JPS62139818A - 高強度高靭性線材の製造方法 - Google Patents
高強度高靭性線材の製造方法Info
- Publication number
- JPS62139818A JPS62139818A JP28183185A JP28183185A JPS62139818A JP S62139818 A JPS62139818 A JP S62139818A JP 28183185 A JP28183185 A JP 28183185A JP 28183185 A JP28183185 A JP 28183185A JP S62139818 A JPS62139818 A JP S62139818A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- rolling
- wire
- steel
- less
- row
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Pending
Links
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- 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
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】
（産業上の利用分野）
本発明は高強度高靭性線材の製造方法に関し、詳しくは
引張強さ１００ｋｇ／ｍｍ２から２３０ ｋｇ／ｍｍ２
を有し、しかも、靭性、リラクセーション特性、耐遅れ
破壊性等にすぐれ、従って、例えば、ＰＣ鋼棒や鋼線、
ばね、ボルト、ＡＣ３Ｒ線等に好適に使用することがで
きる高強度高靭性線材の製造方法に関する。
引張強さ１００ｋｇ／ｍｍ２から２３０ ｋｇ／ｍｍ２
を有し、しかも、靭性、リラクセーション特性、耐遅れ
破壊性等にすぐれ、従って、例えば、ＰＣ鋼棒や鋼線、
ばね、ボルト、ＡＣ３Ｒ線等に好適に使用することがで
きる高強度高靭性線材の製造方法に関する。
（従来の技術）
一般に、線材は、鋼片を加熱炉で加熱した後、粗圧延列
、中間圧延列及び仕上圧延列の各圧延列にて圧延し、次
いで、強制冷却した後、巻取機にてリング状に巻取るこ
とにより製造される。従来、このような圧延列において
高強度線材を得る方法としては、例えば、Ｃ−３ｉ−Ｃ
−３ｉ−系鋼にＴｉ及びＢを添加し、この鋼を通常圧延
して、Ｂによる焼入れ性向上効果を確保し、この圧延後
に焼入れを行なう方法（特公昭ｊ６−１８０５２号）や
、Ｃ−Ｓｉ−Ｍｎ−Ｃ−５ｉ−系鋼又はＣ−５ｉ−Ｍｎ
Ｃ−５ｉ−系鋼を低温圧延し、圧延後、７００ ℃以下
で巻取り、３Ｊ！１整冷却する方法（特公昭５９−４０
２０７号及び特公昭５９−４０２０８号）等が知られて
おり、かかる方法によってマルテンサイト組織を有する
線材を得ることができる。
、中間圧延列及び仕上圧延列の各圧延列にて圧延し、次
いで、強制冷却した後、巻取機にてリング状に巻取るこ
とにより製造される。従来、このような圧延列において
高強度線材を得る方法としては、例えば、Ｃ−３ｉ−Ｃ
−３ｉ−系鋼にＴｉ及びＢを添加し、この鋼を通常圧延
して、Ｂによる焼入れ性向上効果を確保し、この圧延後
に焼入れを行なう方法（特公昭ｊ６−１８０５２号）や
、Ｃ−Ｓｉ−Ｍｎ−Ｃ−５ｉ−系鋼又はＣ−５ｉ−Ｍｎ
Ｃ−５ｉ−系鋼を低温圧延し、圧延後、７００ ℃以下
で巻取り、３Ｊ！１整冷却する方法（特公昭５９−４０
２０７号及び特公昭５９−４０２０８号）等が知られて
おり、かかる方法によってマルテンサイト組織を有する
線材を得ることができる。
（発明の目的）
しかし、本発明者らは、上記した方法とは異なる観点に
立脚し、Ｃ，Ｓｉ及びＭｎを主要合金成分とするＢ無添
加鋼を用いて高強度高靭性線材を製造する方法について
鋭意研究した結果、上記した圧延ラインにおいて、圧延
中の線材を所定温度以下に強制冷却して低温圧延を行な
い、しかも、仕上圧延列の入側温度と出口側温度とを規
制し、更に、圧延後の予備急冷温度を８５０℃〜７５０
℃に規制すると共に、フェライト面積率が４５％以下で
あって、且つ、（１００−３３３，３Ｃ）％以下（但し
、Ｃは鋼におけるＣ量（重量％）を示す。）となるよう
に復熱時間を調整した後、３０℃／秒以上の冷却速度で
急冷することによって、非常に微細なマルテンサイトを
主体とする組織を有する高強度高靭性線材を得ることが
できることを見出して、本発明に至ったものである。
立脚し、Ｃ，Ｓｉ及びＭｎを主要合金成分とするＢ無添
加鋼を用いて高強度高靭性線材を製造する方法について
鋭意研究した結果、上記した圧延ラインにおいて、圧延
中の線材を所定温度以下に強制冷却して低温圧延を行な
い、しかも、仕上圧延列の入側温度と出口側温度とを規
制し、更に、圧延後の予備急冷温度を８５０℃〜７５０
℃に規制すると共に、フェライト面積率が４５％以下で
あって、且つ、（１００−３３３，３Ｃ）％以下（但し
、Ｃは鋼におけるＣ量（重量％）を示す。）となるよう
に復熱時間を調整した後、３０℃／秒以上の冷却速度で
急冷することによって、非常に微細なマルテンサイトを
主体とする組織を有する高強度高靭性線材を得ることが
できることを見出して、本発明に至ったものである。
（発明の構成）
本発明による高強度高靭性線材の製造方法は、重量％で
ｃ ｏ、ｏｓ〜０．３０％、
ｓｔｏ、ｔｏ〜２．５％、
Ｍｎ ０．５〜２．５％、
残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼を熱間圧延して線
材を製造する方法において、圧延中の線材を強制冷却し
