(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で、Ｃ：０．２〜０．３％、Ｓｉ：０．１〜０．２％、Ｍｎ：２．５〜４．０％、Ｐ：０．０３５％（０は除く）以下、Ｓ：０．０４％（０は除く）以下、並びに残部Ｆｅ及び不可避な不純物からなり、
微細組織が、パーライトのセメンタイトの縦横比（幅：厚さ）が３０：１以下であり、一部分節されたセメンタイトと層状フェライト形態を有する層状構造の不完全パーライト（ｄｅ−ｇｅｎｅｒａｔｅｄ  ｐｅａｒｌｉｔｅ）を面積分率で９０％以上含み、残部がフェライトからなり、前記不完全パーライトのセメンタイトの厚さは１００ｎｍ以下である、冷間伸線型高靭性非調質線材。
【請求項２】
前記線材の引張強度は６５０〜７５０ＭＰａである、請求項１に記載の冷間伸線型高靭性非調質線材。
【請求項３】
前記線材は９０％の断面減少率で冷間伸線後に１３００〜１５００ＭＰａの引張強度と６０Ｊ以上のＶ‐衝撃靭性を有する、請求項１に記載の冷間伸線型高靭性非調質線材。
【請求項４】
重量％で、Ｃ：０．２〜０．３％、Ｓｉ：０．１〜０．２％、Ｍｎ：２．５〜４．０％、Ｐ：０．０３５％（０は除く）以下、Ｓ：０．０４％（０は除く）以下、並びに残部Ｆｅ及び不可避な不純物からなる鋼材をＡｅ３＋１５０℃〜Ａｅ３＋２５０℃の温度範囲で加熱する段階と、
加熱された鋼材を５〜１５℃／ｓの冷却速度で冷却する段階と、
冷却された鋼材をＡｅ３＋５０℃〜Ａｅ３＋１５０℃の温度範囲で圧延する段階と、
圧延された鋼材を０．０１〜０．２５℃／ｓの冷却速度で６００℃以下まで冷却する段階と、
を含む、冷間伸線型高靭性非調質線材の製造方法。
【請求項５】
前記加熱は３０分〜１時間３０分間行われる、請求項４に記載の冷間伸線型高靭性非調質線材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、機械構造締結用又は自動車部品などに用いられる線材に関し、より詳細には、熱処理を省略しても優れた靭性を有し、冷間伸線により強度確保が可能な非調質線材とその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
機械構造用又は自動車部品などに用いられる構造用鋼は、殆ど熱間加工後に再加熱、焼入れ、焼戻しして強度と靭性を高めて用いる調質鋼である。非調質鋼は、上記調質鋼とは異なり、熱間加工後に熱処理をしなくても熱処理（調質処理）した鋼と類似した靭性と強度が得られる鋼である。上記非調質鋼は、微量の合金を添加して材質を作るため、微細合金鋼（Ｍｉｃｒｏ‐Ａｌｌｏｙｅｄ  Ｓｔｅｅｌ）とも呼ばれる。
【０００３】
通常の線材製品は、熱間圧延→冷間伸線→球状化熱処理→冷間伸線→冷間圧造→急冷及び焼き戻し過程を経て最終製品が製造されるのに対し、非調質線材製品は、熱間圧延→冷間伸線→冷間圧造の過程を経て最終製品が製造される。
【０００４】
上記のように、非調質鋼は、熱処理工程を省略した経済的な製品であると共に、最終急冷及び焼き戻しも行わない。したがって、非調質鋼は、熱処理による曲がり、すなわち熱処理の際の欠陥を生じさせないで、直進性が確保されて、多くの製品に適用されている。
【０００５】
しかしながら、非調質鋼は、熱処理工程が省略され持続的な冷間加工が施されるため、工程が進行するほど、製品の強度は上昇するが、延性が持続的に低下するという問題がある。このような問題を解決するために、下記のような技術が開示されている。
【０００６】
日本特開１９９５-０５４０４０号公報には、重量％で、Ｃ：０．１〜０．２％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｃｒ：０．０５〜０．３％、Ｍｏ：０．１％以下、Ｖ：０．０５〜０．２％、Ｎｂ：０．００５〜０．０３％であり残部が実質的にＦｅからなる合金鋼を熱間圧延し、その冷却過程において、８００〜６００℃で合金鋼を６０秒以内で冷却し、次いで、４５０〜６００℃に加熱するか、又は連続して６００〜４５０℃の間で２０分以上晒して冷却し、その後、冷間加工を行うことにより、引張強度７５０〜９５０ＭＰａの非調質鋼線材を製造する方法が開示されている。しかし、上記特許は、制御圧延により熱間圧延を行い、成分において高価のクロム、モリブデン及びバナジウムを添加するため、経済性が低いという問題がある。
