JPH0353021A - 球状化焼鈍用高炭素鋼材の製造方法 - Google Patents
球状化焼鈍用高炭素鋼材の製造方法Info
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- JPH0353021A JPH0353021A JP18361989A JP18361989A JPH0353021A JP H0353021 A JPH0353021 A JP H0353021A JP 18361989 A JP18361989 A JP 18361989A JP 18361989 A JP18361989 A JP 18361989A JP H0353021 A JPH0353021 A JP H0353021A
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Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
〈産業上の利川分野〉
本発明は球状化熱処理用鋼材の製造方法に係わり、特に
高炭素鋼材の2次加工工程における球状化焼鈍処理を短
縮し、生産性の向上及び省エネルギー化を図るのに好適
な鋼材の製造方法に関するものである. く従来の技術〉 熱間圧廷された中高炭素鋼及び合金鋼鋼材は2次加工及
び3次加工工程において伸線、鋸断、引抜き、冷間鍛造
等の冷間加工により各fin a vA構造用部品に加
工されることが多い.しかし、この種の鋼材は熱間圧廷
ままの状態ではネ■大な網状セメンタイトと層状パーラ
イト又はベイナイl・との混合XJt織となっており、
このままでは変形抵抗が高く冷間加工性が悪いため強度
な加工度を付与することができない。そこで、通常はこ
れらの欠点を1取り除く目的でセメンタイトを安定な球
状化セメンタイ1−とし加工性の向上を図るいわゆる■
フ状化焼社処理が施される. 従来、球状化焼鈍には111々の方法が開発、実用化さ
れているが、いずれも長時間の加夕,サと高価な熱処理
炉が必要であり生産性の低下やコストの上昇等を招いて
いる.例えば、この熱処理工程の簡略化を目的として、
特開昭58 − 207325号公報では2%以下のC
を含有する鋼を冷間で5〜90%の塑性加工を付与した
後、Ar3点〜200℃の温度域で5〜90%の型性加
工を加える方法が、また1¥公昭50−24246号公
報では熱問圧延後の連続冷却を制1nすることによる単
一の中間組織のクロム系線材の製造方法が提案されてい
る.また特開昭47 − 8503号公報では熱間圧廷
後直ちに変態域を通し、オーステナイト結晶粒の成長卯
制と初析フエライトの生成をt11制し、その後の冷却
にて微細パーライト、ペイナイトあるいはマルテンサイ
ト組織とすることが提案されている。しかしながら、こ
れらの方法においては、冷問で塑性加工を加えるために
特別な装置が必要であったり、あるいは工程が増加ずる
ので、球状化焼i・L処理自体が短縮化されても全体と
しての生産性は逆に咀害される可能性がある. 本発明の目的は、比較的容易な手段からなる球状化焼鈍
用高炭素鋼材の製造方法を提案することである。
高炭素鋼材の2次加工工程における球状化焼鈍処理を短
縮し、生産性の向上及び省エネルギー化を図るのに好適
な鋼材の製造方法に関するものである. く従来の技術〉 熱間圧廷された中高炭素鋼及び合金鋼鋼材は2次加工及
び3次加工工程において伸線、鋸断、引抜き、冷間鍛造
等の冷間加工により各fin a vA構造用部品に加
工されることが多い.しかし、この種の鋼材は熱間圧廷
ままの状態ではネ■大な網状セメンタイトと層状パーラ
イト又はベイナイl・との混合XJt織となっており、
このままでは変形抵抗が高く冷間加工性が悪いため強度
な加工度を付与することができない。そこで、通常はこ
れらの欠点を1取り除く目的でセメンタイトを安定な球
状化セメンタイ1−とし加工性の向上を図るいわゆる■
フ状化焼社処理が施される. 従来、球状化焼鈍には111々の方法が開発、実用化さ
れているが、いずれも長時間の加夕,サと高価な熱処理
炉が必要であり生産性の低下やコストの上昇等を招いて
いる.例えば、この熱処理工程の簡略化を目的として、
特開昭58 − 207325号公報では2%以下のC
を含有する鋼を冷間で5〜90%の塑性加工を付与した
後、Ar3点〜200℃の温度域で5〜90%の型性加
工を加える方法が、また1¥公昭50−24246号公
報では熱問圧延後の連続冷却を制1nすることによる単
一の中間組織のクロム系線材の製造方法が提案されてい
る.また特開昭47 − 8503号公報では熱間圧廷
後直ちに変態域を通し、オーステナイト結晶粒の成長卯
制と初析フエライトの生成をt11制し、その後の冷却
にて微細パーライト、ペイナイトあるいはマルテンサイ
ト組織とすることが提案されている。しかしながら、こ
れらの方法においては、冷問で塑性加工を加えるために
特別な装置が必要であったり、あるいは工程が増加ずる
ので、球状化焼i・L処理自体が短縮化されても全体と
しての生産性は逆に咀害される可能性がある. 本発明の目的は、比較的容易な手段からなる球状化焼鈍
用高炭素鋼材の製造方法を提案することである。
また本発明の他の目的は、球状化焼鈍の処理時間が短く
てすむ球状化焼鈍用高炭素鋼材の製造方法を提案するこ
とである。
てすむ球状化焼鈍用高炭素鋼材の製造方法を提案するこ
とである。
く課題を解決するための手段〉
本発明者らは球状化焼2+処理に及ぼすn:I &n
mと熱間圧廷条件の影響について詳細な研究を行った結
果、鋼の組成を特定し、熱問圧延条什を特定することに
より、球状化焼社処理時間の短縮に望ましい前組織が得
られることを見出し本発明を構成するに至った. 即ち、本発明は、!Iiffi比にて、C : 0.6
0〜2.0%, Si : 0.05〜2.0%旧
:0.10〜2.5%, S:0.4%以下,r
’:o.os%以下, Al:0.01〜0.
