JP2756535B2

JP2756535B2 - 強靭棒鋼の製造方法

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Publication number: JP2756535B2
Application number: JP1078500A
Authority: JP
Inventors: 能由大和田; 豊明江口
Original assignee: TOOA SUCHIIRU KK
Current assignee: TOOA SUCHIIRU KK
Priority date: 1989-03-31
Filing date: 1989-03-31
Publication date: 1998-05-25
Anticipated expiration: 2013-05-25
Also published as: JPH02259014A

Description

【発明の詳細な説明】「発明の目的」（産業上の利用分野）この発明は非調質強靱棒鋼の製造方法に関するもので
ある。

（従来の技術）従来、自動車部品もしくは建設用機械部品等におい
て、90〜110kgf/mm²程度の引張強さが要求されるものに
ついては、SCM435等の低合金鋼を、オフラインにおいて
焼入れ焼戻し処理を行なった上で使用してきている。

然し乍ら、このようなオンラインにおける調質につい
ては、多大の時間とコストを必要とするところから、か
なり以前からこのような余分の工程の省略が望まれてお
り、近年においてはＶ等のマイクロアロイングによる非
調質鋼が開発されているが、一般的にこの種の非調質鋼
の欠点としては靱性の低いことが指摘されている。この
欠点を補うために制御圧延との組合せで靱性を向上せし
めようとするものに特開昭59−9122号がある。この方法
は、0.05〜0.15％のＶを含む鋼を、900℃以下で少なく
とも20％以上の熱間加工を施すもので粒を微細化して靱
性を向上せしめようとするものである。又、一方、高強
靱棒鋼を製造する方法としては、例えば特開昭51−9961
9号もしくは特開昭62−86125号等が提案されている。こ
れらの方法は仕上圧延後の鋼を水冷等により直接急冷し
た後鋼の保有熱により焼戻し処理を行なう方法である。

（発明が解決しようとする課題）前述したような改良案にしても、未だ問題点が完全に
克服されたものではない。例えば特開昭59−9122号につ
いて云えば、圧延後は放冷であるため冷却途中にオース
テナイト粒の再結晶が進んで、充分微細な組織を得るこ
とができず、パーライトの間隔も粗大であり高強度化が
達成されたとは云えない。仮にＶの添加量を増大せしめ
たとしてもコストアップとなる他、衝撃値が低下してく
る不利がある。前記した特開昭51−99619号等にして
も、例えばこれらの発明をS45C等の機械構造用鋼に適用
した場合に、SCM435調質材と同等の強度もしくは靱性を
得ることはできない。特に60mmφ以上の太径材において
は、強化されるのは表層に近い部分のみであって、内部
まで強化するには、より高い焼入れ性を有する鋼材を使
用せざるを得ず、SCM435そのものにこれ等の方法を適用
する場合には内部がベイナイトを主体とする組織となり
靱性が著しく低下することになる。

本発明はこのような現状に鑑み創案されたものであ
り、特に合金元素の添加量を増大せしめることなく、後
述する所定の化学組成と圧延条件並びに熱処理条件を特
定の範囲に限定することにより、オンラインにおいてSC
M435等の低合金代替の高強度、高靱性の非調質棒鋼を得
ることのでき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:0.30％を超え0.50％まで、Si:0.10〜1.00％、 Mn:0.80％を超え1.80％まで、V:0.10〜0.30％、を含有する鋼片を900〜1100℃に加熱して、圧延し750〜
1050℃の間で仕上げ圧延を行ってから、鋼の表面をMs点
以下の温度に急冷し、次いで鋼材の内部保有熱により表
面温度を450〜680℃に復熱せしめ、表層を焼戻しマルテ
ンサイト組織となし、内部を微細なフェライト＋パーラ
イトまたはフェライト＋パーライト＋ベイナイトの混合
組織としたことを特徴とする強靱棒鋼の製造方法。

（２）重量％で、 C:0.30％を超え0.50％まで、Si:0.10〜1.00％、 Mn:0.80％を超え1.80％まで、V:0.10〜0.30％、を含有する鋼片を900〜1100℃に加熱して、圧延し750〜
1050℃の間で仕上げ圧延を行ってから、鋼の表面をMs点
以下の温度に急冷し、次いで鋼材の内部保有熱により表
面温度を450〜680℃に復熱せしめ、更に鋼表面を450℃
未満まで急冷し、表層を焼戻しマルテンサイト組織とな
し、内部を微細なフェライト＋パーライトまたはフェラ
イト＋パーライト＋ベイナイトの混合組織としたことを
特徴とする強靱棒鋼の製造方法を茲に提案する。即ち、
本発明方法の採用により、SCM435等の低合金鋼代替の高
強度高靱性の非調質棒鋼をオンラインにおいて製造する
ことができる。

