JPS6411083B2 - - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

（産業上の利用分野） 本発明は高強度非調質棒鋼の製造方法に関す
る。 （従来の技術） 従来、高強度棒鋼は、一般に中炭素鋼又は低合
金鋼の素材鋼を熱間圧延又は熱間鍛造した後、再
加熱し、焼入れ―焼戻し、即ち、調質処理を施
し、目的、用途に応じた強度特性を付与して、使
用に供されている。しかし、上記調質処理には多
大の熱エネルギー費用を要すると共に、処理工程
の増加、仕掛り品の増大等のために製造費用が高
くならざるを得ない。 そこで、近年、高強度棒鋼の製造において、製
造工程を簡略化、特に、焼入れ―焼戻し工程を省
略するために、中炭素鋼の微量のＶ，Nb，Ti等
の所謂析出硬化型合金元素を添加した所謂非調質
型鋼を素材とし、熱間加工時の加熱と、加工及び
その後の冷却工程を利用して、熱間加工後放冷の
ままで所要の特性を得る高強度非調質棒鋼が注目
されている。 例えば、特公昭58―2243号公報には、中炭素鋼
に微量のＶを添加し、これを1100℃以上の温度に
加熱して型打鍛造し、この後、500℃まで10〜100
℃／分の冷却速度で空冷することにより、フエラ
イト中に微細なＶ炭窒化物を析出させたフエライ
ト・パーライト組織からなる非調質鍛造品の製造
方法が記載されている。しかし、このような方法
によれば、所要の強度を得ることはできても、強
度の上昇に伴う靭性及び延性の低下が避けられな
い。特に、衝撃値は、通常の調質鋼に比べてほぼ
半減し、例えば、引張強さ80Kg／mm²級調質鋼は、
常温シヤルピー値14Kgｍ／cm²を有するが、引張強
さ80Kg／mm²級の非調質鋼の場合は７Kgｍ／cm²以下
である。 （発明の目的） 本発明者らは、高強度非調質棒鋼の製造におけ
る上記した問題を解決するために鋭意研究した結
果、中炭素鋼に微量のＶと共に比較的多量のＳを
添加して素材鋼となし、この素材鋼の熱間圧延及
びその後の熱間鍛造に関して、熱間圧延及び熱間
鍛造の開始温度及び終了温度を従来の方法に比べ
てそれぞれ低温側に規定することにより、得られ
る棒鋼におけるフエライト粒を微細化すると共
に、これら熱間加工過程においてMnS介在物を
加工方向に伸長させ、更に、熱間鍛造後の冷却速
度を制御することにより、熱間鍛造ままで高強度
で靭性、延性にすぐれた高強度非調質棒鋼を得る
ことができることを見出して本発明に至つたもの
である。 （発明の構成） 本発明による高強度非調質棒鋼の製造方法は、
重量％で Ｃ 0.30〜0.50％、 Si 0.15〜0.50％、 Mn 1.0〜1.65％、 Ｓ 0.04〜0.1％、 Ｖ 0.08〜0.2％、 Al 0.015〜0.05％、 残部が実質的に鉄及び不可避的不純物よりなる
鋼材を850〜1000℃の温度に加熱し、800〜950℃
の仕上温度にて熱間圧延を行なつた後、この圧延
棒鋼を850〜1000℃の温度に再加熱し、800〜950
℃の仕上温度にて熱間鍛造を行ない、次いで、
A₃変態点から550℃の間を0.3〜10℃／秒の冷却速
度にて冷却することを特徴とする。 先ず、本発明の方法における素材鋼の化学成分
の限定理由を説明する。 Ｃは非調質棒鋼における強度を確保し、また、
Ｖにその炭化物を形成させ、その析出硬化による
強化作用を発揮させるために必要不可欠の元素と
して添加されるが、その含有量が0.35％未満では
かかる強化効果に乏しく、一方、0.50％を越える
ときは、Ｖ炭化物の生成が過剰となつて、靭性が
低下する。従つて、Ｃの含有量範囲は0.35〜0.50
％とする。 Siは脱酸のほか、圧延及び鍛造冷却後の鋼のフ
エライト組織を強化するうえで有効な元素である
が、0.15％未満では強度が不足し、0.50％を越え
る場合は、冷間加工性と靭性とを劣化させる。従
つて、Siの含有量範囲は0.15〜0.50％とする。 MnはＣと同様に鋼の強度を上昇させるために
必須の元素であり、上に限定したＣ含有量の範囲
で鋼の圧延鍛造後の引張強さを80Kg／mm²以上とす
るために、Mnは1.0％以上を添加する必要があ
る。しかし、Mnを過多に添加するときは、圧延
鍛造後にベイナイト組織を生じ、鋼の靭性を劣化