て、粗列、中間列及び仕上圧延列における線材温度を１
０００℃以下に保持すると共に、仕上圧延列入側温度を
８００〜９００℃とし、且つ、仕上圧延温度を９６０℃
以下として、圧延後７５０〜８５０℃に予備急冷し、リ
ング状に巻取った後、フェライト面積率が４５％以下で
あって、且つ、（１００−３３３，３Ｃ）％以下（但し
、Ｃは鋼におけるＣＩ（重量％）を示す。）となるよう
に復熱時間を調整した後、冷却速度３０℃／秒以上で急
冷し、マルテンサイトを主体とする組織とすることを特
徴とする。
材を製造する方法において、圧延中の線材を強制冷却し
て、粗列、中間列及び仕上圧延列における線材温度を１
０００℃以下に保持すると共に、仕上圧延列入側温度を
８００〜９００℃とし、且つ、仕上圧延温度を９６０℃
以下として、圧延後７５０〜８５０℃に予備急冷し、リ
ング状に巻取った後、フェライト面積率が４５％以下で
あって、且つ、（１００−３３３，３Ｃ）％以下（但し
、Ｃは鋼におけるＣＩ（重量％）を示す。）となるよう
に復熱時間を調整した後、冷却速度３０℃／秒以上で急
冷し、マルテンサイトを主体とする組織とすることを特
徴とする。
先ず、本発明における鋼の化学成分の限定理由について
説明する。
説明する。
Ｃは、鋼強度を確保するために、少なくとも０゜０５％
を添加することが必要である。しかし、過多に添加する
ときは、鋼部性の劣化を招き、また、水焼入れの際に焼
割れを生じるので、添加量の上限を０．３０％とする。
を添加することが必要である。しかし、過多に添加する
ときは、鋼部性の劣化を招き、また、水焼入れの際に焼
割れを生じるので、添加量の上限を０．３０％とする。
Ｓｉは、脱酸剤として添加されると共に、固溶強化元素
として作用するので、強度の向上に有効であり、特に、
ばね等の用途を考慮するとき、耐へたり性の向上に効果
があるので、少なくとも０゜１０％を添加することが必
要である。しかし、過多に添加するときは、靭性を劣化
させるのみならず、経済的にも不利であるので、その上
限は２．５％とする。
として作用するので、強度の向上に有効であり、特に、
ばね等の用途を考慮するとき、耐へたり性の向上に効果
があるので、少なくとも０゜１０％を添加することが必
要である。しかし、過多に添加するときは、靭性を劣化
させるのみならず、経済的にも不利であるので、その上
限は２．５％とする。
Ｍｎは、焼入れ性を向上させ、強度の上昇にも効果があ
り、０．５％以上を添加する。反面、過剰に添加すると
、その効果が飽和し、しかも、偏析等も発生しやすくな
るので、添加量の上限は２．５％とする。
り、０．５％以上を添加する。反面、過剰に添加すると
、その効果が飽和し、しかも、偏析等も発生しやすくな
るので、添加量の上限は２．５％とする。
また、本発明において用いる鋼は、脱酸剤として通常の
キルド鋼に添加される程度のＡｌを含有し、その含有量
は、通常、０．１％以下が望ましい。
キルド鋼に添加される程度のＡｌを含有し、その含有量
は、通常、０．１％以下が望ましい。
本発明においては、上記した元素に加えてＮｂ、■及び
Ｔｉよりなる群から選ばれる少なくとも１種の炭窒化物
生成性元素を鋼に添加することができる。
Ｔｉよりなる群から選ばれる少なくとも１種の炭窒化物
生成性元素を鋼に添加することができる。
Ｎｂ、Ｖ及びＴｉは、いずれも微細な炭窒化物を生成し
て、オーステナイトの未再結晶域を拡大し、圧延後の結
晶粒の微細化に効果がある。かかる効果を有効に発揮さ
せるために、これらの元素はそれぞれについて０．０１
％を添加することが必 ′要である。しかし、過多に添
加しても、効果が飽和して、経済的に不利であるので、
添加量の上限はそれぞれの元素について０．２％とする
。
て、オーステナイトの未再結晶域を拡大し、圧延後の結
晶粒の微細化に効果がある。かかる効果を有効に発揮さ
せるために、これらの元素はそれぞれについて０．０１
％を添加することが必 ′要である。しかし、過多に添
加しても、効果が飽和して、経済的に不利であるので、
添加量の上限はそれぞれの元素について０．２％とする
。
更に、本発明においては、Ｃｒ ％ Ｃｕ及びＮｉより
なる群から選ばれる少なくとも１種の強度向上性元素を
鋼に添加することができる。
なる群から選ばれる少なくとも１種の強度向上性元素を
鋼に添加することができる。
Ｃｒは、焼入れ性を向上させ、強度の上昇に有効であり
、かかる効果を有効に得るためには、少なくとも０．１
０％を添加することが必要である。
、かかる効果を有効に得るためには、少なくとも０．１
０％を添加することが必要である。
しかし、２．０％を越えて過多に添加すると、鋼靭性を
著しく劣化させ、しかも、経済的にも不利である。
著しく劣化させ、しかも、経済的にも不利である。
Ｎｉは、焼入れ性、強度、靭性及び耐候性の改善に有効
であり、０．１０％以上を添加する。しかし、高価で元
素であるので、その添加量の上限を２．０％とする。
であり、０．１０％以上を添加する。しかし、高価で元
素であるので、その添加量の上限を２．０％とする。
Ｃｕも強度、靭性及び耐候性の改善に効果があり、少な
（とも０．０１％を添加するが、しかし、過多に添加す
ると、鋼塊を分塊する際に熱間割れを起こすことがある
ので、添加量の上限は１．０％とする。
（とも０．０１％を添加するが、しかし、過多に添加す
ると、鋼塊を分塊する際に熱間割れを起こすことがある
ので、添加量の上限は１．０％とする。
上記炭窒化物生成性元素は単独で又は複合添加してもよ
く、また、上記強度向上性元素も単独で又は複合添加し
てもよい。更に、炭窒化物生成性元素と強度向上性元素
とを併用して添加することもできる。
く、また、上記強度向上性元素も単独で又は複合添加し