10%,を含有し、必要に応じて、 Cr : 0.05〜5.5%. Mo : 0.
05〜5.5%.Ni : 0.05〜5.5%,
Cu : 0.05〜1.0%,Co : 0.05
〜5.5%, Nb : 0.01〜0.5%,v
:o.ot〜0.5%,及びW : 0.01〜0.5
%の内から選択された一種又は二種以上を含有し、残部
が実質的に1?e及び不可避的不純物よりなる鋼を^r
l +200℃以上の温度に加熱し圧下率20〜90%
の熱間圧廷を行い、さらに引続きAr(変態点〜Ar+
+200 ℃の温度域で20〜90%の熱間圧廷を行
った後にArl変態点〜^r.+200℃の温度域に5
〜900秒間保持し、次いで放冷することを特徴とする
球状化焼鈍用高炭素鋼材の製造方法である.〈作 用〉 まず本発明における戒分限定理由を説明する.C :
0.60〜2.0%(ffl情%以下同じ)Cは焼入性
及び必要な強度、硬さを維持する上で基本的な元素であ
り、このためには少なくとも0.60%以上を添加する
必要があるが、多爪に含有1ずると1+50℃以上の加
熱により液相が析出し、熱間TT.延が不可能となるた
め−1=限を2.0%とした。
mと熱間圧廷条件の影響について詳細な研究を行った結
果、鋼の組成を特定し、熱問圧延条什を特定することに
より、球状化焼社処理時間の短縮に望ましい前組織が得
られることを見出し本発明を構成するに至った. 即ち、本発明は、!Iiffi比にて、C : 0.6
0〜2.0%, Si : 0.05〜2.0%旧
:0.10〜2.5%, S:0.4%以下,r
’:o.os%以下, Al:0.01〜0.
10%,を含有し、必要に応じて、 Cr : 0.05〜5.5%. Mo : 0.
05〜5.5%.Ni : 0.05〜5.5%,
Cu : 0.05〜1.0%,Co : 0.05
〜5.5%, Nb : 0.01〜0.5%,v
:o.ot〜0.5%,及びW : 0.01〜0.5
%の内から選択された一種又は二種以上を含有し、残部
が実質的に1?e及び不可避的不純物よりなる鋼を^r
l +200℃以上の温度に加熱し圧下率20〜90%
の熱間圧廷を行い、さらに引続きAr(変態点〜Ar+
+200 ℃の温度域で20〜90%の熱間圧廷を行
った後にArl変態点〜^r.+200℃の温度域に5
〜900秒間保持し、次いで放冷することを特徴とする
球状化焼鈍用高炭素鋼材の製造方法である.〈作 用〉 まず本発明における戒分限定理由を説明する.C :
0.60〜2.0%(ffl情%以下同じ)Cは焼入性
及び必要な強度、硬さを維持する上で基本的な元素であ
り、このためには少なくとも0.60%以上を添加する
必要があるが、多爪に含有1ずると1+50℃以上の加
熱により液相が析出し、熱間TT.延が不可能となるた
め−1=限を2.0%とした。
Si : 0.05〜2.0%
Siは脱酸を促進し強度を上昇させるのに有効な元素で
あり、また鋼塊の表面欠陥の発生を防止し、更に焼入組
織の引1化と焼戻し軟化を防止するのに極めて脊効な元
素である。この効果は0.05%以上で顕著になるため
にこの値を下限とする.しかし、2.0%を超えるとこ
の効果は飽和すると共に耐衝撃性及び冷間加工性が劣化
するため2.0%を上限とした. Mn : O. lO〜2.5% Mnは焼入性を向上し、強度並びに靭性を高めると共に
Sによる熱間加工性の劣化を防止することに存効である
, 0.10%未満では、この効果がL2められないた
めこの値を下限とする.しかし、2.5%を超えるとこ
の効果は飽和すると共に耐fJi 塔性及び切削性が劣
化するため2.5%を上限とした.八l : 0.
