JPWO2018212327A1 - 線材、及び鋼線の製造方法 - Google Patents
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Abstract
Description
本願は、2017年5月18日に、日本に出願された特願2017−099227号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
(1)本発明の一態様に係る線材は、化学組成が、質量%で、C:0.30〜0.75%、Si:0.80〜2.00%、Mn:0.30〜1.00%、N:0.0080%以下、P:0.030%以下、S:0.020%以下、O:0.0070%以下、Al:0〜0.050%、Cr:0〜1.00%、V:0〜0.15%、Ti:0〜0.050%、Nb:0〜0.050%、B:0〜0.0040%、Ca:0〜0.0050%、及びMg:0〜0.0040%を含有し、残部がFe及び不純物からなり、前記線材の表面から深さ150〜400μmの範囲である表層部と、前記線材の中心軸から前記線材の直径の1/10の範囲である中心部との両方において、主たる組織がパーライト組織であり、前記線材の長さ方向に直角な横断面におけるフェライト組織の面積率が45%以下であり、前記横断面における非パーライトかつ非フェライト組織の面積率が5%以下であり、前記パーライト組織中の、ラメラフェライトの結晶方位の角度差2°以上15°未満となる亜粒界の密度ρ1が70/mm≦ρ1≦600/mmであり、全組織中での、フェライト結晶方位の角度差15°以上となる大角粒界の密度ρ2が200/mm以上である。
(2)上記(1)に記載の線材では、前記化学組成が、質量%で、Al:0.010〜0.050%を含有してもよい。
(3)上記(1)または(2)に記載の線材では、前記化学組成が、質量%で、Cr:0.05〜1.00%を含有してもよい。
(4)上記(1)〜(3)のいずれか一項に記載の線材では、前記化学組成が、質量%で、V:0.005〜0.15%、Ti:0.002〜0.050%、及びNb:0.002〜0.050%からなる群から選ばれる1種又は2種以上を含有してもよい。
(5)上記(1)〜(4)のいずれか一項に記載の線材では、前記化学組成が、質量%で、B:0.0001〜0.0040%を含有してもよい。
(6)上記(1)〜(5)のいずれか一項に記載の線材では、前記化学組成が、質量%で、Ca:0.0002〜0.0050%、及びMg:0.0002〜0.0040%からなる群から選ばれる1種又は2種を含有してもよい。
(7)上記(1)〜(6)のいずれか一項に記載の線材では、前記線材の前記表層部及び前記中心部において、前記亜粒界の前記密度ρ1が、下記式1を満たしてもよい。
220×(C)+100<ρ1<220×(C)+300:式1
前記式1における(C)は、前記線材の前記化学組成における質量%でのC含有量である。
(8)上記(1)〜(7)のいずれか一項に記載の線材では、前記線材の前記直径が3.5〜7.0mmであってもよい。
(9)上記(1)〜(8)のいずれか一項に記載の線材は、鋼線の材料として用いられてもよい。
(10)本発明の別の態様に係る鋼線は、上記(1)〜(9)のいずれか一項に記載の線材を伸線加工することによって製造され、直径が0.5〜1.5mmである。
(11)本発明の別の態様に係る鋼線の製造方法は、上記(1)〜(9)のいずれか一項に記載の線材を伸線加工して鋼線を得る工程を備え、前記鋼線の直径が0.5〜1.5mmである。
なお、図1に示されるように、本実施形態に係る線材1においては、便宜上、線材の表面から深さ150〜400μmの範囲を表層部11と定義し、線材の中心軸から線材の直径dの1/10の範囲を中心部12と定義する。また、本明細書において、「〜」を用いて表される数値範囲は、「〜」の前後に記載される数値を下限値及び上限値として含む範囲を意味する。
なお、線材の伸線加工性とは、線材を伸線加工して鋼線を得る際の、断線の生じにくさを示す指標である。線材の伸線加工後のねじり特性とは、線材を伸線加工して得られた鋼線にねじり試験を行った際の、デラミネーションの発生しにくさ、及びねじり断線の発生しにくさ等を示す指標である。本実施形態に係る線材は、直径6.0mmの線材を50kg準備して、これを直径0.5mmまで伸線した際の断線回数が0回となるような伸線加工性を有することが好ましい。さらに、伸線加工後の鋼線は、引張強度が2800MPa以上であることが好ましい。また、ワイヤーに用いられる鋼線は、ねじり試験を10本行ってもデラミネーションが1回も発生せず、且つねじり回数の平均値が23回以上となるようなねじり特性を有することが好ましい。ねじり回数が23回以上の鋼線は、伸線加工後の矯正などの取扱で破断しないだけの十分な延性があると判断できる。
まず、本実施形態の線材の化学組成について説明する。以下、化学組成の含有量の単位は質量%である。
