TWI643959B - Wire, steel wire and components - Google Patents

Abstract

本發明之目的在於提供一種可省略球化退火及淬火、回火之熱處理程序的線材等。其具有預定之化學組成；以面積率計，金屬組織之90%以上為變韌鐵；在橫截面測得之表層變韌鐵之平均塊粒徑為15μm以下；在橫截面測得之表層變韌鐵之平均塊粒徑與在中心部測得之變韌鐵之平均塊粒徑的比為小於1.0；並且，分散於變韌鐵中之雪明碳鐵的平均粒徑為0.1μm以下。

Description

線材、鋼線及構件

發明領域 本發明是關於線材、由該線材所製造之鋼線、以及由該鋼線所製造之拉伸強度為700MPa以上且1200MPa以下的構件。再者，本發明中作為對象之構件包含機械構件或建築構件。

發明背景 汽車或各種產業機械以輕量化或小型化為目的，是使用具有700MPa以上之拉伸強度的高強度機械構件。以往，這種高強度機械構件是藉由對於在機械構造用碳鋼中添加有Mn、Cr、Mo及B等合金元素的合金鋼所構成之鋼材依序施行熱軋延、球化退火而軟質化後，接著施行冷鍛及滾製而作成為預定形狀，然後施行淬火、回火處理來賦予強度而製造。

然而，上述鋼材因合金元素之含量多而鋼材價格變高，並且，因必須進行作成構件形狀前之球化退火、及成形後之淬火、回火處理，故製造成本增加。

由於上述情況，已知有一種技術，該技術是對省略球化退火及淬火、回火處理，且進行急速冷卻或時效處理而提高了強度之線材施行拉線加工，以賦予預定之強度。該技術被利用於機械構件等，且使用該技術而製造之機械構件等被稱為非調質機械構件。

日本專利特開平2-166229號公報中，揭示了一種由變韌鐵組織所構成之非調質機械構件的製造方法，該製造方法是在線材軋延後以5℃/sec以上之冷卻速度將含有以下化學組成的鋼冷卻：C：0.03~0.20%；Si：0.10%以下；Mn：0.7~2.5%；V、Nb、Ti中1種或2種以上之合計：0.05~0.30%；及B：0.0005~0.0050%。

又，日本專利特開平8-41537號公報中，揭示了一種高強度機械構件的製造方法，該製造方法是將含有C：0.05~0.20%、Si：0.01~1.0%、Mn：1.0~2.0%、S：0.015%以下、Al：0.01~0.05%、及V：0.05~0.3%之鋼在加熱至900~1150℃的溫度後進行熱軋延，並在精整軋延之後，以2℃/sec以上的平均冷卻速度在800℃起到500℃為止的溫度區中進行冷卻，藉此作成肥粒鐵+變韌鐵組織後，在550~700℃的溫度範圍內進行退火。

然而，這些製造方法中，需要嚴格控制冷卻速度或冷卻結束溫度，且製造方法複雜而製造成本增加。並且，會有組織變得不均勻，而冷鍛性劣化的情況。

相對於此，日本專利特開2000-144306號公報中，揭示了一種C為0.40~1.0質量%，並且，成分組成滿足特定條件式，且組織是由波來鐵或偽波來鐵(degenerate pearlite)所構成之冷鍛用鋼。上述鋼其C量多，相較於以往使用於機械構件的機械構造用碳鋼或機械構造用合金鋼，其冷鍛性較差。

如以上，以習知技術所製的非調質線材中，無法以低價的製造方法製得具有良好冷鍛性的機械構件、或用以製造該構件的鋼線及線材。特別是，省略了球化退火及淬火、回火處理等之習知技術會有組織不均勻而無法獲得優異冷鍛性的情形，由此，即使已省略該些處理，在可實現優異機械特性的構件開發上仍有改良的餘地。

發明概要 發明欲解決之課題 本發明有鑑於習知技術之上述課題，其目的在於提供： (a)一種可低價製造之拉伸強度為700~1200MPa的構件；及 (b)一種用於製造該構件且可省略球化退火及淬火、回火處理、以及冷鍛造後之發藍處理(blueing)的鋼線；以及一種用以製造該鋼線的線材。

用以解決課題之手段 本發明人等為達成上述目的，調查了鋼材之成分組成與組織的關係，前述鋼材是即使省略球化退火仍可冷鍛，並且，即使不進行淬火、回火之調質處理仍能用以製得拉伸強度為700MPa以上之高強度構件。本發明是根據上述調查而得到的冶金知識見解而作成，其主旨如下。