01〜0.10% 八/はSiと同様に有効な脱酸剤であり梢挿的に添加す
るが、0.01%以下では効果がほとんど誌められない
ことから下限を0.01%とした。一方0.1%を超え
て添加しても効果は飽和し、かえって冷問加工性を害す
ることから0.10%を上限とした。
あり、また鋼塊の表面欠陥の発生を防止し、更に焼入組
織の引1化と焼戻し軟化を防止するのに極めて脊効な元
素である。この効果は0.05%以上で顕著になるため
にこの値を下限とする.しかし、2.0%を超えるとこ
の効果は飽和すると共に耐衝撃性及び冷間加工性が劣化
するため2.0%を上限とした. Mn : O. lO〜2.5% Mnは焼入性を向上し、強度並びに靭性を高めると共に
Sによる熱間加工性の劣化を防止することに存効である
, 0.10%未満では、この効果がL2められないた
めこの値を下限とする.しかし、2.5%を超えるとこ
の効果は飽和すると共に耐fJi 塔性及び切削性が劣
化するため2.5%を上限とした.八l : 0.
01〜0.10% 八/はSiと同様に有効な脱酸剤であり梢挿的に添加す
るが、0.01%以下では効果がほとんど誌められない
ことから下限を0.01%とした。一方0.1%を超え
て添加しても効果は飽和し、かえって冷問加工性を害す
ることから0.10%を上限とした。
S:0.4%以下
Sは切削性を+ir+ヒさせる元素であり部品作製上必
要な元素であり必要にLi:> シて添加する.この効
果は添加量が多いほど顕著になるが、多量に添加すると
熱間加工性及び冷間加工性を低下させることから]二限
を0.4%とした。
要な元素であり必要にLi:> シて添加する.この効
果は添加量が多いほど顕著になるが、多量に添加すると
熱間加工性及び冷間加工性を低下させることから]二限
を0.4%とした。
1”:0.05%以下
Pは冷間加’L ti:及び靭fILに打吉であるため
多量の含イfは好ましくない。しかしl.IJ削仕を+
;1+−1=させる元素であり部品作製」二必間な元素
であり必要に1.6して添加する。しかし0.05%を
超えての添加はクさ間)111 I tl及び冷間加工
性を低下さ一已るごとから−ト限を0.05%とした。
多量の含イfは好ましくない。しかしl.IJ削仕を+
;1+−1=させる元素であり部品作製」二必間な元素
であり必要に1.6して添加する。しかし0.05%を
超えての添加はクさ間)111 I tl及び冷間加工
性を低下さ一已るごとから−ト限を0.05%とした。
上記したC, Si, Mn, P. S. AI
の各限定量を持って本発明の基本成分とするが、さらに
必要に応してCr, Mo, Cu, Ni, W,
Co, Nb, Vを下記限゛定弔において一種また
は二種以上を同時に含有する目においても本発明をより
有効に達戒することができる。これらの限定理山は次の
ごとくである。
の各限定量を持って本発明の基本成分とするが、さらに
必要に応してCr, Mo, Cu, Ni, W,
Co, Nb, Vを下記限゛定弔において一種また
は二種以上を同時に含有する目においても本発明をより
有効に達戒することができる。これらの限定理山は次の
ごとくである。
Cr : 0.05〜5.5%
Crは焼入性を向」ニし、強度並びに靭性を高めると共
に炭化物の形成を助長し耐摩粍性をlil上さ一已るの
にイ1効である。この効果は0.05%以上でi?Q著
になるためこの{直を下1服とする.しかし、5.5%
を超えると耐術早性及び切削性が劣化することと添加コ
ストがーヒ界ずることから5.5%を上限とした。
に炭化物の形成を助長し耐摩粍性をlil上さ一已るの
にイ1効である。この効果は0.05%以上でi?Q著
になるためこの{直を下1服とする.しかし、5.5%
を超えると耐術早性及び切削性が劣化することと添加コ
ストがーヒ界ずることから5.5%を上限とした。
門o : 0.05〜5.5%
tloは強い固溶強化性を11し、焼入性を向上さセ、
かつ少折の含有は切削性を向上させる作用があることか
ら添加する。0.05%より少ないと効果が5,コめら
れないことから005%を下限とする。一方、5.5%
を超える添加は冷間加工性及び切削fノ1を著しく劣化
さけることから5.5%を上限とした。
かつ少折の含有は切削性を向上させる作用があることか
ら添加する。0.05%より少ないと効果が5,コめら
れないことから005%を下限とする。一方、5.5%
を超える添加は冷間加工性及び切削fノ1を著しく劣化
さけることから5.5%を上限とした。
Co : 0.05〜5.5%
