JPH0445243A - 耐摩耗性及び靭性に優れた高炭素鋼 - Google Patents
耐摩耗性及び靭性に優れた高炭素鋼Info
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- JPH0445243A JPH0445243A JP15348290A JP15348290A JPH0445243A JP H0445243 A JPH0445243 A JP H0445243A JP 15348290 A JP15348290 A JP 15348290A JP 15348290 A JP15348290 A JP 15348290A JP H0445243 A JPH0445243 A JP H0445243A
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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】
[産業上の利用分野]
本発明は、熱処理後に優れた耐摩耗性及び靭性を発揮す
る高炭素鋼に関する。
る高炭素鋼に関する。
[従来の技術]
刃物、丸ノコ、帯ノコ等の素材として使用される鋼材は
、JIS G3311で規定され63に4M、SK5
M等の高炭素鋼やSKS5M、5KS5 LM等の高炭
素合金鋼がある。これらの鋼材は、所定形状に成形加工
した後、焼入れ・焼戻し等の熱処理によって硬化させ、
刃研ぎ、矯正等を施して製品を製造している。
、JIS G3311で規定され63に4M、SK5
M等の高炭素鋼やSKS5M、5KS5 LM等の高炭
素合金鋼がある。これらの鋼材は、所定形状に成形加工
した後、焼入れ・焼戻し等の熱処理によって硬化させ、
刃研ぎ、矯正等を施して製品を製造している。
この製造工程から、成形加工前では軟質で加工性に優れ
、熱処理後は強度、耐衝撃性、耐摩耗性等に優れている
ことが要求される。この要求に応えるため、炭素含有量
が比較的高く、球状化焼鈍で軟質化した鋼材が一般的に
使用されている。
、熱処理後は強度、耐衝撃性、耐摩耗性等に優れている
ことが要求される。この要求に応えるため、炭素含有量
が比較的高く、球状化焼鈍で軟質化した鋼材が一般的に
使用されている。
この種の鋼材としては、たとえばMn含有量が高い高炭
素鋼にP含有量との関係において蜆制される量のMoを
添加した鋼材に所定条件の熱処理を施し、耐衝撃性、耐
摩耗性等を改善することが特開昭62−139811号
公報で提案されてしる。また、特公平1−198447
号公報では、Niの添加でフェライト相の変形抵抗を低
下することにより、前述のMO添加鋼の圧延性を改善す
ることが開示されている。
素鋼にP含有量との関係において蜆制される量のMoを
添加した鋼材に所定条件の熱処理を施し、耐衝撃性、耐
摩耗性等を改善することが特開昭62−139811号
公報で提案されてしる。また、特公平1−198447
号公報では、Niの添加でフェライト相の変形抵抗を低
下することにより、前述のMO添加鋼の圧延性を改善す
ることが開示されている。
また、Ni及びMoを含有する鋼材としては、特開昭5
9−129724号公報で紹介された厚肉超高張力鋼が
ある。この超高張力鋼は、高速衝撃を受ける建設機械材
料、容器用材料等として開発されたものであり、M n
/ Cr比を1.5以下に規制することにより、高炭
素マルテンサイト組織に起因する高強度と高い低温靭性
の両立を図っている− [発明が解決しようとする課題] ところが、従来の鋼材では、加工性及び機械的性質の双
方を十分に満足させることが難しい。たとえば、JIS
に規定されている高炭素鋼は、耐衝撃性が不十分であり
、大きな衝撃を受けたときに生じる脆性破壊を完全に防
止することは困難である。また、Mo含有鋼は、圧延時
に割れ等が発生し易く、圧延条件を厳格にコントロール
することが要求される。このMo含有鋼に加工性改善元
素としてNiを添加したものにあっては、靭性低下等の
悪影響がみられる場合がある。
9−129724号公報で紹介された厚肉超高張力鋼が
ある。この超高張力鋼は、高速衝撃を受ける建設機械材
料、容器用材料等として開発されたものであり、M n
/ Cr比を1.5以下に規制することにより、高炭
素マルテンサイト組織に起因する高強度と高い低温靭性
の両立を図っている− [発明が解決しようとする課題] ところが、従来の鋼材では、加工性及び機械的性質の双
方を十分に満足させることが難しい。たとえば、JIS
に規定されている高炭素鋼は、耐衝撃性が不十分であり
、大きな衝撃を受けたときに生じる脆性破壊を完全に防
止することは困難である。また、Mo含有鋼は、圧延時
に割れ等が発生し易く、圧延条件を厳格にコントロール
することが要求される。このMo含有鋼に加工性改善元
素としてNiを添加したものにあっては、靭性低下等の
悪影響がみられる場合がある。
そこで、本発明にあっては、Ni、Mo、Mn等の含有
量を規制すると共に、■を添加することによって、成形
加工前の状態においては優れた加工性を呈し、熱処理後
には耐衝撃性、耐摩耗性。
量を規制すると共に、■を添加することによって、成形
加工前の状態においては優れた加工性を呈し、熱処理後
には耐衝撃性、耐摩耗性。
強度等の機械的性質が優れた低合金高炭素鋼を提供する
ことを目的とする。
ことを目的とする。
[課題を解決するための手段]
本発明は、その目的を達成するため、重量比でC:0.