Cは、鋼を強化する元素である。この効果を得るにはCを0.30%以上含有させなくてはならない。一方、Cの含有量が0.75%超になると、セメンタイト分率が大きくなり、伸線加工性が低下する。したがって、適切なCの含有量は0.30%以上0.75%以下である。さらに、き裂形成抑制の観点からCの含有量を0.35%以上とすることが好ましく、さらには0.40%以上であることが好ましい。一方、伸線加工性向上の観点からC含有量を0.75%未満、又は0.70%以下とすることが好ましく、0.65%以下とすることがより好ましい。C含有量を0.42%以上、又は0.45%以上としてもよい。C含有量を0.60%以下、又は0.55%以下としてもよい。
Siは、線材の強度を高めるだけでなく亜粒界密度の増加に寄与する成分である。しかし、線材のSi含有量が0.80%未満では、Siを含有することによる亜粒界密度増加の効果が十分に得られない。一方、線材のSi含有量が2.00%を超えると、フェライト分率が上昇し、伸線加工性が低下する。そこで、線材のSiの含有量は0.80〜2.00%の範囲内と定めた。また、安定して所望のミクロ組織を有する線材を得るために、線材のSi含有量を1.00%以上、1.15%以上、1.30%以上、又は1.50%以上としてもよい。線材のSi含有量を1.90%以下、1.80%以下、1.75%以下、又は1.70%以下としてもよい。
Mnは、鋼線の強度を高める作用に加えて、鋼中のSをMnSとして固定して鋼線の熱間脆性を防止する作用を有する元素である。しかしながら、Mn含有量が0.30%未満では上記作用が十分でない。このため、Mn含有量の下限値は0.30%以上とする。さらに、鋼線の強度確保及び熱間脆性の防止をより高いレベルで実現するためには、Mn含有量を0.35%以上とすることが好ましく、0.40%以上とすることがより好ましい。Mn含有量を0.50%以上、又は0.55%以上としてもよい。
一方、Mnは偏析しやすい元素である。1.00%を超えてMnを含有させると、特に中心部にMnが濃化し、中心部にマルテンサイトやベイナイトが生成されて、伸線加工性が低下してしまう。また、粗大なMnSが形成されることも伸線加工性の低下の一因となる。Mnは0.90%以下とすることが好ましく、0.80%以下であればより一層好ましい。Mn含有量を0.75%以下、又は0.70%以下としてもよい。
Nは、冷間での伸線加工中に転位に固着することにより線材の強度を上昇させる反面、ねじり特性を低下させてしまう元素である。線材のN含有量が0.0080%を超えると、ねじり特性の低下が著しくなる。そこで、線材のN含有量は0.0080%以下に規制することとした。N含有量の好ましい上限は0.0060%以下、又は0.0050%以下である。N含有量は低いほど良く、Nは線材に含有しなくてもよい。N含有量を0.0045%以下、又は0.0040%以下としてもよい。N含有量を0.0010%以上、又は0.0025%以上としてもよい。
Pは、線材の粒界に偏析してねじり特性を低下させてしまう元素である。線材のP含有量が0.030%を超えると、ねじり特性の低下が著しくなる。そこで、線材のP含有量は0.030%以下に規制することとした。P含有量の上限は0.025%以下であることが好ましい。P含有量は低いほど良く、Pは線材に含有しなくてもよい。P含有量を0.020%以下、0.015%以下、又は0.010%以下としてもよい。P含有量を0.002%以上、0.005%以上、又は0.008%以上としてもよい。
Sは、MnSを形成して、伸線加工性を低下させてしまう元素である。そして、線材のS含有量が0.020%を超えると、伸線加工性の低下が著しくなる。このことから、線材のS含有量は0.020%以下に規制することとした。S含有量の好ましい上限は0.010%以下である。S含有量は低いほど良く、Sは線材に含有しなくてもよい。S含有量を0.015%以下、0.008%以下、又は0.005%以下としてもよい。S含有量を0.001%以上、0.002%以上、又は0.005%以上としてもよい。
Oは、酸化物を形成することで線材の延性を低下させてしまう元素である。線材のO含有量が0.0070%を超えると、ねじり特性の低下が著しくなる。そこで、線材のO含有量は0.0070%以下に規制することとした。O含有量の上限は0.0050%以下であることが好ましい。O含有量は低いほど良く、Oは線材に含有しなくてもよい。O含有量を0.0005%以上、又は0.0010%以上としてもよい。O含有量を0.0045%以下、又は0.0040%以下としてもよい。
次に、本実施形態に係る線材の金属組織について説明する。なお、以下に説明される線材の金属組織に関する要件は、線材1の表層部11及び中心部12の両方において満たされる必要がある。
通常の技術常識においては、パーライトは、オーステナイトから生じる共析反応によってラメラフェライトとラメラセメンタイトが層状に配列したラメラ組織を呈し、その内部には階層的下部組織が形成されていると説明される。大角粒界で囲まれた領域をブロックと称し、そのブロックの中でラメラの配向が同じ領域をコロニーと称している。換言すると、フェライト組織の各粒内にセメンタイト板がいくつかの配向を持ちながら分散した組織がパーライトであると認識されている。