てもよい。更に、炭窒化物生成性元素と強度向上性元素
とを併用して添加することもできる。
本発明の方法において用いる鋼は、不純物としてＰ、Ｓ
及びＮを含有することが許容される。Ｐは偏析を生じや
すい元素であるので、その含有量は０．０１２％以下と
するのが望ましい。Ｓは鋼中で硫化物系介在物を生成し
、線材の二次加工性を阻害するので、ｏ、 ｏ ｏ ｓ
％以下の含有量とするのが好ましい。また、Ｎは、時効
しやすく、線材や鋼線の延性に有害であるので、その含
有量を０．００３５％以下とするのがよい。
及びＮを含有することが許容される。Ｐは偏析を生じや
すい元素であるので、その含有量は０．０１２％以下と
するのが望ましい。Ｓは鋼中で硫化物系介在物を生成し
、線材の二次加工性を阻害するので、ｏ、 ｏ ｏ ｓ
％以下の含有量とするのが好ましい。また、Ｎは、時効
しやすく、線材や鋼線の延性に有害であるので、その含
有量を０．００３５％以下とするのがよい。
次に、本発明による線材の製造方法について説明する。
本発明による方法は、上記したような化学成分組成を有
する鋼を熱間圧延するに際して、圧延中のオーステナイ
ト結晶粒の微細化を図り、線材の靭性を向上させるため
に、圧延中の線材を強制的に冷却して低温圧延を行ない
、しかも、圧延後に急冷し、かくして、マルテンサイト
を主体組織とする高強度高靭性線材を得るのである。
する鋼を熱間圧延するに際して、圧延中のオーステナイ
ト結晶粒の微細化を図り、線材の靭性を向上させるため
に、圧延中の線材を強制的に冷却して低温圧延を行ない
、しかも、圧延後に急冷し、かくして、マルテンサイト
を主体組織とする高強度高靭性線材を得るのである。
詳細には、本発明の方法においては、熱間圧延中の線材
温度を１０００″Ｃ以下に保持し、このように、圧延温
度を通常の圧延におけるよりも低く抑えて、所謂低温圧
延を行なうために、線材の圧延ライン中に、例えば、中
間圧延列と仕上圧延列との間に高圧水噴射ノズルを備え
た箱型冷却装置を設置し、この冷却装置により仕上圧延
刻入側温度を８００〜９００℃の範囲に冷却することに
より、仕上圧延出口での温度を９６０℃以下に抑える。
温度を１０００″Ｃ以下に保持し、このように、圧延温
度を通常の圧延におけるよりも低く抑えて、所謂低温圧
延を行なうために、線材の圧延ライン中に、例えば、中
間圧延列と仕上圧延列との間に高圧水噴射ノズルを備え
た箱型冷却装置を設置し、この冷却装置により仕上圧延
刻入側温度を８００〜９００℃の範囲に冷却することに
より、仕上圧延出口での温度を９６０℃以下に抑える。
更に、仕上圧延列と巻取機との間で予備冷却を行なって
、線材を７５０〜８５０℃の範囲の温度でリング状に巻
取った後、初析フェライト面積率が４５％以下であって
、且つ、（１００−３３３，３Ｃ）％以下（但し、Ｃは
鋼におけるＣ１．（重量％）を示す。）となるように復
熱時間を調整し、次いで、３０℃／秒以上の冷却速度で
急冷し、線材を微細なマルテンサイトを主体とする焼入
れ組織に変態させ、かくして、高強度高靭性線材を得る
のである。
、線材を７５０〜８５０℃の範囲の温度でリング状に巻
取った後、初析フェライト面積率が４５％以下であって
、且つ、（１００−３３３，３Ｃ）％以下（但し、Ｃは
鋼におけるＣ１．（重量％）を示す。）となるように復
熱時間を調整し、次いで、３０℃／秒以上の冷却速度で
急冷し、線材を微細なマルテンサイトを主体とする焼入
れ組織に変態させ、かくして、高強度高靭性線材を得る
のである。
以下に本発明の方法における圧延及び冷却条件について
説明する。
説明する。
本発明の方法においては、熱間圧延中に線材温度を１０
００℃以下にし、且つ、仕上圧延入側温度を８００〜９
００℃、仕上出口温度を９６０℃以下とすることによっ
て、圧延中のオーステナイト粒の再結晶と成長を効果的
に阻止し、かくして、オーステナイト粒度にして２５μ
ｍ以下、好ましくは２２μｍ以下（八ＳＴＭ Ｎｏ、
８ ）の微細粒を得ることが必要である。
００℃以下にし、且つ、仕上圧延入側温度を８００〜９
００℃、仕上出口温度を９６０℃以下とすることによっ
て、圧延中のオーステナイト粒の再結晶と成長を効果的
に阻止し、かくして、オーステナイト粒度にして２５μ
ｍ以下、好ましくは２２μｍ以下（八ＳＴＭ Ｎｏ、
８ ）の微細粒を得ることが必要である。
仕上出口温度が９６０℃を越えるときは、後述するよう
に、その後の予備冷却の許容される範囲で最大の冷却条
件（＠取目標温度７５０℃）を採用しても、オーステナ
イト粒は２０μｍを越える大きさとなる。即ち、仕上出
口温度として９６０℃以下を目標とした場合、仕上入側
温度が９００℃を越えると、仕上出口で９６０℃を越え
ることとなり、目標値を満足しない。また、仕上入側温
度が８００ ’ｃ以下であるときは、仕上圧延列での圧
延に際して、材料の変形抵抗が大きくなるため、圧延材
のモーター負荷が増大し、製造費用の増大を招くと共に
、材料先端が仕上圧延機ロールにうまく噛み込まれなく
なり、ロール破損やミスロールの危険が増すため、８０
０℃以下の仕上入側温度は避けるべきである。
に、その後の予備冷却の許容される範囲で最大の冷却条
件（＠取目標温度７５０℃）を採用しても、オーステナ
イト粒は２０μｍを越える大きさとなる。即ち、仕上出
口温度として９６０℃以下を目標とした場合、仕上入側
温度が９００℃を越えると、仕上出口で９６０℃を越え
ることとなり、目標値を満足しない。また、仕上入側温
度が８００ ’ｃ以下であるときは、仕上圧延列での圧
延に際して、材料の変形抵抗が大きくなるため、圧延材
のモーター負荷が増大し、製造費用の増大を招くと共に
、材料先端が仕上圧延機ロールにうまく噛み込まれなく
