JPS60181233A - 加工性の優れた棒鋼および軟鋼線材の製造方法 - Google Patents
加工性の優れた棒鋼および軟鋼線材の製造方法Info
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- JPS60181233A JPS60181233A JP3560784A JP3560784A JPS60181233A JP S60181233 A JPS60181233 A JP S60181233A JP 3560784 A JP3560784 A JP 3560784A JP 3560784 A JP3560784 A JP 3560784A JP S60181233 A JPS60181233 A JP S60181233A
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- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/52—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length
- C21D9/525—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length for wire, for rods
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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】
（イ）産業上の利用分野
本発明は冷間鍛造加工（以下「冷鍛加工」という）にお
ける加工性に優れた棒鋼および軟鋼線材の製造方法に関
するものである。
ける加工性に優れた棒鋼および軟鋼線材の製造方法に関
するものである。
（ロ）従来技術及び問題点
従来の軟鋼線材及び冷間圧造用炭素鋼線材はＪＩＳ Ｇ
３５０５及びＪＩＳ Ｇ３５０７で規定された化学成分
の鋼を熱間圧延し、捲取後空冷して製造している。
３５０５及びＪＩＳ Ｇ３５０７で規定された化学成分
の鋼を熱間圧延し、捲取後空冷して製造している。
軟鋼線材はその後加工メーカーで、酸洗−表面処理−伸
線という工程の後、或いは更に焼鈍、メッキ、平圧等を
行ない、ワイヤ、ステーブル、ネジ等の成品となってい
る。また、熱間圧延された低炭素棒鋼は、所要の長さに
切断され、ついで焼なまし、脱スケールおよび潤滑処理
等の前処理が施されたのち、プレスによる冷鍛加工によ
って、ボルト、ノソーツ類など最終目的用途に応じた形
状に成形加工される。
線という工程の後、或いは更に焼鈍、メッキ、平圧等を
行ない、ワイヤ、ステーブル、ネジ等の成品となってい
る。また、熱間圧延された低炭素棒鋼は、所要の長さに
切断され、ついで焼なまし、脱スケールおよび潤滑処理
等の前処理が施されたのち、プレスによる冷鍛加工によ
って、ボルト、ノソーツ類など最終目的用途に応じた形
状に成形加工される。
冷鍛加工技術が進歩するにつれて、従来切削工程が入っ
ていた複雑な形状の部品類の加工も多くが冷鍛化されつ
つある。これにともない、加工時における工具摩耗の少
ない低強度、高靭性の加工性に優れた棒鋼および軟鋼線
材が要求されている。
ていた複雑な形状の部品類の加工も多くが冷鍛化されつ
つある。これにともない、加工時における工具摩耗の少
ない低強度、高靭性の加工性に優れた棒鋼および軟鋼線
材が要求されている。
工具寿命に関連する要因は種々あるが、被加工材の面か
らは特にその変形抵抗値が大きな影響を与える。とシわ
け上記高速鍛造においては、被加工材は断熱変形によシ
著しく昇温し、初期温度が室温であっても加工後期には
数百度（℃）にも達する。このため、被加工材は加工に
よシ導入される加工硬化のほかに、いわゆる青熱脆性（