（作用）本発明は、内部強靱化棒鋼特に70mmφ程度を超える太
径材の棒鋼について内部を強靱化することに特徴があ
る。

そのためには、以下に述べるような限定された化学組
成の鋼片を使用すると共に、圧延条件、熱処理条件を特
定の範囲内に限定して行なうものである。化学組成、お
よび圧延後のオーステナイト粒の成長を抑制し、表層部
にマルテンサイト組織を生成せしめるための急冷、表層
マルテンサイトを焼戻すための内部保有熱による復熱並
びに必要に応じて行なう内部強靱化のための前後２回の
急冷等の条件に従来法に見られない知見がある。

先ず本願発明における化学的組成の限定理由について
説明する。

C:0.30％を超え0.50％までＣは鋼の強度を確保するための重要な元素である。然
し0.30％以下では焼入れ時のマルテンサイトの硬度が充
分でないので、0.30％を超えた添加を必要とし、一方0.
50％を超えると靱性の低下が目立つので、0.20〜0.50％
の間に限定した。

Si:0.10〜1.00％ Siは脱酸用元素として重要であり、而もフェライトに
固溶して鋼を強化する。これらの効果を期待するには、
0.1％以上の添加を必要とするが、1.00％を超えての添
加では鋼の清浄性を低下せしめると共に靱性も劣化せし
めることになる。又脱炭を促進することにもなるので、
0.10〜1.00％の間に限定した。

Mn:0.80％を超え1.80％まで Mnは焼入れ性を高め、鋼を強化する有効な元素であ
る。然し、0.80％以下では所望の強靱性を有する鋼を得
ることが困難であり、一方1.80％を超えて添加しても、
ベイナイトの占める割合を高くして、かえって靱性を損
なうことになるので、1.00〜1.80％に限定した。

V:0.10〜0.30％Ｖは焼入れ性を高めると共に、微細な炭化物、窒化物
を析出して鋼を強靱化するのに有効な元素である。然し
0.10％未満ではその効果は小さく一方高価な元素でもあ
り、期待する効果は、0.30％までの添加で達成できるの
で、上述の範囲に限定した。

その他の元素について：前述の各元素に比較して重要性が低いので、必須元素
としては記載しなかったが、細粒化元素としてのAl、窒
化物形成元素としてのTi、Zr、Nb等を適宜、添加するこ
とができる。更に、鋼の焼入れ性を高めるために、内部
が完全にベイナイト組織を形成することなく、室温衝撃
値が6kgfm/cm²未満とならない範囲でCr、Ni、Mo、Ｂを
添加してもよい。又、切削性が要求される場合には、
Ｓ、Pb、Ca、Bi等の切削性向上元素を添加し得ることは
勿論である。尚、鋼中には不可避的不純物としてＰ、Cu
等が含まれているが異状に含有量の多くない限り問題は
ない。

次いで熱処理条件に関する限定条件並びにその理由を
述べる。

鋼片の加熱温度:900〜1100℃ 900℃未満では、圧延機にかかる負荷が非常に大きく
なり、設備保護の見地から、少なくとも900℃以上とす
る必要があり、一方1100℃を超える場合にはオーステナ
イト粒の成長が著しくなると共に脱炭作用も大きくなる
ので900〜1100℃の範囲とした。

仕上げ圧延温度:750〜1050℃ 仕上げ圧延の終了温度が750℃未満の場合には、鋼の
オーステナイト粒が小さくなり過ぎて焼入れ性が低下す
る。而も、温度低下の場合には、圧延機にかかる負荷が
大きくなり過ぎると同時に、表面疵の発生が著しくなる
ので好ましくない。一方1050℃を超える場合には、圧延
中の動的再結晶および圧延後の静的再結晶の進行が著し
く、微細な粒を得ることができず、又、靱性も低下する
ので、750〜1050℃の範囲とする必要がある。

仕上圧延後の急冷時の鋼の表面温度:Ms点以下急冷時の鋼の表面温度がMs点を超える場合にはマルテ
ンサイト組織を得ることができないので、Ms点以下に急
冷する必要がある。急冷には普通水が用いられる。