なり、ロール破損やミスロールの危険が増すため、８０
０℃以下の仕上入側温度は避けるべきである。
本発明の方法においては、上記のような仕上圧延後、線
材を巻取るまでの間に予備冷却を施こし、線材を７５０
〜８５０℃の範囲の温度に冷却し、この後、巻取機にて
リング状に巻取る。
材を巻取るまでの間に予備冷却を施こし、線材を７５０
〜８５０℃の範囲の温度に冷却し、この後、巻取機にて
リング状に巻取る。
この予備冷却によって、仕上後のオーステナイト粒の成
長を阻止する。巻取温度が８５０′Ｃを越えるときは、
仕上圧延の後、巻取の間にオーステナイト粒が成長し、
前記した２５μｍ以下の結晶粒を達成できなくなる。一
方、巻取温度が７５０℃より低いときは、急冷後の線材
特性、具体的には絞り、伸び等の靭性値が劣化すると共
に、ばらつきが大きい。
長を阻止する。巻取温度が８５０′Ｃを越えるときは、
仕上圧延の後、巻取の間にオーステナイト粒が成長し、
前記した２５μｍ以下の結晶粒を達成できなくなる。一
方、巻取温度が７５０℃より低いときは、急冷後の線材
特性、具体的には絞り、伸び等の靭性値が劣化すると共
に、ばらつきが大きい。
巻取温度が低いときに、上記したような弊害が生じるの
は、圧延終了温度から７５０℃以下の温度まで急冷°シ
゛すぎると、線材の表面と中心部との温度差が著しく大
きくなり、その後のフェライト析出時において、表面と
中心部とで初析フェライト量に不均一が生じ、その結果
、靭性値が劣化するからである。
は、圧延終了温度から７５０℃以下の温度まで急冷°シ
゛すぎると、線材の表面と中心部との温度差が著しく大
きくなり、その後のフェライト析出時において、表面と
中心部とで初析フェライト量に不均一が生じ、その結果
、靭性値が劣化するからである。
本発明の方法によれば、上記のように、７５０〜８５０
℃の温度で線材をリング状に巻取った後、復熱時間を調
整し、図面に示すように、急冷前のフェライト面積率を
４５％以下であって、且つ、（１００−３３３，３Ｃ）
％以下（但し、Ｃは２ ｔ、＝おけるＣｆｆ１（重層％
）を示す。）とすることが必要である。フェライト面積
率を４５％以上とするときは、急冷時にフェライトの成
長があるため、最終組織としてマルテンサイトを主体と
する組織を得ることができないのみならず、Ｃ量が０．
２％以下である鋼の場合は、引張強さが１００ｋｇｆ／
ｍｍ２以下となり、目標値を満足しなくなる。
℃の温度で線材をリング状に巻取った後、復熱時間を調
整し、図面に示すように、急冷前のフェライト面積率を
４５％以下であって、且つ、（１００−３３３，３Ｃ）
％以下（但し、Ｃは２ ｔ、＝おけるＣｆｆ１（重層％
）を示す。）とすることが必要である。フェライト面積
率を４５％以上とするときは、急冷時にフェライトの成
長があるため、最終組織としてマルテンサイトを主体と
する組織を得ることができないのみならず、Ｃ量が０．
２％以下である鋼の場合は、引張強さが１００ｋｇｆ／
ｍｍ２以下となり、目標値を満足しなくなる。
他方、急冷前のフェライト面積率が（１００”３３３．
３Ｃ）％以下（但し、Ｃは鋼におけるＣ量（重量％）を
示”ｒ、）よりも大きく、且つ、Ｃ量が０．２％以上で
ある線材の場合は、靭性値が劣化する。この靭性値の劣
化は、初析フェライトＨが多くなるに従って、未変態オ
ーステナイト中にＣが濃縮され、急冷後の組織がＣ含有
量の多いマルテンサイトとなるためである。
３Ｃ）％以下（但し、Ｃは鋼におけるＣ量（重量％）を
示”ｒ、）よりも大きく、且つ、Ｃ量が０．２％以上で
ある線材の場合は、靭性値が劣化する。この靭性値の劣
化は、初析フェライトＨが多くなるに従って、未変態オ
ーステナイト中にＣが濃縮され、急冷後の組織がＣ含有
量の多いマルテンサイトとなるためである。
本発明の方法によれば、上記したように、フェライト面
積率を調整した後に、３０″Ｃ／秒以上の冷却速度で急
冷を行なうことにより、非常に微細なマルテンサイト組
織、フェライト・マルテンサイト組織或いはフェライト
・マルテンサイト・ベイナイト組織への変態が生じ、が
くしで、高強度と高靭性とを兼ね備えた線材を得ること
ができる。
積率を調整した後に、３０″Ｃ／秒以上の冷却速度で急
冷を行なうことにより、非常に微細なマルテンサイト組
織、フェライト・マルテンサイト組織或いはフェライト
・マルテンサイト・ベイナイト組織への変態が生じ、が
くしで、高強度と高靭性とを兼ね備えた線材を得ること
ができる。
巻取後の冷却速度が３０℃／秒よりも小さいときは、冷
却後の組織にフェライトとベイナイト組織が多くなると
共にパーライト組織も混在することとなって、引張強さ
１００ｋｇｆ／＋ｎｍ”以上が達成できないので、最終
急冷時の冷却速度は３０ ’ｃ ／秒以上とする。
却後の組織にフェライトとベイナイト組織が多くなると
共にパーライト組織も混在することとなって、引張強さ
１００ｋｇｆ／＋ｎｍ”以上が達成できないので、最終
急冷時の冷却速度は３０ ’ｃ ／秒以上とする。
更に、本発明の方法においては、圧延開始直前の鋼片の
温度を８００〜９５０℃に低温加熱し、引続いて上記し
たように低温圧延を実施することによって、圧延開始前
のオーステナイト粒自体がより細かいため、更に一層の
オーステナイト粒の微細化を図ることができ、かくして
、靭性が一層向上した線材を得ることができる。また、
使用する鋼片として、溶銑予備処理を実施した場合、不
純物元素としてのＰ及びＳを著しく低減することができ
、かかる鋼片を用いて、本発明の方法に従って低温圧延
、所定の冷却速度による急冷を行なえば、Ｐ及びｓｌが
通常の範囲にある鋼片を用いる場合に比べて、一層、靭
性の高い線材を得ることができ、更には、特性面では耐