歪時効〕が加わるため、変形抵抗は上昇し、工具の耐用
期間を著しく短くしてしまう。工具が短命化すると、加
工機器の稼動率が低下し、ひいては生産能率を著しく損
なうことに々る。
らは特にその変形抵抗値が大きな影響を与える。とシわ
け上記高速鍛造においては、被加工材は断熱変形によシ
著しく昇温し、初期温度が室温であっても加工後期には
数百度（℃）にも達する。このため、被加工材は加工に
よシ導入される加工硬化のほかに、いわゆる青熱脆性（
歪時効〕が加わるため、変形抵抗は上昇し、工具の耐用
期間を著しく短くしてしまう。工具が短命化すると、加
工機器の稼動率が低下し、ひいては生産能率を著しく損
なうことに々る。
上記問題点を含め、加工性を高めることを目的として発
明された従来の製造方法には軟鋼線材の通常成分組成に
、必要最少量のＳｉ、Ａｔを含有させることによシ非金
属介在物の成長を押え、表面欠陥を除去して加工性を高
める方法（特開昭５３−１０６３１９号公報、特開昭５
３−１０６３２０号公報）があるが、これらは結局Ａｔ
キルド鋼又はＳｉキルド鋼であＪ＋、Ａｔキルド鋼にお
ける鋼中アルミナクラスターによる冷間加工性の阻害、
Ｓｉキルド鋼における加工硬化率の増大及び靭性の低下
という問題を根本的に解決し得ない。また、Ａｔキルド
鋼に所定量のＺｒ 、 Ｔｉ ＊ Ｂ ＋ Ｃｒ等の特
殊金属を単独又は複合添加することによシ脱酸調整又は
オーステナイト組織の細粒化を図るとともにフＩＪ−Ｃ
，Ｎの低減による硬度低下、加工硬化率の低減、歪時効
の抑制を行なうことによシ加工性を高める方法（特開昭
５４−７６４１７号、特開昭５６−４１３５０号、特開
昭５６−１５８８４１号、特開昭５６−５９５１号公報
）が知られているが、いずれも上記特殊元素の添加量は
少なく、また、必らずしも特殊元素の効果を有効に発揮
させるものではなかった。特殊金属は希少であシ高価で
あるため製品原単位の低減という観点からも特殊元素添
加効果を有効に発揮させる製造過程が望まれる。
明された従来の製造方法には軟鋼線材の通常成分組成に
、必要最少量のＳｉ、Ａｔを含有させることによシ非金
属介在物の成長を押え、表面欠陥を除去して加工性を高
める方法（特開昭５３−１０６３１９号公報、特開昭５
３−１０６３２０号公報）があるが、これらは結局Ａｔ
キルド鋼又はＳｉキルド鋼であＪ＋、Ａｔキルド鋼にお
ける鋼中アルミナクラスターによる冷間加工性の阻害、
Ｓｉキルド鋼における加工硬化率の増大及び靭性の低下
という問題を根本的に解決し得ない。また、Ａｔキルド
鋼に所定量のＺｒ 、 Ｔｉ ＊ Ｂ ＋ Ｃｒ等の特
殊金属を単独又は複合添加することによシ脱酸調整又は
オーステナイト組織の細粒化を図るとともにフＩＪ−Ｃ
，Ｎの低減による硬度低下、加工硬化率の低減、歪時効
の抑制を行なうことによシ加工性を高める方法（特開昭
５４−７６４１７号、特開昭５６−４１３５０号、特開
昭５６−１５８８４１号、特開昭５６−５９５１号公報
）が知られているが、いずれも上記特殊元素の添加量は
少なく、また、必らずしも特殊元素の効果を有効に発揮
させるものではなかった。特殊金属は希少であシ高価で
あるため製品原単位の低減という観点からも特殊元素添
加効果を有効に発揮させる製造過程が望まれる。
本発明者等は冶金学的見地に基づき種々検討を行々った
結果、低炭素Ｔｉ添加鋼はＣ，Ｎの固定効果が優れてお
シ棒鋼および線材の軟質化の他、時効硬化量、加工硬化
量が大幅に減少することが判明した。更に、Ｔｉ添加に
よる固溶Ｃ，Ｎの固定が変形抵抗を低下させ、歪時効を
減少させることを見い出し、ＴｉＣの析出ノーズが８０
０℃近傍に存在することをつきとめた。
結果、低炭素Ｔｉ添加鋼はＣ，Ｎの固定効果が優れてお
シ棒鋼および線材の軟質化の他、時効硬化量、加工硬化
量が大幅に減少することが判明した。更に、Ｔｉ添加に
よる固溶Ｃ，Ｎの固定が変形抵抗を低下させ、歪時効を