Coは強い固溶強化性を打し、かつ少量の含有は切削性
を向−トさせる作用があるが、0.05%より少ないと
効果が35コめられないことから0.05%を下限とす
る。一方、5.5%を超える添加は冷間加工性及び切削
性を著しく劣化させることから5.5%を上限とした。
を向−トさせる作用があるが、0.05%より少ないと
効果が35コめられないことから0.05%を下限とす
る。一方、5.5%を超える添加は冷間加工性及び切削
性を著しく劣化させることから5.5%を上限とした。
W : 0.01〜0.5%
Wは強い固溶づう1化性を有し、かつ少ntの含’fT
は切削性を向上させる作用があるが、0,Ol%より少
ないと効果が認められないことから0.Ol%を下限と
する。一方、0.5%を超える添加は冷1{ロ力「[性
及び切削性を著しく劣化させることから0.5%を」二
限とした。
は切削性を向上させる作用があるが、0,Ol%より少
ないと効果が認められないことから0.Ol%を下限と
する。一方、0.5%を超える添加は冷1{ロ力「[性
及び切削性を著しく劣化させることから0.5%を」二
限とした。
Cu : 0.05〜1.0%
Cuは強い固溶怖化外を脊し、焼入性を向上させ、かつ
少徂の含有は切削性をliil−1二さ吐る作川がある
が、0.05%より少ないと効果が詔められないことか
ら0.05%を下1(I4とずる。一・方、 1.0%
を超える添加はν! l;il #n I. l’tを
著しく劣化させることから1。0%を」二151遠とし
た。
少徂の含有は切削性をliil−1二さ吐る作川がある
が、0.05%より少ないと効果が詔められないことか
ら0.05%を下1(I4とずる。一・方、 1.0%
を超える添加はν! l;il #n I. l’tを
著しく劣化させることから1。0%を」二151遠とし
た。
Ni : 0.05〜5.5%
N1は引1い固!Ff 引.化1生を(Tし、かつ少晴
の含イ1は切削性を向上さU゛る作川があるが、0.0
5%より少ないと効果が認められないことから0,05
%を下限とする。一方、5.5%を超える添加は冷間加
工性及び9J削性を著しく劣化させることから5.5%
を」二限とした。
の含イ1は切削性を向上さU゛る作川があるが、0.0
5%より少ないと効果が認められないことから0,05
%を下限とする。一方、5.5%を超える添加は冷間加
工性及び9J削性を著しく劣化させることから5.5%
を」二限とした。
Nb,V;それぞれ0.Ol〜0.5%Nb, Vは
析出強化型元素であり、それぞれ0.Ol%以−1二の
少在添加で強度を上昇さヒる効果を打ずるので下限を0
.01%とする。しかし、それぞれ0.5%を超えると
その効果が飽和する傾向を示すことと、冷間加工性を:
7YL<劣化させることから0.5%をそれぞれ上限と
した. 次に木発明の製造条件の限定理由について説明する. 上記化学成分の鋼祠をまずAr.+200℃以上の温度
で加ク、さし20〜90%の圧下率で熱間圧廷した後、
さらに引き続きAr+変1島点〜ArI+200℃の温
度域で20〜90%の圧下尋;で熱間圧廷ずる。Ar,
+200℃以上の加熱は鋼月のIn圧延を{1(荷重で
経済的に′1jう上で必要なためである。加熱温度の上
限は特に定める必要はないが、鋼材の寸法、加熱炉の能
力から適宜決定される.加熱された鋼材は20〜90%
の圧下率で熱間圧廷されるが、圧下率の下限を20%と
した理由は加熱時に形成された粗大なオーステナイト(
r)粒を細粒化し、次工程で本発明の目的を発揮させる
ために必要な最小の圧下率であるからである, 20%
未満の圧下率ではγ粒は再結品による微細化を起こさず
、歪誘起粒界移動により逆に粗大化する.上限を90%
としたのは、この温度域では圧下率の増加に伴ってγ粒
微細化は進行するが、粒成長も引き続いて起こるために
、加工による微細化効果は飽和する.従って90%を超
えて圧下してもより以上の効果が無いことと、次工程で
の圧下率を61保しておく必要があるためである. 上記熱間圧廷後、さらに引き続きAr+変態点〜Ar+
+200℃の温度域で20〜90%の圧下率で熱間圧廷
する.この段階での熱間圧廷の役割は、γ粒の微細化と
初析セメンタイトの微細析出を得るためである. この温度域でのT粒は11結品が比較的進行し難く圧下
歪はγ粒を伸長させると共に粒内に変形帯、転位を多数
導入する。これらの格子欠陥は初析セメンタイトの47
F出ナイトとしてイf効に作用する.これら格子欠陥の
多攪導入により、セメンタイトの微細な析出が可能とな