させるので、上限は1.65％とする。 Ｓは本発明の方法において、鋼の衝撃値を増大
させるために必須の元素である。一般に、Ｓは鋼
の被削性を改善するために添加され、この場合、
Ｓは圧延中に変形し難いMnSにする必要がある
ところから、鋼における酸素量を多くして1100〜
950℃のような高温で圧延することが行なわれて
いる。また、そのために、一般に鋼におけるＳ含
有量を多くするときは、衝撃値を低下させること
も知られている。 しかしながら、本発明の方法によれば、鋼にＳ
を比較的多量に含有させると共に、後述するよう
に、熱間圧延及び鍛造を低い温度で行なうことに
よつて、得られる非調質棒鋼の常温衝撃値を著し
く改善することができる。即ち、本発明において
は、Ｓを0.04〜0.1％の範囲で添加すると共に、
Alにて鋼を十分に脱酸し、更に、これを1000℃
以下の低温で圧延鍛造することにより、MnS介
在物の圧延鍛造方向への伸長を容易にし、かくし
て、圧延鍛造方向への常温衝撃値を改善するので
ある。このようにして、鋼の衝撃値を改善するに
は、Ｓは少なくとも0.04％の添加を必要とする。
一方、過多に添加するときは、MnS介在物の増
加による衝撃値への悪影響が現れるので、その添
加量は0.1％以下とする。 Ｖは、本発明の方法において、Ｖ炭化物の析出
硬化を利用して、得られる非調質棒鋼に80Kg／mm²
以上の強度を与えるために必須の元素であり、十
分な析出硬化を得るために、少なくとも0.08％の
添加を必要とするが、過多に添加するときは、強
度上昇に伴つて却つて靭性を劣化させるので、添
加量は0.2％以下とする。 Alは脱酸と結晶粒度の微細化のために添加さ
れ、これらの効果を有効に発揮させるためには、
少なくとも0.015％を添加する必要がある。しか
し、0.05％を越えて多量に含有させても効果の増
大が僅かであるので、その含有量範囲は0.015〜
0.05％とする。 尚、酸素O₂は圧延中にMnSを変形しやすいよ
うにするために、含有量を低く抑える必要があ
り、本発明においては、0.004％以下とするのが
好ましい。 本発明の方法においては、上記のような組成を
有する鋼を素材鋼とし、これをオーステナイト領
域の低温で熱間圧延し、その後、再加熱し、再び
低温で熱間鍛造することにより、衝撃値を向上さ
せる。即ち、本発明によれば、圧延及び鍛造に際
して低温に加熱することによつて、加熱時のオー
ステナイト結晶粒を細粒化し、これを圧延及び鍛
造において微細化することによつて、圧延及び鍛
造後のフエライト粒を微細化すると共に、前記し
たように、MnS介在物の圧延鍛造方向への伸長
を容易にして、常温での衝撃値を改善する。
MnS介在物は、鋼加熱温度が1000℃以下の低温
であるときは、鋼自体よりも相対的に柔らかく、
変形しやすいので、圧延及び鍛造方向の衝撃値を
向上させる。 鋼加熱温度が1000℃を越える高温である場合
は、Ｖが十分に固溶するので、得られる棒鋼は、
強度的には特に問題はないが、結晶粒が粗くなる
ために靭性が低下し、また、MnS介在物が鋼自
体よりも硬くなつて、熱間圧延及び鍛造の過程に
おいて変形し難い。一方、加熱温度を850℃以下
とするときは、Ｖの固溶量が少ないために、所要
の強度を得ることができないと共に、変形抵抗が
増大し、圧延及び鍛造が困難となる。従つて、本
発明の方法においては、圧延及び鍛造の加熱温度
をそれぞれ850〜1000℃の範囲とする。 また、圧延及び鍛造の仕上温度はそれぞれ800
〜950℃の範囲の温度である。仕上温度が800℃よ
りも低いときは、未再結晶組織が残存するので、
得られる圧延鍛造棒鋼に所要の強度を与えること
ができない。他方、950℃よりも高い場合は、結
晶粒が粗いために、靭性が低いからである。 上記のようにして熱間鍛造した棒鋼は、次い
で、A₃変態点から550℃の間を0.3〜10℃／秒の冷
却速度にて冷却する。この冷却速度が0.3℃／秒
よりも遅いときは、結晶粒が粗くなるので、十分
な強度を得ることができず、また、靭性も改善さ
れない。しかし、10℃／秒よりも早い場合は、ベ
イナイト等の過冷組織が生じて、靭性が低下す
る。 本発明においては、素材鋼を上記のような条件
下で熱間圧延することによつて、十分に高速度高