【０００７】
日本特開１９９８−００８２０９号公報には、冷間加工性及び熱間加工後の強度に優れた非調質鋼及びその製造方法と、上記非調質鋼を用いた鍛造部材の製造方法が開示されている。上記特許は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、Ｐ、Ｏ、Ｓ、Ｔｅ、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｃａの含有量を特定した鋼において、フェライト相の体積率が４０％以上であり硬度が９０ＨＲＢ以下である冷間加工性に優れた非調質鋼を提供する。これを製造する方法として、最終加工温度が８００〜９５０℃となるように、熱間圧延後にすぐに毎分１２０℃以下の冷却速度でＡ１点以下の温度まで連続冷却する方法、及び熱間圧延鋼材を８００〜９５０℃で１０分以上加熱した後に空気中に放冷する方法、また、この鋼材に冷間加工又は６００℃以下の温度で温間加工をし、予備成形体を製造し、上記予備成形体を１０００〜１２５０℃の温度で熱間鍛造した後に空気中に放冷することにより、硬度２０〜３５ＨＲＢの構造部材を製造する方法を開示している。しかしながら、上記特許は、通常用いない元素を含む特定鋼に成分を限定し、冷間鍛造用に製造されるものではない。
【０００８】
また、日本特開２００６−１１８０１４号公報には、冷間加工性に優れ、伸張線の減面率の高い加工を行った場合にも、熱処理後の結晶粒の粗大化が抑制されるボルトなどの製造に適した表皮硬化用鋼の製造方法が開示されている。上記特許は、重量％で、Ｃ：０．１〜０．２５％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．３〜１．０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｃｒ：０．３〜１．５％、Ａｌ：０．０２〜０．１％、Ｎ：０．００５〜０．０２％を満たし、残りが鉄及び不可避な不純物からなる鋼材を用い、７００〜８５０℃の温度で熱間仕上げ圧延又は熱間仕上げ鍛造を行った後、６００℃までの冷却を０．５℃／ｓｅｃ以下の冷却速度で行い、続いて、室温まで放冷し、その後に行う伸張線の減面率を２０％未満に抑制して、高靭性非調質線材を製造する方法を開示している。しかしながら、上記特許は、成分含量において、マンガンの含量が少なく、クロム及びアルミニウムを用いている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００９】
【特許文献１】日本特開１９９５‐０５４０４０号公報
【特許文献２】日本特開１９９８‐００８２０９号公報
【特許文献３】日本特開２００６‐１１８０１４号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
本発明は、冷間伸線により引張強度を調節することができ、優れた靭性を有する冷間伸線型高靭性非調質線材、及びこれを製造する方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
本発明の一側面によれば、重量％で、Ｃ：０．２〜０．３％、Ｓｉ：０．１〜０．２％、Ｍｎ：２．５〜４．０％、Ｐ：０．０３５％（０は除く）以下、Ｓ：０．０４％（０は除く）以下、並びに残部Ｆｅ及び不可避な不純物を含む冷間伸線型高靭性非調質線材を提供する。
【００１２】
また、本発明の他の側面によれば、上記組成を含む鋼材をＡｅ３＋１５０℃〜Ａｅ３＋２５０℃の温度範囲で加熱する段階と、加熱された鋼材を５〜１５℃／ｓの冷却速度で冷却する段階と、冷却された鋼材をＡｅ３＋５０℃〜Ａｅ３＋１５０℃の温度範囲で圧延する段階と、圧延された鋼材を０．０１〜０．２５℃／ｓの冷却速度で６００℃以下まで冷却する段階を含む冷間伸線型高靭性非調質線材の製造方法を提供する。
【発明の効果】
【００１３】
本発明は、熱処理を省略しても優れた高靭性を確保することができ、特に、冷間伸線だけでも引張強度を調節することができる非調質線材を提供することができる。これにより、高靭性を求める自動車用の部品、例えば、タイロッド、ラック棒などを効果的に製造することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１４】