減少させることを見い出し、ＴｉＣの析出ノーズが８０
０℃近傍に存在することをつきとめた。
上記知見に基づき、Ｔｉ添加効果を有効に発揮させるこ
とによシ加工中の変形抵抗を抑制し歪時効を抑えた工具
摩耗の少ない低強度、高靭性の加工性に優れた棒鋼およ
び軟鋼線材の製造方法を見い出した。
とによシ加工中の変形抵抗を抑制し歪時効を抑えた工具
摩耗の少ない低強度、高靭性の加工性に優れた棒鋼およ
び軟鋼線材の製造方法を見い出した。
（ハ）発明の目的
本発明はＴｉ添加効果を有効に発揮させることによシ冷
鍛加工中の変形抵抗、歪時効を抑制し、工（５） 具寿命を延ばすことを目的とした低強度、高靭性の加工
性に優れた棒鋼および軟鋼線材の製造方法を提供するも
のである。
鍛加工中の変形抵抗、歪時効を抑制し、工（５） 具寿命を延ばすことを目的とした低強度、高靭性の加工
性に優れた棒鋼および軟鋼線材の製造方法を提供するも
のである。
に）発明の構成
すなわち、本発明の要旨とするところは下記のとおシで
ある。
ある。
（１）Ｃ５０，１０％、Ｓｌ≦０．０５％、Ｍｎ ：０
．１〜０．６チ、Ａｔ≦０．１０％、ＴｉＳ２．３０％
に必要に応じてＮｂ 、 Ｂ ’ｉ単独又は複合して添
加するが、ＮｂＳ２．３％、Ｂは成分重量比Ｂ／Ｎ＝０
．７５〜１．５で添加し、残部鉄および不可避的不純物
を有する鋼片又は鋳片’１１２００〜１０００℃の温度
範囲に加熱し熱間圧延するに際し９００〜７００℃の温
度範囲の圧延時間’１ｚ２０〜２００秒とすることを特
徴とする加工性の優れた棒鋼及び軟鋼線材の製造方法。
．１〜０．６チ、Ａｔ≦０．１０％、ＴｉＳ２．３０％
に必要に応じてＮｂ 、 Ｂ ’ｉ単独又は複合して添
加するが、ＮｂＳ２．３％、Ｂは成分重量比Ｂ／Ｎ＝０
．７５〜１．５で添加し、残部鉄および不可避的不純物
を有する鋼片又は鋳片’１１２００〜１０００℃の温度
範囲に加熱し熱間圧延するに際し９００〜７００℃の温
度範囲の圧延時間’１ｚ２０〜２００秒とすることを特
徴とする加工性の優れた棒鋼及び軟鋼線材の製造方法。
（２）Ｃ５０，１０％、Ｓｉ≦０，０５％、Ｍｎ：０．
１〜０．６％、ＡＡ≦０．１０％、ＴｉＳ２．３０％に
必要に応じてＮｂ 、 Ｂ ｉ単独又は複合して添加す
るが、ＮｂＳ２．３％、Ｂは成分重量比Ｂ／Ｎ＝０．７
５〜（６） １．５で添加し、残部鉄および不可避的不純物を有する
鋼片又は鋳片１１２００〜１０００℃の温度範囲に加熱
し熱間圧延後の冷却に際し９００〜７００℃の温度範囲
の冷却時間を１００〜３００秒とすることを特徴とする
加工性に優れた棒鋼および軟鋼線材の製造方法。
１〜０．６％、ＡＡ≦０．１０％、ＴｉＳ２．３０％に
必要に応じてＮｂ 、 Ｂ ｉ単独又は複合して添加す
るが、ＮｂＳ２．３％、Ｂは成分重量比Ｂ／Ｎ＝０．７
５〜（６） １．５で添加し、残部鉄および不可避的不純物を有する
鋼片又は鋳片１１２００〜１０００℃の温度範囲に加熱
し熱間圧延後の冷却に際し９００〜７００℃の温度範囲
の冷却時間を１００〜３００秒とすることを特徴とする
加工性に優れた棒鋼および軟鋼線材の製造方法。
次に本発明の化学成分及び製造条件の限定理由について
説明する。
説明する。
Ｃ：銅の強度と延性バランスを支配する基本的な元素で
あシ、低炭素化する程軟質化し延性も向上する。又Ｃは
鋼中に固溶し、時効硬化を生じさせるので極低炭素化が
望ましい。上限は加工硬化を引き起こすパーライト量の
許容できる限界であり０．１０％とした。
あシ、低炭素化する程軟質化し延性も向上する。又Ｃは
鋼中に固溶し、時効硬化を生じさせるので極低炭素化が
望ましい。上限は加工硬化を引き起こすパーライト量の
許容できる限界であり０．１０％とした。
本発明方法によって得られる線材は加工硬化を引き起こ
すパーライト量を極小とすること、又鋼中に固溶し時効
硬化を引き起こすＣ’ｉＴｉ、Ｎｂで固定しておシその
結果鋼の時効硬化は極めて低くなる。