70〜1.30%、Si :0.35%以下、Mn:0
.70%以下、Pro、030%以下、S:0.030
%以下、Ni :0.10〜2.00%、Mo:0.1
0〜0.30%、V:0.10−0.30%、酸可溶A
J2:0.010%以下、Cr:0.50%以下を含有
し、残部が実質的にFeからなる耐摩耗性及び靭性に優
れた高炭素鋼を特徴とする。
70〜1.30%、Si :0.35%以下、Mn:0
.70%以下、Pro、030%以下、S:0.030
%以下、Ni :0.10〜2.00%、Mo:0.1
0〜0.30%、V:0.10−0.30%、酸可溶A
J2:0.010%以下、Cr:0.50%以下を含有
し、残部が実質的にFeからなる耐摩耗性及び靭性に優
れた高炭素鋼を特徴とする。
[作 用]
焼入れ・焼戻しの熱処理を施して使用される高炭素鋼に
おいては、Moの添加によって焼戻し軟化程度が少なく
なる。そのため、MOを添加しない合金鋼に比較して、
目標硬度に対して焼戻し温度を高く設定することができ
、また同じ焼戻し温度であればより高い硬度が得られ、
耐摩耗性及び靭性が向上する。更に、MOの添加により
、焼戻し脆性域の脆化が緩和されると共に、オーステナ
イト結晶粒の粗大化が防止される。
おいては、Moの添加によって焼戻し軟化程度が少なく
なる。そのため、MOを添加しない合金鋼に比較して、
目標硬度に対して焼戻し温度を高く設定することができ
、また同じ焼戻し温度であればより高い硬度が得られ、
耐摩耗性及び靭性が向上する。更に、MOの添加により
、焼戻し脆性域の脆化が緩和されると共に、オーステナ
イト結晶粒の粗大化が防止される。
しかし、Moは、成形加工前の鋼材の硬度を上昇させ、
加工性を低下させる。そこで、本発明にあっては、焼戻
し軟化の程度を一層抑制する作用が大きな■をMOと複
合添加することにより、焼戻し温度を低く設定した場合
にあっても、焼戻し脆化を発生させることなく、所定の
硬度が確保できるようにしている。また、■の添加によ
ってMOC含有量軽減し、Moに起因する悪影響を押さ
えている。また、■は、オーステナイト結晶粒を微細化
し、耐衝撃性を向上させる作用をも併せもつ。しかも、
Mo及び■の複合添加によって、焼入れ・焼戻しの熱処
理を施した鋼の耐衝撃性及び耐摩耗性がより一層向上す
る。
加工性を低下させる。そこで、本発明にあっては、焼戻
し軟化の程度を一層抑制する作用が大きな■をMOと複
合添加することにより、焼戻し温度を低く設定した場合
にあっても、焼戻し脆化を発生させることなく、所定の
硬度が確保できるようにしている。また、■の添加によ
ってMOC含有量軽減し、Moに起因する悪影響を押さ
えている。また、■は、オーステナイト結晶粒を微細化
し、耐衝撃性を向上させる作用をも併せもつ。しかも、
Mo及び■の複合添加によって、焼入れ・焼戻しの熱処
理を施した鋼の耐衝撃性及び耐摩耗性がより一層向上す
る。
Niは、フェライト相の変形抵抗を低下し、鋼の加工性
を向上させる。反面、Niは靭性に悪影響を及ぼすこと
があるので、Mn及びMoとの関係で添加量を規制する
。また、Cr、Mo、Vとの複合添加によって、靭性の
向上が顕著になる。
を向上させる。反面、Niは靭性に悪影響を及ぼすこと
があるので、Mn及びMoとの関係で添加量を規制する
。また、Cr、Mo、Vとの複合添加によって、靭性の
向上が顕著になる。
Ni含有量は、ユーザ側での加工法、用途等に応じ0.