る.この段階は本発明を実施する上での中心的なもので
あるが、この効果を発揮させる最小限の圧下率は20%
であることから下限を20%とした. この圧延の効果は圧下率の増加に伴って11加するが、
90%を超すと効果が飽和することと低温での調圧下率
圧延は変形抵抗が著大となり圧延機に大きなft荷が掛
かることから圧下率を過大にすることはメリットが少な
い。このところから圧下率の上限を90%とした. その後^r1変悪点〜^r+l−200℃の温度域で5
〜900秒間保持する.この処理は先の熱間圧廷により
導入された格子欠陥、あるいは十分微111化されたγ
粒界に析出したセメンタイト相を十分析出、晟長させる
と共に未再結晶γ粒に再結晶微細化の時間を与えること
にある。この際Ar+変態点〜^r,+200℃の一定
の温度で必ずしも保持する必要はなく、この温度域の通
過時間を5〜900秒としても同一の効果が得られる.
保持時間を5〜900秒とした理由として、5秒以下で
は初析セメンタイトの析出戒長及びr粒の再結晶が不十
分であるためである.一方900秒を超える保持は初析
セメンタイトの析出が完了し、各粒子が凝集粗大化し始
めるため好ましくない.また900秒を超える保持はγ
粒の再結晶が完了し粒成長を始めるため放冷後の&[l
$I!が粗大となり本発明の目的である球状化焼鈍処理
時間の短縮効果を減ずるためである.更に、900秒を
超える保持は鋼材寸法が小さく熱容量が少ない場合には
温度降下が大きく保持炉などが必要となることから実川
的でない. 熱間圧廷後の鋼材は保持完了後放冷される.上記の熱間
圧廷後は著しく多くの変態生成箇所が存在しておりAr
.変態点以下になれば短時間の内に変態が進行する.従
っ“ζ圧延一保持後放冷することにより著しく微細なセ
メンタイトを含む微細組織が得られる. 従来鋼では網状のセメンタイトが発達しておりその分断
と球状化に多大の時間を要することと、ミクロ&[I織
が粗いために炭化物の形成も遅くかつ不均一化し易く球
状化後の組織も良好とならないことから球状化焼鈍時間
を十分にとる必要があった. 一方本発明法により製造された鋼では著しく微細なセメ
ンタイトを含む微細組織であるため球状化焼鈍に必要最
小限の時間しか要しないのである.く実施例〉 実施例により本発明をさらに詳細に説明する。
析出強化型元素であり、それぞれ0.Ol%以−1二の
少在添加で強度を上昇さヒる効果を打ずるので下限を0
.01%とする。しかし、それぞれ0.5%を超えると
その効果が飽和する傾向を示すことと、冷間加工性を:
7YL<劣化させることから0.5%をそれぞれ上限と
した. 次に木発明の製造条件の限定理由について説明する. 上記化学成分の鋼祠をまずAr.+200℃以上の温度
で加ク、さし20〜90%の圧下率で熱間圧廷した後、
さらに引き続きAr+変1島点〜ArI+200℃の温
度域で20〜90%の圧下尋;で熱間圧廷ずる。Ar,
+200℃以上の加熱は鋼月のIn圧延を{1(荷重で
経済的に′1jう上で必要なためである。加熱温度の上
限は特に定める必要はないが、鋼材の寸法、加熱炉の能
力から適宜決定される.加熱された鋼材は20〜90%
の圧下率で熱間圧廷されるが、圧下率の下限を20%と
した理由は加熱時に形成された粗大なオーステナイト(
r)粒を細粒化し、次工程で本発明の目的を発揮させる
ために必要な最小の圧下率であるからである, 20%
未満の圧下率ではγ粒は再結品による微細化を起こさず
、歪誘起粒界移動により逆に粗大化する.上限を90%
としたのは、この温度域では圧下率の増加に伴ってγ粒
微細化は進行するが、粒成長も引き続いて起こるために
、加工による微細化効果は飽和する.従って90%を超
えて圧下してもより以上の効果が無いことと、次工程で
の圧下率を61保しておく必要があるためである. 上記熱間圧廷後、さらに引き続きAr+変態点〜Ar+
+200℃の温度域で20〜90%の圧下率で熱間圧廷
する.この段階での熱間圧廷の役割は、γ粒の微細化と
初析セメンタイトの微細析出を得るためである. この温度域でのT粒は11結品が比較的進行し難く圧下
歪はγ粒を伸長させると共に粒内に変形帯、転位を多数
導入する。これらの格子欠陥は初析セメンタイトの47
F出ナイトとしてイf効に作用する.これら格子欠陥の
多攪導入により、セメンタイトの微細な析出が可能とな
る.この段階は本発明を実施する上での中心的なもので
あるが、この効果を発揮させる最小限の圧下率は20%
であることから下限を20%とした. この圧延の効果は圧下率の増加に伴って11加するが、