(1)一種線材，其特徵在於：以質量%計含有C：0.15~0.30%、Si：0.05~0.50%、Mn：0.50~1.50%、P：0.030%以下、S：0.030%以下、Al：0.005~0.060%、Ti：0.005~0.030%、B：0.0003~0.0050%、及N：0.001~0.010%，且剩餘部分是由Fe及無可避免之雜質所構成；該線材之金屬組織以面積率計90%以上為變韌鐵；在橫截面測得表層變韌鐵之平均塊粒徑為15μm以下；在橫截面測得表層變韌鐵之平均塊粒徑與在中心部測得變韌鐵之平均塊粒徑的比，即(表層變韌鐵之平均塊粒徑)/(中心部之變韌鐵之平均塊粒徑)的值為小於1.0；並且，分散於變韌鐵中之雪明碳鐵的平均粒徑為0.1μm以下。

(2)如上述(1)之線材，上述線材以質量%計更含有Cr：0~0.40%、Nb：0~0.03%及V：0~0.10%中的1種或2種。

(3)一種鋼線，其特徵在於：該鋼線經拉線加工，並以質量%計含有C：0.15~0.30%、Si：0.05~0.50%、Mn：0.50~1.50%、P：0.030%以下、S：0.030%以下、Al：0.005~0.060%、Ti：0.005~0.030%、B：0.0003~0.0050%、及N：0.001~0.010%，且剩餘部分是由Fe及無可避免的雜質所構成該鋼線；該鋼線之金屬組織以面積率計90%以上為變韌鐵；在鋼線表層，於縱截面測得變韌鐵塊粒之平均長寬比R為1.2~2.0；在橫截面測得表層變韌鐵之平均塊粒徑為(15/R)μm以下；在橫截面測得表層變韌鐵之平均塊粒徑與在中心部測得變韌鐵之平均塊粒徑的比，即(表層變韌鐵之平均塊粒徑)/(中心部之變韌鐵之平均塊粒徑)的值為小於1.0；並且，分散於變韌鐵中之雪明碳鐵的平均粒徑為0.1μm以下。

(4)如上述(3)之鋼線，上述鋼線以質量%計更含有Cr：0~0.40%、Nb：0~0.03%及V：0~0.10%中的1種或2種。

(5)如上述(3)或(4)之鋼線，其臨界壓縮率為80%以上。

(6)一種構件，其特徵在於：以質量%計含有C：0.15~0.30%、Si：0.05~0.50%、Mn：0.50~1.50%、P：0.030%以下、S：0.030%以下、Al：0.005~0.060%、Ti：0.005~0.030%、B：0.0003~0.0050%及N：0.001~0.010%，且剩餘部分是由Fe及無可避免的雜質所構成；該構件之金屬組織以面積率計90%以上為變韌鐵；在構件表層，於縱截面測得變韌鐵塊粒之平均長寬比R為1.2~2.0；在橫截面測得表層變韌鐵之平均塊粒徑為(15/R)μm以下；在橫截面測得表層變韌鐵之平均塊粒徑與在中心部測得變韌鐵之平均塊粒徑的比，即(表層變韌鐵之平均塊粒徑)/(中心部之變韌鐵之平均塊粒徑)的值為小於1.0；並且，分散於變韌鐵中之雪明碳鐵的平均粒徑為0.1μm以下。

(7)如上述(6)之構件，上述構件以質量%計更含有Cr：0~0.40%、Nb：0~0.03%及V：0~0.10%中的1種或2種。

發明效果 根據本發明，可以低價地提供一種對汽車及各種產業機械等所使用之機械構件、以及在建設工地所使用之建築構件的輕量化及小型化有助益之拉伸強度為700~1200MPa的高強度構件。

用以實施發明之形態 如前述，本發明人等詳細調查了鋼材之成分組成與組織的關係，前述鋼材是即使省略球化退火仍可冷鍛，並且，即使不進行淬火、回火的調質處理仍能用以製得拉伸強度超過700MPa之高強度構件。而且，本發明人等為了低價地製造高強度構件，根據調查所得之冶金知識見解，針對利用了線材在熱軋延時之餘熱的線內熱處理、以及到之後的鋼線、構件之一連串的製造方法，進行了綜合性的研討，而達成了以下的結論。

(a)藉由拉線加工及冷鍛而高強度化的鋼線，其加工性差，變形阻力高，且容易發生加工破裂。

(b)為了提升高強度鋼線之加工性，將其作成為以變韌鐵為主體之組織，並令表層之塊粒徑微細，並且將分散於變韌鐵中之雪明碳鐵其平均粒徑設為0.1μm以下是很有效的。

(c)亦即，當將變韌鐵之面積率設為90%以上，且將在縱截面測得之變韌鐵塊粒其平均長寬比設為R時，若將在橫截面測得之表層變韌鐵其塊粒徑的平均值設為(15/R)μm以下，並將表層變韌鐵的平均塊粒徑與線材內部之變韌鐵的平均塊粒徑的比設為小於1.0，就能顯著提高冷加工性。