10〜2.00%の範囲で所定の値に設定する。
10〜2.00%の範囲で所定の値に設定する。
以下、本発明高炭素鋼の成分及びその含有量について説
明する。
明する。
C:Mo、V等と炭化物を形成し、鋼の硬度、耐摩耗性
を向上する上で有用な元素である。このC含有量は、鋼
に所定の硬度及び耐摩耗性を付与する上から0.7%以
上にする必要がある。他方、多量のC含有は、鋼の著し
い脆化及び強度上昇を招き、圧延過程で鋼板に割れ等の
欠陥を発生させると共に、圧延作業を困難にする。この
点から、C含有量を、0.70〜1.30%の範囲に設
定することが必要である。
を向上する上で有用な元素である。このC含有量は、鋼
に所定の硬度及び耐摩耗性を付与する上から0.7%以
上にする必要がある。他方、多量のC含有は、鋼の著し
い脆化及び強度上昇を招き、圧延過程で鋼板に割れ等の
欠陥を発生させると共に、圧延作業を困難にする。この
点から、C含有量を、0.70〜1.30%の範囲に設
定することが必要である。
Si :Siは、脱酸剤、焼入れ促進元素として添加さ
れる成分である。しかし、Si含有量が0゜35%を超
えると、鋼板が硬質になり、脆化を招く恐れがある。ま
た、多量のSi添加は、鋼板の表面性状にも悪影響を及
ぼす。このようなことから、SL含有量を0.35%以
下とした。
れる成分である。しかし、Si含有量が0゜35%を超
えると、鋼板が硬質になり、脆化を招く恐れがある。ま
た、多量のSi添加は、鋼板の表面性状にも悪影響を及
ぼす。このようなことから、SL含有量を0.35%以
下とした。
Mn:従来の耐摩耗用鋼板においては、−射的に多量の
Mnを添加している。しかし、Mnの多量添加は、鋼を
焼きが入り易いものにし、靭性の低下を招き易い、この
点、本発明においては、M。
Mnを添加している。しかし、Mnの多量添加は、鋼を
焼きが入り易いものにし、靭性の低下を招き易い、この
点、本発明においては、M。
及び■゛を複合添加しているため、Mn含有量を抑えて
も十分な耐摩耗性が得られる。また、多量のMn添加は
、MnSの生成に起因した脆化を促進させると共に、鋼
の溶製プロセスが異なってくることから製造コストを上
昇させる原因ともなる。
も十分な耐摩耗性が得られる。また、多量のMn添加は
、MnSの生成に起因した脆化を促進させると共に、鋼
の溶製プロセスが異なってくることから製造コストを上
昇させる原因ともなる。
これらの点から、Mn含有量を0.70%以下に規制す
ることによって、通常の溶製工程で耐摩耗性、靭性等に
優れた鋼材を得ることができる。
ることによって、通常の溶製工程で耐摩耗性、靭性等に
優れた鋼材を得ることができる。
P:靭性を向上させる上で、P含有量は低いほど好まし
い、P含有量が0.030%を超えると、鋼の結晶粒界
にPが偏析して、粒界脆化を招き易い。したがって、P
含有量の上限を0.030%に規定した。
い、P含有量が0.030%を超えると、鋼の結晶粒界
にPが偏析して、粒界脆化を招き易い。したがって、P
含有量の上限を0.030%に規定した。
S:鋼のS含有量は、−射的にいって低いほど好ましい
。特に耐摩耗性や高靭性が要求される鋼材にあっては、
靭性劣化に及ぼすMnSの悪影響が著しい。そこで、M
n含有量及びS含有量の双方を低減させ、M n Sの
肥大化を防止するため、S含有量を0.030%以下に
規制した。また、Mn及びSの低減は、Mo及び■の作
用を発揮させる上でも効果的である。
。特に耐摩耗性や高靭性が要求される鋼材にあっては、
靭性劣化に及ぼすMnSの悪影響が著しい。そこで、M
n含有量及びS含有量の双方を低減させ、M n Sの
肥大化を防止するため、S含有量を0.030%以下に
規制した。また、Mn及びSの低減は、Mo及び■の作
用を発揮させる上でも効果的である。
Ni:Niは、フェライト相の変形抵抗を低下させるこ
とにより鋼の加工性を向上する。しかし、多量のNi添