90%を超すと効果が飽和することと低温での調圧下率
圧延は変形抵抗が著大となり圧延機に大きなft荷が掛
かることから圧下率を過大にすることはメリットが少な
い。このところから圧下率の上限を90%とした. その後^r1変悪点〜^r+l−200℃の温度域で5
〜900秒間保持する.この処理は先の熱間圧廷により
導入された格子欠陥、あるいは十分微111化されたγ
粒界に析出したセメンタイト相を十分析出、晟長させる
と共に未再結晶γ粒に再結晶微細化の時間を与えること
にある。この際Ar+変態点〜^r,+200℃の一定
の温度で必ずしも保持する必要はなく、この温度域の通
過時間を5〜900秒としても同一の効果が得られる.
保持時間を5〜900秒とした理由として、5秒以下で
は初析セメンタイトの析出戒長及びr粒の再結晶が不十
分であるためである.一方900秒を超える保持は初析
セメンタイトの析出が完了し、各粒子が凝集粗大化し始
めるため好ましくない.また900秒を超える保持はγ
粒の再結晶が完了し粒成長を始めるため放冷後の&[l
$I!が粗大となり本発明の目的である球状化焼鈍処理
時間の短縮効果を減ずるためである.更に、900秒を
超える保持は鋼材寸法が小さく熱容量が少ない場合には
温度降下が大きく保持炉などが必要となることから実川
的でない. 熱間圧廷後の鋼材は保持完了後放冷される.上記の熱間
圧廷後は著しく多くの変態生成箇所が存在しておりAr
.変態点以下になれば短時間の内に変態が進行する.従
っ“ζ圧延一保持後放冷することにより著しく微細なセ
メンタイトを含む微細組織が得られる. 従来鋼では網状のセメンタイトが発達しておりその分断
と球状化に多大の時間を要することと、ミクロ&[I織
が粗いために炭化物の形成も遅くかつ不均一化し易く球
状化後の組織も良好とならないことから球状化焼鈍時間
を十分にとる必要があった. 一方本発明法により製造された鋼では著しく微細なセメ
ンタイトを含む微細組織であるため球状化焼鈍に必要最
小限の時間しか要しないのである.く実施例〉 実施例により本発明をさらに詳細に説明する。
実施例l
第1表に示す化学組或の実験用スラブをAr++200
℃以上の温度で加熱後、第2表に示す条件で圧延、及び
保持を行い放冷した.この場合、圧下率は初期スラブ厚
を変化させることにより行った(但し、 Ar.=71
3℃)。
℃以上の温度で加熱後、第2表に示す条件で圧延、及び
保持を行い放冷した.この場合、圧下率は初期スラブ厚
を変化させることにより行った(但し、 Ar.=71
3℃)。
冷却したw4仮につき初析セメンタイトの網状組織の有
阿について評価した. この結果を第2表に示す。
阿について評価した. この結果を第2表に示す。
また、球状化焼鈍条件については、加熱温度=760℃
で6時間保持した後、10″C/11で600℃まで冷
却してから室温まで空冷したものである.さらに球状化
率とはセメンタイト粒子の長径と短径の比が5以下のも
のが全炭化物数に占める割合を示したものである. 供試Nnl,5.9及びl5は本発明法の請求範囲外の
条件により製造されたものでありいずれも網状セメンタ
イトが認められる.また、炭化物の球状化率も低い.俳
試kl4は網状セメンタイトは認められないものの保持
時間が長すぎるために炭化物の凝集粗大化が進み球状化
率が低い.これに対して、イJ(試阻2,3,4,6,
7,8,10,11,12, 13. 16及びl7は
いずれも網状セメンタイトは認められず球状化率も良好
である. 実施例2 第3表に示す網を転炉にて溶製し、150目角ピレット
に圧延した後、各鋼を1200℃に加熱後、^7+20
0℃以上で圧下率50%以上の熱間圧廷を施した後、^
r1変態点〜Ar+ +200℃の温度域で70%の圧
下率で熱間圧廷を施し丸棒とした後、引き続き什,変態
点〜^r,+200℃の温度域で300秒間保持し放冷
した.冷却後、加熱温度: 760”cで6時間保持
した後、50”C/hで600℃まで冷却してから室温
まで空冷する球状化焼鈍条件(モード!)で熱処理した
ものである. 比較として、第3表に示す鋼を同様に溶製し、150閣
角ビレットに圧延した後、各鋼を1200℃に加熱後、
常法で熱間圧廷を行い丸棒とし空冷した.この九棒を加
熱温度760℃で6時間保持した後、lO℃/hで60
0″Cまで冷却してから室温まで空冷する球状化焼鈍条
件(モード2)で熱処理した.実施例lと同様の品質6
11性を行った.この結果を第4表に示す. 供試阻18, 20, 22, 24. 26. 2B