すパーライト量を極小とすること、又鋼中に固溶し時効
硬化を引き起こすＣ’ｉＴｉ、Ｎｂで固定しておシその
結果鋼の時効硬化は極めて低くなる。
Ｓｌ：鋼の強度を上昇させる元素であシ、加工による延
性を低下させる元素である。その為低い方が望捷しいが
０，０５％以下であれば強度の上昇は小さく加工による
延性低下も小さい。よって上限を０．０５％とした。
性を低下させる元素である。その為低い方が望捷しいが
０，０５％以下であれば強度の上昇は小さく加工による
延性低下も小さい。よって上限を０．０５％とした。
Ｍｎ：鋼の強化元素であるほか、熱間加工性を良好とす
る元素である。Ｍｎの下限は熱間脆性を引き起こすＳを
経済的に減少せしめ得る０、０１％の１０倍を目安にし
て定めた。従って下限は０．１％とした。Ｍｎは鋼の強
化元素であるので、本発明目的としては低くするのが望
ましいがＣを低くしているため加工後の強度が必要とさ
れる用途にはＭｎで強化するのが良い。Ｍｎは加工性の
低下を小さくして強度上昇が達成できる。しかしながら
０．６０％を越すと加工性が悪くなるため上限を０．６
０％とした。
る元素である。Ｍｎの下限は熱間脆性を引き起こすＳを
経済的に減少せしめ得る０、０１％の１０倍を目安にし
て定めた。従って下限は０．１％とした。Ｍｎは鋼の強
化元素であるので、本発明目的としては低くするのが望
ましいがＣを低くしているため加工後の強度が必要とさ
れる用途にはＭｎで強化するのが良い。Ｍｎは加工性の
低下を小さくして強度上昇が達成できる。しかしながら
０．６０％を越すと加工性が悪くなるため上限を０．６
０％とした。
Ａｔ：強力な脱酸剤であシ、鋼の高清浄度鋼を得るため
に必要である。０．０１％以上でその効果が ′顕著に
なる。しかし、ＡｔＯ量が増え０．１００以上では脱酸
効果が飽和し、鋼の清浄化に有害な介在物がむしろ増加
する０従って上限をＯ，ｌ Ｏ％としたＯ Ｔに２強力な脱酸剤であυ、又鋼中のＮ及びＣと結合し
て炭窒化物を形成する特徴がある。低炭素鋼材の時効硬
化量は固溶Ｎ、Ｃと比例して大きくなる。本発明鋼はＴ
ｉによる固溶Ｎ、Ｃの固定化を目的としている。上限を
定めたのはＮ、Ｃの固定化が飽和するため実験的にめ０
．３０％とした。
に必要である。０．０１％以上でその効果が ′顕著に
なる。しかし、ＡｔＯ量が増え０．１００以上では脱酸
効果が飽和し、鋼の清浄化に有害な介在物がむしろ増加
する０従って上限をＯ，ｌ Ｏ％としたＯ Ｔに２強力な脱酸剤であυ、又鋼中のＮ及びＣと結合し
て炭窒化物を形成する特徴がある。低炭素鋼材の時効硬
化量は固溶Ｎ、Ｃと比例して大きくなる。本発明鋼はＴ
ｉによる固溶Ｎ、Ｃの固定化を目的としている。上限を
定めたのはＮ、Ｃの固定化が飽和するため実験的にめ０
．３０％とした。
本発明方法はＣを低くシ、加工硬化を引き起こすパーラ
イトラ極少とし、Ｔｉ等でＣとＮを固定することを特徴
としているが、種々実験を行なった結果ＴＩの炭化物Ｔ
ｉｃの析出ノーズが８００℃近傍に存在することを本発
明者等は見い出した（第１図）。よって後述するように
ＴＩによるＣの固定効果を有効にかつ経済的に発揮させ
るため８００℃近傍に所定時間保定し充分にｃｉ固定さ
せることを最大の特徴としている。
イトラ極少とし、Ｔｉ等でＣとＮを固定することを特徴
としているが、種々実験を行なった結果ＴＩの炭化物Ｔ
ｉｃの析出ノーズが８００℃近傍に存在することを本発
明者等は見い出した（第１図）。よって後述するように
ＴＩによるＣの固定効果を有効にかつ経済的に発揮させ
るため８００℃近傍に所定時間保定し充分にｃｉ固定さ
せることを最大の特徴としている。
Ｂ：鋼中のＮを固定し鋼の時効性を減少するために有用
な元素である。Ｎ量によｆｉＢ量が変化するので重量成
分比Ｂ／Ｎで規定する。Ｂ／Ｎが０．７５以上で時効性
低減化の効果が顕著に見られるよう（９〕 になる。１．５以上ではその効果は飽和するので下限は
