JPH0653915B2

JPH0653915B2 - 強冷間伸線用高強度低炭素鋼線材

Info

Publication number: JPH0653915B2
Application number: JP59275154A
Authority: JP
Inventors: 登明柚鳥; 正昭勝亦; 正俊須藤
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 1984-12-26
Filing date: 1984-12-26
Publication date: 1994-07-20
Anticipated expiration: 2009-07-20
Also published as: JPS61153260A

Description

【発明の詳細な説明】（産業上の利用分野）本発明は強冷間伸線用高強度低炭素線材に関し、詳しく
は、強冷間伸線性にすぐれると共に、伸線して得られる
伸線材が疲労特性にすぐれる強加工による極細線材用高
強度低炭素鋼線材に関する。

（従来の技術）近年、プレス成形用高強度薄鋼板として、フエライトと
低温変態生成相からなる低降状比で高延性の材料が開発
されている。しかし、この材料は張出し成形性にはすぐ
れるが、例えば、加工率が９０％程度の強加工である伸
線加工によつて延性が著しく劣化することが知られてい
る。一方、パテンテイング処理したパーライト組織から
なる共析鋼材が鍛造性やプレス成形性に著しく劣ること
も知られている。

（発明の目的）本発明者らは、強冷間伸線性にすぐれた線材を得るべく
鋭意研究した結果、Ｓｉ／Ａｌ比を所定値以下とした低
炭素鋼の組織を予め残留オーステナイトを含有していて
もよいベイナイト、マルテンサイト又はこれらの微細混
合組織とし、これより逆変態した塊状オーステナイトを
所定の冷却条件下に変態させることにより、最終組織と
して、一部残留オーステナイトを含有していてもよい針
状のベイナイト、マルテンサイト又はこれらの混合組織
からなる微細な低温変態生成相がフエライト相中に均一
に分散されてなる複合組織を有せしめるとき、この低炭
素鋼線材に上述のすぐれた強加工性を付与し得ると共
に、得られる伸線材が疲労強度にすぐれることを見出し
て本発明に至つたものである。

（発明の構成）本発明による強冷間伸線用高強度低炭素線材は、重量％
でＣ０．０３〜０．２０％Ｓｉ１．５％以下、Ｍｎ０．５〜２．５％、及び、Ａｌ０．０１％以下を含有し、且つ、Ｓｉ／Ａｌ≦２５０であつて、残部鉄及び不可避的不純物よりなり、針状マルテンサイ
ト、ベイナイト又はこれらの混合組織からなる低温変態
生成相が１５〜４０％の体積分率でフエライト相中に均
一に分散されてなる金属組織を有することを特徴とす
る。

即ち、本発明による線材は、所定の化学組成と所定の元
素比とをを有すると共に、所定の体積分率にて低温変態
生成相がフエライト中に均一に分散分布されてなる従来
にない特異な複合組織を有し、且つ、上記低温変態生成
相の針状粒子の平均換算粒子径が３μ以下であつて、著
しく微細であるために、延性のみならず、強加工性にす
ぐれ、例えば、９９％以上、好ましい場合には、９９．
８％以上の加工率による伸線加工を行なうことができ、
しかも、このようにして得られる伸線材もまた、高強度
高延性であるのみならず、すぐれた疲労特性を有してい
る。

尚、本発明において、針状（elongated又はacicular）
とは粒子が方向性を有することをいい、塊状（globula
r）とは粒子が方向性を有しないことをいう。また、針
状粒子の換算粒子径とは、針状粒子の面積を円に換算し
たときの直径を意味する。

以下に本発明による鋼材における成分の限定理由につい
て説明する。

Ｃは、鋼が本発明の規定する最終金属組織を有するため
に０．０３％以上を添加することが必要であるが、０．
２０％を越えるときは、針状のマルテンサイト、ベイナ
イト又はこれらの混合組織からなる低温変態生成相（以
下、単に第２相ということがある。）の延性が劣化する
ようになる。従つて、Ｃ含有量は０．０３〜０．２０％
とする。

Ｓｉはフエライト相の強化元素として有効であるが、
１．５％を越えると変態温度を著しく高温側にずらせ、
また、鋼材の表面の脱炭を起こしやすくするので１．５
％を上限とする。

Ｍｎは鋼を強化すると共に、第２相の焼入れ性を高め、
また、その形態を針状化するために０．５％以上を添加
することが必要であるが、２．５％を越えて多量に添加
しても、その効果が飽和するので、Ｍｎ添加量は０．５
〜２．５％とする。

