーステナイト変態を開始するまでの間にオーステ
ナイト粒が成長し、期待するような極微細な変態後の組
織を得ることが困難であり、変態開始前の過冷却の程度
が小さいので、フェライト＋パーライト組織しか得られ
ず、延性靱性は向上しない。特開昭62−227031の場合に
は、仕上げ圧延前の冷却開始温度が850〜1000℃と高い
ために、中間圧延中および圧延後の再結晶の進行がかな
り速く、オーステナイト粒は粗大化し、又、700〜850℃
で仕上げた圧延を終了しても、変態開始までにオーステ
ナイト粒の粗大化が進行してしまうことになる。又、60
0℃までを５℃／秒以上で冷却することとしているが、
仕上げ圧延温度が高いので、容易には細粒組織は得られ
ない。尚、一般的に制御圧延に関する発明は仕上げ圧延
前後の温度のみを制御の対象としているが、鋼のオース
テナイト粒度はその前履を強く継承するものであるか
ら、圧延の過程で粗大化した粒を生成せしめた場合に
は、殆ど修復は効かないのである。

本発明は、このような現状に鑑み創案されたものであ
り、所定の化学組成を有する鋼片を、加熱炉より低温抽
出し、制御圧延と制御冷却を組合せることにより、軟化
焼鈍材に相当する高延性棒鋼を製造する方法を提供する
ことを目的とするものである。

「発明の構成」（課題を解決するための手段）前述の目的を達成するために、本発明者等は（１）重量％で、C:0.10〜0.60％、Si:0.35％以下、Mn:
0.30〜1.70％、N:0.0040〜0.0200％を含み、更にTi、Z
r、Nb、Alのうち１種もしくは２種以上を0.010〜0.100
％含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼片
を、850〜1000℃に加熱し、熱間圧延を行なうに際し、
中間圧延機群から仕上げ圧延機群入側における鋼材の温
度を600〜750℃、粗圧延から仕上げ圧延終了までの出側
における鋼材の温度を700〜850℃の範囲とし、更に仕上
げ圧延後水冷により鋼材表面を500〜680℃の温度に急冷
した後復熱せしめることを特徴とする高延性棒鋼の製造
方法。

（２）重量％で、C:0.10〜0.60％、Si:0.35％以下、Mn:
0.30〜1.70％、N:0.0040〜0.0200％を含み、更にTi、Z
r、Nb、Alのうち１種もしくは２種以上を0.010〜0.100
％含み、而も、Cr:0.10〜1.30％、Ni:0.05〜1.00％、M
o:0.05〜0.30％、のうち１種もしくは２種以上を含み、
残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼片を、850〜1
000℃に加熱し、熱間圧延を行なうに際し、中間圧延機
群から仕上げ圧延機群入側における鋼材の温度を600〜7
50℃、粗圧延から仕上げ圧延終了までの出側における鋼
材の温度を700〜850℃の範囲とし、更に仕上げ圧延後水
冷により鋼材表面を500〜680℃の温度に急冷した後復熱
せしめることを特徴とする高延性棒鋼の製造方法を茲に
提案する。

本発明の方法を採用することにより、軟化焼鈍を省略
し得る程の高延性棒鋼を、効率的に製造することができ
る。

（作用）前述したような従来技術の欠点を、解明すべく研究を
重ねた結果オーステナイトが残る程度の強制御圧延を行
なって、炭化物の析出サイトを増大せしめると、炭化物
の析出が促進されてパーライトに成長せずに微細な球状
炭化物を有する組織が得られるこの知見を得た。即ち、
加熱時のオーステナイト粒を20μｍ程度に抑え、表面疵
を発生せしめない極限に近い低温圧延を施し、更に、圧
延終了後はその二次再結晶による粗大化を防止し、変態
に対する過冷度を高めるため、換言すれば、パーライト
変態を極力抑制して微細な球状炭化物を得るために、変
態開始直前の温度まで急冷することにより、表層部に微
細な球状炭化物が生成し、従来鋼よりも極微細粒で格段
に優れて延性を有する棒鋼を製造する方法を創案したも
のである。下記に本発明の作用について説明する。