線材の横断面におけるフェライト組織の面積率は、線材中心部、表層部ともに45%以下である必要がある。線材中心部で45%超の場合には、フェライトが塊状かつ粗大に析出するために伸線加工性が低下する。また、線材表層部でフェライト組織の面積率が45%超の場合は、伸線加工後のねじり回数が低下する。これは表層部のフェライト部に変形が集中するためと考えられる。なお、フェライト組織の面積率の下限値を特に規定する必要はない。線材の中心部又は表層部において、フェライト組織の面積率が0%であってもよい。線材の中心部又は表層部において、フェライトの面積率を43%以下、40%以下、35%以下、又は30%以下としてもよい。線材の中心部又は表層部において、フェライトの面積率を10%以上、15%以上、20%以上、又は27%以上としてもよい。
線材の中心部及び表層部において、亜粒界密度ρ1(パーライト組織中のラメラフェライトの結晶方位の角度差2°以上15°未満となる亜粒界の密度)は、70/mm〜600/mmである必要がある。このような金属組織を有する線材であることによって、伸線加工後に引張強度2800MPa以上であり、且つねじり特性に優れる鋼線が安定して得られる。線材の中心部及び表層部において、亜粒界密度を70/mm以上とすることにより、伸線加工後の鋼線の強度のばらつきを抑制でき、ねじり試験中の変形の局在化を低減できるため、高強度の鋼線であっても良好なねじり特性を得ることができる。逆に線材の中心部及び表層部において亜粒界密度が70/mm未満であると、伸線加工後に得られる鋼線の引張強度が2800MPa以上ではねじり特性が向上しない。また、パーライト変態温度が600℃未満の場合、前述のようにねじり特性が低下する傾向があり、この時の線材の中心部及び表層部における亜粒界密度が600/mm超であったため、これの上限を600/mmとすることが好ましい。このため、線材の中心部及び表層部において、パーライト組織中のラメラフェライトの結晶方位の角度差2°以上15°未満となる亜粒界の密度は、70/mm〜600/mmの範囲内とする。線材の表層部又は中心部において、亜粒界密度は、好ましくは100/mm以上とし、より好ましくは120/mm以上とする。線材の表層部又は中心部において、亜粒界密度を150/mm以上、又は180/mm以上としてもよい。線材の表層部又は中心部において、亜粒界密度を550/mm以下、500/mm以下、400/mm以下、又は350/mm以下としてもよい。
220×(C)+100<ρ1<220×(C)+300:式1
線材の化学組成におけるC含有量が大きいほど、線材の表層部及び中心部におけるフェライト組織の面積率が小さくなり、パーライト組織の面積率が大きくなる。パーライト組織の面積率が大きくなるほど、セメンタイトの成長距離が大きくなり、パーライト組織中に亜粒界が導入されやすくなると考えられる。そのため本発明者らは、亜粒界密度の好ましい範囲は線材の化学組成におけるC含有量に依存すると考えた。本発明者らの知見によれば、線材の表層部及び中心部において亜粒界密度が上記式1を満たす場合には、線材の捻回値のばらつきが小さくなることにより、ねじり特性が一層向上される。
線材の表層部及び中心部において、大角粒界密度ρ2(フェライト結晶方位の角度差15°以上となる大角粒界の密度)は、200/mm以上である必要がある。大角粒界密度が十分に大きい場合、線材の延性が高く、伸線加工中の粗大なき裂の形成を抑制できるので、伸線加工性が向上する。逆に線材の表層部及び中心部において大角粒界密度が200/mm未満であると、伸線加工性が低下する。このため、線材の表層部及び中心部において、フェライト結晶方位の角度差15°以上となる大角粒界の密度は、200/mm以上の範囲内とする。線材の表層部又は中心部において、大角粒界密度は、好ましくは230/mm以上とする。線材の表層部又は中心部における大角粒界密度の上限は特に定めないが、大角粒界密度を500/mm以上とすることは製造上困難であるため、線材の表層部又は中心部における大角粒界密度の上限を500/mmとすることが好ましい。線材の表層部又は中心部における大角粒界密度を220/mm以上、250/mm以上、又は280/mm以上としてもよい。線材の表層部又は中心部における大角粒界密度を400/mm以下、380/mm以下、又は350/mm以下としてもよい。
次に、本実施形態に係る線材の金属組織の各条件について、測定方法を説明する。
線材の横断面(すなわち線材の長さ方向に直角な切断面)を鏡面研磨した後、ピクラールで腐食し、電界放射型走査型電子顕微鏡(FE−SEM)を用いて倍率2000倍で表層部と中心部の任意の位置におけるそれぞれ10箇所を観察し、写真撮影する。1視野あたりの面積は、2.7×10−3mm2(縦0.045mm、横0.060mm)とする。
線材の横断面(すなわち長さ方向に直角な切断面)を鏡面研磨した後、コロイダルシリカで研磨し、電界放射型走査型電子顕微鏡(FE−SEM)を用いて倍率400倍で線材表層部(表面から深さ150〜400μmの範囲)および中心部において各4視野を観察し、EBSD測定(電子線後方散乱回折法による測定)を行う。1視野あたりの面積は、0.0324mm2(縦0.18mm、横0.18mm)とし、測定時のステップは0.3μmとする。