復熱後の表面温度:450〜680℃ 急冷により得られたマルテンサイト組織はそのままで
は靱性に欠ける。そのため焼入れ歪を開放して棒の曲が
りを防止するために焼戻しを行なう必要がある。450℃
未満の復熱では焼戻しが不充分であり表面の靱性が乏し
い。一方680℃を超える復熱ではマルテンサイトの分解
が速く、充分に硬化した表層を得ることができないの
で、450〜680℃の範囲内とした。

２回目の急冷時の鋼の表面温度:450℃未満２回目の急冷は、70mmφ程度を超える太径の場合に行
なう。例えば、100mmφのような太径になると、表層付
近は硬化しても、内部を充分強靱化させることはできな
い。内部を強靱化するために、１回目の急冷時間を長く
する場合には、逆に表面の復熱が不充分となる恐れがあ
る。従って太径材の処理に当っては、先ず適性な急冷−
復熱によって表層に焼戻しマルテンサイトを得た後、更
に内部を強靱化させるために、再度急冷を行なう必要が
ある。内部の組織をフェライト＋パーライト又はフェラ
イト＋パーライト＋ベイナイトの混在組織とするため
に、450℃未満の温度まで急冷する。450℃以上の温度で
は内部を強靱化する度合いが小さいので、450℃未満ま
で急冷することとした。尚この２回目の急冷においては
表層部は既に変態を完了しているので、表層部の変化は
ない。70mmφ程度未満の棒鋼の場合には、第１回の急冷
−複熱により充分内部まで強靱化させることができるか
ら、本工程の処理を行なう必要はないが、その適用を妨
げるものではない。なお内部の組織が完全ベイナイトに
なると靱性が著しく劣るので、強冷を施した場合でも少
量のフェライト＋パーライトが残存するようにすること
が必要である。

本発明方法により得られる棒鋼の特性：（ａ）表層が焼戻しマルテンサイト組織である。

（ｂ）内部が微細なフェライト＋パーライトまたはフェ
ライト＋パーライト＋ベイナイトの混合組織である。

（ｃ）棒の中間部（R/2、Ｒは半径）の引張強さが80kgf
/mm²以上、室温衝撃値^＊は6kgfm/cm²以上である。

（＊JIS Z 2202 ３号試験片による）上記特性は、化学的組成が本願規定の範囲内であり、
圧延条件、熱処理条件が遵守される限り、小径のものは
勿論100mmφの棒鋼のものまでが具備する特性である。

（実施例）本発明方法は、加熱炉において所定の温度に加熱され
た鋼片を、棒鋼用圧延機群において所望する直径の棒鋼
にまで圧延する。最終圧延を終えた棒鋼は、圧延機の後
に設置された第１水冷帯において、その直径に応じて適
性な時間水冷され、その後、所定の温度範囲での復熱を
させた後、冷却床において冷却される。然し、太径材に
ついては、前記第１水冷帯の後方に、適当な間隔をおい
て設置した第２水冷帯において、再度急冷が行なわれる
ことになる。

第１表には供試材の化学組成を示す。鋼Ａは0.32％Ｃ
−0.25Si−1.70％Mn−0.25％Ｖを主体とし、これに細粒
化元素のAl、Nbを含む鋼、鋼Ｂは0.42％Ｃ−0.25％Si−
1.50％Mn−0.20％Ｖを主体としこれにＡ同様にAl、Nbを
添加した鋼、鋼Ｃは0.41％Ｃ−0.70％Si−1.05％Mn−0.
10％Ｖを主体とするもので、細粒化元素としてはAl、Ti
を、焼入れ性向上元素としてCr、Ｂを、切削性向上元素
としてPb、Caを含む鋼であり、鋼Ｄは通常のSCM435であ
る。

第２表には比較例法、従来法、本発明方法別の試験条
件を示し、第３表には各々の試験結果を示す。

試験No.1〜４は鋼Ｂ、No.5は鋼Ｂを用いた30mmφ棒鋼に
ついての結果である。

No.1は通常の制御圧延の例で、圧延終了後の水冷を行
なっていないものである。No.5のSCM435のオフライン調
質材と比較すると、表面硬度が低く、内部の組織は粗大
なフェライトとパーライトであり、強度、靱性の何れも
不足している。