靭延性である圧延まま棒鋼を得ることができる
が、しかし、本発明の方法に従つて、この圧延棒
鋼を更に上記のようにして、熱間鍛造し、更に、
所定の冷却速度にて冷却することによつて、得ら
れる棒鋼の衝撃値を一層向上させることができる
のである。 （発明の効果） 以上のように、本発明によれば、中炭素鋼への
微量のＶ添加によつて、その析出硬化による強化
を利用して鋼を高強度化すると共に、一方におい
て、比較的多量のＳを添加し、この素材鋼を低温
にて熱間圧延鍛造し、この加工過程において
MnS介在物の圧延鍛造方向への伸長を容易にし、
更に、鍛造後の冷却速度を制御することによつ
て、一層、その衝撃値を改善し得、かくして、80
Kg／mm²以上の高強度に加えて、常温での衝撃値が
10Kgｍ／cm²以上である高靭性高延性の高強度非調
質棒鋼を得ることができるのである。 （実施例） 以下に本発明の実施例を挙げる。 実施例 第１表に示す化学組成を有する素材鋼を第２表
に示すように種々の温度に加熱し、第２表に示す
温度で圧延を開始し、終了して、径40mmの圧延棒
鋼を得た。その機械的性質及びフエライト粒度を
第２表に示す。第１表において、鋼イ及びロは本
発明で規定する化学組成を有し、鋼ハ及びニは比
較鋼であり、また、衝撃値は、JIS3号試験片を用
いて測定した。 第２表において、鋼Ａ，Ｂ，Ｃ及びＤは、鋼イ
についての圧延条件が異なり、Ａは圧延加熱温度
が高いためにフエライト粒度が小さく、衝撃値が
低い。Ｄは圧延加熱温度が低すぎるために圧延で
きない。Ｂ及びＣは本発明で規定する温度範囲内
に加熱して圧延したものであり、フエライト粒度
が大きく、衝撃値が改善されている。Ｅは本発明
で規定する範囲内において、鋼イよりもＣ量が少
なく、Mn量が多い鋼ロを素材鋼とし、本発明の
条件に従つて圧延したものであり、Ｂ及びＣと同
様にフエライト粒度が大きく、衝撃値が改善され
ている。 一方、Ｆは圧延加熱温度及び圧延温度は上記Ｅ
とほぼ同じであるが、素材鋼におけるＣ量が本発
明で規定する範囲を越えて多く、また、Mn量が
本発明で規定するよりも少ないために、引張強さ
は80Kg／mm²を保持しているが、Ｃ量が過多である
ために衝撃値が著しく小さい。Ｇは素材鋼ニが低
Ｓ鋼であることと、圧延加熱温度が高いことのた
めに、フエライト粒度が小さく、従つて、衝撃値
も小さい。Ｈは素材鋼ニを本発明で規定する条件
の範囲で圧延したものであり、フエライト粒は微
細であるが、鋼ニが低Ｓ鋼であるために衝撃値に
劣る。 次に、上で得た熱間圧延棒鋼を第３表に示す鍛
造加熱温度に再加熱し、第３表に示す仕上温度に
て鍛造を終了し、その後、1.0℃／秒の速度で冷
却して、径30mmの鍛造棒鋼を得た。このようにし
て得た鍛造棒鋼についての機械的性質及びフエラ
イト粒度を第３表に示す。 鋼Ｉ及びＪは、本発明で規定する化学組成を有
する鋼イからの前記圧延棒鋼Ａ及びＢをそれぞれ
再加熱し、鍛造したものであるが、鍛造加熱温度
及び鍛造仕上温度が本発明で規定する温度条件よ
りも高いために、引張強さは大きいがフエライト
粒度が大きく、従つて、衝撃値が小さい。これに
対して、鋼Ｋ及びＬは、本発明の方法に従つて鍛
造した製品であり、フエライト粒が微細であつ
て、80Kg／mm²級の引張強さを保持しつつ、衝撃値
が著しく改善されている。 鋼Ｍは、素材鋼におけるＳ含有量が小さく、且
つ、仕上温度が高いために、フエライト粒度が小
さく、衝撃値も低い。鋼Ｎは、本発明で規定する
温度条件で鍛造したものであり、フエライト粒は
微細であるが、素材鋼におけるＳ含有量が本発明
で規定するよりも少ないために、衝撃値が改善さ
れていない。 本発明の方法によつて、素材鋼が比較的多量の
Ｓを含有しながら、これを低温で熱間圧延又は鍛
造することによつて衝撃値を改善し得るのは、第
１図に、例えば、鋼Ｂの場合について示すよう
に、衝撃遷移温度が低温側に移行し、一方、低Ｓ
鋼の場合は、例えば、鋼Ｈについて示すように、
低温での圧延又は鍛造によつても、衝撃遷移温度
が高いことによるものである。 次に、第４表に圧延棒鋼Ｂを950℃に加熱し、
鍛造開始及び終了温度をそれぞれ920℃及び850℃
として鍛造した後、種々の速度で冷却して