【図１】実施例２のうち発明材３の微細組織を示した図である。
【図２】実施例２のうち比較材６の微細組織を示した図である。
【図３】図１の写真のうちパーライトを拡大した図である。
【図４】図２の写真のうちパーライトを拡大した図である。
【図５】実施例２において冷間伸線量による強度向上を測定したグラフである。
【図６】実施例２において冷間伸線量による衝撃靭性を測定したグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００１５】
以下、本発明について詳細に説明する。
【００１６】
本発明者らは、従来技術とは異なり、マンガンの含量を高め、製造工程中に冷却速度を制御し、炭素拡散抑止効果により、既存のパーライトと異なる不完全パーライトを形成することにより、靭性、特に、衝撃靭性を向上させることができることを知見し、本発明に至った。
【００１７】
まず、本発明の線材の組成について詳細に説明する（以下、重量％）。本発明の線材をなす組成の特徴は、高価の元素を特に添加しなくても、優れた靭性を確保することができる点にある。
【００１８】
炭素（Ｃ）の含量は、０．２〜０．３％を満たすことが好ましい。Ｃは、線材の強度に影響を与える元素であり、十分な強度を確保するためにはその含量が０．２％以上であることが好ましい。しかしながら、Ｃの含量が多すぎると、フェライト及びパーライト微細組織を形成しようとする傾向性が強くなるため、必要強度より高くなり、靭性が低下する問題があるため、その含量を０．３％以下とすることが好ましい。
【００１９】
シリコン（Ｓｉ）は、０．１〜０．２％を満たすことが好ましい。Ｓｉは、冷間引抜及び圧造工程中の急激な加工硬化による加工性の問題を解消するために、０．２％以下とすることが好ましい。但し、その含量が少なすぎると、熱間圧延線材と製品に求められる十分な強度に到達することができないため、０．１％以上添加することが好ましい。
【００２０】
マンガン（Ｍｎ）の含量は、２．５〜４．０％を満たすことが好ましい。Ｍｎは、マトリックス組織内に置換型固溶体を形成して固溶強化する元素である。そのため、延性が低下することなく要求強度が得られる有用な元素である。上記Ｍｎの含量が４．０％を超える場合は、固溶強化効果よりは、Ｍｎ偏析によって延性が急激に減少する。即ち、Ｍｎの含量が多すぎると、鋼の凝固時に偏析機構に応じて巨視偏析と微視偏析が容易に発生する。このようなＭｎ偏析は、他の元素と比べて相対的に低い拡散係数によって偏析帯を助長するため、中心部に低温組織（中心部マルテンサイト）を生成する主原因となり、強度は増加するが、延性が低下するという問題がある。また、上記Ｍｎの含量が２．５％未満の場合は、Ｍｎ偏析による偏析帯の影響はほぼないが、本発明で求める不完全パーライトの十分な確保が困難となるため、優れた冷間伸線性を確保することが困難となるという問題がある。
【００２１】
燐（Ｐ）及び硫黄（Ｓ）は、それぞれ０．０３５％以下（０は除く）、０．０４０％以下（０は除く）を満たすことが好ましい。上記Ｐは、結晶粒界に偏析されて靭性を低下させる主な原因であるため、その上限を０．０３５％に制限することが好ましい。上記Ｓは、低融点元素であり、粒界偏析されて靭性を低下させ硫化物を形成させて、遅延破壊抵抗性及び応力緩和特性に有害な影響を及ぼすため、その上限を０．０４０％に限定することが好ましい。
【００２２】
残部はＦｅ及び不可避な不純物を含む。本発明の線材は、上記組成以外に他の元素が含有されることを排除するものではない。
【００２３】
以下、本発明の線材の微細組織について詳細に説明する。
【００２４】
本発明の線材は、面積分率でパーライト分率９０％以上を含み、残部がフェライトからなる。この際、本発明の線材は、パーライトのうちセメンタイトの厚さが１００ｎｍ以下の不完全パーライト（ｄｅ‐ｇｅｎｅｒａｔｅｄ  ｐｅａｒｌｉｔｅ）を有し、上記不完全パーライトは、平均セメンタイトの縦横比（幅：厚さ）が３０：１以下であり、一部分節されたセメンタイトと層状フェライト形態を有する層状構造を形成する。
【００２５】
本発明では、Ｍｎ含量の増加により、Ｃの活性が減少するため、非平衡組織、即ち、上記のような不完全パーライトが形成される。Ｍｎがフェライトとオーステナイトの粒界内に偏析されてオーステナイトの分解を抑制し、ドラッグ効果によって非平衡相が現れる。