加は靭性に悪影響を及ぼす場合がある。そこで、ユーザ
側での加工法に見合った値にNi含有量を設定する。こ
のNi含有量は、0゜10%未満では加工性向上に与え
る効果が小さくなり、逆に2.00%を超えて添加して
も鋼板製造コストの上昇を招くだけで加工性の更なる向
上はみられない。そこで、Ni含有量を、0.10〜2
.00%の範囲に定めた。
とにより鋼の加工性を向上する。しかし、多量のNi添
加は靭性に悪影響を及ぼす場合がある。そこで、ユーザ
側での加工法に見合った値にNi含有量を設定する。こ
のNi含有量は、0゜10%未満では加工性向上に与え
る効果が小さくなり、逆に2.00%を超えて添加して
も鋼板製造コストの上昇を招くだけで加工性の更なる向
上はみられない。そこで、Ni含有量を、0.10〜2
.00%の範囲に定めた。
MO:鋼板の加工性を劣化させることなく、熱処理後の
鋼板の耐摩耗性及び靭性を高める上で、MOは重要な元
素である。これは、Mo添加によってオーステナイト結
晶粒の粗大化が防止されると共に、熱処理段階における
析出硬化及び固溶硬化が図られることに由来する。
鋼板の耐摩耗性及び靭性を高める上で、MOは重要な元
素である。これは、Mo添加によってオーステナイト結
晶粒の粗大化が防止されると共に、熱処理段階における
析出硬化及び固溶硬化が図られることに由来する。
また、Moの添加によって、焼戻し軟化の度合いも緩和
され、焼戻し脆化が抑制される。たとえば、焼入れ後の
鋼を300℃前後の温度で焼き戻しするとき、低温焼戻
し脆化が生じ、熱処理された鋼の靭性が著しく低下する
。しかし、使用状況によっては、焼戻し後の硬度を確保
するため、やむを得ず300℃前後の焼戻しを採用する
場合がある。本発明の高炭素鋼においては、この低温焼
戻し脆化はMOの添加によって防止される。
され、焼戻し脆化が抑制される。たとえば、焼入れ後の
鋼を300℃前後の温度で焼き戻しするとき、低温焼戻
し脆化が生じ、熱処理された鋼の靭性が著しく低下する
。しかし、使用状況によっては、焼戻し後の硬度を確保
するため、やむを得ず300℃前後の焼戻しを採用する
場合がある。本発明の高炭素鋼においては、この低温焼
戻し脆化はMOの添加によって防止される。
これらのMO添加効果を得るため、0.10%以上の割
合でMoを添加することが必要である。
合でMoを添加することが必要である。
しかし、0.30%を超えるMOの添加は、M。
含有量の増加に見合った性質改善がみられず、逆に鋼材
の加工性を低下させるばかりでなく、鋼材コストを上昇
させる原因となる。そこで、本発明においては、M○含
有量をo、io〜0.30%の比較的低めに定めた。
の加工性を低下させるばかりでなく、鋼材コストを上昇
させる原因となる。そこで、本発明においては、M○含
有量をo、io〜0.30%の比較的低めに定めた。
■:■添加により、熱処理前の鋼材の加工性を劣化させ
ることなく、熱処理後の耐摩耗性及び靭性を向上させる
ことができる。更に、■は、オーステナイト結晶粒を微
細化し、低温焼戻し脆化を抑制して、高靭性の鋼材を得
ることを可能にする。
ることなく、熱処理後の耐摩耗性及び靭性を向上させる
ことができる。更に、■は、オーステナイト結晶粒を微
細化し、低温焼戻し脆化を抑制して、高靭性の鋼材を得
ることを可能にする。
また、■添加によってMoの添加量を低く設定すること
ができるため、Moに起因する加工性低下等の悪影響が
抑えられる。■添加量は、0.10%未満では所期の効
果を得ることができず、逆に0.30%を超えて添加し
ても性質改善作用が飽和し鋼材のコスト上昇を招く。そ
こで、0.10〜0.30%の範囲に■含有量を定めた
。
ができるため、Moに起因する加工性低下等の悪影響が
抑えられる。■添加量は、0.10%未満では所期の効
果を得ることができず、逆に0.30%を超えて添加し
ても性質改善作用が飽和し鋼材のコスト上昇を招く。そ
