JPH10298643A - 熱間加工後の強度じん性に優れる鋼材の製造方法 - Google Patents
熱間加工後の強度じん性に優れる鋼材の製造方法Info
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- JPH10298643A JPH10298643A JP10721397A JP10721397A JPH10298643A JP H10298643 A JPH10298643 A JP H10298643A JP 10721397 A JP10721397 A JP 10721397A JP 10721397 A JP10721397 A JP 10721397A JP H10298643 A JPH10298643 A JP H10298643A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 自動車又は機械構造部品等に用いられる機械
構造用鋼等にあっては、熱間加工のままで強度じん性に
優れる鋼材を、ピアノ線やタイヤコード等に用いられる
高炭素硬鋼線にあっては強度及び伸線性に優れる線材
を、製造し得る方法を提案する。 【解決手段】 Ｃ：0.8 〜2.0 mass％を含有する鋼に熱
間加工を施した後の冷却に際し、（Acm 変態点＋50℃)
〜（A1変態点−50℃) の温度範囲を、磁場を印加しつつ
冷却速度１℃/s以上で冷却する。
構造用鋼等にあっては、熱間加工のままで強度じん性に
優れる鋼材を、ピアノ線やタイヤコード等に用いられる
高炭素硬鋼線にあっては強度及び伸線性に優れる線材
を、製造し得る方法を提案する。 【解決手段】 Ｃ：0.8 〜2.0 mass％を含有する鋼に熱
間加工を施した後の冷却に際し、（Acm 変態点＋50℃)
〜（A1変態点−50℃) の温度範囲を、磁場を印加しつつ
冷却速度１℃/s以上で冷却する。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は、自動車又は機械
構造部品等に用いられる機械構造用鋼等、もしくはピア
ノ線やタイヤコード等に用いられる高炭素硬鋼線に関し
て、特に熱間加工後の強度じん性に優れる鋼材の製造方
法を提案しようとするものである。
構造部品等に用いられる機械構造用鋼等、もしくはピア
ノ線やタイヤコード等に用いられる高炭素硬鋼線に関し
て、特に熱間加工後の強度じん性に優れる鋼材の製造方
法を提案しようとするものである。
【０００２】
【従来の技術】従来から高強度、高じん性を必要とする
自動車あるいは機械構造部品の製造には、機械構造用合
金鋼であるSCM435あるいはSCM440等の合金鋼が用いら
れ、熱間加工により成形後、強度、じん性を付与するた
め焼入れ焼戻し等の調質処理が施されていた。しかし、
これらの熱処理工程は時間を要し、かつコストアップの
原因にもなり、省略が可能になれば大幅なコスト低減が
図られ、省エネルギーにも応えることができる。この要
請に応えるべく種々の提案がなされている。
自動車あるいは機械構造部品の製造には、機械構造用合
金鋼であるSCM435あるいはSCM440等の合金鋼が用いら
れ、熱間加工により成形後、強度、じん性を付与するた
め焼入れ焼戻し等の調質処理が施されていた。しかし、
これらの熱処理工程は時間を要し、かつコストアップの
原因にもなり、省略が可能になれば大幅なコスト低減が
図られ、省エネルギーにも応えることができる。この要
請に応えるべく種々の提案がなされている。
【０００３】例えば、0.3 〜0.5 mass％の中炭素系Mn鋼
に0.10mass％前後のＶを添加したフェライト−パーライ
ト型の非調質鋼が特公昭５８−９８１３号公報に提案さ
れており、熱間圧延後の冷却過程にＶ炭窒化物を析出
し、フェライト地を強化するとともにパーライトの強度
を鋼全体の強度上昇に利用するものの提案がある。ま
た、0.05〜0.2 ％の低炭素系にMn、Cr、Ｖ等を添加した
ベイナイト型あるいはマルテンサイト型の熱間鍛造非調
質鋼が特開平３−２１１２２７号公報や特開平４−３７
１５４７号公報に開示されている。
に0.10mass％前後のＶを添加したフェライト−パーライ