, 30, 32, 34,36, 38. 40及び
42は球状化処理条件モード1の短時間の熱処理にも関
わらず網状セメンタイトは認められず球状化率も良好で
ある。これに対して従来法で製造された供試隠19,
21. 23. 25. 27, 29,31, 33
, 35. 37, 39. 41及び43は球状化処
理条件モード2の長時間の熱処理にも関わらず網状セメ
ンタイトがL2められ、球状化率も良好でない.以上の
ごとく本発明法に依れば短時間の球状化処理により所期
の目的とする良好な品質の鋼が製造できる。
で6時間保持した後、10″C/11で600℃まで冷
却してから室温まで空冷したものである.さらに球状化
率とはセメンタイト粒子の長径と短径の比が5以下のも
のが全炭化物数に占める割合を示したものである. 供試Nnl,5.9及びl5は本発明法の請求範囲外の
条件により製造されたものでありいずれも網状セメンタ
イトが認められる.また、炭化物の球状化率も低い.俳
試kl4は網状セメンタイトは認められないものの保持
時間が長すぎるために炭化物の凝集粗大化が進み球状化
率が低い.これに対して、イJ(試阻2,3,4,6,
7,8,10,11,12, 13. 16及びl7は
いずれも網状セメンタイトは認められず球状化率も良好
である. 実施例2 第3表に示す網を転炉にて溶製し、150目角ピレット
に圧延した後、各鋼を1200℃に加熱後、^7+20
0℃以上で圧下率50%以上の熱間圧廷を施した後、^
r1変態点〜Ar+ +200℃の温度域で70%の圧
下率で熱間圧廷を施し丸棒とした後、引き続き什,変態
点〜^r,+200℃の温度域で300秒間保持し放冷
した.冷却後、加熱温度: 760”cで6時間保持
した後、50”C/hで600℃まで冷却してから室温
まで空冷する球状化焼鈍条件(モード!)で熱処理した
ものである. 比較として、第3表に示す鋼を同様に溶製し、150閣
角ビレットに圧延した後、各鋼を1200℃に加熱後、
常法で熱間圧廷を行い丸棒とし空冷した.この九棒を加
熱温度760℃で6時間保持した後、lO℃/hで60
0″Cまで冷却してから室温まで空冷する球状化焼鈍条
件(モード2)で熱処理した.実施例lと同様の品質6
11性を行った.この結果を第4表に示す. 供試阻18, 20, 22, 24. 26. 2B
, 30, 32, 34,36, 38. 40及び
42は球状化処理条件モード1の短時間の熱処理にも関
わらず網状セメンタイトは認められず球状化率も良好で
ある。これに対して従来法で製造された供試隠19,
21. 23. 25. 27, 29,31, 33
, 35. 37, 39. 41及び43は球状化処
理条件モード2の長時間の熱処理にも関わらず網状セメ
ンタイトがL2められ、球状化率も良好でない.以上の
ごとく本発明法に依れば短時間の球状化処理により所期
の目的とする良好な品質の鋼が製造できる。
く発明の効果〉
本発明により上記実施例からも明らかなごとく、化学組
成及び熱間圧廷条件を限定するという比鮫的容易な手段
で、球状化処理時間が短くてすむ球状化焼鈍用高炭素鋼
材を提供することができるようになった.また本発明に
より製造された鋼は、熱間圧廷ままで優れた加工性と軸
受鋼として最も重要である転勤疲労寿命が従来より多用
されている高炭素鋼クロム軸受鋼のそれと遜色のない特
性を示しており、本発明により鋼材のコスト低減と生産
性向上の効果を挙げることができる。
成及び熱間圧廷条件を限定するという比鮫的容易な手段
で、球状化処理時間が短くてすむ球状化焼鈍用高炭素鋼
材を提供することができるようになった.また本発明に
より製造された鋼は、熱間圧廷ままで優れた加工性と軸
受鋼として最も重要である転勤疲労寿命が従来より多用
されている高炭素鋼クロム軸受鋼のそれと遜色のない特
性を示しており、本発明により鋼材のコスト低減と生産
性向上の効果を挙げることができる。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 重量比にて、 C:0.60〜2.0%、Si:0.05〜2.0%、
Mn:0.10〜2.5%、S:0.4%以下、P:0
.05%以下、Al:0.01〜0.10%、を含有し
、必要に応じて、 Cr:0.05〜5.5%、Mo:0.05〜5.5%
、Ni:0.05〜5.5%、Cu:0.05〜1.0
%、Co:0.05〜5.5%、Nb:0.01〜0.
5%、V:0.01〜0.5%、及びW:0.01〜0
.5%の内から選択された一種又は二種以上を含有し、