こで、0.10〜0.30%の範囲に■含有量を定めた
。
酸可溶へ!=溶鋼の脱酸を促進させるため、Aj2は脱
酸剤として使用される。しかし、高炭素鋼に含まれるA
℃は、鋼材に焼鈍・冷延の繰返しを施すとき、セメンタ
イトの黒鉛化を促進させ、鋼材の強度を低下させる。そ
こで、酸可溶AI2の上限を0.010%に設定した。
酸剤として使用される。しかし、高炭素鋼に含まれるA
℃は、鋼材に焼鈍・冷延の繰返しを施すとき、セメンタ
イトの黒鉛化を促進させ、鋼材の強度を低下させる。そ
こで、酸可溶AI2の上限を0.010%に設定した。
Cr:耐食性向上、黒鉛化防止、焼入れ性向上等を図る
上で、Crは有効な合金元素である。しかし、本発明に
おいては、Cr含有量0.50%以下でこのような効果
が得られる。他方、多量のCr添加は、鋼板の加工性を
劣化させ、製造上のコストを上昇させる。そこで、Cr
含有量を0.50%以下とした。
上で、Crは有効な合金元素である。しかし、本発明に
おいては、Cr含有量0.50%以下でこのような効果
が得られる。他方、多量のCr添加は、鋼板の加工性を
劣化させ、製造上のコストを上昇させる。そこで、Cr
含有量を0.50%以下とした。
なお、本発明の高炭素鋼は、連鋳スラブ或いは分塊後の
鋼片に対して熱延、酸洗、焼鈍、冷延等の処理を施した
後、焼入れ・焼戻しの熱処理によって所定の性質が付与
される。そして、必要に応じて調質圧延を施し、製品と
して出荷される。
鋼片に対して熱延、酸洗、焼鈍、冷延等の処理を施した
後、焼入れ・焼戻しの熱処理によって所定の性質が付与
される。そして、必要に応じて調質圧延を施し、製品と
して出荷される。
以下、実施例を説明する。
夾血■ユ
第1表に示した成分・組成をもつ高炭素鋼A〜Dを溶製
した後、板厚2.5mmの熱延板に熱間圧延した。何れ
の高炭素鋼A−Dにおいても、何ら欠陥を生じることな
く熱延することができた。
した後、板厚2.5mmの熱延板に熱間圧延した。何れ
の高炭素鋼A−Dにおいても、何ら欠陥を生じることな
く熱延することができた。
次いで、熱延板を軟化焼鈍し、板厚1.6mmまで冷間
圧延した。そして、得られた冷延板に対して、690℃
で10時間保持するバッチ焼鈍を施した。
圧延した。そして、得られた冷延板に対して、690℃
で10時間保持するバッチ焼鈍を施した。
更に、焼鈍材からサンプルを切り出し、830℃に10
分間加熱した後、油焼入れを行い、各種温度で30分間
に保持する焼戻し処理を行った。
分間加熱した後、油焼入れを行い、各種温度で30分間
に保持する焼戻し処理を行った。
熱処理後の各サンプルの硬度を測定した。また、各サン
プルからシャルピー2mmVノツチ試験片を作成し、2
0℃で衝撃試験を行い、衝撃吸収エネルギーを測定した
。硬度及び衝撃吸収エネルギーの測定結果を、焼戻し温
度との関係において第1図に示す。
プルからシャルピー2mmVノツチ試験片を作成し、2
0℃で衝撃試験を行い、衝撃吸収エネルギーを測定した
。硬度及び衝撃吸収エネルギーの測定結果を、焼戻し温
度との関係において第1図に示す。
鋼材の耐摩耗性は、C含有量及び硬度によって概ね定ま
る。たとえば、供試鋼材のC含有量レベルで、硬度がH
1lc45以上とされている。この硬度は、焼戻し温度
の上昇に伴って一般的に低下する傾向にある。この点か
ら、高硬度を得るために低い温度域での焼戻しが必要と
され、供試鋼材では焼戻し温度が500℃以下となる。
る。たとえば、供試鋼材のC含有量レベルで、硬度がH
1lc45以上とされている。この硬度は、焼戻し温度
の上昇に伴って一般的に低下する傾向にある。この点か
ら、高硬度を得るために低い温度域での焼戻しが必要と
され、供試鋼材では焼戻し温度が500℃以下となる。
ところが、MO及びVが添カロされていない比較鋼C,
Dでは、何れの焼戻し条件を採用した場合においても、
衝撃吸収エネルギーが小さ(なっており、靭性が不十分