ト型の非調質鋼が特公昭５８−９８１３号公報に提案さ
れており、熱間圧延後の冷却過程にＶ炭窒化物を析出
し、フェライト地を強化するとともにパーライトの強度
を鋼全体の強度上昇に利用するものの提案がある。ま
た、0.05〜0.2 ％の低炭素系にMn、Cr、Ｖ等を添加した
ベイナイト型あるいはマルテンサイト型の熱間鍛造非調
質鋼が特開平３−２１１２２７号公報や特開平４−３７
１５４７号公報に開示されている。
【０００４】しかし、これらに開示されている鋼は、鋼
の焼き入れ製向上あるいは炭窒化物形成による高強度化
を目的としていずれも多量の合金元素添加を要し、合金
添加コストの上昇及び製鋼プロセスにおける精錬等のプ
ロセスの複雑化をもたらすといった問題点を依然として
含んでいる。しかも、また、これらの技術の利用による
鋼の高強度化は、鋼に含有されるＣ量からして限界があ
る。すなわち、鋼材の強度上昇にはＣ量の増加が最も効
果的であるが、熱間圧延ままの鋼材の強度上昇用いるの
には、共析組成である0.8 mass％を超えるＣ添加量の場
合、初析セメンタイトの生成をもたらし、延性の著しい
低下を招くという問題点があった。
の焼き入れ製向上あるいは炭窒化物形成による高強度化
を目的としていずれも多量の合金元素添加を要し、合金
添加コストの上昇及び製鋼プロセスにおける精錬等のプ
ロセスの複雑化をもたらすといった問題点を依然として
含んでいる。しかも、また、これらの技術の利用による
鋼の高強度化は、鋼に含有されるＣ量からして限界があ
る。すなわち、鋼材の強度上昇にはＣ量の増加が最も効
果的であるが、熱間圧延ままの鋼材の強度上昇用いるの
には、共析組成である0.8 mass％を超えるＣ添加量の場
合、初析セメンタイトの生成をもたらし、延性の著しい
低下を招くという問題点があった。
【０００５】一方、高炭素硬鋼線であるピアノ線やタイ
ヤコードの分野においては、熱間圧延後の素材に伸線加
工と熱処理とを繰り返し加えることより、所定の線径と
強度を得ている。特に、タイヤコードについては、自動
車の軽量化への要請に伴って、350 kgf/mm2 以上の高張
力化が進められているが、かかる高張力化を達成するに
は、素材の高強度化と伸線性の向上が重要となる。
ヤコードの分野においては、熱間圧延後の素材に伸線加
工と熱処理とを繰り返し加えることより、所定の線径と
強度を得ている。特に、タイヤコードについては、自動
車の軽量化への要請に伴って、350 kgf/mm2 以上の高張
力化が進められているが、かかる高張力化を達成するに
は、素材の高強度化と伸線性の向上が重要となる。
【０００６】このうち、素材の高強度化は、高中炭素量
の増大が最も効果的である。他方、伸線性を向上させる
ためには、素材内部に、断線の原因となる欠陥がないこ
とが必要となる。ここに、高強度化を目指して鋼中Ｃ量
を0.8 mass％を超える量とした場合には、初析のセメン
タイトが生成することから、伸線性を阻害することにな
る。なかでも連続鋳造時に素材の中央部に発生する中心
偏析は、炭素等の合金元素が正偏析しているため、初析
のセメンタイトを生成し易いうえ、伸線化加工では線材
の中心部に高い引張応力が加わるために断線の原因とな
ることが良く知られている。そのため、中心偏析による
Ｃの濃化を考慮すると、伸線性を損なわない鋼中のＣ量
の上限は0.7 mass％程度が現状であった。
の増大が最も効果的である。他方、伸線性を向上させる
ためには、素材内部に、断線の原因となる欠陥がないこ
とが必要となる。ここに、高強度化を目指して鋼中Ｃ量
を0.8 mass％を超える量とした場合には、初析のセメン
タイトが生成することから、伸線性を阻害することにな
る。なかでも連続鋳造時に素材の中央部に発生する中心
偏析は、炭素等の合金元素が正偏析しているため、初析
のセメンタイトを生成し易いうえ、伸線化加工では線材
の中心部に高い引張応力が加わるために断線の原因とな
ることが良く知られている。そのため、中心偏析による
Ｃの濃化を考慮すると、伸線性を損なわない鋼中のＣ量
の上限は0.7 mass％程度が現状であった。
【０００７】そこで、特開平２−８４２３７号公報で