表層部及び中心部それぞれの解析結果の平均値を、表層部及び中心部のパーライト組織中のフェライト結晶方位の角度差2°以上15°未満の亜粒界密度ρ1、並びに、表層部及び中心部の全組織中のフェライト結晶方位の角度差15°以上となる大角粒界密度ρ2とする。なお、EBSD結果はノイズに大きく左右されるため、average CI(confidence index)は0.60以上の結果を用いることとし、またCIが0.10以下のものはノイズとして除去することとする。なお、CIの0.10以下の除去は、OIM analysis内で可能である。
本実施形態に係る線材の製造方法では、線材のねじり特性を向上するために、パーライト変態時の種々の条件を適正化し、組織を制御する。
本実施形態に係る線材の上記要件を満たす線材は、その製造方法によらず、本実施形態に係る線材の効果を得ることが出来るが、例えば、下記に示す製造方法によって、本実施形態に係る線材を製造すればよい。なお、下記の製造プロセスは一例であり、下記以外のプロセスによって化学組成及びその他の要件が本実施形態に係る線材の範囲である線材を得られた場合であっても、その線材が本発明に含まれることはいうまでもない。
熱間圧延前の鋼片の加熱温度は1000℃以上、1250℃以下とする。鋼片の加熱温度が1000℃未満では熱間圧延の際の反力が上昇し、鋼片の加熱温度が1250℃超では脱炭が進行するからである。
熱間圧延の仕上げ圧延温度は900℃以上とする。仕上げ圧延温度が900℃未満では仕上げ圧延の反力が上昇し形状精度が悪くなるからである。一方で、仕上げ圧延温度は1000℃以下とする。1000℃超で熱間圧延を行うとオーステナイト粒径が大きくなり、パーライト変態後の大角粒界密度が低下するからである。
粒成長速度の大きい870℃以上の温度域での平均冷却速度が50℃/秒未満であり、この温度域に存在する時間が長い場合、オーステナイトの粒成長が促進されるので、パーライト変態後には大角粒界密度が低下することになる。一次冷却における平均冷却速度の上限はないが、製造設備の制約上、200℃/秒超の平均冷却速度は困難であるので、200℃/秒以下を一次冷却における平均冷却速度の上限とした。
一次冷却での到達温度が830℃未満の場合、表層部でのみフェライト変態が多量に進行する恐れがあり、表層部のフェライト面積率が増加し、45%以下に制御することが困難になる。そのため、一次冷却での到達温度を830℃以上とする。870℃を超える温度で冷却を停止すると、オーステナイト粒が大きく成長し、パーライト変態後の大角粒界密度が低下する。そのため、一次冷却での到達温度を870℃以下とした。
二次冷却において5℃/秒以上の平均冷却速度とされた場合、表層部と中心部との温度差が残存してしまい、パーライト変態後には線材の表層の大角粒界密度と亜粒界密度とを制御できたとしても、線材の中心部での大角粒界密度が低下する。そのため、二次冷却での平均冷却速度は5℃/秒未満とする。
二次冷却の到達温度が790℃未満では、フェライト変態が生じてフェライト面積率が向上する可能性がある。そのため、二次冷却の到達温度は790℃以上とする。一方、820℃超で二次冷却を止めると、線材の表層部と中心部との間のパーライト変態温度までの温度差が大きくなり、三次冷却時に表層部と中心部との間で再度温度差が生じる。そのため、二次冷却の到達温度は820℃以下とした。Siの含有量が多い鋼種では、Ac1温度が高温側に移行するので、二次冷却での到達温度が特に重要となる。
なお、二次冷却時間(二次冷却の開始と終了との間の経過時間)を5秒以上12秒以内とすることが望ましい。12秒超の二次冷却時間をかけると、オーステナイト粒の粒成長が促進されるためである。一方で、5秒以内の二次冷却時間では、線材中の温度差が残存する可能性がある。
三次冷却の平均冷却速度が20℃/秒以下では、フェライト変態が生じてフェライト面積率が過剰となる。そのため、平均冷却速度は20℃/秒超とする。一方で、30℃/秒超の平均冷却速度で三次冷却を施した場合、線材表層部のみが狙いの温度まで冷却され、線材中心部の温度が過剰な状態で四次冷却が開始されてしまう。そのため、平均冷却速度は30℃/秒以下とする。
三次冷却での到達温度が600℃未満の場合、パーライト組織が過剰に高強度化して捻回特性が低下する。そのため、三次冷却の到達温度は600℃以上とする。一方、三次冷却の到達温度が620℃超である場合、パーライト変態温度が高くなり、大角粒界密度と亜粒界密度が低下するとともにパーライト変態後の引張強度も低下する。そのため、三次冷却の到達温度は620℃以下とした。
四次冷却における平均冷却速度が10℃/秒超の場合、表層の温度変化が大きく、亜粒界密度が低下する。そのため、四次冷却における平均冷却速度は10℃/秒以下とする。四次冷却における平均冷却速度の下限は限定しないが、線材を放冷した場合の冷却速度は2℃/秒以上となることが通常である。そのため、2℃/秒を四次冷却における平均冷却速度の下限としてもよい。
四次冷却の到達温度が550℃超の場合、パーライト変態が終了しない可能性がある。そのため、四次冷却の到達温度は550℃以下とする。なお、550℃以下の温度域での冷却速度が組織に与える影響は軽微であるので、四次冷却を550℃以下の温度まで実施した後に水冷などの加速冷却を実施してもよい。後述する実施例においては、本発明例は四次冷却により550℃以下まで冷却した後に放冷で室温まで冷却されているが、四次冷却の完了後に他の冷却手段により冷却した場合でも同様の組織が形成される。