である。これに対し、本発明w4A、Bでは、何れの焼
戻し温度においても高い吸収エネルギーを示している。
Dでは、何れの焼戻し条件を採用した場合においても、
衝撃吸収エネルギーが小さ(なっており、靭性が不十分
である。これに対し、本発明w4A、Bでは、何れの焼
戻し温度においても高い吸収エネルギーを示している。
特に300℃付近の低温焼戻しで2.5kgf/cm”
以上の吸収エネルギーを示し、450℃付近の高温焼戻
しで硬度HRC45以上、吸収エネルギー4.0kgf
/ c m ”以上が確保され、耐摩耗性及び靭性の双
方に優れた鋼材が得られていることが判かる。
以上の吸収エネルギーを示し、450℃付近の高温焼戻
しで硬度HRC45以上、吸収エネルギー4.0kgf
/ c m ”以上が確保され、耐摩耗性及び靭性の双
方に優れた鋼材が得られていることが判かる。
夫血■ユ
実施例1で製造された焼入れ前の板厚1.6mmの高炭
素鋼板から、1.6mmx35mmx100mmの曲げ
試験片を短冊状に切り出し、830℃に加熱した後、油
冷焼入れを行い、各温度に3時間保持する焼戻し処理を
施した。
素鋼板から、1.6mmx35mmx100mmの曲げ
試験片を短冊状に切り出し、830℃に加熱した後、油
冷焼入れを行い、各温度に3時間保持する焼戻し処理を
施した。
得られた曲げ試験片を、第2図に示すような条件下で曲
げ試験した。すなわち、■溝4を形成したダイス1に曲
げ試験片2を載置し、上方からポンチ3で曲げ試験片2
を押圧した。なお、■満4の角度は90度とし、曲げ試
験片2を曲げ曲率半径R=f3Xt (板厚)で突き曲
げした。そして、曲げ試験片2の最大曲げ強度を測定し
た。
げ試験した。すなわち、■溝4を形成したダイス1に曲
げ試験片2を載置し、上方からポンチ3で曲げ試験片2
を押圧した。なお、■満4の角度は90度とし、曲げ試
験片2を曲げ曲率半径R=f3Xt (板厚)で突き曲
げした。そして、曲げ試験片2の最大曲げ強度を測定し
た。
この曲げ試験の結果を、曲げ試験片の硬度と共に第2表
に示す。第2表から明らかなように1本発明鋼は、硬度
及び靭性共に優れていることが判かる。特にこの傾向は
、焼戻し温度が低温になるほど、比較鋼との間の顕著な
差となって表れている。
に示す。第2表から明らかなように1本発明鋼は、硬度
及び靭性共に優れていることが判かる。特にこの傾向は
、焼戻し温度が低温になるほど、比較鋼との間の顕著な
差となって表れている。
夫度丞旦
実施例1で製造された焼入れ前の板厚1.6mmの高炭
素鋼板から、厚み1.6mm、直径255mmの円板を
打ち抜いた。この円板から丸ノコを作成し、830℃に
40分間保持する加熱を行った後、油冷焼き入れし、4
50℃で3時間保持する焼戻し処理を施した。
素鋼板から、厚み1.6mm、直径255mmの円板を
打ち抜いた。この円板から丸ノコを作成し、830℃に
40分間保持する加熱を行った後、油冷焼き入れし、4
50℃で3時間保持する焼戻し処理を施した。
熱処理された丸ノコの耐衝撃試験を、第3図に概略を示
した要領で行った。すなわち、丸ノコ5の回転部近傍に
、止め具6で固定され且つスプリング7で付勢された鋼
塊8を配置した。そして、丸ノコ5を4000 r p
mで回転させながら、止め具6を外し、スプリング7の
弾撥力で鋼塊8を丸ノコ5に激突させた。この状態を1
5秒間保持して、丸ノコ5の刃欠は状況を調査した。
した要領で行った。すなわち、丸ノコ5の回転部近傍に
、止め具6で固定され且つスプリング7で付勢された鋼
塊8を配置した。そして、丸ノコ5を4000 r p
mで回転させながら、止め具6を外し、スプリング7の
弾撥力で鋼塊8を丸ノコ5に激突させた。この状態を1
5秒間保持して、丸ノコ5の刃欠は状況を調査した。
このときの刃欠は状況を、丸ノコの硬度と共に第3表に
示す。第3表から明らかなように、本発明の高炭素鋼A