は、連続鋳造の凝固末部に大圧下を加えることで、中心
偏析を解消し又は負偏析とすることで、高い伸線性を有
する素材を製造する方法が提案されている。しかし、こ
の特開平２−８４２３７号公報に開示された技術によっ
て、含有し得る鋼中炭素量の範囲は0.4 〜1.0 mass％で
あり、高強度化にも限界があった。
は、連続鋳造の凝固末部に大圧下を加えることで、中心
偏析を解消し又は負偏析とすることで、高い伸線性を有
する素材を製造する方法が提案されている。しかし、こ
の特開平２−８４２３７号公報に開示された技術によっ
て、含有し得る鋼中炭素量の範囲は0.4 〜1.0 mass％で
あり、高強度化にも限界があった。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】そこで、この発明は、
Ｃを0.8 mass％以上含有する熱間加工後の強度じん性に
優れる鋼材の製造方法を提案するもので、自動車又は機
械構造部品等に用いられる機械構造用鋼等にあっては、
熱間加工のままで強度じん性に優れる鋼材を、ピアノ線
やタイヤコード等に用いられる高炭素硬鋼線にあっては
強度及び伸線性に優れる線材を、製造し得る方法を提案
するものである。
Ｃを0.8 mass％以上含有する熱間加工後の強度じん性に
優れる鋼材の製造方法を提案するもので、自動車又は機
械構造部品等に用いられる機械構造用鋼等にあっては、
熱間加工のままで強度じん性に優れる鋼材を、ピアノ線
やタイヤコード等に用いられる高炭素硬鋼線にあっては
強度及び伸線性に優れる線材を、製造し得る方法を提案
するものである。
【０００９】
【課題を解決するための手段】上記目的を有利に達成す
るこの発明は、Ｃ：0.8 〜2.0 mass％を含有する鋼に熱
間加工を施した後の冷却に際し、（Acm 変態点＋50℃)
〜（A1変態点−50℃) の温度範囲を、磁場を印加しつつ
冷却速度0.1 ℃/s以上で冷却することを特徴とする、熱
間加工後の強度じん性に優れる鋼材の製造方法である。
この発明においては、印加する磁場の強さを２〜30Ｔと
し、磁場勾配を0.1 〜10Ｔ/cm とすることが有利に適合
する。
るこの発明は、Ｃ：0.8 〜2.0 mass％を含有する鋼に熱
間加工を施した後の冷却に際し、（Acm 変態点＋50℃)
〜（A1変態点−50℃) の温度範囲を、磁場を印加しつつ
冷却速度0.1 ℃/s以上で冷却することを特徴とする、熱
間加工後の強度じん性に優れる鋼材の製造方法である。
この発明においては、印加する磁場の強さを２〜30Ｔと
し、磁場勾配を0.1 〜10Ｔ/cm とすることが有利に適合
する。
【００１０】
【発明の実施の形態】発明者らは、自動車又は機械構造
部品等に用いられる機械構造用鋼等を熱間加工のままで
強度じん性に優れる鋼材を得べく、研究開発を進めた結
果、鋼中炭素量が0.8 mass％以上の素材をオーステナイ
ト単相組織になる温度から冷却する際、変態開始温度付
近にて２Ｔ以上の磁場を印加することにより、初析セメ
ンタイトの生成が抑制されるともに、変態後のパーライ
トラメラ間隔が微細化して、鋼材の強度及びじん性が上
昇することを見い出した。
部品等に用いられる機械構造用鋼等を熱間加工のままで
強度じん性に優れる鋼材を得べく、研究開発を進めた結
果、鋼中炭素量が0.8 mass％以上の素材をオーステナイ
ト単相組織になる温度から冷却する際、変態開始温度付
近にて２Ｔ以上の磁場を印加することにより、初析セメ
ンタイトの生成が抑制されるともに、変態後のパーライ
トラメラ間隔が微細化して、鋼材の強度及びじん性が上
昇することを見い出した。
【００１１】また、ピアノ線やタイヤコード等に用いら
れる高炭素硬鋼線の場合にも、鋼中炭素量を0.8 mass％
以上の素材をオーステナイト単相組織になる温度から冷
却する際、変態開始温度付近にて２Ｔ以上の磁場を印加
することにより、初析セメンタイトの生成が抑制される
ともに、変態後のパーライトラメラ間隔が微細化して、
伸線性を損なうことなく鋼材の強度及び上昇することを
見い出した。これらの知見に基いて、この発明に至った
のである。
