JP2021533271A - 軟質熱処理時間短縮形冷間圧造用線材及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】軟質熱処理短縮形冷間圧造用線材及びその製造方法が提供される。【解決手段】本発明の冷間圧造用線材は、重量％で、Ｃ：０．１５〜０．５％、Ｓｉ：０．０２〜０．４％、Ｍｎ：０．３〜１．２％、Ａｌ：０．０２〜０．０５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％未満、Ｎ：０．０１％未満を含み、残りのＦｅ及びその他の不可避不純物からなり、その内部の微細組織が２０〜９０面積％の初析フェライト組織、５面積％以下のベイナイトとマルテンサイト組織、及び残りのパーライト組織を含み、平衡初析フェライト分率のうち８０％以上が平均粒径５μｍｍ以下である初析フェライト組織であり、微細組織別の超微細硬度は、関係式１及び関係式２を満たすことを特徴とする。［関係式１］ 初析フェライト：Ｈａｒｄｎｅｓｓ（Ｈｖ）≧１２８＋６１＊（［Ｃ］＋［Ｓｉ］／８＋［Ｍｎ］／１８）［関係式２］ パーライト：Ｈａｒｄｎｅｓｓ（Ｈｖ）≦２５４＋２３＊（［Ｃ］＋［Ｓｉ］／８＋［Ｍｎ］／１８）【選択図】図２
Description
本発明は、軟質熱処理時間短縮形冷間圧造用線材及びその製造に係り、より詳しくは、圧延後の線材の微細組織を制御することにより、後続する軟質化熱処理時間を短縮することができる冷間圧造用線材及びその製造方法に関する。
線材を軟質化するために、一般的に球状化熱処理を行う。球状化熱処理は、冷間成形時に冷間加工性を向上させるためにセメンタイトを球状化し、均質な粒子分布を誘導する。また、加工ダイスの寿命を向上させるために加工される素材の硬さをできる限り柔らかくすることができる。上記２つの目的を達成するために素材の軟質化概念として利用されている。
このような球状化熱処理は、大きく２つに分類される。一つは共析温度以下で長時間加熱する方法であって、主に熱延製品の球状化処理に用いられている（ｓｕｂ−ｃｒｉｔｉｃａｌ ａｎｎｅａｌｉｎｇ）。もう一つは共析温度とオーステナイト化温度との間で加熱した後に極徐冷して球状化組織を得る方法である（ｉｎｔｅｒ−ｃｒｉｔｉｃａｌ ａｎｎｅａｌｉｎｇ）。
このような球状化熱処理は、大きく２つに分類される。一つは共析温度以下で長時間加熱する方法であって、主に熱延製品の球状化処理に用いられている（ｓｕｂ−ｃｒｉｔｉｃａｌ ａｎｎｅａｌｉｎｇ）。もう一つは共析温度とオーステナイト化温度との間で加熱した後に極徐冷して球状化組織を得る方法である（ｉｎｔｅｒ−ｃｒｉｔｉｃａｌ ａｎｎｅａｌｉｎｇ）。
初期組織がパーライトで構成された場合、球状化熱処理温度で球状化が進行される過程は、高い温度での拡散によってラメラ（ｌａｍｅｌｌａｒ）セメンタイトの欠陥または端部分における平らな界面との曲率差による炭素濃度勾配が発生してラメラセメンタイトが分節され、この後、界面エネルギーを減らすために球状化されることが知られている。
このような球状化軟質化処理のためには、別途の工程数、多くの費用、及び時間がかかるため、その工程時間をできる限り短縮することが好ましく、これに伴い、上述した球状化軟質化処理工程を短縮する技術開発の研究が実施されている。
このような球状化軟質化処理のためには、別途の工程数、多くの費用、及び時間がかかるため、その工程時間をできる限り短縮することが好ましく、これに伴い、上述した球状化軟質化処理工程を短縮する技術開発の研究が実施されている。
本発明は、圧延後の線材組織を初析フェライト分率が平衡相８０％以上である最大５μｍ以下の結晶粒径を有する微細初析フェライトと、ベイナイト／マルテンサイト分率は５％以下、残りのパーライト組織を含む複合組織で制御することにより、軟質化熱処理時間の短縮形冷間圧造用線材及びその製造方法を提供することを目的とする。
本発明が解決しようとする技術的課題は、上記で言及した技術的課題に限定されず、言及されていないさらに他の技術的課題は、以下の記載から本発明が属する技術分野における通常の知識を有する者であれば明確に理解することができる。