遅れ破壊性が高い線材を得ることができる。
温度を８００〜９５０℃に低温加熱し、引続いて上記し
たように低温圧延を実施することによって、圧延開始前
のオーステナイト粒自体がより細かいため、更に一層の
オーステナイト粒の微細化を図ることができ、かくして
、靭性が一層向上した線材を得ることができる。また、
使用する鋼片として、溶銑予備処理を実施した場合、不
純物元素としてのＰ及びＳを著しく低減することができ
、かかる鋼片を用いて、本発明の方法に従って低温圧延
、所定の冷却速度による急冷を行なえば、Ｐ及びｓｌが
通常の範囲にある鋼片を用いる場合に比べて、一層、靭
性の高い線材を得ることができ、更には、特性面では耐
遅れ破壊性が高い線材を得ることができる。
（発明の効果）
以上のように、本発明の方法においては、Ｂ無添加鋼を
低温圧延することにより、オーステナイト粒の微細化を
図り、仕上圧延後の冷却過程において完全マルテンサイ
ト又はフェライト・マルテンサイト又はフェライト・マ
ルテンサイト・ヘイナイト組織を得、かくして、高強度
亮靭性線材を得ることができる。かかる線材によれば、
二次加工を大幅に省略して、従来の焼入れ焼戻し処理品
と同等又はそれ以上の高強度部品に加工することができ
る。例えば、従来の線材によれば、所要の高強度を得る
ために、焼入れ焼戻しの熱処理を行なって製造する部品
のような場合でも、本発明の方法による線材を用いる場
合は、熱延ままの線材を軽度の伸線加工を施し、所定の
寸法にした後、部品形状に加工し、この後、そのまま、
又はブルーイング処理等を施こすのみで、引張強さとし
て１００〜２３０ ｋｇｆ／ｍｍ２を有する高強度部品
を容易に得ることができる。
低温圧延することにより、オーステナイト粒の微細化を
図り、仕上圧延後の冷却過程において完全マルテンサイ
ト又はフェライト・マルテンサイト又はフェライト・マ
ルテンサイト・ヘイナイト組織を得、かくして、高強度
亮靭性線材を得ることができる。かかる線材によれば、
二次加工を大幅に省略して、従来の焼入れ焼戻し処理品
と同等又はそれ以上の高強度部品に加工することができ
る。例えば、従来の線材によれば、所要の高強度を得る
ために、焼入れ焼戻しの熱処理を行なって製造する部品
のような場合でも、本発明の方法による線材を用いる場
合は、熱延ままの線材を軽度の伸線加工を施し、所定の
寸法にした後、部品形状に加工し、この後、そのまま、
又はブルーイング処理等を施こすのみで、引張強さとし
て１００〜２３０ ｋｇｆ／ｍｍ２を有する高強度部品
を容易に得ることができる。
実施例
第１表に本発明線材及び比較例線材の化学成分並びに圧
延条件を示し、第２表に得られた圧延線材の特性を示す
。
延条件を示し、第２表に得られた圧延線材の特性を示す
。
本発明線材によれば、Ｃ量に応じて強度が上昇し、且つ
、伸び及び絞りも比較例線材に比較してすぐれている。
、伸び及び絞りも比較例線材に比較してすぐれている。
結晶粒度も２２μｍ以下の極細粒であり、特に、本発明
線材ＣＩでは、微細化元素Ｎｂの添加によって、オース
テナイト粒が１４μｍ （ＡＳＴＭ Ｎｏ、９．５）へ
と細粒化し、更に、Ｃ３については、鋼片加熱温度を８
００℃の低温としたため、オーステナイト粒が１０μｍ
（八ＳＴＭ Ｎｏ、１０）へと極細粒化しており、その
結果として、すぐれた強度及び延靭性を有している。
線材ＣＩでは、微細化元素Ｎｂの添加によって、オース
テナイト粒が１４μｍ （ＡＳＴＭ Ｎｏ、９．５）へ
と細粒化し、更に、Ｃ３については、鋼片加熱温度を８
００℃の低温としたため、オーステナイト粒が１０μｍ
（八ＳＴＭ Ｎｏ、１０）へと極細粒化しており、その
結果として、すぐれた強度及び延靭性を有している。
これに対して、仕上圧延温度を１０００℃以上とした比
較例線材Ｄ２や、巻取温度を８７０ ”ＣとしたＢ３に
ついては、オーステナイト結晶粒が３０μｍ以上に粗大
化しており、延靭性が低下している。
較例線材Ｄ２や、巻取温度を８７０ ”ＣとしたＢ３に
ついては、オーステナイト結晶粒が３０μｍ以上に粗大
化しており、延靭性が低下している。
また、本発明において規定するフェライト面積率を有す
るように、復熱時間を調整したＡ１ｌ３１及びＣ１に対
して、比較例線材Ａ２、Ｂ２及びＣ２は、復熱時間が長
いために、フェライト面積率が多く、その結果、強度及
び延靭性共に低下している。
るように、復熱時間を調整したＡ１ｌ３１及びＣ１に対
して、比較例線材Ａ２、Ｂ２及びＣ２は、復熱時間が長
いために、フェライト面積率が多く、その結果、強度及
び延靭性共に低下している。
更に、巻取温度を７１０℃としたＢ４については、最終
Ｍｌ織において、表面と中心部とのフェライト面積率の
差が大きいために、延靭性が大幅に低下している。
Ｍｌ織において、表面と中心部とのフェライト面積率の
差が大きいために、延靭性が大幅に低下している。
次に、最終急冷温度を２５℃／秒としたＢ３については
、急冷後の組織にパーライト組織が混在するため、引張
強さが１００ｋｇｆ／ｍｍ”を下回ると共に、伸びや絞
りも低下している。
、急冷後の組織にパーライト組織が混在するため、引張
強さが１００ｋｇｆ／ｍｍ”を下回ると共に、伸びや絞
りも低下している。
尚、比較例線材Ｈは、ステルモア圧延材、比較例線材Ｇ
は、８７０ ’ｃで８分間、オーステナイト化後、水焼
入れした再加熱焼入れ線材である。
は、８７０ ’ｃで８分間、オーステナイト化後、水焼
入れした再加熱焼入れ線材である。
次に、本発明線材Ｅ（三相組織）と比較例線材Ｇ（マル
テンサイト組織）の耐遅れ破壊性を第３表に示す。本発
明線材Ｅの場合、１００時間耐遅れ破壊強さは、比較例
線材Ｇに比べてすぐれている。これは本発明線材によれ