れる高炭素硬鋼線の場合にも、鋼中炭素量を0.8 mass％
以上の素材をオーステナイト単相組織になる温度から冷
却する際、変態開始温度付近にて２Ｔ以上の磁場を印加
することにより、初析セメンタイトの生成が抑制される
ともに、変態後のパーライトラメラ間隔が微細化して、
伸線性を損なうことなく鋼材の強度及び上昇することを
見い出した。これらの知見に基いて、この発明に至った
のである。
【００１２】以下、この発明について、より具体的に説
明する。この発明を適用する鋼は、Ｃ量が0.8 〜2.0 ma
ss％のものである。機械構造用鋼等の場合、Ｃ量が0.8
mass％未満の亜共析組成範囲では、熱間圧延後の組織は
フェライト及びパーライトより構成される組織となる
が、このような鋼の変態時に磁場を印加するとフェライ
トの生成が促進され、逆に鋼の強度の低下をもたらす。
このため、Ｃ量は0.8 mass％以上とする。一方、2.0 ma
ss％を超えるＣの添加は、磁場を付与した条件の下にお
いても変態時の初析セメンタイトの生成を引き起こし、
鋼の延性を著しく害する。以上の観点から0.8 〜2.0 ma
ss％の範囲とした。なお、より好ましくは0.8 〜1.5 ma
ss％の範囲である。
明する。この発明を適用する鋼は、Ｃ量が0.8 〜2.0 ma
ss％のものである。機械構造用鋼等の場合、Ｃ量が0.8
mass％未満の亜共析組成範囲では、熱間圧延後の組織は
フェライト及びパーライトより構成される組織となる
が、このような鋼の変態時に磁場を印加するとフェライ
トの生成が促進され、逆に鋼の強度の低下をもたらす。
このため、Ｃ量は0.8 mass％以上とする。一方、2.0 ma
ss％を超えるＣの添加は、磁場を付与した条件の下にお
いても変態時の初析セメンタイトの生成を引き起こし、
鋼の延性を著しく害する。以上の観点から0.8 〜2.0 ma
ss％の範囲とした。なお、より好ましくは0.8 〜1.5 ma
ss％の範囲である。
【００１３】一方、高炭素硬鋼線の場合、Ｃは伸線後の
強度を高める目的で、0.8 mass％以上を含有させる。一
方、2.0 mass％を超えると、この発明に従い磁場を印加
しても初析のセメンタイトが生成し、伸線性が阻害され
ることから、0.8 〜2.0 mass％の範囲とする。かかる成
分になる素材を熱間加工、代表的には熱間圧延後の冷却
の際に、（Acm 変態点＋50℃) 〜（A1変態点−50℃) の
温度範囲を0.1 ℃/s以上で冷却する。
強度を高める目的で、0.8 mass％以上を含有させる。一
方、2.0 mass％を超えると、この発明に従い磁場を印加
しても初析のセメンタイトが生成し、伸線性が阻害され
ることから、0.8 〜2.0 mass％の範囲とする。かかる成
分になる素材を熱間加工、代表的には熱間圧延後の冷却
の際に、（Acm 変態点＋50℃) 〜（A1変態点−50℃) の
温度範囲を0.1 ℃/s以上で冷却する。
【００１４】この発明は、熱間圧延後の冷却時に生成す
る初析セメンタイトの抑制と、パーライトの微細化によ
り、強度及びじん性（線材の場合は伸線性）を向上させ
ることを目的としたものであり、（Acm 変態点＋50℃)
〜（A1変態点−50℃) の温度範囲を外れる場合、換言す
れば、変態温度域から大きく外れる温度域で磁場を印加
しても効果がない。よって、この発明における熱間加工
後の冷却時に磁場を印加する温度範囲を（Acm 変態点＋
50℃) 〜（A1変態点−50℃) とした。
る初析セメンタイトの抑制と、パーライトの微細化によ
り、強度及びじん性（線材の場合は伸線性）を向上させ
ることを目的としたものであり、（Acm 変態点＋50℃)
〜（A1変態点−50℃) の温度範囲を外れる場合、換言す
れば、変態温度域から大きく外れる温度域で磁場を印加
しても効果がない。よって、この発明における熱間加工
後の冷却時に磁場を印加する温度範囲を（Acm 変態点＋
50℃) 〜（A1変態点−50℃) とした。
【００１５】また、磁場を印加しているときの冷却速度
が0.1 ℃/s未満の場合には熱間圧延後に十分な強度が得
られない場合があるために冷却速度は0.1 ℃/s以上とす
る。