本実施形態の線材は、残部のFeの一部に代えて、必要に応じて、Al,Cr,V,Ti,Nb,B,Ca,Mgからなる群から選択される少なくとも1種または2種以上の元素を含有させてもよい。ただし、これら任意元素を含むことなく本実施形態に係る線材はその課題を解決することが出来るので、これら任意元素の下限値は0%である。以下、任意元素であるAl,Cr,V,Ti,Nb,B,Ca,Mgの作用効果と、含有量の限定理由について説明する。任意成分についての%は質量%である。
本実施形態の線材においてAlは含有させなくても良い。Alは、AlNとなって析出し、フェライト結晶方位の角度差15°以上の大角粒界密度を増加させることができる元素である。効果を確実に得たい場合には0.010%以上のAlを含有させることが好ましい。一方で、Alは、硬質な酸化物系介在物を形成しやすい元素であるため、線材のAl含有量が0.050%を超えると、粗大な酸化物系介在物が著しく形成されやすくなり、ねじり特性の低下が顕著になる。したがって、線材のAlの含有量の上限は0.050%とする。Al含有量の好ましい上限は0.040%以下であり、より好ましい上限は0.035%以下であり、さらに好ましい上限は0.030%以下である。
本実施形態の線材においてCrは含有させなくても良い。Crは、Mnと同様に、鋼の焼入れ性を高めて、鋼を高強度化する元素である。この効果を確実に得るためには、0.05%以上のCrを含有させることが好ましい。一方、Crの含有量が1.00%を超えると、ねじり特性が劣化する。そのため、Crの含有量は1.00%以下である。なお、鋼の焼入れ性を上げる場合、Crは0.10%以上含有させるのが好ましく、0.30%以上含有させれば一層好ましい。Crの上限は、0.90%以下とすることが好ましく、0.80%以下であればより一層好ましい。
本実施形態の線材においてVは含有させなくても良い。Vは、NやCと結合して、炭化物、窒化物又は炭窒化物を形成し、それらのピンニング効果によって熱間圧延時にオーステナイト粒を微細化する効果があり、鋼のねじり特性を改善する効果がある。この効果を確実に得るためには0.005%以上のVを含有させることが好ましい。ねじり特性を改善する観点からは、Vの含有量を0.02%以上とするのが好ましく、0.03%以上含有させることが一層好ましい。一方、Vの含有量が0.15%を超えると、その効果が飽和するだけでなく、鋼塊や鋳片を鋼片に分塊圧延する工程で鋼片に割れが生じるなど鋼の製造性に悪影響を及ぼすので、V含有量は0.15%以下とする。Vの含有量は0.10%以下であることが好ましく、さらには0.07%以下であることが一層好ましい。
本実施形態の線材においてTiは含有させなくても良い。Tiは、NやCと結合して、炭化物、窒化物又は炭窒化物を形成し、それらのピンニング効果によって熱間圧延時にオーステナイト粒を微細化する効果があり、鋼のねじり特性を改善する効果がある。この効果を確実に得るために、Tiは0.002%以上含有させることが好ましい。ねじり特性を改善する観点から、Tiの含有量を0.005%以上とするのが好ましく、0.010%以上のTiを含有させることが一層好ましい。一方、Tiの含有量が0.050%を超えると、その効果が飽和するだけでなく、鋼塊や鋳片を鋼片に分塊圧延する工程で鋼片に割れが生じるなど鋼の製造性に悪影響を及ぼす。よって、Tiの含有量は0.050%以下とする。またTiの含有量は0.025%以下であることが一層好ましい。
本実施形態の線材においてNbは含有させなくても良い。Nbは、NやCと結合して、炭化物、窒化物又は炭窒化物を形成し、それらのピンニング効果によって熱間圧延時にオーステナイト粒を微細化する効果があり、鋼のねじり特性を改善する効果がある。この効果を確実に得るためには、Nbは0.002%以上含有させることが好ましい。ねじり特性を改善する観点から、Nbの含有量を0.003%以上とするのがより好ましく、0.004%以上のNb含有させることが一層好ましい。一方、Nbの含有量が0.050%を超えると、その効果が飽和するだけでなく、鋼塊や鋳片を鋼片に分塊圧延する工程で鋼片に割れが生じるなど鋼の製造性に悪影響を及ぼすので、Nbの含有量は0.050%以下とする。また、Nbの含有量は0.030%以下であることが一層好ましい。
本実施形態の線材においてBは含有させなくても良い。Bは、微量含有されることで鋼のフェライト組織を低減する効果があり、効果を確実に得たい場合には0.0001%以上のBを含有させることが好ましい。0.0040%超のBを含有させても、効果が飽和するだけでなく、粗大な窒化物が生成するので、ねじり特性が低下する。したがって、含有させる場合のBの含有量は0.0040%以下とする。パーライト組織の面積率を増やしたい場合には、Bの含有量を0.0004%以上とすることが好ましく、0.0007%以上であればより一層好ましい。なお、ねじり特性を向上させるためのBの含有量は0.0035%以下とすることが好ましく、0.0030%以下であればより一層好ましい。