【００２６】
上記セメンタイトの厚さは、ラメラ間隔として知られている。本発明では、ラメラ間隔が１００ｎｍ以下の場合にセメンタイトが不均一になり、不完全なラメラにより不完全パーライトの形成が可能となる。
【００２７】
上記不完全パーライトのセメンタイトは、ラメラが均一に形成されずに球状化されて不均一なラメラを構成するため、セメンタイトの縦横比が３０：１以下である。これにより、衝撃時、衝撃エネルギーがセメンタイトではなく分節されたセメンタイトの間を通るため、衝撃値の向上が可能となる。しかしながら、縦横比が３０：１を超えると、セメンタイトのラメラが均一に構成されるため、衝撃値の向上が困難となる。
【００２８】
以下、本発明の線材の製造方法について詳細に説明する。
【００２９】
上記組成を満たす鋼材を加熱する。上記加熱は、Ａｅ３＋１５０℃〜Ａｅ３＋２５０℃の温度範囲で行うことが好ましい。上記加熱は、３０分〜１時間３０分間行うことが好ましい。
【００３０】
上記加熱の際の温度範囲は、オーステナイト単相が維持される範囲であり、オーステナイト結晶粒が粗大化されない範囲であり、残存する偏析、炭化物及び介在物の効果的な溶解が可能な温度範囲である。加熱温度がＡｅ３＋２５０℃を超える場合は、オーステナイト結晶粒が非常に粗大になり、冷却後に形成される微細組織の粗大化の傾向が強くなるため、高強度及び高靭性線材が得られないことがある。また、Ａｅ３＋１５０℃未満の温度では、加熱による効果が得られないため、その下限はＡｅ３＋１５０℃であることが好ましい。
【００３１】
上記加熱時間が３０分未満の場合は温度が全体的に均一にならないという問題があり、１時間３０分を超える場合はオーステナイト結晶粒が粗大化する可能性が高くなり生産性が顕著に減少するため、その加熱時間は１時間３０分を超えないことが好ましい。
【００３２】
上記加熱された鋼材を５〜１５℃／ｓの冷却速度で冷却し、Ａｅ３＋５０℃〜Ａｅ３＋１５０℃の温度範囲で圧延することが好ましい。
【００３３】
上記冷却速度は、熱間圧延前に冷却を行って微細組織の変態を最小化するためのものである。上記熱間圧延前の冷却速度が５℃／ｓ未満の場合は、生産性が減少し、徐冷を維持するのに追加の装置が必要となり、加熱時間を長時間維持した場合のように、熱間圧延完了後に線材の強度と靭性が低下する恐れがある。これに対し、上記冷却速度が１５℃／ｓを超える場合は、圧延前に鋼材が有する変態の駆動力が増加するため、圧延中に新たな微細組織が現れる可能性が大きくなり、圧延温度を低温に再設定しなければならないという問題があるため、１５℃／ｓ以下とすることが好ましい。
【００３４】
冷却後、Ａｅ３＋５０℃〜Ａｅ３＋１５０℃で圧延を行うと、圧延中に変形による微細組織が現れるのが抑制され、再結晶が発生しないようにサイジング圧延のみが可能になる。圧延温度がＡｅ３＋５０℃未満の場合は、動的再結晶温度に近づくため、本発明の微細組織を得るのが困難であり、一般の軟質のフェライトが確保される可能性が非常に大きい。これに対し、圧延温度がＡｅ３＋１５０℃を超える場合は、冷却後に再び加熱をしなければならないという問題が発生する。
【００３５】
上記圧延を経て製造された線材を０．０１〜０．２５℃／ｓの冷却速度で６００℃以下まで冷却することが好ましい。上記冷却速度は、マンガンの添加によって炭素の拡散が阻止され、不完全パーライトが十分な面積分率を有して効果的に生成されることができる冷却速度である。上記冷却速度が０．０１℃／ｓ未満の場合は、冷却速度が遅すぎて層状又は不完全パーライトが生成されずに、球状化の形態を有するセメンタイトが生成されるため、強度が急激に低下する。これに対し、冷却速度が０．２５℃／ｓを超える場合は、多量に含有されたマンガンの効果によって、低温組織が発生する。これは、マンガンの添加による硬化能向上によってフェライト／パーライト変態が遅延され、マルテンサイト／ベイナイトのような低温組織が発生するため、優れた冷間伸線性及び衝撃靭性と延性を確保することを期待することができない。
【００３６】
本発明の線材は、６５０〜７５０ＭＰａ程度の引張強度と、６０〜７０％の断面減少率を有し、線材製造後に約９５％の冷間伸線した引張強度が１３００〜１５００ＭＰａであり、この際のＶ‐ノッチシャルピー衝撃靭性が６０Ｊ以上である。