が0.1 ℃/s未満の場合には熱間圧延後に十分な強度が得
られない場合があるために冷却速度は0.1 ℃/s以上とす
る。
【００１６】この磁場磁場の強さについては、２〜30Ｔ
とすることが好適である。磁場の強さが２Ｔ未満の場合
には熱間圧延後に十分な強度が得られない場合があるた
め、磁場の強さを２Ｔ以上がこのましい。一方、30Ｔ以
上の磁場を付与するためには極めて大規模な設備を必要
とし、処理コストの増大を招くため磁場の強さを30Ｔ以
下とすれば良い。なお、生産性の観点から２〜15Ｔがよ
り好適な範囲となる。次に磁場勾配の大きさを、絶対値
で0.1 Ｔ/cm 以上10Ｔ/cm 以下とした理由は以下のとお
りである。まず、磁場勾配の効果はその絶対値で決まる
ので、プラス、マイナスのいずれでも構わない。0.1 Ｔ
/cm 未満では磁場印加の効果は認められず、一方、10Ｔ
/cm を超えてもその効果が飽和に達するので磁場勾配の
大きさは0.1 Ｔ/cm 〜10Ｔ/cm に限定した。
とすることが好適である。磁場の強さが２Ｔ未満の場合
には熱間圧延後に十分な強度が得られない場合があるた
め、磁場の強さを２Ｔ以上がこのましい。一方、30Ｔ以
上の磁場を付与するためには極めて大規模な設備を必要
とし、処理コストの増大を招くため磁場の強さを30Ｔ以
下とすれば良い。なお、生産性の観点から２〜15Ｔがよ
り好適な範囲となる。次に磁場勾配の大きさを、絶対値
で0.1 Ｔ/cm 以上10Ｔ/cm 以下とした理由は以下のとお
りである。まず、磁場勾配の効果はその絶対値で決まる
ので、プラス、マイナスのいずれでも構わない。0.1 Ｔ
/cm 未満では磁場印加の効果は認められず、一方、10Ｔ
/cm を超えてもその効果が飽和に達するので磁場勾配の
大きさは0.1 Ｔ/cm 〜10Ｔ/cm に限定した。
【００１７】
（実施例１）表１に示す種々の化学組成からなる鋼を転
炉溶製し、連続鋳造によりブルームとした。次いで熱間
圧延により50mmφの棒鋼とし、表２に示す温度範囲を所
定の磁力を印加した磁場中で冷却し、次いで放冷した。
一部の素材については、比較例として磁場を付与するこ
となく冷却した。更に、この発明による鋼との比較を目
的に、JIS SCM445鋼を上述と同様に熱間圧延の後、磁場
を付与することなく放冷し、その後、850 ℃で１h 保持
後、油冷による焼き入れをし、次いで500 ℃で0.5 h 保
持してから急冷する焼きもどしをした。これらの鋼材に
ついて、引張試験を実施し、機械的性質を調査した。そ
の結果を表２に示す。
炉溶製し、連続鋳造によりブルームとした。次いで熱間
圧延により50mmφの棒鋼とし、表２に示す温度範囲を所
定の磁力を印加した磁場中で冷却し、次いで放冷した。
一部の素材については、比較例として磁場を付与するこ
となく冷却した。更に、この発明による鋼との比較を目
的に、JIS SCM445鋼を上述と同様に熱間圧延の後、磁場
を付与することなく放冷し、その後、850 ℃で１h 保持
後、油冷による焼き入れをし、次いで500 ℃で0.5 h 保
持してから急冷する焼きもどしをした。これらの鋼材に
ついて、引張試験を実施し、機械的性質を調査した。そ
の結果を表２に示す。
【００１８】
【表１】
【００１９】
【表２】
【００２０】この発明に従う鋼材（No. １〜４，６，
８，９）は、いずれも微細なパーライトのみからなるミ
クロ組織を示し、JIS SCM445の焼入れ焼きもどし材（N
o. 10）並以上の引張強さとともに、10％以上の伸びを
示した。これに対して、同じ鋼を熱間圧延後、磁場を付
与せずに冷却した比較例（No. ５，７）は、鋼中に初析
セメンタイトの生成が認められ、パーライトのラメラ間
隔も発明例に比較して粗大であったことから、引張強
さ、伸び共に発明例より低い値を示した。
８，９）は、いずれも微細なパーライトのみからなるミ
クロ組織を示し、JIS SCM445の焼入れ焼きもどし材（N
o. 10）並以上の引張強さとともに、10％以上の伸びを
示した。これに対して、同じ鋼を熱間圧延後、磁場を付
与せずに冷却した比較例（No. ５，７）は、鋼中に初析
セメンタイトの生成が認められ、パーライトのラメラ間