本発明が解決しようとする技術的課題は、上記で言及した技術的課題に限定されず、言及されていないさらに他の技術的課題は、以下の記載から本発明が属する技術分野における通常の知識を有する者であれば明確に理解することができる。
上記目的を達成するためになされた本発明の軟質化熱処理時間を短縮することができる冷間圧造用線材は、
重量％で、Ｃ：０．１５〜０．５％、Ｓｉ：０．０２〜０．４％、Ｍｎ：０．３〜１．２％、Ａｌ：０．０２〜０．０５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％未満、Ｎ：０．０１％未満を含み、残りのＦｅ及びその他の不可避不純物からなり、
その内部の微細組織が２０〜９０面積％の初析フェライト組織、５面積％以下のベイナイトとマルテンサイト組織、及び残りのパーライト組織を含み、平衡初析フェライト分率のうち８０％以上が平均粒径５μｍｍ以下の初析フェライト組織であり、
上記微細組織別の超微細硬度は、下記関係式１及び関係式２を満たすことを特徴とする。
［関係式１］
初析フェライト：Ｈａｒｄｎｅｓｓ（Ｈｖ）≧１２８＋６１＊（［Ｃ］＋［Ｓｉ］／８＋［Ｍｎ］／１８）
［関係式２］
パーライト：Ｈａｒｄｎｅｓｓ（Ｈｖ）≦２５４＋２３＊（［Ｃ］＋［Ｓｉ］／８＋［Ｍｎ］／１８）
重量％で、Ｃ：０．１５〜０．５％、Ｓｉ：０．０２〜０．４％、Ｍｎ：０．３〜１．２％、Ａｌ：０．０２〜０．０５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％未満、Ｎ：０．０１％未満を含み、残りのＦｅ及びその他の不可避不純物からなり、
その内部の微細組織が２０〜９０面積％の初析フェライト組織、５面積％以下のベイナイトとマルテンサイト組織、及び残りのパーライト組織を含み、平衡初析フェライト分率のうち８０％以上が平均粒径５μｍｍ以下の初析フェライト組織であり、
上記微細組織別の超微細硬度は、下記関係式１及び関係式２を満たすことを特徴とする。
［関係式１］
初析フェライト：Ｈａｒｄｎｅｓｓ（Ｈｖ）≧１２８＋６１＊（［Ｃ］＋［Ｓｉ］／８＋［Ｍｎ］／１８）
［関係式２］
パーライト：Ｈａｒｄｎｅｓｓ（Ｈｖ）≦２５４＋２３＊（［Ｃ］＋［Ｓｉ］／８＋［Ｍｎ］／１８）
上記Ｃが０．４〜０．５％の範囲を満たすことが好ましい。
本発明の軟質化熱処理時間を短縮することができる冷間圧造用線材の製造方法は、
上記組成の鋼材を９００℃以上〜１０５０℃以下に加熱した後、１８０分以内維持する工程、
前記鋼材のオーステナイト結晶粒サイズ（ＡＧＳ）を５〜２０μｍの範囲で制御する工程、
前記ＡＧＳが制御された鋼材をＡｅ３以下〜７３０℃以上の温度で０．３〜２．０の変形量で線材形状に仕上げ熱間圧延する工程、及び
前記仕上げ熱間圧延された線材を３〜２０℃／ｓの冷却速度で冷却する工程、を含むことを特徴とする。
上記組成の鋼材を９００℃以上〜１０５０℃以下に加熱した後、１８０分以内維持する工程、
前記鋼材のオーステナイト結晶粒サイズ（ＡＧＳ）を５〜２０μｍの範囲で制御する工程、
前記ＡＧＳが制御された鋼材をＡｅ３以下〜７３０℃以上の温度で０．３〜２．０の変形量で線材形状に仕上げ熱間圧延する工程、及び
前記仕上げ熱間圧延された線材を３〜２０℃／ｓの冷却速度で冷却する工程、を含むことを特徴とする。
上記Ｃは０．４〜０．５％の範囲を満たすことが好ましい。
上記冷却によって製造された線材は、
その内部の微細組織が２０〜９０面積％の初析フェライト組織、５面積％以下のベイナイトとマルテンサイト組織、及び残りのパーライト組織を含み、平衡初析フェライト分率のうち８０％以上が平均粒径５μｍｍ以下の初析フェライト組織であり、そして
上記微細組織別の超微細硬度は、下記関係式１及び関係式２を満たすことが好ましい。
［関係式１］
初析フェライト：Ｈａｒｄｎｅｓｓ（Ｈｖ）≧１２８＋６１＊（［Ｃ］＋［Ｓｉ］／８＋［Ｍｎ］／１８）
［関係式２］
パーライト：Ｈａｒｄｎｅｓｓ（Ｈｖ）≦２５４＋２３＊（［Ｃ］＋［Ｓｉ］／８＋［Ｍｎ］／１８）
その内部の微細組織が２０〜９０面積％の初析フェライト組織、５面積％以下のベイナイトとマルテンサイト組織、及び残りのパーライト組織を含み、平衡初析フェライト分率のうち８０％以上が平均粒径５μｍｍ以下の初析フェライト組織であり、そして
