JP2019502815A - 強度及び冷間加工性に優れた非調質線材及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】 追加の熱処理を行わなくても、優れた強度及び冷間鍛造性を確保することができる非調質線材及びこれを製造する方法を提供する。
【解決手段】
質量％で、Ｃ：０．３〜０．４％、Ｓｉ：０．０５〜０．３％、Ｍｎ：０．８〜１．８％、Ｃｒ：０．５％以下、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｎ：０．０１％以下、及びＯ：０．０００１〜０．００３％を含み、且つＮｂ：０．００５〜０．０３％及びＶ：０．０５〜０．３％のうち１種以上を含み、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含み、微細組織として、フェライト（ｆｅｒｒｉｔｅ）及びパーライト（ｐｅａｒｌｉｔｅ）を含み、上記パーライトの相分率は下記関係式１及び２を満たし、上記パーライトの平均ラメラ間隔は関係式３及び４を満たす非調質線材が開示される。
【解決手段】
質量％で、Ｃ：０．３〜０．４％、Ｓｉ：０．０５〜０．３％、Ｍｎ：０．８〜１．８％、Ｃｒ：０．５％以下、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｎ：０．０１％以下、及びＯ：０．０００１〜０．００３％を含み、且つＮｂ：０．００５〜０．０３％及びＶ：０．０５〜０．３％のうち１種以上を含み、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含み、微細組織として、フェライト（ｆｅｒｒｉｔｅ）及びパーライト（ｐｅａｒｌｉｔｅ）を含み、上記パーライトの相分率は下記関係式１及び２を満たし、上記パーライトの平均ラメラ間隔は関係式３及び４を満たす非調質線材が開示される。
Description
本発明は、強度及び冷間加工性に優れた非調質線材及びその製造方法に係り、より詳しくは、機械部品用材料として使用するのに適した強度及び冷間加工性に優れた非調質線材及びその製造方法に関する。
冷間加工方法は、熱間加工方法や機械切削加工方法に比べて、生産性に優れているだけでなく、熱処理コスト削減の効果が大きいため、ボルトやナットなどの機械部品の製造に広く使用されている。
但し、上記のように、冷間加工方法を用いて機械部品を製造するためには、本質的に鋼材の冷間加工性に優れていることが要求される。より具体的には、冷間加工時の変形抵抗が低く、延性に優れることが要求される。鋼の変形抵抗が高い場合には、冷間加工時に使用する工具の寿命が低下し、鋼の延性が低い場合には、冷間加工時の割れが発生しやすく、不良品発生の原因になるためである。
そのため、通常の冷間加工用鋼材は、冷間加工前に球状化焼鈍熱処理を行うことになる。これは、球状化焼鈍熱処理を行う場合、鋼材が軟化して変形抵抗が減少し、延性が向上して冷間加工性が向上するためである。ところが、この場合、追加費用が発生し、製造効率が低下するため、追加の熱処理を行うことなく優れた冷間加工性を確保することができる非調質線材の開発が求められている。
但し、上記のように、冷間加工方法を用いて機械部品を製造するためには、本質的に鋼材の冷間加工性に優れていることが要求される。より具体的には、冷間加工時の変形抵抗が低く、延性に優れることが要求される。鋼の変形抵抗が高い場合には、冷間加工時に使用する工具の寿命が低下し、鋼の延性が低い場合には、冷間加工時の割れが発生しやすく、不良品発生の原因になるためである。
そのため、通常の冷間加工用鋼材は、冷間加工前に球状化焼鈍熱処理を行うことになる。これは、球状化焼鈍熱処理を行う場合、鋼材が軟化して変形抵抗が減少し、延性が向上して冷間加工性が向上するためである。ところが、この場合、追加費用が発生し、製造効率が低下するため、追加の熱処理を行うことなく優れた冷間加工性を確保することができる非調質線材の開発が求められている。