(d)更進一步地，藉由作成為上述(b)及(c)的組織，在成形為構件後，即使省略發藍處理，仍可提高降伏強度比。

依上述，藉由改良鋼材之成分組成與組織，即使省略淬火、回火處理仍可高強度化，並且能夠提升冷鍛性。

上述鋼線是即使省略球化退火仍可進行冷鍛，並且，即使不進行淬火、回火的調質處理仍能用以製得高強度之構件的素材，令該鋼線於鋼線階段便已具有上述特徵之微組織，即可不對其進行加工前的熱處理便有效加工為構件。

此時，相較於進行球化退火以軟質化之習知製造方法，雖然冷加工性會劣化，但由於可減少球化退火費用與加工後之淬火、回火費用，因此在成本面上，本發明是有利的。

更進一步地，針對成為鋼線之素材的線材其製造方法，其利用熱軋延時的殘熱，在軋延後立刻浸漬於熔融鹽浴中，藉此即使不大量添加合金元素，仍可獲得上述組織之鋼材。

亦即，本發明之構件是藉由以下一連串的製造方法而製造：利用熱軋延時之殘熱而將調整過成分組成的鋼材浸漬於熔融鹽浴中，並將其作成為由預定之平均塊粒徑及雪明碳鐵粒徑所構成之變韌鐵主體的線材，且在室溫下以特定條件將其拉線加工，並進行高強度之變韌鐵的調整，以成形為構件。

因此，本發明可低價地製造拉伸強度為700~1200MPa的構件。

(成分組成) 針對本實施形態之拉伸強度為700~1200MPa的構件用線材、及鋼線(以下，有時分別僅稱為「線材」、「鋼線」)，以及本實施形態之構件(以下，有時僅稱為「構件」)的成分組成進行說明。本實施形態之鋼線是藉由將本實施形態之線材拉線加工而製得。且，本實施形態之構件是藉由將本實施形態之鋼線冷鍛、或冷鍛及滾製而製得。拉線加工、冷鍛及滾製並不會影響到鋼的成分組成。因此，線材、鋼線、及構件皆可適用以下所述關於成分組成之說明。於以下說明中，「%」意指「質量%」。又，成分組成的剩餘部分為Fe及無可避免的雜質。

C：0.15～0.30% C是確保拉伸強度所需的元素。如果C含量小於0.15%，會難以獲得700MPa以上之拉伸強度。故C含量宜為0.20%以上。另一方面，如果C含量超過0.30%，則冷鍛性會劣化。故宜為0.25%以下。

Si：0.05～0.50% Si是脫氧元素，並且是可藉由固熔強化來提高拉伸強度的元素。如果Si含量小於0.05%，會無法充分展現添加效果。故Si含量宜為0.15%以上。另一方面，如果Si含量超過0.50%，添加效果會飽和，並且在熱軋延時之延展性會劣化，而容易產生瑕疵。故較佳Si含量為0.30%以下。

Mn：0.50～1.50% Mn是可提升鋼之拉伸強度的元素。如果Mn含量小於0.50%，會無法充分展現添加效果。故Mn含量宜為0.70%以上。另一方面，如果Mn含量超過1.50%，添加效果會飽和，並且線材之恆溫變態處理時的變態結束時間會變長，製造性會劣化。故較佳Mn含量為1.30%以下。

P：0.030%以下 P是會偏析於結晶晶界而使冷加工性劣化的元素。如果P含量超過0.030%，冷加工性的劣化會變得顯著。故較佳P含量為0.015%以下。本實施形態之線材、鋼線及構件由於不需要含有P，因此P含量的下限值為0%。

S：0.030%以下 S與P同樣是會偏析於結晶晶界而使冷加工性劣化的元素。如果S含量超過0.030%，冷加工性的劣化會變得顯著。故較佳S含量為0.015%以下，更佳是在0.010%以下。本實施形態之線材、鋼線、及構件，由於不需要含有S，因此S含量的下限值為0%。

Al：0.005～0.060% Al是脫氧元素，並且是可形成作為釘扎粒子發揮功能之AlN的元素。AlN會使結晶粒細粒化，藉此可提高冷加工性。且，Al是具有可減低固熔N而抑制動態應變時效之作用的元素。如果Al含量小於0.005%，便無法獲得上述效果。故較佳Al含量為0.020%以上。如果Al含量超過0.060%，上述效果會飽和，並且在熱軋延時容易產生瑕疵。故較佳Al含量為0.050%以下。

Ti：0.005~0.030% Ti是脫氧元素，且會形成TiN，是具有可減低固熔N而抑制動態應變時效之作用的元素。如果Ti含量小於0.005%，便無法獲得上述效果。故較佳Ti含量為0.010%以上。如果Ti含量超過0.030%，上述效果會飽和，並且在熱軋延時容易產生瑕疵。故較佳Ti含量為0.025%以下。

B：0.0003～0.0050% B會抑制晶界肥粒鐵，而有提升冷加工性的效果、或促進變韌鐵變態而提升強度的效果。小於0.0003%時，其效果不充分，而如果超過0.0050%則效果會飽和。

