JPS61153260A

JPS61153260A - 強冷間伸線用高強度低炭素鋼線材

Info

Publication number: JPS61153260A
Application number: JP27515484A
Authority: JP
Inventors: Takaaki Yuzutori; 柚鳥　登明; Masaaki Katsumata; 勝亦　正昭; Masatoshi Sudo; 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: 1986-07-11
Anticipated expiration: 2009-07-20
Also published as: JPH0653915B2

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。

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、フェライトと
低温変態生成相からなる低降伏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
線加工によって延性が著しく劣化することが知られてい
る。一方、パテンティ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／／１４！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ェライト相中に
均一に分散されてなる複合ＭＪ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
出して本発明に至ったものである。

（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、Ｍｎ　　０．５〜２．５％、及び、Ａｌ０．０１％以下を含有し、且つ、Ｓｉ／ＡＪ≦２５０であって、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％の体積分率でフェライト相中に均
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
生成相がフェ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以下であって、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（ｅｌｏｎｇａ’ｔｅｄ又は
ａｃｉｃｕｌａｒ）とは粒子が方向性を有することをい
い、塊状（ｇｌｏｂｕｌａｒ）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はフェ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ゃすくするので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。従って、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、Ａ７！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ｍ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　／　Ａ　ｅ比が大きくなるとき、シリケート系介
在物が増大し、特に、Ａ７！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。従って、本発明鋼線材においては、Ｓｉ／
Ａｊ！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／Ａｃ比を上記のように規
制すると共に、Ｍ　ｎ　／　Ａ　ｌ比を０．４以下とす
ることが好ましい。Ｍ　ｎ　／　Ａ　Ｉ！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って、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（するために、０６００５％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０．０
１％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。従って、加工中に時
効して加工性を阻害し、或いは加工後にも時効して、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。一方、ＣａやＣｅ等の希土類元素を添加
することによって、ＭｎＳ介在物の形状を調整すること
も好ましい。

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３５ｕ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　（！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〜ｂまで冷却することによって製造される。

即ち、先ず、最終的に金属ｍ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、３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！１Ｊｌｌ
＆　（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℃以下であって、且つ、Ａ　１
２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凋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Ａｃｌ〜Ａ　Ｃ！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
って、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、通常のフェ
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、圧延した綱を改めて
熱処理する方法であり、鋼をＡ（３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、Ａｃｓ〜ＡＣ３＋１５０℃の範囲
であることが望ましい。

このようにＡ４１〜ＡＣ３域に加熱する前の組織を、従
来のフェライト・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　（Ｈ〜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、上記ラス境界に沿って成長す
る。

次いで、所定の条件下での冷却によってこのオーステナ
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、周囲のフェ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〕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。従って、
Ａ（１〜Ａ（３域への加熱及び冷却の条件が重要である
。即ち、条件によっては、第２相が塊状化し、或いは第
２相に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１）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’Ｃ／秒以上の冷却速度で急冷
することにより、針状と塊状の低温変態生成相がフェラ
イト中に分散した組織を得る。従って、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２０％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
ェ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２０％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ＡＣＩ〜Ａ、３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〜ｂで冷却することにより、冷却中の変態過程においで塊状
オーステナイトからフェ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ェ
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
ボ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
、フェライト相中における第２相の体積分率は１５〜４
０％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っても、最終ＭＩＬｍ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って、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／Ｍｎ比比と好
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％の体積分率にてフェラ
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は低炭素パーライト鋼である。鋼Ａ−Ｅを
５．５寵径線材に圧延した後、水冷して、前組織を旧オ
ーステナイト粒径がいずれも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Ａｃ、〜Ａｃ３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、フェライト地に針
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５．５　ｉｎ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１ｉＡ−Ｅからなる５、　
５　＊１径線材を０．９５ｍ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゜５ｍ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．
９５ｍ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、高強度であって、
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Ｓｔ／Ａｊｌ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って、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。

本発明鋼線材りは、Ｓｔ／ＡＩ比が２５０以下であるが
、Ｓ　ｉ　／　Ｍ　ｎ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、疲労強度を含む緒特性にすぐれる。従って
、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】

（１）重量％でＣ　０．０３〜０．２０％、Ｓｉ　１．５％以下、Ｍｎ　０．５〜２．５％、及び、Ａｌ　０．０１％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。
（２）重量％でＣ　０．０３〜０．２０％、Ｓｉ　１．５％以下、Ｍｎ　０．５〜２．５％、及び、Ａｌ　０．０１％以下を含有し、且つ、Ｓｉ／Ａｌ≦２５０及びＳｉ／Ｍｎ≦０．４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。