上記微細組織別の超微細硬度は、下記関係式１及び関係式２を満たすことが好ましい。
［関係式１］
初析フェライト：Ｈａｒｄｎｅｓｓ（Ｈｖ）≧１２８＋６１＊（［Ｃ］＋［Ｓｉ］／８＋［Ｍｎ］／１８）
［関係式２］
パーライト：Ｈａｒｄｎｅｓｓ（Ｈｖ）≦２５４＋２３＊（［Ｃ］＋［Ｓｉ］／８＋［Ｍｎ］／１８）
上記冷却された線材を球状化熱処理する工程をさらに含むことができる。
上記球状化熱処理後パーライト内のｃｅｍｅｎｔｉｔｅの形状比が２．５以下であることがよい。
上記球状化熱処理後パーライト内のｃｅｍｅｎｔｉｔｅの形状比が２．５以下であることがよい。
本発明によれば、上記構成の本発明は、製造された線材の微細組織の最適化によって所望の特性を有する線材を比較的短い軟質化熱処理時間で得ることができ、これに伴い、製造費用及び時間を減らすことができる有用な効果がある。
以下、本発明を説明する。
本発明は、重量％で、Ｃ：０．１５〜０．５％、Ｓｉ：０．０２〜０．４％、Ｍｎ：０．３〜１．２％、Ａｌ：０．０２〜０．０５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％未満、Ｎ：０．０１％未満を含み、残りのＦｅ及び他の不可避不純物からなる鋼材に圧延によって初析フェライトを生成させ、結晶粒の微細化を誘導し、素材の軟質熱処理中の炭素の拡散加速によって軟質線材を得るようにする熱処理短縮形線材の製造方法に関するものである。
本発明は、重量％で、Ｃ：０．１５〜０．５％、Ｓｉ：０．０２〜０．４％、Ｍｎ：０．３〜１．２％、Ａｌ：０．０２〜０．０５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％未満、Ｎ：０．０１％未満を含み、残りのＦｅ及び他の不可避不純物からなる鋼材に圧延によって初析フェライトを生成させ、結晶粒の微細化を誘導し、素材の軟質熱処理中の炭素の拡散加速によって軟質線材を得るようにする熱処理短縮形線材の製造方法に関するものである。
本発明の線材組成成分及びその含有量の制限理由を説明する。ここで、％は特に定義されていない限り、重量％を意味する。
Ｃ：０．１５〜０．５％
上記炭素の含有量を０．１５〜０．５％に制限した理由は、その含有量が０．５％を超えると、ほぼすべての組織がパーライトで構成されてしまい、目的とする初析フェライトの亜結晶粒を確保し難くなり、一方、０．１５％未満では初析フェライト分率の増加によって結晶粒が微細ではなくなり、ＱＴ熱処理時にマルテンサイト微細組織に変態させ難くなり、上記マルテンサイト組織においても低い炭素含有量によって十分な強度を確保し難いためである。
本発明では、上記炭素含有量を０．４〜０．５％の範囲に制限することがより好ましい。
上記炭素の含有量を０．１５〜０．５％に制限した理由は、その含有量が０．５％を超えると、ほぼすべての組織がパーライトで構成されてしまい、目的とする初析フェライトの亜結晶粒を確保し難くなり、一方、０．１５％未満では初析フェライト分率の増加によって結晶粒が微細ではなくなり、ＱＴ熱処理時にマルテンサイト微細組織に変態させ難くなり、上記マルテンサイト組織においても低い炭素含有量によって十分な強度を確保し難いためである。
本発明では、上記炭素含有量を０．４〜０．５％の範囲に制限することがより好ましい。
Ｓｉ：０．０２〜０．４％
上記シリコン（Ｓｉ）の含有量を０．０２〜０．４％に限定する理由は、以下のとおりである。Ｓｉは代表的な置換型元素として鋼の強度確保に大きな影響を及ぼす。その含有量が０．０２％未満であると、鋼の強度確保が難しくなり、一方、０．４％を超えると、線材圧延中に脱炭組織の生成を助長するため、追加的な削除費用が必要となり、鍛造時の強度が上昇して鍛造し難いためである。
上記シリコン（Ｓｉ）の含有量を０．０２〜０．４％に限定する理由は、以下のとおりである。Ｓｉは代表的な置換型元素として鋼の強度確保に大きな影響を及ぼす。その含有量が０．０２％未満であると、鋼の強度確保が難しくなり、一方、０．４％を超えると、線材圧延中に脱炭組織の生成を助長するため、追加的な削除費用が必要となり、鍛造時の強度が上昇して鍛造し難いためである。
Ｍｎ：０．３〜１．２％