０．７５とし、上限は１．５と規定する。
な元素である。Ｎ量によｆｉＢ量が変化するので重量成
分比Ｂ／Ｎで規定する。Ｂ／Ｎが０．７５以上で時効性
低減化の効果が顕著に見られるよう（９〕 になる。１．５以上ではその効果は飽和するので下限は
０．７５とし、上限は１．５と規定する。
Ｎｂ：鋼中に固溶するＣ、ＮをＮｂの炭窒化物として固
定し、鋼の時効性を減少させるために有用な元素である
。Ｎｂの効果はＴｉとその効果が類似している。Ｎｂの
添加量の上限を定めた理由は０．３％以上ではＣ，Ｈの
固定効果が飽和するためである。
定し、鋼の時効性を減少させるために有用な元素である
。Ｎｂの効果はＴｉとその効果が類似している。Ｎｂの
添加量の上限を定めた理由は０．３％以上ではＣ，Ｈの
固定効果が飽和するためである。
Ｎ：固溶による時効硬化を引き起こし、少ないほうが望
ましい。従って５０ ｐｐｍ以下とした。
ましい。従って５０ ｐｐｍ以下とした。
次に、圧延条件を規定した理由を述べる。
鋼片又は鋳片は製造時の冷却速度が低いため粗大なＴｉ
ｃ析出物を内在している。粗大な析出物は加工性を阻害
するため再固溶をさせて無害化する必要があるが、溶解
度積および実験結果から１０００℃以上に加熱すること
によシ無害化し１２００℃以上で完全に固溶することが
判った。
ｃ析出物を内在している。粗大な析出物は加工性を阻害
するため再固溶をさせて無害化する必要があるが、溶解
度積および実験結果から１０００℃以上に加熱すること
によシ無害化し１２００℃以上で完全に固溶することが
判った。
よって加熱温度の下限を１０００℃とし、また燃料原単
位の観点からも上限’に１２００℃とした。
位の観点からも上限’に１２００℃とした。
本発明では熱間圧延工程の全過程又は仕上圧延を含む一
部の工程又は熱間圧延後の冷却に際しく１０） ９００〜７００℃の温度範囲で、圧延においては２０〜
２００秒、冷却においては１００〜３００秒保持するこ
とが望ましい。
部の工程又は熱間圧延後の冷却に際しく１０） ９００〜７００℃の温度範囲で、圧延においては２０〜
２００秒、冷却においては１００〜３００秒保持するこ
とが望ましい。
第１図は本発明鋼ＢのＴｉｃ恒温析出曲線である。
縦軸は保定温度（℃）、横軸は保定時間（分）を示す。
図中の析出曲線はＢ鋼’ｋ１２００℃で２０分間Ｔｉｃ
溶体化処理した後、引き続いて各温度に所定時間保定し
、急冷したものを化学分析を行ない、Ｔｉ ａｓ Ｔｉ
ｃ量會求め、８００℃で１０時間保定した場合のＴｉ
ａｓ ＴｉＣ量を１００％としたときの５０％、７０％
、１００ｑｂ析出曲線を示す。第１図から判るようにＴ
ｉｃ析出ノーズは８００℃近傍に存在する。固溶Ｃｉ
Ｔｉｃとして効果的に析出させるためには図から明らか
なように、９００〜７００℃の温度領域で９０秒以上の
保持時間が必要である。しかし、圧延時には塑性加工が
加わるので析出サイトに炭素化合物が生じ易く２０秒以
上であれば充分な効果が得られることが実験的に得られ
た。一方、２００秒以上の保持時間では析出量が飽和す
るため保持時間の上限を２００秒とした。また、冷却時
に９００〜７００℃の温度領域を徐冷して通過させ充分
にＴｉｃ ’ｉ析出させることが肝要であシ析出ノーズ
通過を制御するのがよい。下限は実験的にめ１００秒と
した。また、３００秒以上では析出量が飽和するので上
限を３００秒とした。
溶体化処理した後、引き続いて各温度に所定時間保定し
、急冷したものを化学分析を行ない、Ｔｉ ａｓ Ｔｉ
ｃ量會求め、８００℃で１０時間保定した場合のＴｉ
ａｓ ＴｉＣ量を１００％としたときの５０％、７０％
、１００ｑｂ析出曲線を示す。第１図から判るようにＴ
ｉｃ析出ノーズは８００℃近傍に存在する。固溶Ｃｉ
Ｔｉｃとして効果的に析出させるためには図から明らか
なように、９００〜７００℃の温度領域で９０秒以上の
保持時間が必要である。しかし、圧延時には塑性加工が