残部が実質的にFe及び不可避的不純物よりなる鋼をA
r_1+200℃以上の温度に加熱し圧下率20〜90
%の熱間圧廷を行い、さらに引続きAr_1変態点〜A
r_1+200℃(7)温度域で20〜90%の熱間圧
延を行った後にAr_1変態点〜Ar_1+200℃の
温度域に5〜900秒間保持し、次いで放冷することを
特徴とする球状化焼純用高炭素鋼材の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP18361989A JP2937346B2 (ja) | 1989-07-18 | 1989-07-18 | 球状化焼鈍用高炭素鋼材の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP18361989A JP2937346B2 (ja) | 1989-07-18 | 1989-07-18 | 球状化焼鈍用高炭素鋼材の製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH0353021A true JPH0353021A (ja) | 1991-03-07 |
JP2937346B2 JP2937346B2 (ja) | 1999-08-23 |
Family
ID=16138947
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP18361989A Expired - Fee Related JP2937346B2 (ja) | 1989-07-18 | 1989-07-18 | 球状化焼鈍用高炭素鋼材の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JP2937346B2 (ja) |
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
KR100237910B1 (ko) * | 1996-12-30 | 2000-01-15 | 전선기 | 봉강의 서냉 생략형 열간 압연 방법 |
WO2006098168A1 (ja) * | 2005-03-15 | 2006-09-21 | Thk Co., Ltd. | 転がり運動装置及びその製造方法 |
JP2012225222A (ja) * | 2011-04-18 | 2012-11-15 | Japan Steel Works Ltd:The | 地熱発電タービンロータ用低合金鋼および地熱発電タービンロータ用低合金材ならびにその製造方法 |
-
1989
- 1989-07-18 JP JP18361989A patent/JP2937346B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
KR100237910B1 (ko) * | 1996-12-30 | 2000-01-15 | 전선기 | 봉강의 서냉 생략형 열간 압연 방법 |
WO2006098168A1 (ja) * | 2005-03-15 | 2006-09-21 | Thk Co., Ltd. | 転がり運動装置及びその製造方法 |
JP4949234B2 (ja) * | 2005-03-15 | 2012-06-06 | Thk株式会社 | 転がり運動装置及びその製造方法 |
JP2012225222A (ja) * | 2011-04-18 | 2012-11-15 | Japan Steel Works Ltd:The | 地熱発電タービンロータ用低合金鋼および地熱発電タービンロータ用低合金材ならびにその製造方法 |
US9034121B2 (en) | 2011-04-18 | 2015-05-19 | The Japan Steel Works,Ltd. | Low alloy steel for geothermal power generation turbine rotor, and low alloy material for geothermal power generation turbine rotor and method for manufacturing the same |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JP2937346B2 (ja) | 1999-08-23 |
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