上記マンガン（Ｍｎ）は、基地組織内に置換型固溶体を形成し、Ａ１の温度を下げてパーライト層間の間隙を微細化する。そして、初析フェライト組織内の亜結晶粒を増加させるため、その含有量は０．３〜１．２％に制限する。上記マンガンを１．２％超過して添加する場合、マンガン偏析によって組織内に不均質が生じ、有害な影響を及ぼすようになる。鋼の凝固時の偏析機構によって、マクロ偏析及びミクロ偏析が起こり易いが、マンガン偏析は他元素に比べて相対的に低い拡散係数により偏析帯を助長し、これによる硬化能向上は、中心部の低温組織（ｃｏｒｅ ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ）を形成する主な原因となる。また、上記マンガンが０．３％未満で添加される場合、ＱＴ後のマルテンサイト組織を確保するための十分な焼入れ性が確保され難くなることがある。
上記マンガン（Ｍｎ）は、基地組織内に置換型固溶体を形成し、Ａ１の温度を下げてパーライト層間の間隙を微細化する。そして、初析フェライト組織内の亜結晶粒を増加させるため、その含有量は０．３〜１．２％に制限する。上記マンガンを１．２％超過して添加する場合、マンガン偏析によって組織内に不均質が生じ、有害な影響を及ぼすようになる。鋼の凝固時の偏析機構によって、マクロ偏析及びミクロ偏析が起こり易いが、マンガン偏析は他元素に比べて相対的に低い拡散係数により偏析帯を助長し、これによる硬化能向上は、中心部の低温組織（ｃｏｒｅ ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ）を形成する主な原因となる。また、上記マンガンが０．３％未満で添加される場合、ＱＴ後のマルテンサイト組織を確保するための十分な焼入れ性が確保され難くなることがある。
Ａｌ：０．０２〜０．０５％
本発明において上記アルミニウム含有量は、０．０２〜０．０５％に限定することが好ましい。これは、その含有量が０．０２％未満であると、十分な脱酸力が確保され難くなり、一方、０．０５％を超えると、Ａｌ２Ｏ３などの硬質介在物が増加することがあり、特に連鋳時の介在物によるノズルの目詰まりが発生する虞があるためである。
本発明において上記アルミニウム含有量は、０．０２〜０．０５％に限定することが好ましい。これは、その含有量が０．０２％未満であると、十分な脱酸力が確保され難くなり、一方、０．０５％を超えると、Ａｌ２Ｏ３などの硬質介在物が増加することがあり、特に連鋳時の介在物によるノズルの目詰まりが発生する虞があるためである。
Ｎ：０．０１％未満
本発明において窒素の含有量は、０．０１％未満で管理する必要がある。これは、０．０１％以上である場合、析出物として結合しない固溶窒素により、素材の靭性／延性の低下が発生する虞があるためである。
本発明において窒素の含有量は、０．０１％未満で管理する必要がある。これは、０．０１％以上である場合、析出物として結合しない固溶窒素により、素材の靭性／延性の低下が発生する虞があるためである。
Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％未満
Ｐ及びＳは不純物として混入し、Ｐは結晶粒界に偏析して靭性を低下させるため、その含有量を０．０３％以下に制限することが好ましい。そして、Ｓは低融点元素であり、粒界偏析して靭性を低下させ、 硫化物を生成させて製品に有害な影響を及ぼすため、その含有量を０．０１％未満に管理することが好ましい。
Ｐ及びＳは不純物として混入し、Ｐは結晶粒界に偏析して靭性を低下させるため、その含有量を０．０３％以下に制限することが好ましい。そして、Ｓは低融点元素であり、粒界偏析して靭性を低下させ、 硫化物を生成させて製品に有害な影響を及ぼすため、その含有量を０．０１％未満に管理することが好ましい。
また、本発明の冷間圧造用線材は、その内部組織が２０〜９０面積％の初析フェライト組織、５面積％以下のベイナイトとマルテンサイト組織、及び残りのパーライト組織を含み、平衡初析フェライト分率のうち８０％以上が平均粒径５μｍｍ以下の初析フェライト組織である。