【実施例】
【００３７】
以下、本発明の実施例について説明する。しかしながら、本発明は、下記の実施例によって限定されない。
【００３８】
（実施例１）
下記の表１の組成を満たす鋼材を用いて下記の表２の製造条件で線材を製造した。製造された線材の引張強度と衝撃靭性を特定した。その結果を表２に示す。
【００３９】
【表１】
0005690949.tif 000002
【００４０】
【表２】
0005690949.tif 000003
【００４１】
上記表２の結果から分かるように、発明材は、６５０〜７５０ＭＰａの引張強度を有している。これは、冷間伸線時、強度上昇化と共に、持続的な靭性の低下により、熱間圧延直後、最適の引張強度を示す。
【００４２】
したがって、上記比較材１〜３の場合は十分な強度を確保することが容易ではなく、比較材４〜５の場合は十分な冷間伸線性を確保することが困難で。
【００４３】
（実施例２）
熱間圧延後、冷却速度を変化させ、好ましい引張強度と衝撃特性が観察された。上記発明材１と発明材２の鋼材を対象に表３の工程を適用して、引張強度と衝撃靭性を特定した。その結果を表３に示す。表３の結果から、より好ましい冷却速度条件が確認できた。
【００４４】
【表３】
0005690949.tif 000004
【００４５】
上記表３から、本発明の発明材であっても、圧延後の線材の冷却速度が０．５〜１．５℃／ｓの範囲のときに、一層適切な引張強度と衝撃靭性を確保することができることが分かる。したがって、上記冷却条件が好ましいことが確認できる。即ち、上記表３を参照すると、比較例に分類された発明材１‐１及び発明材２−１は、より適切な強度を確保することができず、発明材１‐５、発明材２‐４及び２‐５は、適切な強度は確保するが、より十分な衝撃靭性は確保することが困難であった。
【００４６】
（実施例３）
本発明の線材に対し、冷間伸線後の強度上昇の効果と衝撃靭性に対する効果を確認するために、上記実施例１の発明材３（表１及び表２の条件に従う）と比較材６を用意した。
【００４７】
上記比較材６は、０．２５重量％のＣと０．５重量％のＭｎを含み、他の条件を上記発明材３と同一にした。
【００４８】
上記発明材３と比較材６の微細組織を観察した。これをそれぞれ図１及び図２に示し、これらの拡大写真をそれぞれ図３及び図４に示す。
【００４９】
図１及び図３は発明材３の微細組織であり、黒い部分に不完全パーライトが現れ、白色のフェライト部分が現れる。不完全パーライト部分が面積分率で９０％以上を占めることが確認できる。また、通常のパーライトとは異なり、フェライトとセメンタイトが混合相をなすが、層状構造を有しないことが図３から確認できる。
【００５０】
これに対し、図２及び図４は比較材６の微細組織であり、通常のフェライト系鋼板である。フェライトが面積分率で約８０％程度を占め、パーライトが約２０％程度を占め、パーライトがフェライトとセメンタイトの層状構造を有することが図４から確認できる。
【００５１】
一方、冷間伸線による強度向上と衝撃靭性を観察した。これをそれぞれ図５及び図６に示す。上記図５及び図６において、２５Ｆ、４５Ｆ、４５Ｃ及び８２ＢＣはそれぞれ、０．２５Ｃ‐０．７Ｍｎ‐０．２Ｓｉ成分を有する２５Ｆ鋼種を示し、０．４５Ｃ‐０．７Ｍｎ‐０．２Ｓｉ成分を有する４５Ｆ、４５Ｃ鋼種を示し、及び０．９Ｃ‐０．７Ｍｎ‐０．２Ｃｒ成分を有する８２ＢＣ鋼種を示す。
【００５２】
図５から、発明材３と８２ＢＣを除き、冷間伸線量の増加に従い、引張強度が増加してから途中で破壊されることが確認できる。図６から、冷間伸線量が増加しても、発明材３は９０％以上の断面減少率でも６０Ｊ以上の衝撃靭性値を有するのに対し、他の鋼材は破壊されるか非常に低い衝撃靭性値を有することが確認できる。
【００５３】
以上のことから、発明材３のみが、冷間伸線量が高くなっても、優れた強度を確保すると共に優れた衝撃靭性値を有することが確認できる。
【図１】
0005690949.tif 000005
【図２】
0005690949.tif 000006
【図３】
0005690949.tif 000007
【図４】
0005690949.tif 000008
【図５】
0005690949.tif 000009
【図６】
0005690949.tif 000010