しかし、一般に、０．３質量％以上の炭素を含有する中炭素鋼では、パーライト分率が５０％を超えると、パーライト組織によるマトリックス（Ｍａｔｒｉｘ）強化が原因で冷間加工性が劣ることが知られている。特に、強度を確保するために、Ｍｎ、Ｃｒなどの偏析助長元素をともに使用する場合、中心偏析部と非偏析部の組織差が大きくなり、伸線加工により強度を確保する非調質鋼の場合には、伸線加工後の偏差がさらに大きくなるため、冷間鍛造性を確保することが難しくなる。また、中炭素鋼以上の高強度非調質鋼では、中心部偏析による組織不均衡に加え、中心部の酸化物系非金属介在物による影響も非常に大きくなる。
さらに、中心偏析によってマトリックス（Ｍａｔｒｉｘ）強化が行われた場合には、かかる非金属介在物の感度はさらに大きくなって冷間加工性に悪影響を与える可能性がある。したがって、中炭素鋼以上の高強度非調質鋼を開発するにあたり、かかる中心部偏析による組織差及び中心部介在物による影響について検討する必要がある。
さらに、中心偏析によってマトリックス（Ｍａｔｒｉｘ）強化が行われた場合には、かかる非金属介在物の感度はさらに大きくなって冷間加工性に悪影響を与える可能性がある。したがって、中炭素鋼以上の高強度非調質鋼を開発するにあたり、かかる中心部偏析による組織差及び中心部介在物による影響について検討する必要がある。
本発明の目的とするところは、追加の熱処理を行わなくても、優れた強度及び冷間鍛造性を確保することができる非調質線材及びこれを製造する方法を提供することである。
上記目的を達成するために、本発明は、質量％で、Ｃ：０．３〜０．４％、Ｓｉ：０．０５〜０．３％、Ｍｎ：０．８〜１．８％、Ｃｒ：０．５％以下、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｎ：０．０１％以下、及びＯ：０．０００１〜０．００３％を含み、且つＮｂ：０．００５〜０．０３％及びＶ：０．０５〜０．３％のうち１種以上を含み、残部がＦｅ及び不可避不純物であり、微細組織として、フェライト（ｆｅｒｒｉｔｅ）及びパーライト（ｐｅａｒｌｉｔｅ）を含み、上記パーライトの相分率は下記関係式１及び２を満たし、上記パーライトの平均ラメラ間隔は下記関係式３及び４を満たすことを特徴とする。
［関係式１］ＶＰ２／ＶＰ１≦１．４
［関係式２］５０≦（１５ＶＰ１＋ＶＰ２）／１６≦７０
［関係式３］ＤＬ１／ＤＬ２≦１．４
［関係式４］０．１≦（１５ＤＬ１＋ＤＬ２）／１６≦０．３
（ここで、ＶＰ１及びＶＰ２はそれぞれ、線材の長さ方向に垂直な断面で、線材の表面から線材の直径（Ｄ）方向の３／８Ｄの位置までの領域におけるパーライト分率（面積％）、及び線材の直径（Ｄ）方向の３／８Ｄの位置から線材の中心までの領域におけるパーライト分率（面積％）を意味し、ＤＬ１及びＤＬ２はそれぞれ、線材の長さ方向に垂直な断面で、線材の表面から線材の直径（Ｄ）方向の３／８Ｄの位置までの領域におけるパーライトの平均ラメラ間隔（μｍ）、及び線材の直径（Ｄ）方向の３／８Ｄの位置から線材の中心までの領域におけるパーライトの平均ラメラ間隔（μｍ）を意味する）
［関係式１］ＶＰ２／ＶＰ１≦１．４
［関係式２］５０≦（１５ＶＰ１＋ＶＰ２）／１６≦７０
［関係式３］ＤＬ１／ＤＬ２≦１．４
［関係式４］０．１≦（１５ＤＬ１＋ＤＬ２）／１６≦０．３
（ここで、ＶＰ１及びＶＰ２はそれぞれ、線材の長さ方向に垂直な断面で、線材の表面から線材の直径（Ｄ）方向の３／８Ｄの位置までの領域におけるパーライト分率（面積％）、及び線材の直径（Ｄ）方向の３／８Ｄの位置から線材の中心までの領域におけるパーライト分率（面積％）を意味し、ＤＬ１及びＤＬ２はそれぞれ、線材の長さ方向に垂直な断面で、線材の表面から線材の直径（Ｄ）方向の３／８Ｄの位置までの領域におけるパーライトの平均ラメラ間隔（μｍ）、及び線材の直径（Ｄ）方向の３／８Ｄの位置から線材の中心までの領域におけるパーライトの平均ラメラ間隔（μｍ）を意味する）