本発明において平衡初析フェライト分率とは、各組成の状態図においてＡ１直上の温度でのこの原理による初析フェライト分率を意味する。本発明では、Ｔｈｅｒｍｏ ｃａｌｃ．という名のソフトウェアを用いて計算された状態図を活用した。
本発明は、このような平衡初析フェライト分率が８０％以上である初析フェライト組織を有することを特徴とする。本発明鋼の初析フェライト分率は、通常の冷却中に生成及び成長する線材内の初析フェライトと比較して、Ａｅ３以下〜７３０℃の温度で仕上げ圧延中の初析フェライトが生成及び成長し、冷却中に成長するため、通常の方法で製造された同一組成の線材内の初析フェライト分率よりも高い。
また、本発明で初析フェライト平均粒径を５μｍｍ以下に制限する理由は、上記初析フェライトが仕上げ圧延中に急速に生成されることにより結晶粒が微細化するためであり、これによって、後工程の軟質化熱処理時、上記微細な結晶粒によって炭素の拡散を加速させ、通常よりも短い時間で球状化組織を得ることができるためである。そして、ベイナイト及びマルテンサイト組織の面積率を５％以下に制御する理由は、上記組織が存在する場合、軟質化熱処理前に伸線工程、或いはアンコイル時に素材が断線する虞があるためである。
また、本発明の線材の場合には、結晶粒微細化に伴う線材の硬さが通常材と比較して高く、それぞれの微細組織を超微細硬度で測定したとき、フェライトは、通常材に比べて硬度値が高く、パーライトの場合は、逆に硬度値が低いという特性がある。すなわち、本発明においては、上記微細組織別の超微細硬度が下記関係式１及び関係式２を満たすようにすることが好ましい。下記関係式１及び２を満たすことで同一球状化熱処理時の球状化時間を短縮する効果がある。線材の微細組織別の硬度は、合金元素（Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ）が増加するにつれて向上するが、本発明材の場合は、初析フェライトは通常材と比べて高い硬度値を有し、パーライトは通常材と比べて低い硬度値を特徴とし、下記関係式により区分される。
［関係式１］
初析フェライト：Ｈａｒｄｎｅｓｓ（Ｈｖ）≧１２８＋６１＊（［Ｃ］＋［Ｓｉ］／８＋［Ｍｎ］／１８）
［関係式２］
パーライト：Ｈａｒｄｎｅｓｓ（Ｈｖ）≦２５４＋２３＊（［Ｃ］＋［Ｓｉ］／８＋［Ｍｎ］／１８）
［関係式１］
初析フェライト：Ｈａｒｄｎｅｓｓ（Ｈｖ）≧１２８＋６１＊（［Ｃ］＋［Ｓｉ］／８＋［Ｍｎ］／１８）
［関係式２］
パーライト：Ｈａｒｄｎｅｓｓ（Ｈｖ）≦２５４＋２３＊（［Ｃ］＋［Ｓｉ］／８＋［Ｍｎ］／１８）
次に、本発明の軟質化熱処理を加速させることができる超細粒線材を製造する方法について詳細に説明する。
本発明の軟質化熱処理時間を短縮することができる冷間圧造用線材の製造方法は、上記の組成成分を有する鋼材を９００〜１０５０℃の範囲で加熱した後、一定時間維持する工程、上記鋼材のオーステナイト結晶粒サイズ（ＡＧＳ）を５〜２０μｍの範囲で制御する工程、上記ＡＧＳが制御された鋼材をＡｅ３以下〜７３０℃以上の温度で０．３〜２．０の変形量で線材形状に仕上げ熱間圧延する工程、及び上記仕上げ熱間圧延された線材を３〜２０℃／ｓの冷却速度で冷却する工程、を含む。
本発明の軟質化熱処理時間を短縮することができる冷間圧造用線材の製造方法は、上記の組成成分を有する鋼材を９００〜１０５０℃の範囲で加熱した後、一定時間維持する工程、上記鋼材のオーステナイト結晶粒サイズ（ＡＧＳ）を５〜２０μｍの範囲で制御する工程、上記ＡＧＳが制御された鋼材をＡｅ３以下〜７３０℃以上の温度で０．３〜２．０の変形量で線材形状に仕上げ熱間圧延する工程、及び上記仕上げ熱間圧延された線材を３〜２０℃／ｓの冷却速度で冷却する工程、を含む。
まず、本発明は、上記の組成成分を有する鋼材を９００〜１０５０℃の範囲で加熱した後、１８０分以内維持する。これは、上記加熱温度が１０５０℃を超えると、ＡＧＳが大きく成長するようになり、仕上げ圧延中により多くの変形量で初析フェライトを誘導して結晶粒を微細化させる上で問題があり、一方、９００℃未満であると、粗圧延中に圧下量の増加により装備への過負荷がかかるためである。そして、保持時間が１８０分を超えると、上記理由からＡＧＳが大きく成長するようになり、仕上げ圧延中により多くの変形量で初析フェライトを誘導する必要があり、結晶粒を微細化させる上で問題があるためである。