本実施形態の線材においてCaは含有させなくても良い。Caは、MnS中に固溶し、MnSを微細に分散する効果がある。MnSを微細に分散させることで、MnSに起因にした伸線加工中の断線を抑制できる。Caによる効果を確実に得るためには、Caは0.0002%以上含有させることが好ましい。より高い効果を得たい場合には、0.0005%以上のCaを含有させれば良い。しかし、Caの含有量が0.0050%を超えると、その効果は飽和する。さらに、Caの含有量が0.0050%を超えると、鋼中の酸素と反応して生成する酸化物が粗大となり、かえって伸線加工性の低下を招く。そのため、含有させる場合の適正なCaの含有量は、0.0050%以下である。Caの含有量は0.0030%以下であることが好ましく、0.0025%以下であれば一層好ましい。
本実施形態の線材においてMgは含有させなくても良い。Mgは脱酸元素であり、酸化物を生成するが、硫化物も生成することでMnSとの相互関係を有する元素であり、MnSを微細に分散させる効果がある。この効果によりMnSに起因した伸線加工中の断線を抑制できる。Mgによる効果を確実に得るためには、Mgは0.0002%以上含有させることが好ましい。より高い効果を得たい場合には、0.0005%以上のMgを含有させれば良い。しかし、Mgの含有量が0.0040%を超えると、その効果は飽和するし、MgSを大量に生成し、かえって伸線加工性の低下を招く。したがって、含有させる場合の適正なMgの含有量は、0.0040%以下である。Mgの含有量は0.0035%以下であることが好ましく、0.0030%以下であれば一層好ましい。
具体的には、(A1)〜(A7)に関しては水冷によって平均冷却速度50〜200℃/秒の範囲内で、830〜870℃に冷却(1次冷却)した後、その後、大気による風冷によって平均冷却速度5℃/秒未満で790℃以上820℃以下の範囲内まで空冷(二次冷却)した。その後、20℃/秒超30℃/秒以下で600〜620℃まで冷却(三次冷却)を施し、550℃以下まで10℃/秒以下で冷却(四次冷却)し、その後、放冷により室温まで冷却を行った。
(A8)〜(A17)に関しては、上記の冷却条件と異なる条件で四種類の調整冷却を行い、線材を得た。なお、表3−1中のアンダーラインが付された値は、本発明に係る線材の製造条件における不適切な値である。
具体的には、(A18)に関しては、本発明の製造方法における三次冷却及び四次冷却に代わり、550℃のソルト浴への浸漬を実施した。
(A19)に関しては、上述の熱間圧延終了後の線材に対して、950℃への再加熱及び60秒の温度保持を実施し、この温度保持終了の直後に550℃のソルト浴への浸漬を実施した。
(A20)に関しては、一次冷却を実施後に送風にて冷却を施し、平均1.0℃/秒で680℃まで冷却後に放冷に切り替えて550℃以下まで冷却を施した。
(A21)に関しては、一次冷却を実施後に衝風冷却を施して10℃/秒で700℃まで線材を冷却し、その後空冷にて5℃/秒で550℃以下まで冷却を施した。
線材の横断面を鏡面研磨した後、ピクラールで腐食し、FE−SEMを用いて倍率2000倍で線材表層部および中心部における任意の10箇所を観察し、写真撮影した。1視野あたりの面積は、2.7×10−3mm2(縦0.045mm、横0.060mm)とする。得られた各写真にOHPシートを重ね、各透明シートにおける「フェライト組織」および「非パーライトかつ非フェライト組織と重なる領域」に色を塗った。次いで、各透明シートにおける「色を塗った領域」の面積率を画像解析ソフトにより求め、その平均値をそれぞれフェライト組織および非パーライトかつ非フェライト組織の面積率の平均値として算出した。
線材の横断面を鏡面研磨した後、コロイダルシリカで研磨し、FE−SEMを用いて倍率400倍で線材表層部と中心部における各4箇所を観察し、TSL(TexSEM Laboratories)社製のEBSD測定装置を用いて解析を行った。測定時の領域は180×180μm2とし、ステップは0.3μmとした。次いで、得られた各結果について、OIM analysisを用いて2°以上15°未満の角度差を持つ亜粒界のラインの全長と、15°以上の角度差を持つ大角粒界のラインの全長をそれぞれ測定した。2°以上15°未満の角度差を持つ亜粒界のラインの全長をパーライト面積率の平均値で除することで亜粒界密度を求め、15°以上の角度差を持つ大角粒界のラインの全長を1視野の面積で除することで大角粒界密度を求めた。
伸線加工を50kgの各線材に行い、伸線加工中の断線回数を記録した。なお、断線回数が3回以上の場合、3回目の断線以降の伸線加工を中止した。そして、50kgの線材を直径6.0mmから直径0.5mmまで伸線した際の断線回数が0回の場合に、伸線加工性が良好と評価し、断線回数が1回以上の場合に、伸線加工性が悪いと評価した。なお、伸線加工を中止した線材に関しては、明らかに鋼線の材料として不適切なものであると判断し、その後の評価試験を実施しなかった。評価されなかった項目には、符号「−」を記載した。
線材および鋼線を200mm長さに切断し、上下50mmをくさびチャックもしくはエアーチャックで固定し引張試験を行った。得られた最大荷重を断面積で除することで引張強さを算出した。その後、線材の引張試験後のもっとも線径の細くなった箇所の線径を測定し、引張試験前後の断面積の変化量を引張試験前の断面積で除し、100%をかけることで絞り値を算出した。