、Bで作製された丸ノコにあっては、刃欠けを生じるこ
とがなかった。これに対し、比較鋼C,Dから作られた
丸ノコでは、試験数の半分以上の割合で刃欠けがみられ
た。この対比からして、本発明の高炭素鋼は、耐衝撃性
に優れていることが判かる。
示す。第3表から明らかなように、本発明の高炭素鋼A
、Bで作製された丸ノコにあっては、刃欠けを生じるこ
とがなかった。これに対し、比較鋼C,Dから作られた
丸ノコでは、試験数の半分以上の割合で刃欠けがみられ
た。この対比からして、本発明の高炭素鋼は、耐衝撃性
に優れていることが判かる。
!鳳盟A
第4表に示す成分及び組成をもつ高炭素鋼を溶製し、熱
間圧延後、焼鈍及び冷間圧延を施して板厚1.35mm
の薄鋼板を製造した。これらの薄鋼板に対して、焼鈍及
び焼入れ・焼戻しの熱処理を行った。なお、熱処理め条
件としては、第2表に示したものと同様な条件を採用し
た。そして、熱処理後の試験片について、硬度及び20
℃でのシャルピー2 m m Uノツチ衝撃試験吸収エ
ネルギーを測定した。測定結果を、供試鋼材の焼鈍後の
硬度及び焼入れ・焼戻し後の硬度と共に第4表に示す。
間圧延後、焼鈍及び冷間圧延を施して板厚1.35mm
の薄鋼板を製造した。これらの薄鋼板に対して、焼鈍及
び焼入れ・焼戻しの熱処理を行った。なお、熱処理め条
件としては、第2表に示したものと同様な条件を採用し
た。そして、熱処理後の試験片について、硬度及び20
℃でのシャルピー2 m m Uノツチ衝撃試験吸収エ
ネルギーを測定した。測定結果を、供試鋼材の焼鈍後の
硬度及び焼入れ・焼戻し後の硬度と共に第4表に示す。
第4表から明らかなように、本発明の高炭素鋼E−Pに
あっては、焼入れ・焼戻しの処理を施した後の硬度がH
*c≧48と高いものであるにも拘らず、衝撃吸収エネ
ルギーも1.3〜4.3kgfmと大きくなっている。
あっては、焼入れ・焼戻しの処理を施した後の硬度がH
*c≧48と高いものであるにも拘らず、衝撃吸収エネ
ルギーも1.3〜4.3kgfmと大きくなっている。
これに対し、比較鋼材Q−Yは、焼入れ・焼戻し後の硬
度及び衝撃吸収エネルギー共に低く、耐摩耗性及び耐衝
撃性に劣っていることが判かる。
度及び衝撃吸収エネルギー共に低く、耐摩耗性及び耐衝
撃性に劣っていることが判かる。
なお、以上の実施例においては、本発明の高炭素鋼を刃
物、丸ノコ等の材料として使用する場合を説明した。し
かし、本発明はこれに拘束されるものではなく、その他
の工具用鋼、金型用鋼、軸受は粗鋼、バネ用鋼、圧延ロ
ール等の耐摩耗性。
物、丸ノコ等の材料として使用する場合を説明した。し
かし、本発明はこれに拘束されるものではなく、その他
の工具用鋼、金型用鋼、軸受は粗鋼、バネ用鋼、圧延ロ
ール等の耐摩耗性。
靭性、耐衝撃性等が要求される用途に使用されることは
勿論である。
勿論である。
[発明の効果]
以上に説明したように、本発明においては、合金成分の
調整、特にMn及びNi含有量を低(抑え且つ規定量の
MO及び■を複合添加することによって、耐摩耗性、靭
性、耐衝撃性に優れた高炭素鋼が得られる。そして、M
Oと■を複合添加することから、Mo含有量を比較的低
く設定することができ、特に焼戻し温度を低くした場合
にあっても脆化を生じることなく必要硬度が確保される
と共に、靭性及び耐衝撃性が優れたものとなる。
調整、特にMn及びNi含有量を低(抑え且つ規定量の
MO及び■を複合添加することによって、耐摩耗性、靭
性、耐衝撃性に優れた高炭素鋼が得られる。そして、M
Oと■を複合添加することから、Mo含有量を比較的低
く設定することができ、特に焼戻し温度を低くした場合
にあっても脆化を生じることなく必要硬度が確保される
と共に、靭性及び耐衝撃性が優れたものとなる。
このようにして、本発明の高炭素鋼は、刃物、丸ノコ、
帯ノコ、針、座金、バネ類等の耐摩耗性。
帯ノコ、針、座金、バネ類等の耐摩耗性。