隔も発明例に比較して粗大であったことから、引張強
さ、伸び共に発明例より低い値を示した。
【００２１】（実施例２）鋼中Ｃ量がそれぞれ約0.85ma
ss％、1.0 mass％、1.2 mass％及び1.8 mass％になる鋼
を転炉にて溶製後、連続鋳造により400 ×560 mmのブル
ームとした。次いで、熱間圧延により5.5 mmφの線材と
し、1000℃で巻取り後、表３に示す温度範囲を種々の磁
場を印加つつつ冷却し、次いで放冷した。また、一部の
素材については、磁場を与えずに放冷した。その後、圧
延コイルの両端部及び中央部の３か所から採取したリン
グより連続してサンプリングした合計30本の試験片を切
り出し、引張試験を実施した。更に、圧延コイル中央部
から採取したリングより500 mmの試験片を切り出し、ド
ローベンチを用いてカッピー破壊促進法（ダイスアプロ
ーチ角度25°）により、圧延後の素材の伸線性を調査し
た。その結果を表３及び表４に示す。
ss％、1.0 mass％、1.2 mass％及び1.8 mass％になる鋼
を転炉にて溶製後、連続鋳造により400 ×560 mmのブル
ームとした。次いで、熱間圧延により5.5 mmφの線材と
し、1000℃で巻取り後、表３に示す温度範囲を種々の磁
場を印加つつつ冷却し、次いで放冷した。また、一部の
素材については、磁場を与えずに放冷した。その後、圧
延コイルの両端部及び中央部の３か所から採取したリン
グより連続してサンプリングした合計30本の試験片を切
り出し、引張試験を実施した。更に、圧延コイル中央部
から採取したリングより500 mmの試験片を切り出し、ド
ローベンチを用いてカッピー破壊促進法（ダイスアプロ
ーチ角度25°）により、圧延後の素材の伸線性を調査し
た。その結果を表３及び表４に示す。
【００２２】
【表３】
【００２３】
【表４】
【００２４】表３，表４から、圧延後の引張強さは、磁
場中での冷却の有無に関わらず、鋼中Ｃ量の増大に伴っ
て向上する傾向にある。また、伸線性は、No. １及びN
o. ３の従来材では2.01mmφあるいは2.52mmφであるの
に対して、No. ６の比較材は2.25mmφで断線していた。
これは、No. ６の比較材のAcm 変態点が950 ℃より高
く、初析のセメンタイトが生成したためである。これに
対し、No. ２，No. ４並びにNo. ５の発明材は、1.44mm
φにおいても断線は発生していないことから、鋼中Ｃ量
が高くても良好な伸線性を有していることが確認され
た。
場中での冷却の有無に関わらず、鋼中Ｃ量の増大に伴っ
て向上する傾向にある。また、伸線性は、No. １及びN
o. ３の従来材では2.01mmφあるいは2.52mmφであるの
に対して、No. ６の比較材は2.25mmφで断線していた。
これは、No. ６の比較材のAcm 変態点が950 ℃より高
く、初析のセメンタイトが生成したためである。これに
対し、No. ２，No. ４並びにNo. ５の発明材は、1.44mm
φにおいても断線は発生していないことから、鋼中Ｃ量
が高くても良好な伸線性を有していることが確認され
た。
【００２５】
【発明の効果】かくしてこの発明によれば、Ｃ：0.8 〜
2.0 mass％を含有する鋼に熱間加工を施した後の冷却に
際し、（Acm 変態点＋50℃) 〜（A1変態点−50℃) の温
度範囲を、磁場を印加しつつ冷却速度0.1 ℃/s以上で冷
却することから、機械構造用鋼等においては熱間圧延ま
での強度に優れた鋼材の製造が可能となり、また、高炭
素硬鋼線においては鋼中Ｃ量を高めても良好な伸線性を
維持できることから、抗張力化を容易に達成でき、いず
れも産業上極めて有用な効果がもたらされる。
2.0 mass％を含有する鋼に熱間加工を施した後の冷却に
際し、（Acm 変態点＋50℃) 〜（A1変態点−50℃) の温
度範囲を、磁場を印加しつつ冷却速度0.1 ℃/s以上で冷
却することから、機械構造用鋼等においては熱間圧延ま
での強度に優れた鋼材の製造が可能となり、また、高炭
素硬鋼線においては鋼中Ｃ量を高めても良好な伸線性を
維持できることから、抗張力化を容易に達成でき、いず