ば結晶粒が細かいことと、低Ｐ及び低Ｓの効果が相互に
作用していることによるとみられる。
テンサイト組織）の耐遅れ破壊性を第３表に示す。本発
明線材Ｅの場合、１００時間耐遅れ破壊強さは、比較例
線材Ｇに比べてすぐれている。これは本発明線材によれ
ば結晶粒が細かいことと、低Ｐ及び低Ｓの効果が相互に
作用していることによるとみられる。
第３表
次に、ｐｃ鋼線鋼棒として本発明線材を適用した場合に
ついて、比較例線材と共に以下に説明する。
ついて、比較例線材と共に以下に説明する。
第１表に示す本発明線材Ｂ１及び比較例線材Ｇを下記工
程にてＰＣ鋼棒に加工した。即ち、本発明線材Ｂ１の場
合、圧延後、酸洗、潤滑処理後、直径７．５１１−から
７．２ ｍ麿への軽減面率（８％）にて伸線を行ない、
異形棒の場合は、引き続いてインデント加工を行なった
後、矯正を行ない、更に、３５０℃で２０秒間のブルー
イングを行なった。
程にてＰＣ鋼棒に加工した。即ち、本発明線材Ｂ１の場
合、圧延後、酸洗、潤滑処理後、直径７．５１１−から
７．２ ｍ麿への軽減面率（８％）にて伸線を行ない、
異形棒の場合は、引き続いてインデント加工を行なった
後、矯正を行ない、更に、３５０℃で２０秒間のブルー
イングを行なった。
また、比較例線材Ｇについては、これを８７０℃で８分
間オーステナイト域に加熱し、引続き、水中に急冷して
、水焼入れ後、酸洗、潤滑処理し、次いで、直径７．５
龍から７．２龍への軽減面率（８％）にて伸線を行ない
、異形棒の場合は、引き続いてインデント加工を行ない
、更に、矯正し、引続き、３５０“Ｃで２０秒間のブル
ーイングを行なった。
間オーステナイト域に加熱し、引続き、水中に急冷して
、水焼入れ後、酸洗、潤滑処理し、次いで、直径７．５
龍から７．２龍への軽減面率（８％）にて伸線を行ない
、異形棒の場合は、引き続いてインデント加工を行ない
、更に、矯正し、引続き、３５０“Ｃで２０秒間のブル
ーイングを行なった。
このようにして得た各ＰＣｗＡ材の特性を第４表に示す
。本発明線材は、ＰＣｇ棒の重要特性であるリラクセー
ション値及び伸び値において非常にすぐれた特性を有し
ており、ＰＣＭ棒に非常に有利に適用することができる
。
。本発明線材は、ＰＣｇ棒の重要特性であるリラクセー
ション値及び伸び値において非常にすぐれた特性を有し
ており、ＰＣＭ棒に非常に有利に適用することができる
。
圧延ままでの本発明線材に冷間矯正、温間矯正及び温間
引抜き等を施しても、ＰＣ棒鋼として良好な性能が得ら
れる。本発明鋼の場合、初析フェライトが存在しても、
リラクセーションロスが少ないのは、フエラ・イト中に
固？容Ｃｌが多く、転位の移動を防止するからであると
みられる。
引抜き等を施しても、ＰＣ棒鋼として良好な性能が得ら
れる。本発明鋼の場合、初析フェライトが存在しても、
リラクセーションロスが少ないのは、フエラ・イト中に
固？容Ｃｌが多く、転位の移動を防止するからであると
みられる。
次に、本発明鋼をばね用鋼線に適用した場合について説
明する。
明する。
第１表に示す本発明線材ＣＩ及び比較例線材Ｉ］を下記
工程にてばね周線に加工後、その特性を調べた。即ち、
本発明鋼ＣＩを酸洗、潤滑処理後、直径５．５鰭から５
．２ｍｍへの軽減面率（１０％）で伸線後、３５０℃で
１０分間のブルーイングを行なった。また、比較例線材
Ｈについては、９００℃で８分間オーステナイト化後、
５５０℃で５分間の鉛パテンテイング処理を行ない、酸
洗、潤滑処理後、直径１２．０ ｍｍから５．２１−に
伸線（減面率８１％）後、３５０℃で１０分間のブルー
イングを行なった。このようにして得られたばね用鋼線
の機械的性質及び回転曲げ疲労試験の結果を第５表に示
す。
工程にてばね周線に加工後、その特性を調べた。即ち、
本発明鋼ＣＩを酸洗、潤滑処理後、直径５．５鰭から５
．２ｍｍへの軽減面率（１０％）で伸線後、３５０℃で
１０分間のブルーイングを行なった。また、比較例線材
Ｈについては、９００℃で８分間オーステナイト化後、
５５０℃で５分間の鉛パテンテイング処理を行ない、酸
洗、潤滑処理後、直径１２．０ ｍｍから５．２１−に
伸線（減面率８１％）後、３５０℃で１０分間のブルー
イングを行なった。このようにして得られたばね用鋼線
の機械的性質及び回転曲げ疲労試験の結果を第５表に示
す。
本発明線材によれば、ばね用鋼線として特に必要とされ
る疲労限が比較例線材に比べてすぐれており、ばねに好
適に使用することができる。前述したように、本発明の
方法によって得られる線材は、従来の再加熱、焼入れ工
程から製造される１線よりも金属組織が微細であると共
に、耐力比も高いため、耐へたり性改善にも有効である
。
る疲労限が比較例線材に比べてすぐれており、ばねに好
適に使用することができる。前述したように、本発明の
方法によって得られる線材は、従来の再加熱、焼入れ工
程から製造される１線よりも金属組織が微細であると共
に、耐力比も高いため、耐へたり性改善にも有効である
。
本発明の方法による線材は、高強度高靭性であって、し
かも耐遅れ破壊性、リラクセーション特性、疲労特性等
においてすぐれているので、前述したような高強度Ｐｆ
Ｊ材、高強度ばね或いは高強度非調質ボルト等への使用
に好適である。
かも耐遅れ破壊性、リラクセーション特性、疲労特性等
においてすぐれているので、前述したような高強度Ｐｆ
Ｊ材、高強度ばね或いは高強度非調質ボルト等への使用
に好適である。
網中のＣ量とフェライト面積率との関係を示すグラフで
ある。 −・−吐゛−；゛
ある。 −・−吐゛−；゛
Claims (4)