先ず本発明の化学的組成におけるその数値限定の理由
を下記に説明する。

C:0.10〜0.60％Ｃは強度を確保するのに重要な元素であるが、0.10％
未満では必要とする強度が得られず、一方0.60％を超え
ると延性の低下が大きいので、0.10〜0.60％の範囲とし
た。

Si:0.35％以下 Siは脱酸剤としても機能するが、フェライトに固溶し
鋼の延性を低下せしめる。0.35％を超えると、延性の低
下が著しくなるので、上限を0.35％とした。

Mn:0.30〜1.70％ Mnは強度、靱性を確保するのに重要な元素である。

然し、0.30％未満ではＳによる熱間延性の低下を抑制
することができず、表面疵が発生し易くなる。一方1.70
％を超えると硬度が増し、延性が低下するので、0.30〜
1.70％の範囲とした。

Ｎは窒化物を析出して、オーステイナイト粒の粗大化
を抑止するのに重要な元素であるが、0.0040％未満では
その効果は少なく、一方、0.0200％を超えると過剰のＮ
がフェライトに固溶して延性を低下せしめ、又、加工中
に歪時効を起こして加工性を損う原因ともなるので、0.
0040〜0.0200％の範囲とした。

Ti、Zr、Nb、Al、のうちの１種もしくは２種以上:0.010
〜0.100％これらの元素は窒素と結合して微細な窒化物を析出し
てソーステナイト粒の成長を抑制するのに効果があり、
少なくとも何れが１種は添加せしめる必要がある。然
し、その総量が0.010％未満では、オーステナイト粒の
成長を抑制する力が弱く、部分的に粒の壮大化を招く恐
れがある。一方0.100％を超えて添加しても、効果は飽
和するのみでなく、鋼の清浄性を低下させることになる
ので、0.010〜0.100％の範囲とした。

尚、本発明においては、必須元素ではないが、第２グ
ループの選択元素として下記の元素を、必要に応じ添加
する。

Cr:0.10〜1.30％、Ni:0.05〜1.00％、Mo:0.05〜0.30
％の１種もしくは２種以上を添加することができる。こ
れらの元素は、焼入れ性の向上に有効であり、焼入れ焼
戻しにより所望の強度を得ることが必要な場合に添加す
る。何れの元素の場合も、上記下限の添加量未満では焼
入れ性の向上は期待できず、夫々の上限を超えて添加す
る場合には、圧延後にベイナイト組織を生じ易く軟質の
棒鋼を製造するのが困難になるので前述の快削元素を添
加することもできる。

次に圧延条件および熱処理条件の数値限定理由につい
て述べる。

鋼片の加熱温度:850〜1000℃ 加熱温度が850℃未満では、粗圧延における負荷が大
きく圧延困難となり、一方1000℃を超えるとオーステナ
イト粒の成長が著しく、そのため微細な組織が得られに
くくなるので、850〜1000℃の範囲とした。

中間圧延機群から仕上げ圧延機群入り側における鋼材の
温度:600〜750℃ 鋼材の温度が600℃未満の場合には、熱間延性が不足
して棒の表面に横割れを生ずる危険があり、一方750℃
を超える場合には、圧延中の動的再結晶の進行が速く微
細な粒を得ることができないので、600〜750℃の範囲と
した。

粗圧延から仕上げ圧延終了までの出側における鋼材の温
度:700〜850℃ 粗圧延の開始から仕上げ圧延終了までの出側における
鋼材の温度は、700℃未満の場合には延性の不足から圧
延中に表面疵を発生し易く、圧延機に過大な負荷がかか
ることになりロール析損等の原因ともなり、一方、850
℃を超える場合には、動的再結晶の進行が速く、微細な
粒を得ることができなので、700〜850℃の範囲とした。

仕上げ圧延後の鋼材表面の急冷温度:500〜680℃ 圧延終了後の鋼材表面の急冷温度が、500℃未満では
急冷によるベイナイト等の過冷組織を生じ易く、強度が
高くなり過ぎる傾向があり、一方、680℃を超える温度
では変態開始までの粒成長の抑制が不充分となり、且つ
微細な球状炭化物を析出させるための必要な過冷却が不
足してパーライト組織を生ずることになるので、鋼材表
面の急冷温度を500〜680℃の範囲とする必要がある。急
冷後は鋼材内部の保有熱により680℃以上に復熱され
て、さらに徐々に冷却されていく。