れも産業上極めて有用な効果がもたらされる。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 厚見 卓彌 岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地な し） 川崎製鉄株式会社水島製鉄所内 (72)発明者 星野 俊幸 岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地な し） 川崎製鉄株式会社水島製鉄所内 (72)発明者 天野 虔一 岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地な し） 川崎製鉄株式会社水島製鉄所内 (72)発明者 下斗米 道夫 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎製 鉄株式会社技術研究所内
Claims (2)
- 【請求項１】 Ｃ：0.8 〜2.0 mass％を含有する鋼に熱
間加工を施した後の冷却に際し、 （Acm 変態点＋50℃) 〜（A1変態点−50℃) の温度範囲
を、磁場を印加しつつ冷却速度0.1 ℃/s以上で冷却する
ことを特徴とする、熱間加工後の強度じん性に優れる鋼
材の製造方法。 - 【請求項２】 印加する磁場の強さを２〜30Ｔとし、磁
場勾配を絶対値で0.1 〜10/cm することを特徴とする請
求項１記載の熱間加工後の強度じん性に優れる鋼材の製
造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10721397A JPH10298643A (ja) | 1997-04-24 | 1997-04-24 | 熱間加工後の強度じん性に優れる鋼材の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10721397A JPH10298643A (ja) | 1997-04-24 | 1997-04-24 | 熱間加工後の強度じん性に優れる鋼材の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10298643A true JPH10298643A (ja) | 1998-11-10 |
Family
ID=14453364
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10721397A Withdrawn JPH10298643A (ja) | 1997-04-24 | 1997-04-24 | 熱間加工後の強度じん性に優れる鋼材の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH10298643A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US7686895B2 (en) * | 2007-01-31 | 2010-03-30 | Caterpillar Inc. | Method of improving mechanical properties of gray iron |
-
1997
- 1997-04-24 JP JP10721397A patent/JPH10298643A/ja not_active Withdrawn
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US7686895B2 (en) * | 2007-01-31 | 2010-03-30 | Caterpillar Inc. | Method of improving mechanical properties of gray iron |
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| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
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