- （１）重量％で Ｃ ０．０５〜０．３０％、 Ｓｉ ０．１０〜２．５％、 Ｍｎ ０．５〜２．５％、 残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼を熱間圧延して線
材を製造する方法において、圧延中の線材を強制冷却し
て、粗列、中間列及び仕上圧延列における線材温度を１
０００℃以下に保持すると共に、仕上圧延列入側温度を
８００〜９００℃とし、且つ、仕上圧延温度を９６０℃
以下として、圧延後７５０〜８５０℃に急冷し、リング
状に巻取った後、フェライト面積率が４５％以下であっ
て、且つ、（１００−３３３．３Ｃ）％以下（但し、Ｃ
は鋼におけるＣ量（重量％）を示す。）となるように復
熱時間を調整した後、冷却速度３０℃／秒以上で急冷し
、マルテンサイトを主体とする組織とすることを特徴と
する高強度高靭性線材の製造方法。 - （２）重量％で （ａ）Ｃ ０．０５〜０．３０％、 Ｓｉ ０．１０〜２．５％、及び Ｍｎ ０．５〜２．５％ に加えて、 （ｂ）Ｎｂ ０．０１〜０．２％、 Ｖ ０．０１〜０．２％、及び Ｔｉ０．０１〜０．２％ よりなる群から選ばれる少なくとも１種、 及び残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼を熱間圧延し
て線材を製造する方法において、圧延中の線材を強制冷
却して、粗列、中間列及び仕上圧延列における線材温度
を１０００℃以下に保持すると共に、仕上圧延列入側温
度を８００〜９００℃とし、且つ、仕上圧延温度を９６
０℃以下として、圧延後７５０〜８５０℃に急冷し、リ
ング状に巻取った後、フェライト面積率が４５％以下で
あって、且つ、（１００−３３３．３Ｃ）％以下（但し
、Ｃは鋼におけるＣ量（重量％）を示す。）となるよう
に復熱時間を調整した後、冷却速度３０℃／秒以上で急
冷し、マルテンサイトを主体とする組織とすることを特
徴とする高強度高靭性線材の製造方法。 - （３）重量％で （ａ）Ｃ ０．０５〜０．３０％、 Ｓｉ ０．１０〜２．５％、及び Ｍｎ ０．５〜２．５％ に加えて、 （ｂ）Ｃｒ ０．１０〜２．０％、 Ｃｕ ０．０１〜１．０％、及び Ｎｉ ０．１０〜２．０％ よりなる群から選ばれる少なくとも１種、 及び残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼を 熱間圧延
して線材を製造する方法において、圧延中の線材を強制
冷却して、粗列、中間列及び仕上圧延列における線材温
度を１０００℃以下に保持すると共に、仕上圧延列入側
温度を８００〜９００℃とし、且つ、仕上圧延温度を９
６０℃以下として、圧延後７５０〜８５０℃に急冷し、
リング状に巻取った後、フェライト面積率が４５％以下
であって、且つ、（１００−３３３．３Ｃ）％以下（但
し、Ｃは鋼におけるＣ量（重量％）を示す。）となるよ
うに復熱時間を調整した後、冷却速度３０℃／秒以上で
急冷し、マルテンサイトを主体とする組織とすることを
特徴とする高強度高靭性線材の製造方法。 - （４）重量％で （ａ）Ｃ ０．０５〜０．３０％、 Ｓｉ ０．１０〜２．５％、及び Ｍｎ ０．５〜２．５％ に加えて、 （ｂ）Ｎｂ ０．０１〜０．２％、 Ｖ ０．０１〜０．２％、及び Ｔｉ ０．０１〜０．２％ よりなる群から選ばれる少なくとも１種、 （ｃ）Ｃｒ ０．１０〜２．０％、 Ｃｕ ０．０１〜１．０％、及び Ｎｉ ０．１０〜２．０％ よりなる群から選ばれる少なくとも１種、 及び残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼を熱間圧延し
て線材を製造する方法において、圧延中の線材を強制冷
却して、粗列、中間列及び仕上圧延列における線材温度
を１０００℃以下に保持すると共に、仕上圧延列入側温
度を８００〜９００℃とし、且つ、仕上圧延温度を９６
０℃以下として、圧延後７５０〜８５０℃に急冷し、リ
ング状に巻取った後、フェライト面積率が４５％以下で
あって、且つ、（１００−３３３．３Ｃ）％以下（但し
、Ｃは鋼におけるＣ量（重量％）を示す。）となるよう
に復熱時間を調整した後、冷却速度３０℃／秒以上で急
冷し、マルテンサイトを主体とする組織とすることを特
徴とする高強度高靭性線材の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP28183185A JPS62139818A (ja) | 1985-12-13 | 1985-12-13 | 高強度高靭性線材の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP28183185A JPS62139818A (ja) | 1985-12-13 | 1985-12-13 | 高強度高靭性線材の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS62139818A true JPS62139818A (ja) | 1987-06-23 |
Family
ID=17644613
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP28183185A Pending JPS62139818A (ja) | 1985-12-13 | 1985-12-13 | 高強度高靭性線材の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS62139818A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6487717A (en) * | 1987-09-30 | 1989-03-31 | Nippon Steel Corp | Production of high tensile bolt |