Ａｌは、酸化物系介在物を形成し、この酸化物系介在物
は変形し難いために、線材を極細線材に伸線する際にこ
の介在物を起点として破断が生じやすい。従つて、本発
明鋼線材においては、その添加量を０．０１％以下とす
る。特に、本発明によれば、Ｓｉ添加量を０．０５％以
下とすると共に、Ａｌ添加量を０．００２％以下とする
ことにより、シリケート系介在物を効果的に減少させる
ので、極細線材への強加工伸線性と、このようにして得
られる極細線材の疲労特性を改善することができる。

更に、鋼線材が上記した化学元素を有するとしても、Ｓ
ｉ／Ａｌ比が大きくなるとき、シリケート系介在物が増
大し、特に、Ａｌ量が少ないときには、急激にシリケー
ト系介在物が増大して、線材の伸線性を劣化させるのみ
ならず、伸線して得られる伸線材の疲労特性が劣化す
る。従つて、本発明鋼線材においては、Ｓｉ／Ａｌ比を
２５０以下、好ましくは１００以下とする。

また、本発明によれば、Ｓｉ／Ａｌ比を上記のように規
制すると共に、Ｓｉ／Ｍｎ比を０．４以下とすることが
好ましい。Ｓｉ／Ｍｎ比が０．４を越えるときは、介在
物の組成や形態等が変化し、介在物の分散や分布が原因
となつて、線材の伸線性を劣化させることがあるからで
ある。

尚、本発明鋼線材に不可避的に含まれるＳについては、
鋼中のMnＳ量を少なくするために、０．００５％以下と
するのがよく、これにより鋼の延性が向上する。Ｐは粒
界偏析の著しい元素であるので、その含有量を０．０１
％以下とするのが好ましい。Ｎは固溶状態で存在する
と、最も時効しやすい元素である。従つて、加工中に時
効して加工性を阻害し、或いは加工後に時効して、加工
材の延性を劣化させるので、０．００３％以下とするの
が好ましい。

次に、本発明鋼の製造方法について説明する。

本発明による強加工性のすぐれた高強度低炭素鋼材は、
上記したような化学組成及び元素比を有する鋼の組織を
旧オーステナイト粒径が３５μ以下のベイナイト、マル
テンサイト又はこれらの混合組織とした後、Ａ_C1〜Ａ_C3
温度域に加熱して、オーステナイト化分率が約２０％以
上となるようにオーステナイト化を進行させ、次いで、
平均冷却速度４０〜１５０℃／秒にて常温乃至５００℃
まで冷却することによつて製造される。

即ち、先ず、最終的に金属組織における第２相を微細な
針状組織とするために、前記所定の組成を有する鋼をＡ
_C1〜Ａ_C3温度域に加熱する前に、その組織を、一部残留
オーステナイトを含有していてもよい旧オーステナイト
粒径が３５μ以下、好ましくは２０μ以下のベイナイ
ト、マルテンサイト又はこれらの微細混合組織（以下、
これらを単に前組織ということがある。）とする。前組
織をこのように微細化することにより、最終組織を微細
化して鋼の延性及び靭性を向上させ、かくして鋼に所要
の強度を付与することができる。

旧オーステナイト粒径を３５μ以下に調整するには、造
塊又は連続鋳造により得られた鋼を熱間加工するに際し
て、オーステナイトの再結晶や粒成長の進行が著しく遅
い温度域、即ち、９８０℃以下であつて、且つ、Ａ_r3点
以上の温度範囲において減面率３０％以上で熱間加工す
ることが必要である。熱間加工温度が９８０℃を越える
温度であるときは、オーステナイトが再結晶や粒成長し
やすく、また、加工減面率が３０％よりも少ないとき
は、オーステナイト粒径を細粒化することができないか
らである。更に、１０〜２０μ程度のオーステナイト細
粒を得るには、上記加工条件に加えて、最終加工パスを
９００℃以下とする必要があり、５〜１０μ程度の極細
粒を得るためには、上記最終加工を歪速度３００／秒以
上とする必要がある。

尚、旧オーステナイト粒径を調整するための上記熱間加
工後に冷間加工を加えて所望の形状とすることもできる
が、この場合、冷間加工の加工率は４０％までとする。
上記前組織に４０％よりも大きい冷間加工を加えたとき
は、後述するＡ_C1〜Ａ_C3温度域への加熱時にマルテンサ
イトの再結晶が起こり、目的とする最終組織を得ること
ができない。