続いて、本発明においては仕上げ熱間圧延の直前に上記鋼材のオーステナイト結晶粒サイズ（ＡＧＳ）を５〜２０μｍの範囲で制御する。このようにオーステナイト結晶粒サイズ（ＡＧＳ）を制御する理由は、仕上げ圧延中に０．３以上の変形量でも初析フェライトを誘導して結晶粒を微細化させるためである。もし、上記サイズが２０μｍを超えると、より多くの仕上げ圧延量が要求されて結晶粒微細化が難しくなり、粗圧延中に５μｍ以下のＡＧＳ素材を製作するためには、通常の製造方法よりさらに多くの変形量が必要となることから、ビュレットサイズを増加させるか、或いはｉｎｔｅｒｐａｓｓ ｔｉｍｅを減らすために素材の移送速度を増加させなければならないという工程的制約の問題がある。
そして、本発明においては上記ＡＧＳが制御された鋼材をＡｅ３以下〜７３０℃以上の温度で０．３〜２．０の変形量の線材形状に仕上げ熱間圧延する。
このとき、熱間仕上げ温度範囲をＡｅ３以下〜７３０℃以上の温度範囲で制御することが好ましい。これは、Ａｅ３温度を超えると、初析フェライトが生成されず、結晶粒微細化に不利であり、一方、７３０℃未満であると、パーライトが圧延中に生成されて結晶粒微細化に不利であり、圧延温度が低くて圧延ロールへの過負荷がかかるためである。
このとき、熱間仕上げ温度範囲をＡｅ３以下〜７３０℃以上の温度範囲で制御することが好ましい。これは、Ａｅ３温度を超えると、初析フェライトが生成されず、結晶粒微細化に不利であり、一方、７３０℃未満であると、パーライトが圧延中に生成されて結晶粒微細化に不利であり、圧延温度が低くて圧延ロールへの過負荷がかかるためである。
そして、その変形量は０．３〜２．０になるようにすることが好ましい。これは０．３以下の場合には、変形量が小さくて初析フェライトを誘導できず、結晶粒を微細化させることができなくなり、他方、２．０以上の場合には、変形量の増大によって圧延量に過負荷がかかり、所望の素材の直径を製造し難くなるためである。
続いて、本発明においては、上記仕上げ熱間圧延された線材を３〜２０℃／ｓの冷却速度で冷却することで上記のようなその内部の微細組織が細粒に制御された線材を得ることができる。このとき、冷却速度を３〜２０℃／ｓの範囲に制御する理由は、熱間圧延終了後、フェライト結晶粒サイズ（ＦＧＳ）を５μｍ以下の結晶粒に成長を抑制するためである。
そして、本発明においては上記冷却された線材を球状化熱処理することができる。
続いて、本発明においては、上記仕上げ熱間圧延された線材を３〜２０℃／ｓの冷却速度で冷却することで上記のようなその内部の微細組織が細粒に制御された線材を得ることができる。このとき、冷却速度を３〜２０℃／ｓの範囲に制御する理由は、熱間圧延終了後、フェライト結晶粒サイズ（ＦＧＳ）を５μｍ以下の結晶粒に成長を抑制するためである。
そして、本発明においては上記冷却された線材を球状化熱処理することができる。
具体的に、３０％の断面減少伸線工程を経た後、６９０℃で２時間熱処理した後、焼入れすることができる。このような方法で製造された本発明の線材は、パーライト内のセメンタイト（ｃｅｍｅｎｔｉｔｅ）の分節速度が増加し、セメンタイトの形状比が２．５以下と優れ、硬度も１０Ｈｖ程度低い。
以下、実施例を挙げて本発明を詳細に説明する。
（実施例）
下記表１に示した成分組成を有するビレットを９ｍｍとなるように線材圧延した。発明例は本発明の成分範囲及び製造条件を満たすものであり、比較例は本発明の製造条件から外れたものである。
（実施例）
下記表１に示した成分組成を有するビレットを９ｍｍとなるように線材圧延した。発明例は本発明の成分範囲及び製造条件を満たすものであり、比較例は本発明の製造条件から外れたものである。
図１は、仕上げ熱間圧延前の鋼材のＡＧＳを示す組織写真であって、（ａ）は発明例１を、そして（ｂ）は比較例５を示す。ＡＧＳは、ＡＳＴＭ Ｅ１１２法を活用して測定した。上記比較例５の場合、他の条件に比べて高い加熱温度で加熱されたため、仕上げ圧延前のＡＧＳが他の条件に比べて大きいことが分かる。一方、仕上げ圧延前の小さなＡＧＳは、仕上げ圧延時の変形量によって粒界で多くの初析フェライトを生成させることができるため、これにより圧延中に初析フェライトの生成及び成長によって最終線材の結晶粒サイズを小さくすることができる。