【表】

【表】

【表】 (注) 圧延温度の欄は、圧延開始温度／圧延終了
温度を示す。

【表】

【表】 得た鍛造棒鋼の機械的性質を第４表に示す。鋼Ｏ
及びＰはいずれも冷却速度が本発明で規定する範
囲外にあるため、衝撃値の改善が認められない。
これに対して、鋼Ｑは本発明による鋼であり、上
記の比較鋼に比べて格段にすぐれた衝撃値を有す
ることが明らかである。

【図面の簡単な説明】

図面は、本発明による鋼と比較鋼とにおいて、
温度と衝撃値との関係を示すグラフである。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ 重量％で Ｃ 0.30〜0.50％、 Si 0.15〜0.50％、 Mn 1.0〜1.65％、 Ｓ 0.04〜0.1％、 Ｖ 0.08〜0.2％、 Al 0.015〜0.05％、 残部が実質的に鉄及び不可避的不純物よりなる
   鋼材を850〜1000℃の温度に加熱し、800〜950℃
   の仕上温度にて熱間圧延を行なつた後、この圧延
   棒鋼を850〜1000℃の温度に再加熱し、800〜950
   ℃の仕上温度にて熱間鍛造を行ない、次いで、
   A₃変態点から550℃の間を0.3〜10℃／秒の冷却速
   度にて冷却することを特徴とする高強度非調質棒
   鋼の製造方法。