No.2はやや高めの温度で最終圧延した後水冷した例で
あるが、水冷時間が２秒と云う短かさであり、冷却不足
のためNo.1と同程度の結果しか得られていない。

No.3は水冷時間を４秒とした本発明方法の例である。
表面硬度が高く耐摩耗性に優れ、内部組織は少量のベイ
ナイトと微細なフェライト＋パーライトよりなる組織で
あって、良好な強靱性を有する棒鋼が得られていること
が判る。

No.4も本発明の実施例である。No.3より低い最終圧延
温度のため、粒が微細化してフェライトがで易くなった
分だけ、僅かに強度は低下しているが、靱性はNo.3より
も優れていることは判る。

No.5はオフラインにおけるSCM435の調質材である。

次のNo.6〜７は鋼Ｂ、No.9は鋼Ｄを用いた何れも70mm
φにおける結果である。

No6は圧延終了後の急冷は１回のみであるが、水冷時
間が適当なため、良好な強靱性が得られている。本発明
の実施例である。

No7これも本発明の例で、急冷−復熱−急冷の２回冷
却を行なっており、途中で550℃に復熱せしめており、N
o.6よりも高強度のものが得られている。

No.8はオフラインにおけるSCM4345の調質材である。

次は100mmφについての例でありNo.9〜10は鋼Ｂ、No.
11は鋼Ｄを用いた結果である。

No.9は１回だけの急冷を行なった例であるが、直径が
大きいために、内部が強靱化されていない。

No.10は第１回16秒、第２回20秒の急冷を実施した本
発明の実施例である。内部組織も微細なフェライト＋パ
ーライトであり、強靱な棒鋼が得られている。

No.11はオフラインにおけるSCM435の調質材である。

次は70mmφ棒鋼の熱処理条件ｇを適用した例であり、
No.12は鋼Ａ、No.13は鋼Ｃ、No.14は鋼Ｄを用いた結果
である。No.12〜13は本発明の実施例である。

No.12は炭素量が少ないため、高い衝撃特性値が示さ
れている。

No.13はMn、Ｖ量を低くしても、Si、Cr、Ｂの増加に
より、良好な強靱性を示す棒鋼が得られている。

No.14はSCM435について行なった例であるが、組成が
本発明と異なるため、強度は充分であるが、内部組織は
完全ベイナイト組織となっており衝撃値が著しく低下し
ていることが判る。図表はNo.6、No.7における鋼材表面
の温度変化を示すものである。

「発明の効果」以上詳述したように、本願発明において規定する化学
組成を満足した鋼を本発明における熱処理条件および圧
延条件を遵守することにより従来のようにオフラインに
おける調質処理は全く必要とせず、SCM435等の低合金鋼
代替の強靱非調質棒鋼をオフラインにおいて直接製造す
ることができるから、本願発明の業界に与える影響は頗
る大きいものがある。

【図面の簡単な説明】

図表は本願発明の実施例No.6、No.7における鋼材表面の
温度変化を示すものである。

Claims

(57)【特許請求の範囲】

【請求項１】重量％で、 C:0.30％を超え0.50％まで、Si:0.10〜1.00％、 Mn:0.80％を超え1.80％まで、V:0.10〜0.30％、を含有する鋼片を900〜1100℃に加熱して、圧延し750〜
1050℃の間で仕上げ圧延を行ってから、鋼の表面をMs点
以下の温度に急冷し、次いで鋼材の内部保有熱により表
面温度を450〜680℃に復熱せしめ、表層を焼戻しマルテ
ンサイト組織となし、内部を微細なフェライト＋パーラ
イトまたはフェライト＋パーライト＋ベイナイトの混合
組織としたことを特徴とする強靱棒鋼の製造方法。
【請求項２】重量％で、 C:0.30％を超え0.50％まで、Si:0.10〜1.00％、 Mn:0.80％を超え1.80％まで、V:0.10〜0.30％、を含有する鋼片を900〜1100℃に加熱して、圧延し750〜
1050℃の間で仕上げ圧延を行ってから、鋼の表面をMs点
以下の温度に急冷し、次いで鋼材の内部保有熱により表
面温度を450〜680℃に復熱せしめ、更に鋼表面を450℃
未満まで急冷し、表層を焼戻しマルテンサイト組織とな
し、内部を微細なフェライト＋パーライトまたはフェラ
イト＋パーライト＋ベイナイトの混合組織としたことを
特徴とする強靱棒鋼の製造方法。