次に、前組織をベイナイト、マルテンサイト又はこれら
の混合組織とするためには、次の方法によることができ
る。

その第１は、圧延工程中に所要の前組織を得る方法であ
つて、鋼を制御圧延するか、又は熱間圧延した後に加速
冷却する。その冷却速度は５℃／秒以上とすることが必
要である。これよりも小さい冷却速度では、通常のフエ
ライト・パーライト組織となるからである。

前組織を得るための第２の方法は、圧延した鋼を改めて
熱処理する方法であり、鋼をＡ_C3点以上のオーステナイ
ト域に加熱した後に調整冷却する。この方法による場合
も、加熱温度は、第１の方法について説明したと同様
に、Ａ_C3〜Ａ_C3＋１５０℃の範囲であることが望まし
い。

このようにＡ_C1〜Ａ_C3域に加熱する前の組織を、従来の
フエライト・パーライト組織に替えて、残留オーステナ
イトを含有していてもよいマルテンサイト、ベイナイト
又はこれらの混合組織からなる低温変態生成相とした鋼
をＡ_C1〜Ａ_C3域に加熱することにより、低温変態生成相
のラス境界に存在している残留オーステナイト若しくは
セメンタイトを優先核として、初期オーステナイト粒が
多数生成し、上記ラス境界に沿つて成長する。

次いで、所定の条件下での冷却によつてこのオーステナ
イトから変態するマルテンサイト又はベイナイトを針状
にして、周囲のフエライト相に対して整合性のよいもの
とし、かくして、従来のフエライト・パーライト前組織
に比較して、第２相粒子を格段に微細化する。従つて、
Ａ_C1〜Ａ_C3減への加熱及び冷却の条件が重要である。即
ち、条件によつては、第２相が塊状化し、或いは第２相
の塊状の粒子が混在して、強加工性を損なうこととなる
からである。

より詳細に説明すれば、微細なベイナイト、マルテンサ
イト又はこれらの混合組織からなる前組織をオーステナ
イト域に加熱する際の逆変態は、オーステナイト分率が
約２０％までは旧オーステナイト粒界から塊状オーステ
ナイトが生成し、また、粒内からは針状オーステナイト
が生成することにより開始されるので、この状態から、
例えば１５０〜２００℃／秒以上の冷却速度で急冷する
ことにより、針状の塊状の低温変態生成相がフエライト
中に分散した組織を得る。従つて、旧オーステナイトが
細粒であるほど、塊状オーステナイトの生成頻度が高
い。オーステナイト化が更に約４０％以上進行すると、
針状オーステナイト粒子相互が合体して塊状オーステナ
イトへと変化するので、この状態から急冷すると、フエ
ライトと粗大な塊状の低温変態生成相との混合組織を形
成する。更にオーステナイト化が約９０％以上進行すれ
ば、塊状オーステナイト相互が合体成長してオーステナ
イト化が完了するので、この状態から急冷すれば、低温
変態生成相が主体の組織となる。

そこで、本発明の方法においては、前記前組織に調整し
た鋼をＡ_C1〜Ａ_C3域に加熱するに際して、そのオーステ
ナイト化をオーステナイト化分率が約２０％以上とし、
この状態から平均冷却速度４０〜１５０℃／秒にて常温
乃至５００℃の温度まで冷却することにより、冷却中の
変態過程において塊状オーステナイトからフエライトと
針状オーステナイトとを分離させ、この針状オーステナ
イトを低温変態生成相に変態させることにより、一部残
留オーステナイトを含有していてもよい針状ベイナイ
ト、マルテンサイト又はこれらの混合組織からなる微細
な低温変態生成相がフエライト相中に均一に分散された
最終金属組織を得るのである。

平均冷却速度は上記のように限定される。冷却速度が４
０℃／秒よりも遅い場合には、塊状オーステナイトから
ポリゴナルフエライトが生成し、残留する塊状オーステ
ナイト粒子は塊状第２相に変態し、一方、冷却速度が１
５０℃／秒よりも速い場合には、上記したように塊状第
２相が生成するからである。また、本発明鋼において
は、フエライト相中における第２相の体積分率は１５〜
４０％の範囲とする。第２相の体積分率がこの範囲にあ
るとき、第２相粒子は針状であり、且つ、その平均換算
粒子径が３μ以下となり、かくして、本発明鋼は従来に
ない独特の複合組織を有するために、すぐれた強加工性
を有する。また、第２相の体積分率が上記範囲をはずれ
るとき、上記条件下での冷却によつても、最終組織中に
塊状第２相が混入しやすい。