下記表２は、上記製造条件で製作された線材の微細組織と、軟質化熱処理された軟質化材の微細組織及び機械的物性を示している。
一方、表２において初析フェライト相分率は、試験片を切断、研磨、及びエッチングを行った後、電子顕微鏡を介して微細組織写真を得て、ｉｍａｇｅ ｊ’というプログラムを介して該当相を区分して角条件当たり×１０００倍で５枚のＳＥＭ写真で面積を計算し、その平均値を示したものである。
一方、表２において初析フェライト相分率は、試験片を切断、研磨、及びエッチングを行った後、電子顕微鏡を介して微細組織写真を得て、ｉｍａｇｅ ｊ’というプログラムを介して該当相を区分して角条件当たり×１０００倍で５枚のＳＥＭ写真で面積を計算し、その平均値を示したものである。
超微細硬度は、試験片を切断、研磨、エッチングを行った後、光学顕微鏡を介して超微細硬度を測定する微細組織部位を確認し、ピラミッド型ダイヤモンド圧粒子０．２９４２Ｎの圧力で初析フェライト及びパーライトをそれぞれ１０個ずつ圧入した後、圧入した痕跡の長さを測定して硬度値に換算し、これを平均した。
線材硬度値及び球状化熱処理後の軟質化材の硬度値は、試験片を切断、研磨、エッチングを行った後、光学顕微鏡を介して硬さを測定する微細組織部位を確認し、ピラミッド型ダイヤモンド圧粒子９８．１Ｎの圧力でＣ断面１／４部に１０回圧入した後、圧入した痕跡の長さを測定して硬度値に換算し、これを平均した値である。
また、アスペクト比（Ａｓｐｅｃｔ ｒａｔｉｏ）は，×５０００倍で３枚のＳＥＭ写真を撮影し、ＳＥＭ写真内に存在するすべてのセメンタイトの長軸／短縮の長さを測定し、それぞれの長さ比を平均した値である。
また、アスペクト比（Ａｓｐｅｃｔ ｒａｔｉｏ）は，×５０００倍で３枚のＳＥＭ写真を撮影し、ＳＥＭ写真内に存在するすべてのセメンタイトの長軸／短縮の長さを測定し、それぞれの長さ比を平均した値である。
具体的に、比較例１、２は圧延温度が８８７℃及び８６２℃とＡｅ３以上の温度で仕上げ圧延されたため、初析フェライトが誘導されなかった。比較例３の場合、線材の表面温度が５００℃まで到達する冷却速度が１℃／ｓと低速であったため初析フェライトが非常に成長した。比較例４の場合、仕上げ圧延中の変形量が０．１と非常に小さかったため、変形による初析フェライトを誘導することができなかった。そして、比較例５の場合、上述したとおり、加熱温度が１１２０℃と他の条件に比べて高かったため、仕上げ圧延前のＡＧＳが他の条件に比べて大きく、圧延中に十分に初析フェライトが誘導されなかった。
図２は、線材圧延後の冷却で得られた線材の微細組織を示す組織であり、（ａ）は発明例２を、そして（ｂ）は比較例１を示す。
表２において比較例に対する発明例は、フェライトの結晶粒サイズが小さく、初析フェライト分率が平衡分率の８０％以上となり、初析フェライト分率が高いことが特徴である。また、発明例のフェライトの超微細硬度は、比較例に比べてフェライトの硬度値が高く、逆にパーライトの硬度値は、比較例に比べて低いことが特徴である。
表２において比較例に対する発明例は、フェライトの結晶粒サイズが小さく、初析フェライト分率が平衡分率の８０％以上となり、初析フェライト分率が高いことが特徴である。また、発明例のフェライトの超微細硬度は、比較例に比べてフェライトの硬度値が高く、逆にパーライトの硬度値は、比較例に比べて低いことが特徴である。
そして、この時、本発明例の線材の微細組織は、フェライト超微細硬度パラメータ、Ｈａｒｄｎｅｓｓ（Ｈｖ）≧１２８＋６１＊（［Ｃ］＋［Ｓｉ］／８＋［Ｍｎ］／１８）、パーライト超微細硬度パラメータ、Ｈａｒｄｎｅｓｓ（Ｈｖ）≦２５４＋２３＊（［Ｃ］＋［Ｓｉ］／８＋［Ｍｎ］／１８）のすべてを満たしていることが確認できる。
一方、本発明例の線材は、結晶粒微細化により比較例に比べて１０Ｈｖ程度高い線材の硬さを示したが、６９０℃で２時間熱処理した後に球状化された素材の硬さは発明例に比べて１０Ｈｖ低かった。
一方、本発明例の線材は、結晶粒微細化により比較例に比べて１０Ｈｖ程度高い線材の硬さを示したが、６９０℃で２時間熱処理した後に球状化された素材の硬さは発明例に比べて１０Ｈｖ低かった。