N：0.0010～0.0100% N是會有因動態應變時效而導致冷加工性劣化之情況的元素。為了避免上述不良影響，要令N含量為0.0100%以下。又，N會形成AlN或TiN，使得結晶粒徑微細化，而有提高冷加工性之效果。因此，要令其下限為0.0010%。較佳N含量為0.0020~0.0040%。

本發明亦可含有Cr：0.01~0.40%、Nb：0~0.03%及V：0~0.10%之1種或2種。可隨意含有Cr、Nb及V，其等亦可為0%。Cr有提高鋼之拉伸強度的效果，Nb及V有減低固熔N而抑制動態應變時效的效果、或促進變韌鐵變態而提高強度的效果。

Cr：0.01～0.40% Cr是可提高鋼之拉伸強度的元素。如果Cr含量小於0.01%，便無法充分獲得上述效果。另一方面，如果Cr含量超過0.40%，則容易產生麻田散鐵，拉線加工性或冷鍛性會因此劣化。故Cr含量宜為0.03~0.30%。

Nb：0～0.03% Nb會形成NbN，是具有減低固熔N而抑制動態應變時效之作用的元素。如果Nb含量超過0.03%，上述效果會飽和，並且在熱軋延時容易產生瑕疵。故Nb含量宜為0.025%以下。

V：0～0.10% V會形成VN，是具有減低固熔N而抑制動態應變時效之作用的元素。如果V含量超過0.10%，上述效果會飽和，並且在熱軋延時容易產生瑕疵。故較佳V含量為0.05%以下。

O：0~0.0030%以下 O是作為Al及Ti等之氧化物而存在於線材、鋼線及構件(例如機械構件)中。如果O含量超過0.0030%，便會在鋼中生成粗大氧化物，而容易發生疲勞破裂。故較佳O含量為0.0020%以下。且O含量之下限值為0%。

以上，已說明本實施形態之線材、鋼線及構件的成分組成，而成分組成之剩餘部分為Fe及無可避免的雜質。在此，所謂無可避免的雜質是原料中所含有、或在製造過程中混入的成分，且是指非刻意含有於鋼中的成分。且，所謂無可避免之雜質，具體而言可舉例：Sb、Sn、W、Co、As、Mg、Pb、Bi及H。又，Sb、Sn、W、Co、As、Mg、Pb、Bi及H分別在實現本案效果上，可容許分別含有至0.010%、0.10%、0.50%、0.50%、0.010%、0.010%、0.10%、0.10%及0.0010%為止。

接著，說明本實施形態之線材及鋼線、以及本實施形態之構件的金屬組織。本實施形態之鋼線是藉由對本實施形態之線材進行拉線加工而得，且本實施形態之構件是藉由對本實施形態之鋼線進行冷鍛、或冷鍛及滾製而得。冷鍛及滾製對構件之金屬組織所造成之影響小。這是因為對於構件，冷鍛及滾製所造成之加工量小。

(變韌鐵之面積率：90%以上) 拉線加工、冷鍛及滾製對金屬組織之變韌鐵面積率所造成的影響小，因此線材、鋼線及構件皆可適用以下說明。本實施形態之線材、鋼線及構件的金屬組織，以面積率計，含有90%以上的變韌鐵。本實施形態中，所謂變韌鐵，如圖1所示，是以下組織：在以硝太蝕劑蝕刻對象物(線材、鋼線或構件)之橫截面(與鋼材(鋼線)的軸正交之截面)後，以掃描型電子顯微鏡(SEM)拍攝由該對象物表層到預定深度(例如從表層到直徑之0.25倍的深度)的位置時，辨識到有針狀或粒狀雪明碳鐵分散的組織。

本實施形態中，線材、鋼線及構件的變韌鐵面積率是依以下程序來決定。亦即，首先以硝太蝕劑蝕刻對象物之橫截面，以使組織露出。接著，令對象物之直徑為D時，特定出以下共9處：在從該對象物表層起深度為50μm的深度位置，以對稱物之長邊方向軸為中心，使其每旋轉90°而決定的4處；在從該對象物表層起深度為0.25D的深度位置，以上述軸為中心，使其每旋轉90°而決定的4處；以及在上述軸之中心部(從表層起深度為0.5D的深度位置)所決定的1處。然後，針對這9處，使用SEM拍攝倍率為1000倍的組織照片。更進一步地，以目視標記所拍攝之組織照片中的非變韌鐵(肥粒鐵、波來鐵及麻田散鐵的各組織)，並藉由圖像解析來求出各組織之區域。其結果，即可藉由從觀察視野整體減掉非變韌鐵的區域，來求出包含變韌鐵的區域。並將該區域之面積率設為變韌鐵的面積率。又，上述操作至少會針對2個樣品進行測量、算出後，求出其等之平均值，並將該平均值設為本實施形態之變韌鐵面積率。