冷却停止温度は常温乃至５００℃である。これは、低温
変態生成相としてベイナイト、マルテンサイト又はこれ
らの混合組織を得るためであると共に、この温度範囲内
で冷却速度を遅くし、又は停止することによつて、生成
した第２相の焼戻しを兼ねさせることもできるからであ
る。

（発明の効果）以上のように、本発明による線材はＳｉ／Ａｌ比と好ま
しくはＳｉ／Ｍｎ比を規制した所定の化学組成を有する
低炭素鋼の組織を予めベイナイト、マルテンサイト又は
これらの微細混合組織とし、これより逆変態した塊状オ
ーステナイトを所定の冷却条件下に変態させて、針状の
低温変態生成相が１５〜４０％の体積分率にてフエライ
ト相中に均一に分散されてなる従来にない特異な微細複
合組織を有し、かくして、強冷間伸線性にすぐれるのみ
ならず、得られる伸線材は疲労特性や強度・延性バラン
スにすぐれる。

（実施例）以下に実施例を挙げて本発明を説明する。

実施例第１表に示す化学成分組成を有する鋼のうち、Ａ〜Ｅは
低炭素鋼、Ｐは高炭素パーライト鋼である。鋼Ａ〜Ｅを
５．５mm径線材に圧延した後、水冷して、前組織を旧オ
ーステナイト粒系がいずれも２０μ以下である微細なマ
ルテンサイト組織とした。次いで、この前組織を有する
線材をＡ_C1〜Ａ_C3域に３分間加熱し、１２５℃／秒の平
均冷却速度にて常温まで冷却し、フエライト地に針状マ
ルテンサイト粒子が均一に分散分布されてなる最終金属
組織とした。また、鋼Ｐは５．５mm径線材に圧延した
後、鉛パテンテイング処理した。上記鋼Ａ〜Ｅからなる
線材の加熱温度及び冷却条件を第２表に示す。

次に、上記のように処理した鋼Ａ〜Ｅからなる５．５mm
径線材を０．９５mm径まで途中で熱処理することなく伸
線してワイヤーとし、これを３５０℃で３０秒間低温焼
鈍した。また、鋼Ｐからなる５．５mm径線材は、伸線途
中で鉛パテンテイングを施して、最終的に０．９５mm径
まで伸線してワイヤーとし、これを上記と同様に３５０
℃で３０秒間低温焼鈍した。これらワイヤーの特性を第
３表に示す。

本発明線材Ａ〜Ｄからのワイヤーは、高強度であつて、
且つ、破断絞りが大きく、捻回値も従来鋼線材Ｐからの
ワイヤーに比較して格段にすぐれている。また、本発明
鋼線材からのワイヤーは、疲労強度においても従来鋼線
材に比べてすぐれている。但し、鋼Ｂ線材からのワイヤ
ーは、線材におけるＳｉ／Ａｌ比が比較的高いために、
シリケート系介在物の影響等によつて、本発明鋼線材か
らのワイヤーのなかでは疲労強度がやや劣るものの、従
来鋼線材のワイヤーに比べれば、疲労強度がすぐれてい
る。

また、これら線材の伸線特性を第３表に示す。本発明鋼
線材Ｄは、Ｓｉ／Ａｌ比が２５０以下であるが、Ｓｉ／
Ｍｎ比が０．４よりも大きいために、本発明鋼線材のな
かでは伸線特性がやや劣るが、比較鋼線材に比較すれば
すぐれる。

以上のように、本発明線材は強冷間伸線性にすぐれ、こ
れから得られる極細線材も、従来鋼線材からの極細線材
に比較して、疲労強度を含む諸特性にすぐれる。従つ
て、また、本発明鋼線材によれば、従来のパーライト鋼
線材におけるように、伸線途中での鉛パテンテイングの必要もなく、二次加工
工程が簡略化され、コスト低減効果も大きい。

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】重量％でＣ０．０３〜０．２０％、Ｓｉ１．５％以下、Ｍｎ０．５〜２．５％、及び、Ａｌ０．０１％以下を含有し、且つ、Ｓｉ／Ａｌ≦２５０であつて、残部鉄及び不可避的不純物よりなり、針状マルテンサイ
ト、ベイナイト又はこれらの混合組織からなる低温変態
生成相が１５〜４０％の体積分率でフエライト相中に均
一に分散されてなる金属組織を有することを特徴とする
強冷間伸線用高強度低炭素線材。
【請求項２】Ｓｉ／Ｍｎ≦０．４であることを特徴とす
る特許請求の範囲第１項記載の強冷間伸線用高強度低炭
素線材。