（実施例）第１表に試験に用いた供試鋼の化学組成を示す。Ａは
細粒化元素としてAl、Tiを含有するS45C相当鋼、ＢはA
l、Nbを含有するAISI1524相当鋼、Ｃ〜Ｇは何れもSCM42
0相当鋼であるが、ＣはAlのみを含有する鋼、Ｄは同様
にAlのみを含有する鋼であるが、Ｎの量が0.0034％と低
いもの、ＥはAl、Nbの含有鋼、ＦはTi、Nbの含有鋼、Ｇ
はAl、Zrの含有鋼、ＨはTiを含有するSCM435相当鋼、Ｉ
はNbを含有するSNCM220相当鋼である。

尚Ｄ鋼を除きあとの全部が本発明において規定する組
成の鋼である。

第２表には、最初の加熱温度から圧延終了後の冷却工
程までの鋼材の温度変化並びに水冷の有無を表示した。

圧延条件のイは、鋼片の加熱温度が高く中間における
水冷も行なっていない通常の操業における温度変化を示
すもの、ロは加熱温度を910℃と低くした例、ハは低温
加熱と仕上げ圧延前の水冷を行なった側、ニは低温加熱
と仕上げ圧延の前後で水冷を行なった例、ホは低温加熱
と、第１、第２の中間圧延、仕上げ圧延の前で水冷を行
なった例、ヘは前述の圧延条件ホに更に仕上げ圧延後に
も水冷を行なった例であり、第２表中唯一の本発明方法
の実施例である。トは仕上げ圧延後の水冷をホより強化
した例である。

第３表には、試験によって得られた供試鋼の引張強
さ、絞り、結晶粒度番号、および顕微鏡組織を示す。尚
表中のＦはフェライト、Ｐはパーライト、Ｂはベトナイ
ト、Ｓは球状炭化物を示すものである。

試験No.1〜５は、鋼Ａについての結果を示すもので、
No.1は加熱温度の高い通常圧延の例であり、結晶粒度が
粗く絞り値が低い。No.2は、加熱温度を低くした例であ
り細粒となっており、粒界からフェライトが析出しやす
くなっており、稍軟化するが絞り値はあまり向上してい
ない。Mo.3は、第２表における圧延条件ハの結果であ
り、ロより細粒化しており絞り値も向上している。No.4
は、圧延条件へによる本発明の実施例であり、表層部に
極細粒の球状炭化物を生成しており、絞り値が比較例よ
り10％以上も高く焼鈍材No.5に匹敵する絞り値が得られ
る。NO.6、７は、鋼Ｂを用いた試験でり、圧延条件のホ
とヘを比較したものであるが、仕上げ圧延後650℃まで
水冷した本発明の実施例No.7の場合には、表層部に球状
炭化物を有する極細粒がみられ、絞り値は６よりも10％
以上向上している。No.8〜９は、鋼Ｅを用い圧延条件を
変化させて例であるが、No.8はフェライトにベイナイト
の混在する組織となっており、絞り値は低い。低温加熱
のみしか実施しないNo.9の場合には、表層部、D/4部の
何れの部でもベイナイト組織は消失していない。仕上げ
圧延前に水冷したNo.10でも、まだ表層部のベイナイト
組織が消失していないことが判る。低温加熱で仕上げ圧
延前後で水冷したNo.11、中間圧延前および仕上げ圧延
前の水冷を行なったNo.12では、表層部も内部も全てフ
ェライト＋パーライトの組織となっている。一方、圧延
条件への本発明の実施例No.13においては、表層部に球
状炭化物を有する極細粒が生成されており、絞り値はN
o.12より10％も高く、焼鈍材No.14と同等の値が得られ
ていることが判る。

No.15〜18は、鋼Ｃ、Ｄ、Ｆ、Ｇを圧延条件へで処理
した例であるが、充分な細粒化元素を含有する鋼Ｃ、
Ｆ、Ｇについては、極細粒で高い絞り値を有している
が、Ｎ量の少ない鋼Ｄを用いたNo.16は、充分な細粒化
が達成されず、低い絞り値を示している。