ねじり試験は、線径(直径)の100倍の長さの鋼線を15rpmで断線するまでねじり、デラミネーションが生じたかどうかをトルク(ねじりに対する抵抗力)曲線で判定し、ねじり回数を測定した。トルク曲線での判定は、断線前に急激にトルクが減少した場合にデラミネーションが生じたと判断する方法により行った。ねじり試験は、各鋼線について10本ずつ行い、1本もデラミネーションが発生せず、10本の鋼線のねじり回数の平均値が23回以上の場合、ねじり特性が良好であると評価した。
ねじり回数の平均値、デラミネーション、及びねじり回数ばらつきの全てが良好と判断された鋼線は、ねじり特性が非常に良好である。ただし、鋼線のねじり回数ばらつきが3回超であったとしても、その他のねじり特性評価に関して良好と判断された鋼線は、その想定される用途に鑑みても、ねじり特性が良好であると言える。
A9の試料では一次冷却での到達温度が低いために表層でフェライト面積率が増加しねじり回数が低下した。
A10の試料では一次冷却での到達温度が高くオーステナイト粒径が粗大化したためにρ2が低下し断線が発生した。
A11の試料では二次冷却での時間が長く、オーステナイト粒径が粗大化したためにρ2が低下し断線が発生した。
A12の試料では二次冷却での到達温度が低いために、フェライト面積率が高く、伸線加工性が悪く、鋼線強度、ねじり特性ともに低かった。
A13の試料では三次冷却における平均冷却速度が小さく、フェライト変態が進行し、フェライト面積率が高くなって伸線加工性が悪く、鋼線強度、ねじり特性ともに低くなっている。
A14の試料では、三次冷却の到達温度が高く、高温でパーライト変態してρ1、ρ2共に低く、伸線加工時に断線が発生し、且つ、ねじり特性も悪かった。
A15の試料では三次冷却での到達温度が低く、ρ1が高くなりすぎたので、ねじり特性が悪かった。
A16の試料では四次冷却における平均冷却速度が高く、線材表層部でのρ1が低下しねじり試験時にデラミネーションが発生し、ねじり特性が悪かった。
A17の試料は、四次冷却において線材温度が表に示される温度になった時点で、空冷を中止して衝風冷却を開始する製造条件によって得られた。A17の試料では四次冷却での到達温度が高く、パーライト変態が終了しておらず非パーライトかつ非フェライト面積率が高いために伸線加工性が低下した。
A18の試料では、二次冷却後に線材を550℃のソルト浴に浸漬させたため、線材が550℃まで急速冷却された。その結果、A18ではρ1が高く、ねじり試験時にデラミネーションが発生し、ねじり特性が悪かった。
A19の試料では、線材の再加熱及び温度保持後に、線材を550℃のソルト浴に浸漬させたため、線材が550℃まで急速冷却された。その結果、A19ではρ1が高く、ねじり試験時にデラミネーションが発生し、ねじり特性が悪かった。
A20の試料では、熱間圧延後の冷却速度が遅く、高温でパーライト変態が生じた。パーライト変態温度が高かったので、A20ではρ1、ρ2ともに低く、伸線加工時に断線が発生し、且つ、ねじり特性も悪かった。
A21の試料では、二次冷却後に衝風冷却にて700℃まで線材を冷却しているため、線材の表層部が急速冷却され、表層部のρ1が高くなり、ねじり試験時にデラミネーションが発生し、ねじり特性が悪かった。
試験番号21の試料は、Cの含有量が高く、鋼が過剰に硬化したので、伸線加工性が低下し、伸線加工中に断線が発生した。
試験番号22の試料は、Siの含有量が低いためにρ1が低く、ねじり試験時にデラミネーションが発生した。
試験番号23の試料は、Mnの含有量が高過ぎ、非フェライトかつ非パーライト組織が多いために伸線加工時に断線が発生した。
試験番号24の試料は、Siの含有量が低く、ρ1が低く、ねじり試験時にデラミネーションが発生した。
試験番号25の試料は、Mnの含有量が低く、ρ1が低く、ねじり試験時にデラミネーションが発生した。
11 表層部
12 中心部
21 旧γ粒界
22 大角粒界
23 亜粒界
31 ラメラセメンタイト
32 ラメラフェライト
本願は、2017年5月18日に、日本に出願された特願2017−099227号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
(1)本発明の一態様に係る線材は、化学組成が、質量%で、C:0.30〜0.75%、Si:0.80〜2.00%、Mn:0.30〜1.00%、N:0.0080%以下、P:0.030%以下、S:0.020%以下、O:0.0070%以下、Al:0〜0.050%、Cr:0〜1.00%、V:0〜0.15%、Ti:0〜0.050%、Nb:0〜0.050%、B:0〜0.0040%、Ca:0〜0.0050%、及びMg:0〜0.0040%を含有し、残部がFe及び不純物からなり、前記線材の表面から深さ150〜400μmの範囲である表層部と、前記線材の中心軸から前記線材の直径の1/10の範囲である中心部との両方において、主たる組織がパーライト組織であり、前記線材の長さ方向に直角な横断面におけるフェライト組織の面積率が45%以下であり、前記横断面における非パーライトかつ非フェライト組織の面積率が5%以下であり、前記パーライト組織中の、ラメラフェライトの結晶方位の角度差2°以上15°未満となる亜粒界の密度ρ1が70/mm≦ρ1≦600/mmであり、全組織中での、フェライト結晶方位の角度差15°以上となる大角粒界の密度ρ2が200/mm以上である。