然而，會有難以由SEM所拍攝之組織照片判別變韌鐵的情況。此時，可使用電子背向散射繞射裝置(EBSD)並利用KAM法(Kernel Average Misorientation)來判別。KAM法是對各像素進行以下計算之方法：將測量數據中的某正六角形像素之相鄰的6個即第一近似、其外側之12個即第二近似、或其更加外側的18個即第三近似之像素間的方位差平均，並令該數值為該中心像素之數值。以不超出晶界的方式來實施該計算，藉此即可製成表現出晶粒內方位變化之分布圖。相較於在高溫下變態之多邊形初析肥粒鐵，變韌鐵之差排密度大且晶粒內之應變大，故結晶方位之粒內差大。因此，本實施形態之解析中，是以第三近似作為計算鄰接像素間之方位差的條件，並顯示該方位差為5°以下者，且以其中方位差超過1°之晶粒為變韌鐵。

以上述之變韌鐵判別方法為前提，在本實施形態中，如果線材之變韌鐵面積率小於90%，則將該線材拉線加工而得之鋼線、或將鋼線冷鍛而得之構件的變韌鐵面積率會小於90%。在此情況下，構件之降伏強度比(=0.2%偏位降伏強度/拉伸強度)強度會降低，作為例如機械構件使用時之永久延伸會劣化。除了變韌鐵以外，鋼線中有時會含有波來鐵、初析肥粒鐵及麻田散鐵等，但只要鋼線之變韌鐵面積率在90%以上，即可容許含有變韌鐵以外之金屬組織。再者，如果鋼線之變韌鐵面積率低於90%，鋼線強度(拉伸強度及硬度等)不均一，因此在冷加工為構件時會變得容易發生破裂。又，鋼線中較理想是不含有變韌鐵以外之金屬組織，因此鋼線之變韌鐵面積率之上限值為100%。

(線材之變韌鐵的平均塊粒徑為15μm以下) 本實施形態之線材中，在橫截面測得變韌鐵的平均塊粒徑為15μm以下。於此，所謂橫截面意指垂直於線材之軸方向的面。如果在線材之橫截面測得變韌鐵的平均塊粒徑超過15μm，則拉線加工後之鋼線延展性會變低，鋼線之冷加工性會因此降低。更進一步地，將該鋼線冷加工而得之構件的變韌鐵平均塊粒徑會粗大化。如果變韌鐵平均塊粒徑粗大化，降伏強度比會降低。再者，線材之變韌鐵平均塊粒徑以較小為佳，因此不需規定其下限值。

(鋼線及構件之變韌鐵塊粒之平均長寬比R為1.2~2.0) 本實施形態之鋼線及構件中，於鋼線表層的位置，在鋼線之縱截面測得變韌鐵塊粒之平均長寬比R為1.2~2.0。於此，所謂縱截面意指與線材之軸方向平行且包含中心軸的面。如果變韌鐵塊之平均長寬比小於1.2，將鋼線冷鍛而製造之構件的耐氫脆化特性會劣化。又，如果平均長寬比超過2.0，則降伏強度比會降低，作為構件使用時之永久延伸會劣化。

本實施形態中，鋼線及構件之變韌鐵塊粒之平均長寬比R，是以如下的方式決定。首先，對於鋼線之縱截面使用EBSD，以決定變韌鐵塊晶界。此時，分別在從縱截面兩側的各表面，於鋼線中心軸之方向上100μm、及鋼線中心軸之方向上500μm的2個區域中，將測量步驟設為0.3μm並測量區域內各測量點之bcc-Fe的結晶方位，將方位差為15度以上之邊界定義為變韌鐵塊邊界。然後，令該邊界所包圍的區域為變韌鐵塊粒。如上述，在一個縱截面上，於其兩側總計2個區域中獲得變韌鐵塊粒的分布圖。將其在4個樣品中進行，而在總計8個區域中獲得變韌鐵塊粒的分布圖。自所獲得之變韌鐵塊粒之分布圖中，由圓等效直徑為最大者依序選定10個變韌鐵塊粒。針對所選定之10個變韌鐵塊粒，測量塊粒之長寬比，最後算出其等之平均值，以作為變韌鐵塊粒之平均長寬比R。

(鋼線之變韌鐵的平均塊粒徑為(15/R)μm以下) 本實施形態之鋼線中，在橫截面測得表層變韌鐵之平均塊粒徑為(15/R)μm以下。於此，所謂橫截面意指垂直於鋼線之軸方向的面。如果在鋼線之橫截面測得表層變韌鐵之平均塊粒徑超過(15/R)μm，則鋼線之延展性會變低，鋼線之冷加工性會因此降低。更進一步地，將該鋼線冷加工而得之構件的變韌鐵平均塊粒徑會粗大化，而強度會降低。又，鋼線之表層部中的變韌鐵平均塊粒徑以較小為佳，因此不需規定其下限值。