| JPH02259014A (ja) * | 1989-03-31 | 1990-10-19 | Toa Steel Co Ltd | 強靭棒鋼の製造方法 |
| CN106929772A (zh) * | 2017-03-14 | 2017-07-07 | 河北工业大学 | 一种钢棒用钢及其制备方法和钢棒 |
| CN112795837A (zh) * | 2020-11-20 | 2021-05-14 | 唐山钢铁集团有限责任公司 | 一种1300Mpa级高韧性冷成形钢板及其生产方法 |
-
1985
- 1985-12-13 JP JP28183185A patent/JPS62139818A/ja active Pending
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6487717A (en) * | 1987-09-30 | 1989-03-31 | Nippon Steel Corp | Production of high tensile bolt |
| JPH0530884B2 (ja) * | 1987-09-30 | 1993-05-11 | Nippon Steel Corp | |
| JPH02259014A (ja) * | 1989-03-31 | 1990-10-19 | Toa Steel Co Ltd | 強靭棒鋼の製造方法 |
| CN106929772A (zh) * | 2017-03-14 | 2017-07-07 | 河北工业大学 | 一种钢棒用钢及其制备方法和钢棒 |
| CN112795837A (zh) * | 2020-11-20 | 2021-05-14 | 唐山钢铁集团有限责任公司 | 一种1300Mpa级高韧性冷成形钢板及其生产方法 |
| CN112795837B (zh) * | 2020-11-20 | 2022-07-12 | 唐山钢铁集团有限责任公司 | 一种1300Mpa级高韧性冷成形钢板及其生产方法 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US4578124A (en) | High strength low carbon steels, steel articles thereof and method for manufacturing the steels | |
| CA1249207A (en) | Controlled rolling process for dual phase steels and application to rod, wire, sheet and other shapes | |
| JP3940270B2 (ja) | 耐遅れ破壊性および耐リラクセーション特性に優れた高強度ボルトの製造方法 | |
| JP4018905B2 (ja) | 機械構造用熱間圧延線材・棒鋼およびその製造方法 | |
| US4533401A (en) | Process for producing steel wire or rods of high ductility and strength | |
| JP3742232B2 (ja) | 迅速球状化可能で冷間鍛造性の優れた鋼線材およびその製造方法 | |
| US6673171B2 (en) | Medium carbon steel sheet and strip having enhanced uniform elongation and method for production thereof | |
| JP2013501147A (ja) | 高靭性非調質圧延鋼材及びその製造方法 | |
| US5338380A (en) | High strength low carbon steel wire rods and method of producing them | |
| JP2731797B2 (ja) | 非調質ボルト用鋼線材の製造方法 | |
| JP3554506B2 (ja) | 機械構造用熱間圧延線材・棒鋼の製造方法 | |
| JPS62139818A (ja) | 高強度高靭性線材の製造方法 | |
| JP2756534B2 (ja) | 高延性棒鋼の製造方法 | |
| JP3176226B2 (ja) | 高強度高靭性溶融めっき鋼線の製造方法 | |
| JPS61104024A (ja) | 高強度高靭性線材の製造方法 | |
| JPH09202921A (ja) | 冷間鍛造用ワイヤーの製造方法 | |
| JP3216404B2 (ja) | 伸線強化高強度鋼線用線材の製造方法 | |
| KR100403963B1 (ko) | 고강도스프링용선재의제조방법 | |
| KR100415660B1 (ko) | 비드와이어용강선의제조방법 | |
| KR940007365B1 (ko) | 고장력볼트용 강선재의 제조방법 | |
| JPH06104864B2 (ja) | 靭性のすぐれた非調質ボルト用鋼材の製造方法 | |
| JP3487957B2 (ja) | 伸線加工性の優れた線材 | |
| KR100435460B1 (ko) | 스틸코드용 강선의 제조방법 | |
| JPH09263838A (ja) | 伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法 | |
| JP2023554115A (ja) | 耐疲労特性と窒化処理特性が向上したスプリング用線材、鋼線、スプリング及びその製造方法 |