加わるので析出サイトに炭素化合物が生じ易く２０秒以
上であれば充分な効果が得られることが実験的に得られ
た。一方、２００秒以上の保持時間では析出量が飽和す
るため保持時間の上限を２００秒とした。また、冷却時
に９００〜７００℃の温度領域を徐冷して通過させ充分
にＴｉｃ ’ｉ析出させることが肝要であシ析出ノーズ
通過を制御するのがよい。下限は実験的にめ１００秒と
した。また、３００秒以上では析出量が飽和するので上
限を３００秒とした。
（ホ）実施例
第１表には本発明成分鋼と比較鋼の化学成分を示す。
本発明鋼及び比較鋼は２５０ ＴＯＮ転炉で溶製後連続
鋳造又は造塊法で鋼塊とし念後分塊圧延でビレット製造
後線材圧延を行ない８．０咽φの線材に圧延したもので
ある。
鋳造又は造塊法で鋼塊とし念後分塊圧延でビレット製造
後線材圧延を行ない８．０咽φの線材に圧延したもので
ある。
第１表における鋼記号Ａ、Ｂ、Ｃ，Ｄ、Ｅ、Ｆは本発明
鋼であシ、鋼記号Ｇ、Ｈは比較鋼である。
鋼であシ、鋼記号Ｇ、Ｈは比較鋼である。
線材圧延は第２表に示す加熱温度及び線材圧延条件で行
なった。８ｗｎφ線材圧延の圧延スタンＰ数は２５台で
ある。
なった。８ｗｎφ線材圧延の圧延スタンＰ数は２５台で
ある。
本発明鋼を用いて本発明法によシ製造した実施例はＡ−
１，Ａ−３，Ｂ−１，Ｂ−３，Ｃ−１゜Ｃ−２，Ｄ−１
、Ｄ−２，Ｅ−１、Ｆ−１である。
１，Ａ−３，Ｂ−１，Ｂ−３，Ｃ−１゜Ｃ−２，Ｄ−１
、Ｄ−２，Ｅ−１、Ｆ−１である。
又、本発明鋼を用いて比較法の線材圧延を行なった例を
Ａ−２，Ｂ−２に示す。
Ａ−２，Ｂ−２に示す。
比較鋼を用いて比較法での線材圧延を行なった例１Ｇ−
１，Ｈ−１に示す。又、比較鋼を用いて本発明法によシ
製造した例がＧ−２、Ｈ−２である。
１，Ｈ−１に示す。又、比較鋼を用いて本発明法によシ
製造した例がＧ−２、Ｈ−２である。
また、圧延後の線材引張試験値、歪時効量及び温間引張
試験値を表−２に示す。
試験値を表−２に示す。
Ａ鋼では加熱温度’１ｇ１ｏｏ℃とし、９００〜７００
℃領域の通過条件を変えた実施例と比較法による実施例
とをＡ−１、Ａ−３、Ａ−２の比較で示している。Ａ−
１、Ａ−２，Ａ−３ともに圧延まま線材では強度が低く
、伸び、絞シの高い軟鋼線材が得られるが、Ａ−１、Ａ
−３は歪時効量が極めて低く、更に温間引張強さが低く
絞シの高い加工性に優れた軟銅線材であるのに対し、Ａ
−２は歪時効量、温間引張強さが高く絞夛も低い加工性
の劣った線材になっている。これはＴｌ量の低いＢ鋼の
実施例Ｂ−１、Ｂ−３，Ｂ−２についても〔１３〕 同様である。つまシ本発明鋼は本発明法においても比較
法においても低強度高延性の軟鋼線材が得られるが、比
較法では歪時効により加工性が劣るのに対し、本発明法
を適用することにより非時効化し加工性に優れた軟鋼線
材が得られることが判る。
℃領域の通過条件を変えた実施例と比較法による実施例
とをＡ−１、Ａ−３、Ａ−２の比較で示している。Ａ−
１、Ａ−２，Ａ−３ともに圧延まま線材では強度が低く
、伸び、絞シの高い軟鋼線材が得られるが、Ａ−１、Ａ
−３は歪時効量が極めて低く、更に温間引張強さが低く
絞シの高い加工性に優れた軟銅線材であるのに対し、Ａ
−２は歪時効量、温間引張強さが高く絞夛も低い加工性
の劣った線材になっている。これはＴｌ量の低いＢ鋼の
実施例Ｂ−１、Ｂ−３，Ｂ−２についても〔１３〕 同様である。つまシ本発明鋼は本発明法においても比較
法においても低強度高延性の軟鋼線材が得られるが、比
較法では歪時効により加工性が劣るのに対し、本発明法
を適用することにより非時効化し加工性に優れた軟鋼線
材が得られることが判る。
本発明法実施例Ｂ−１，Ｂ−３から９００〜７００℃領
域を圧延時に通過させる場合は２０秒以上、冷却時に通
過させる場合は１００秒以上であれば良いことが判る。
域を圧延時に通過させる場合は２０秒以上、冷却時に通