No.19〜21は、鋼Ｈについての結果であるが、圧延条
件ロでは全面ベイナイト組織となっている。No.20は、
圧延条件ホによるものであり、フェライト＋パーライト
組織となり、低い絞り値しか得られていない。No.21
は、圧延条件へによる本発明の実施例であり、表層部に
は球状炭化物を有する極細粒が生成されており、高い絞
り値を示している。No.22、23は、鋼Ｉで圧延条件ホ、
への比較を行なったものであるが、本発明の実施例No.2
3は、表層部の極細粒により高い絞り値が得られてい
る。No.24は冷却を強化しすぎで、表層および内部にベ
イナイトが発生したものである。

第１図に本発明を実施するための装置と、加熱炉から
仕上げ圧延後の水冷帯までの鋼材の温度変化の実施例を
併せて記載したが、中間圧延機群５から仕上げ圧延機群
７の入側における鋼材の温度は600〜750℃であり、また
粗圧延機３から仕上げ圧延機７の出側における鋼材の温
度は700〜850℃である。

図中の数字は、1:加熱炉、2:ディスケーラー、3:粗圧
延機群、4:水冷帯、5:第１中間圧延機群、6:第２中間圧
延機群、7:仕上げ圧延機群、を示す。

第２図は、第３表における本発明の実施例No.13、21
について表層部、D/4部における金属組織を顕微鏡写真
で示すものであるが、表層部は、再結晶の殆ど進んでい
ない粒で、球状炭化物を有する組織である。D/4部も小
さい粒からなるフェライト＋パーライト組織であること
が判る「発明の効果」以上詳述したように、本発明方法による場合には、所
定の化学組成を有する鋼片を、加熱炉より低温抽出し、
制御圧延と制御冷却を効率的に組合せることにより、絞
り値の飛躍的に向上した高延性棒鋼を製造することが可
能となった。而も、製品は軟化焼鈍材に相当する高延性
を有し、冷間加工性に優れており、従来のような長時間
に亘る軟化焼鈍の工程を省略することができるので、業
界に益するところの頗る大きい発明であると云うこがで
きる。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明を実施する装置の配列と該装置における
鋼材の温度変化の関係を示した図表、第２図は本発明方
法により得られた棒鋼の金属組織を示す顕微鏡写真であ
る。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献特開平２−213415（ＪＰ，Ａ) 特開平１−205031（ＪＰ，Ａ) 特開昭62−50411（ＪＰ，Ａ) 特開昭51−99619（ＪＰ，Ａ)

Claims

(57)【特許請求の範囲】

【請求項１】重量％で、C:0.10〜0.60％、Si:0.35％以
下、Mn:0.30〜1.70％、N:0.0040〜0.0200％を含み、更
にTi、Zr、Nb、Alのうち１種もしくは２種以上を0.010
〜0.100％含み、残部が鉄および不可避的不純物からな
る鋼片を、850〜1000℃に加熱し、熱間圧延を行なうに
際し、中間圧延機群から仕上げ圧延機群入側における鋼
材の温度を600〜750℃、粗圧延から仕上げ圧延終了まで
の出側における鋼材の温度を700〜850℃の範囲とし、更
に仕上げ圧延後水冷により鋼材表面を500〜680℃の温度
に急冷した後復熱せしめることを特徴とする高延性棒鋼
の製造方法。
【請求項２】重量％で、C:0.10〜0.60％、Si:0.35％以
下、Mn:0.30〜1.70％、N:0.0040〜0.0200％を含み、更
にTi、Zr、Nb、Al、のうち１種もしくは２種以上を0.01
0〜0.100％含み、而も、Cr:0.10〜1.30％、Ni:0.05〜1.
00％、Mo:0.05〜0.30％、のうち１種もしくは２種以上
を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼片
を、850〜1000℃に加熱し、熱間圧延を行なうに際し、
中間圧延機群から仕上げ圧延機群入側における鋼材の温
度を600〜750℃、粗圧延から仕上げ圧延終了までの出側
における鋼材の温度を700〜850℃の範囲とし、更に仕上
げ圧延後水冷により鋼材表面を500〜680℃の温度に急冷
した後復熱せしめることを特徴とする高延性棒鋼の製造
方法。