靭性、耐衝撃性等が要求される各種用途に使用され、製
品性能を向上することが可能な素材となる。
品性能を向上することが可能な素材となる。
第1図は硬度及び衝撃吸収エネルギーを焼戻し温度との
関係で表したグラフであり、第2図は本発明実施例の高
炭素鋼に対して曲げ試験を行っている状態を示し、第3
図は本発明の高炭素鋼で作られた丸ノコの耐衝撃試験を
行っている状態を示す。 1:ダイス 2:曲げ試験片 3:ボンチ4:■溝
5:丸ノコ 6:止め具7:スプリング
8:鋼塊 男 図 焼 戻 し 温 度 [’C) 第 図 第 図
関係で表したグラフであり、第2図は本発明実施例の高
炭素鋼に対して曲げ試験を行っている状態を示し、第3
図は本発明の高炭素鋼で作られた丸ノコの耐衝撃試験を
行っている状態を示す。 1:ダイス 2:曲げ試験片 3:ボンチ4:■溝
5:丸ノコ 6:止め具7:スプリング
8:鋼塊 男 図 焼 戻 し 温 度 [’C) 第 図 第 図
Claims (1)
- (1)重量比でC:0.70〜1.30%、Si:0.
35%以下、Mn:0.70%以下、P:0.030%
以下、S:0.030%以下、Ni:0.10〜2.0
0%、Mo:0.10〜0.30%、V:0.10〜0
.30%、酸可溶Al:0.010%以下、Cr:0.
50%以下を含有し、残部が実質的にFeからなる耐摩
耗性及び靭性に優れた高炭素鋼。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP15348290A JPH0762205B2 (ja) | 1990-06-12 | 1990-06-12 | 耐摩耗性及び靭性に優れた高炭素鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP15348290A JPH0762205B2 (ja) | 1990-06-12 | 1990-06-12 | 耐摩耗性及び靭性に優れた高炭素鋼 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH0445243A true JPH0445243A (ja) | 1992-02-14 |
JPH0762205B2 JPH0762205B2 (ja) | 1995-07-05 |
Family
ID=15563540
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP15348290A Expired - Lifetime JPH0762205B2 (ja) | 1990-06-12 | 1990-06-12 | 耐摩耗性及び靭性に優れた高炭素鋼 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH0762205B2 (ja) |
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2005330511A (ja) * | 2004-05-18 | 2005-12-02 | Nisshin Steel Co Ltd | 熱処理歪の小さい高炭素鋼部品の製造法 |
-
1990
- 1990-06-12 JP JP15348290A patent/JPH0762205B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2005330511A (ja) * | 2004-05-18 | 2005-12-02 | Nisshin Steel Co Ltd | 熱処理歪の小さい高炭素鋼部品の製造法 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPH0762205B2 (ja) | 1995-07-05 |
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