過させる場合は１００秒以上であれば良いことが判る。
また比較鋼Ｇで圧延条件を比較法と本発明法とで変えた
実施例ｔＧ−１，０−２の比較で示している。
実施例ｔＧ−１，０−２の比較で示している。
いずれの場合も本発明鋼に比べ強度が高く、歪時効量も
高い加工性の劣った線材である。実施的Ｈ−１゜Ｈ−２
についても同様である。
高い加工性の劣った線材である。実施的Ｈ−１゜Ｈ−２
についても同様である。
（１４）
（へ）発明の効果
以上述べて来た如く本発明法はＴＩ添加効果全有効に発
揮させることによシ歪時効を抑制し、加工性に優れた低
強度、高延性の棒鋼および軟鋼線材の製造を可能とし、
冷鍛加工中の工具摩耗を低減することに寄与するもので
ある。
揮させることによシ歪時効を抑制し、加工性に優れた低
強度、高延性の棒鋼および軟鋼線材の製造を可能とし、
冷鍛加工中の工具摩耗を低減することに寄与するもので
ある。
第１図は、本発明鋼ＢのＴｉｃ恒温析出曲線図、第２図
は、第２表の歪時効量を説明するための応力−歪線図で
ある。 （１７） 第１図 時間 ｃ分） 第２図
は、第２表の歪時効量を説明するための応力−歪線図で
ある。 （１７） 第１図 時間 ｃ分） 第２図
Claims (2)
- （１）Ｃ≦０．１０％、ＳｉＳ２．０５ ％ 、Ｍｎ
０．１〜０．６％、Ａｔ≦０．１０％、ＴｉＳ２．３％
に必要に応じてＮｂ 、 Ｂ ｉ単独又は複合して添加
するが、Ｎｂ≦０、３％、Ｂは成分重量比Ｂ／Ｎ ＝
０．７５〜１．５で添加し、残部鉄および不可避的不純
物を有する鋼片又は鋳片を１２００〜１０００℃の温度
範囲に加熱し熱間圧延するに際し、９００〜７００℃の
温度範囲の圧延時間を２０〜２００秒とすることを特徴
とする加工性の優れた棒鋼および軟鋼線材の製造方法。 - （２）Ｃ≦０．１０％、ＳｉＳ０．０５％、Ｍｎ０．１
〜０．６％、Ａｔ≦０．１０％、ＴｉＳ０．３％に必要
に応じてＮｂ 、 Ｂ ’ｉ単独又は複合して添加する
か−、Ｎｂ≦０．３％、Ｂは成分重量比Ｂ／Ｎ＝０．７
５〜１．５で添加し、残部鉄および不可避的不純物を有
する鋼片又は鋳片を１２００〜１０００℃の温度範囲に
加熱し熱間圧延後の冷却に際し９００〜７００℃の温度
範囲の冷却時間を１００〜３００秒とすることを特徴と
する加工性の優れた棒鋼および軟鋼線材の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3560784A JPS60181233A (ja) | 1984-02-27 | 1984-02-27 | 加工性の優れた棒鋼および軟鋼線材の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3560784A JPS60181233A (ja) | 1984-02-27 | 1984-02-27 | 加工性の優れた棒鋼および軟鋼線材の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS60181233A true JPS60181233A (ja) | 1985-09-14 |
Family
ID=12446513
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3560784A Pending JPS60181233A (ja) | 1984-02-27 | 1984-02-27 | 加工性の優れた棒鋼および軟鋼線材の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS60181233A (ja) |
-
1984
- 1984-02-27 JP JP3560784A patent/JPS60181233A/ja active Pending
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