本實施形態中，在線材(鋼線及構件也同樣)之表層的變韌鐵平均塊粒徑，是以如下的方式決定。首先，在線材的橫截面，從表層在中心軸方向上決定出具有500μm之寬度且在圓周方向上延伸500μm的區域，並特定出將該區域繞中心軸每90°旋轉的4個區域。然後，針對該4個區域，將EBSD裝置所測得之塊粒徑平均，以作為線材(鋼線及構件也同樣)之表層中變韌鐵之平均塊粒徑。

(構件之變韌鐵的平均塊粒徑為(15/R)μm以下) 本實施形態之構件中，在橫截面測得表層變韌鐵之平均塊粒徑為(15/R)μm以下。於此，所謂橫截面意指垂直於構件之軸方向的面。如果在構件之橫截面測得表層變韌鐵之平均塊粒徑超過(15/R)μm，則降伏強度比會降低。又，鋼線之表層部中的變韌鐵平均塊粒徑以較小為佳，因此不需規定其下限值。又，構件之變韌鐵平均塊粒徑的決定方法，與上述線材之變韌鐵平均塊粒徑的決定方法相同。

((線材、鋼線及構件之表層變韌鐵之平均塊粒徑)/(中心部之變韌鐵之平均塊粒徑)小於1.0) 本實施形態之線材、鋼線及構件中，在橫截面測得表層變韌鐵之平均塊粒徑與在橫截面測得之中心部之變韌鐵之平均塊粒徑的比為小於1.0。如果該比超過1.0，鋼線之冷鍛性會劣化，且構件之降伏強度比會劣化。

本實施形態中，在線材(鋼線及構件也同樣)之中心部的變韌鐵平均塊粒徑，是以如下的方式決定。首先，在線材之橫截面中，決定出以中心軸為中心之500μm×500μm的區域，並針對該區域利用EBSD裝置測量塊粒徑。接著，在不同的3個橫截面中進行相同測量後，針對4個樣品將塊粒徑平均，以作為線材(鋼線及構件也是同樣)之中心部的變韌鐵之平均塊粒徑。

然後，本實施形態中，是藉由(表層變韌鐵之平均塊粒徑)/(中心部之變韌鐵之平均塊粒徑)，來求出表層之塊粒徑與中心部之塊粒徑的比。

(分散於變韌鐵中之雪明碳鐵的平均粒徑為0.1μm以下) 本實施形態之線材、鋼線及構件中，分散於變韌鐵中之雪明碳鐵的平均粒徑為0.1μm以下。如果雪明碳鐵之平均粒徑超過0.1μm，鋼線之冷鍛性會劣化。並且，構件之降伏強度比會降低，作為例如機械構件使用時的永久延伸會劣化。

本實施形態之變韌鐵中的雪明碳鐵之平均粒徑是依以下程序來決定。首先，使用苦味酸蝕劑蝕刻對象物(線材、鋼線或構件)之橫截面，以使組織露出。接著，令對象物之直徑為D時，特定出以下共9處：在從該對象物表層起深度為50μm的深度位置，以對稱物之長邊方向軸為中心，使其每旋轉90°而決定的4處；在從該對象物表層起深度為0.25D的深度位置，以上述軸為中心，使其每旋轉90°而決定的4處；以及在上述軸之中心部(從表層起深度為0.5D的深度位置)所決定的1處。然後，針對這9處，使用場發射掃描型電子顯微鏡(FE-SEM)拍攝倍率為20000倍的組織照片。最後，將拍攝到的圖像2值化，並藉由圖像解析求出雪明碳鐵之圓等效直徑，而算出9個試樣的平均值，來作為雪明碳鐵的平均粒徑。

(鋼線之臨界壓縮率為80%以上) 依上述而製得之鋼線顯示出良好冷加工性。本實施形態中是使用臨界壓縮率來作為顯示冷加工性的指標。本實施形態中，所謂臨界壓縮率，意指由拉線加工後之鋼線以機械加工製成高度為直徑之1.5倍的試樣，於使用具有同心圓狀溝槽的模具在軸方向上壓縮該試樣之端面時，不會發生破裂的最大壓縮率。又，所謂壓縮率，在令拉線之壓縮前的高度(軸方向尺寸)為H，且令拉線之壓縮後的高度(軸方向尺寸)為H1時，以((H-H1)/H)×100顯示之值。本實施形態之鋼線可將臨界壓縮率設為80%以上，而可實現優異冷加工性。

接下來，說明線材、鋼線及構件之製造方法之一例。首先，準備以下成分組成之鋼片：以質量%計含有C：0.15~0.30%、Si：0.05~0.50%、Mn：0.50~1.50%、P：0.030%以下、S：0.030%以下、Al：0.005~0.060%、Ti：0.005~0.030%、B：0.0003~0.0050%及N：0.001~0.010%，並依需要含有Cr：0~0.40%、Nb：0~0.03%及V：0~0.10%中的1種或2種，且剩餘部分是由Fe及雜質所構成。將該鋼片加熱至1000~1150℃後，以800~950℃之精整軋延溫度進行熱軋延，藉此製得線材。接著，以40℃/s以上之平均冷卻速度將該800~950℃之線材冷卻至600℃，然後，以25℃/s以上之平均冷卻速度冷卻至480℃。其後，將該線材在400~480℃的溫度區中進行15秒以上之恆溫保持(第1恆溫保持)，並進一步，在530~600℃的溫度區中浸漬25秒以上來進行恆溫保持(第2恆溫保持)。接著在最後進行水冷而製得線材。