図３は、球状化熱処理後の線材の微細組織を示す組織であり、（ａ）は発明例１を、そして（ｂ）は比較例１を示す。図３に示すように、セメンタイトのアスペクト比が２．５以下であることから、結晶粒微細化によってパーライト内のセメンタイトが６９０℃、２時間という短い時間の間でも、十分に分節されたことが確認できる。
上記のとおり、本発明は、限定された実施例及び実験例によって説明されたが、本発明はこれによって限定されず、本発明が属する技術分野で通常の知識を有する者により、本発明の技術思想及び特許請求の範囲の均等範囲内で多様な修正及び変形が可能であることはもちろんである。
Claims (7)
- 重量％で、Ｃ：０．１５〜０．５％、Ｓｉ：０．０２〜０．４％、Ｍｎ：０．３〜１．２％、Ａｌ：０．０２〜０．０５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％未満、Ｎ：０．０１％未満を含み、残りのＦｅ及びその他の不可避不純物からなり、
その内部の微細組織が２０〜９０面積％の初析フェライト組織、５面積％以下のベイナイトとマルテンサイト組織、及び残りのパーライト組織を含み、平衡初析フェライト分率のうち８０％以上が平均粒径５μｍｍ以下である初析フェライト組織であり、そして
前記微細組織別の超微細硬度は、下記関係式１及び関係式２を満たすことを特徴とする軟質化熱処理時間を短縮することができる冷間圧造用線材。
［関係式１］
初析フェライト：Ｈａｒｄｎｅｓｓ（Ｈｖ）≧１２８＋６１＊（［Ｃ］＋［Ｓｉ］／８＋［Ｍｎ］／１８）
［関係式２］
パーライト：Ｈａｒｄｎｅｓｓ（Ｈｖ）≦２５４＋２３＊（［Ｃ］＋［Ｓｉ］／８＋［Ｍｎ］／１８） - 前記Ｃが０．４〜０．５％の範囲を満たすことを特徴とする請求項１に記載の軟質化熱処理時間を短縮することができる冷間圧造用線材。
- 重量％で、Ｃ：０．１５〜０．５％、Ｓｉ：０．０２〜０．４％、Ｍｎ：０．３〜１．２％、Ａｌ：０．０２〜０．０５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％未満、Ｎ：０．０１％未満を含み、残りのＦｅ及びその他の不可避不純物からなる鋼材を９００℃以上〜１０５０℃以下に加熱した後、１８０分以内維持する工程、
前記鋼材のオーステナイト結晶粒サイズ（ＡＧＳ）を５〜２０μｍの範囲で制御する工程、
前記ＡＧＳが制御された鋼材をＡｅ３以下〜７３０℃以上の温度で０．３〜２．０の変形量で線材形状に仕上げ熱間圧延する工程、及び
前記仕上げ熱間圧延された線材を３〜２０℃／ｓの冷却速度で冷却する工程、を含むことを特徴とする軟質化熱処理時間を短縮することができる冷間圧造用線材の製造方法。 - 前記Ｃは０．４〜０．５％の範囲を満たすことを特徴とする請求項３に記載の軟質化熱処理時間を短縮することができる冷間圧造用線材の製造方法。
- 前記冷却で製造された線材は、
その内部の微細組織が２０〜９０面積％の初析フェライト組織、５面積％以下のベイナイトとマルテンサイト組織、及び残りのパーライト組織を含み、平衡初析フェライト分率のうち８０％以上が平均粒径５μｍｍ以下である初析フェライト組織であり、そして
前記微細組織別の超微細硬度は、下記関係式１及び関係式２を満たすことを特徴とする請求項３に記載の軟質化熱処理時間を短縮することができる冷間圧造用線材の製造方法。
［関係式１］
初析フェライト：Ｈａｒｄｎｅｓｓ（Ｈｖ）≧１２８＋６１＊（［Ｃ］＋［Ｓｉ］／８＋［Ｍｎ］／１８）
［関係式２］
パーライト：Ｈａｒｄｎｅｓｓ（Ｈｖ）≦２５４＋２３＊（［Ｃ］＋［Ｓｉ］／８＋［Ｍｎ］／１８） - 前記冷却された線材を球状化熱処理する工程をさらに含むことを特徴とする請求項３に記載の軟質化熱処理時間を短縮することができる冷間圧造用線材の製造方法。
- 前記球状化熱処理後のパーライト内のセメンタイトのアスペクト比が２．５以下であることを特徴とする請求項６に記載の軟質化熱処理時間を短縮することができる冷間圧造用線材の製造方法。
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