(2)上記(1)に記載の線材では、前記化学組成が、質量%で、Al:0.010〜0.050%を含有してもよい。
(3)上記(1)または(2)に記載の線材では、前記化学組成が、質量%で、Cr:0.05〜1.00%を含有してもよい。
(4)上記(1)〜(3)のいずれか一項に記載の線材では、前記化学組成が、質量%で、V:0.005〜0.15%、Ti:0.002〜0.050%、及びNb:0.002〜0.050%からなる群から選ばれる1種又は2種以上を含有してもよい。
(5)上記(1)〜(4)のいずれか一項に記載の線材では、前記化学組成が、質量%で、B:0.0001〜0.0040%を含有してもよい。
(6)上記(1)〜(5)のいずれか一項に記載の線材では、前記化学組成が、質量%で、Ca:0.0002〜0.0050%、及びMg:0.0002〜0.0040%からなる群から選ばれる1種又は2種を含有してもよい。
(7)上記(1)〜(6)のいずれか一項に記載の線材では、前記線材の前記表層部及び前記中心部において、前記亜粒界の前記密度ρ1が、下記式1を満たしてもよい。
220×(C)+100<ρ1<220×(C)+300:式1
前記式1における(C)は、前記線材の前記化学組成における質量%でのC含有量である。
(8)上記(1)〜(7)のいずれか一項に記載の線材では、前記線材の前記直径が3.5〜7.0mmであってもよい。
(9)上記(1)〜(8)のいずれか一項に記載の線材は、鋼線の材料として用いられてもよい。
(10)本発明の別の態様に係る鋼線の製造方法は、上記(1)〜(9)のいずれか一項に記載の線材を伸線加工して鋼線を得る工程を備え、前記鋼線の直径が0.5〜1.5mmである。
Claims (11)
- 線材であって、
化学組成が、質量%で、
C:0.30%〜0.75%、
Si:0.80〜2.00%、
Mn:0.30〜1.00%、
N:0.0080%以下、
P:0.030%以下、
S:0.020%以下、
O:0.0070%以下、
Al:0〜0.050%、
Cr:0〜1.00%、
V:0〜0.15%、
Ti:0〜0.050%、
Nb:0〜0.050%、
B:0〜0.0040%、
Ca:0〜0.0050%、及び
Mg:0〜0.0040%
を含有し、残部がFe及び不純物からなり、
前記線材の表面から深さ150〜400μmの範囲である表層部と、前記線材の中心軸から前記線材の直径の1/10の範囲である中心部との両方において、主たる組織がパーライト組織であり、前記線材の長さ方向に直角な横断面におけるフェライト組織の面積率が45%以下であり、前記横断面における非パーライトかつ非フェライト組織の面積率が5%以下であり、前記パーライト組織中の、ラメラフェライトの結晶方位の角度差2°以上15°未満となる亜粒界の密度ρ1が70/mm≦ρ1≦600/mmであり、全組織中での、フェライト結晶方位の角度差15°以上となる大角粒界の密度ρ2が200/mm以上である
ことを特徴とする線材。 - 前記化学組成が、質量%で、
Al:0.010〜0.050%
を含有することを特徴とする請求項1に記載の線材。 - 前記化学組成が、質量%で、
Cr:0.05〜1.00%
を含有することを特徴とする請求項1または請求項2に記載の線材。 - 前記化学組成が、質量%で、
V:0.005〜0.15%、
Ti:0.002〜0.050%、及び
Nb:0.002〜0.050%
からなる群から選ばれる1種又は2種以上を含有することを特徴とする請求項1〜請求項3のいずれか一項に記載の線材。 - 前記化学組成が、質量%で、
B:0.0001〜0.0040%
を含有することを特徴とする請求項1〜請求項4のいずれか一項に記載の線材。 - 前記化学組成が、質量%で、
Ca:0.0002〜0.0050%、及び
Mg:0.0002〜0.0040%
からなる群から選ばれる1種又は2種を含有することを特徴とする請求項1〜請求項5のいずれか一項に記載の線材。 - 前記線材の前記表層部及び前記中心部において、前記亜粒界の前記密度ρ1が、下記式1を満たすことを特徴とする請求項1〜請求項6のいずれか一項に記載の線材。
220×(C)+100<ρ1<220×(C)+300:式1
前記式1における(C)は、前記線材の前記化学組成における質量%でのC含有量である。 - 前記線材の前記直径が3.5〜7.0mmであることを特徴とする請求項1〜請求項7のいずれか一項に記載の線材。
- 鋼線の材料として用いられることを特徴とする請求項1〜請求項8のいずれか一項に記載の線材。
- 請求項1〜請求項9のいずれか一項に記載の線材を伸線加工することによって製造され、
直径が0.5〜1.5mmである
ことを特徴とする鋼線。 - 請求項1〜請求項9のいずれか一項に記載の線材を伸線加工して鋼線を得る工程を備え、
前記鋼線の直径が0.5〜1.5mmである
ことを特徴とする鋼線の製造方法。
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