精整軋延後之2階段冷卻及第1恆溫保持是藉由將線材浸漬於第1熔融鹽槽內之400~480℃的熔融鹽中而進行。且，第2恆溫保持是藉由將線材在第2熔融鹽槽內浸漬於530~600℃的熔融鹽中而進行。

於此，在本實施形態之線材的製造方法中，是特別將800~950℃之線材的冷卻分為到600℃為止的冷卻、及600℃~480℃為止的冷卻，此2階段來進行。在後段之冷卻中特別將冷卻速度設為25℃/s以上，藉此即可將變韌鐵之平均塊粒徑控制在15μm以下。

又，本實施形態之線材的製造方法中，是將第1熔融鹽槽內之熔融鹽浴溫度設為400~480℃，並將浸漬時間設為15~50s。藉由將熔融鹽浴溫度設為400℃以上，可抑制麻田散鐵混入，而能獲得優異冷鍛性。另一方面，藉由設為480℃以下，可令雪明碳鐵之平均粒徑小，而能獲得優異冷鍛性且可不必進行發藍處理。又，藉由將浸漬時間設為15s以上，可抑制非變韌鐵組織混入，而能獲得優異冷鍛性。另一方面，藉由設為50s以下，可令雪明碳鐵之平均粒徑小，而能獲得優異冷鍛性且可不必進行發藍處理。

同樣地，本實施形態之線材的製造方法中，是將第2熔融鹽槽內之熔融鹽浴溫度設為530~600℃，並將浸漬時間設為25~80s。藉由將熔融鹽浴溫度設為530℃以上，可抑制麻田散鐵混入，而能獲得優異冷鍛性。另一方面，藉由設為600℃以下，可令雪明碳鐵之平均粒徑小，而能獲得優異冷鍛性且可不必進行發藍處理。又，藉由將浸漬時間設為25s以上，可抑制麻田散鐵混入，而可獲得優異冷鍛性。另一方面，藉由設為80s以下，可令雪明碳鐵之平均粒徑小，而能獲得優異冷鍛性且可不必進行發藍處理。

接下來，本實施形態之鋼線，作為一例可用以下方法製造。亦即，將上述方法製得之線材以10~55%之總縮面率進行拉線加工。拉線加工之總縮面率10~55%可藉由一次的拉線加工達成，亦可藉由多數次的拉線加工來達成。如上述，便可製得本實施形態之鋼線。

並且，本實施形態之構件(機械構件、建築構件等)，作為一例可用以下方法製造。亦即，藉由冷鍛、或冷鍛及滾製將上述鋼線加工成各種構件的形狀，而製得拉伸強度為700~1200MPa的構件。

實施例 接下來，針對本發明實施例加以說明，惟，實施例中之條件僅為用以確認本發明之可實施性及效果所採用的一條件例，且本發明不受該一條件例限定。只要能在不脫離本發明之宗旨下達成本發明之目的，本發明可採用各種條件。

使用表1所示之14種類之成分組成的鋼片，並以表2所示之28個模式的條件，依序實施加熱、熱軋延、恆溫變態處理及冷卻，而製得線材(水準1~28)。接著，使用各線材，以表2所示之縮面率進行拉線加工，而製得鋼線(水準1~28)。更進一步地，使用各鋼線，以機械加工製成高度為直徑之1.5倍的試樣，而製得構件(水準1~28)。然後，使用具有同心圓狀溝槽的模具在軸方向上壓縮各構件之端面，將不會發生破裂的最大壓縮率設為該構件之臨界壓縮率。且將臨界壓縮率為80%以上的鋼線判斷為冷加工性良好。此外，由各構件之軸部採取拉伸試驗片，進行拉伸試驗，且經測量拉伸強度及0.2%偏位降伏強度後，將降伏強度比(0.2%偏位降伏強度/拉伸強度)為0.90以上的構件判斷為降伏強度比良好。又，針對鋼材、鋼線及構件之任一者，水準1~7及水準14~20為發明例，水準8~13及水準21~28為比較例。

[表1]

[表2]

又，針對包含表2之空欄的各水準進行說明，例如水準10是在熱軋延後，不進行恆溫變態處理而浸漬於沸騰水槽來製造的例子。水準11是在熱軋延後，不進行恆溫變態處理而利用風冷進行冷卻來製造的例子。而，水準13是將經熱軋延之線材暫時冷卻至室溫後，再加熱至1000℃，並浸漬於單槽之熔融鹽槽來製造的例子。

接下來，分別在表3中顯示關於線材組織的結果，在表4中顯示關於鋼線組織的結果，並在表5中顯示鋼線之冷鍛性與構件之特性的相關結果。

[表3]

[表4]

[表5]

由表2~5可知，本案所規定之所有製造條件都在預定範圍內之水準1~7及水準14~20(發明例)，不論何者皆可獲得鋼線之冷鍛性及構件之特性良好的結果。亦即，可知水準1~7及水準14~20不論何者，構件之拉伸強度皆為700~1200MPa，且構件成形後即使不進行所謂的發藍處理，仍可獲得0.90以上的降伏強度比。

相對於此，可知本案所規定之任一製造條件在預定範圍外之水準8~13及水準21~28(比較例)不論何者，在鋼線之冷鍛性及構件之特性中至少任一項未顯示良好結果。

產業上之可利用性 如以上所示，根據本發明，能獲得可低價製造之拉伸強度為700~1200MPa的構件，並且，能獲得用於製造該構件之可省略球化退火、或淬火、回火處理、以及冷鍛後之發藍處理的鋼線及用以製造該鋼線的線材。因此，本發明在鋼構材製造產業中可利用性高，由此看來其很有展望。

圖1是顯示本實施形態之線材及鋼線、以及本實施形態之構件的金屬組織之SEM照片。

Claims (7)

1. 一種線材，其特徵在於：以質量%計含有C：0.15~0.30%、Si：0.05~0.50%、Mn：0.50~1.50%、P：0.030%以下、S：0.030%以下、Al：0.005~0.060%、Ti：0.005~0.030%、B：0.0003~0.0050%及N：0.001~0.010%，且剩餘部分是由Fe及無可避免之雜質所構成；該線材之金屬組織以面積率計90%以上為變韌鐵；在橫截面測得表層變韌鐵之平均塊粒徑為15μm以下；在橫截面測得表層變韌鐵之平均塊粒徑與在中心部測得變韌鐵之平均塊粒徑的比，即(表層變韌鐵之平均塊粒徑)/(中心部之變韌鐵之平均塊粒徑)之值為小於1.0；並且，分散於變韌鐵中之雪明碳鐵的平均粒徑為0.1μm以下。
2. 如請求項1之線材，前述線材以質量%計更含有Cr：0~0.40%、Nb：0~0.03%及V：0~0.10%中的1種或2種。
3. 一種鋼線，其特徵在於：該鋼線經拉線加工，並以質量%計含有C：0.15~0.30%、Si：0.05~0.50%、Mn：0.50~1.50%、P：0.030%以下、S：0.030%以下、Al：0.005~0.060%、Ti：0.005~0.030%、B：0.0003~0.0050%及N：0.001~0.010%，且剩餘部分是由Fe及無可避免的雜質所構成；該鋼線之金屬組織以面積率計90%以上為變韌鐵；在鋼線表層，於縱截面測得變韌鐵塊粒之平均長寬比R為1.2~2.0；在橫截面測得表層變韌鐵之平均塊粒徑為(15/R)μm以下；在橫截面測得表層變韌鐵之平均塊粒徑與在中心部測得變韌鐵之平均塊粒徑的比，即(表層變韌鐵之平均塊粒徑)/(中心部之變韌鐵之平均塊粒徑)之值為小於1.0；並且，分散於變韌鐵中之雪明碳鐵的平均粒徑為0.1μm以下。
4. 如請求項3之鋼線，前述鋼線以質量%計更含有Cr：0~0.40%、Nb：0~0.03%及V：0~0.10%中的1種或2種。
5. 如請求項3或4之鋼線，其臨界壓縮率為80%以上。
6. 一種構件，係由鋼線加工而得，其特徵在於：以質量%計含有C：0.15~0.30%、Si：0.05~0.50%、Mn：0.50~1.50%、P：0.030%以下、S：0.030%以下、Al：0.005~0.060%、Ti：0.005~0.030%、B：0.0003~0.0050%及N：0.001~0.010%，且剩餘部分是由Fe及無可避免的雜質所構成；該構件之金屬組織以面積率計90%以上為變韌鐵；在構件表層，於縱截面測得變韌鐵塊粒之平均長寬比R為1.2~2.0；在橫截面測得表層變韌鐵之平均塊粒徑為(15/R)μm以下；在橫截面測得表層變韌鐵之平均塊粒徑與在中心部測得變韌鐵之平均塊粒徑的比，即(表層變韌鐵之平均塊粒徑)/(中心部之變韌鐵之平均塊粒徑)的值為小於1.0；並且，分散於變韌鐵中之雪明碳鐵的平均粒徑為0.1μm以下。
7. 如請求項6之構件，前述構件以質量%計更含有Cr：0~0.40%、Nb：0~0.03%及V：0~0.10%中的1種或2種。