また、本発明は、質量％で、Ｃ：０．３〜０．４％、Ｓｉ：０．０５〜０．３％、Ｍｎ：０．８〜１．８％、Ｃｒ：０．５％以下、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｏ：０．０００１〜０．００３％、及びＮ：０．０１％以下を含み、且つＮｂ：０．００５〜０．０３％及びＶ：０．０５〜０．３％のうち１種以上を含み、残部がＦｅ及び不可避不純物であり、炭素当量（Ｃｅｑ）が０．６以上０．７以下のブルーム（ｂｌｏｏｍ）を１２００℃〜１３００℃の加熱温度で加熱し、上記加熱温度で２４０分以上維持した後、鋼片圧延してビレット（ｂｉｌｌｅｔ）を得る段階と、上記ビレットを再加熱した後、仕上げ圧延温度７５０℃〜９００℃の条件下で線材圧延して線材を得る段階と、上記線材を巻き取った後、０．３℃〜１℃／ｓｅｃの速度で冷却する段階と、を含むことを特徴とする。
本発明によると、球状化焼鈍熱処理を省略しても冷間加工時の変形抵抗を十分に抑制することができる非調質線材を提供することができる。
本発明者らは、伸線加工後に所定の強度及び硬度を有するとともに、優れた冷間加工性を確保することができる線材を提供するために、様々な角度から検討した。その結果、中炭素鋼線材の合金組成及び製造方法を最適化することで、線材の微細組織として、フェライトとパーライトの複合組織を確保し、且つ線材の位置別のパーライト相分率やパーライトのラメラ間隔などを適切に制御することにより、伸線加工後にも冷間加工性が劣化しない高強度線材を提供することができる点を見出し、本発明を完成するに至った。
以下、本発明の強度及び冷間加工性に優れた非調質線材について詳細に説明する。
まず、非調質線材の合金成分及び組成範囲について詳細に説明する。後述する各成分の含有量は、特に言及しない限り、いずれも質量基準である。
Ｃ：０．３〜０．４％
炭素は、線材の強度を向上させる役割を果たす。本発明では、かかる効果を奏するために、０．３％以上含まれることが好ましい。但し、その含有量が過剰な場合、鋼の変形抵抗が急増し、その結果、冷間加工性が劣化するという問題がある。したがって、上記炭素の含有量の上限は、０．４％であることが好ましい。
まず、非調質線材の合金成分及び組成範囲について詳細に説明する。後述する各成分の含有量は、特に言及しない限り、いずれも質量基準である。
Ｃ：０．３〜０．４％
炭素は、線材の強度を向上させる役割を果たす。本発明では、かかる効果を奏するために、０．３％以上含まれることが好ましい。但し、その含有量が過剰な場合、鋼の変形抵抗が急増し、その結果、冷間加工性が劣化するという問題がある。したがって、上記炭素の含有量の上限は、０．４％であることが好ましい。
Ｓｉ：０．０５〜０．３％
シリコンは、脱酸剤として有用な元素である。本発明では、かかる効果を奏するために、０．０５％以上含まれることが好ましい。但し、その含有量が過剰な場合、固溶強化により鋼の変形抵抗が急増し、その結果、冷間加工性が劣化するという問題がある。したがって、上記シリコンの含有量の上限は、０．３％であることが好ましく、０．２５％であることがより好ましい。
シリコンは、脱酸剤として有用な元素である。本発明では、かかる効果を奏するために、０．０５％以上含まれることが好ましい。但し、その含有量が過剰な場合、固溶強化により鋼の変形抵抗が急増し、その結果、冷間加工性が劣化するという問題がある。したがって、上記シリコンの含有量の上限は、０．３％であることが好ましく、０．２５％であることがより好ましい。
Ｍｎ：０．８〜１．８％
マンガンは、脱酸剤及び脱硫剤として有用な元素である。本発明では、かかる効果を奏するために、０．８％以上含まれることが好ましく、１．０％以上含まれることがより好ましい。但し、その含有量が過剰な場合、鋼自体の強度が過度に高くなって鋼の変形抵抗が急増し、その結果、冷間加工性が劣化するという問題がある。したがって、上記マンガンの含有量の上限は、１．８％であることが好ましく、１．６％であることがより好ましい。
マンガンは、脱酸剤及び脱硫剤として有用な元素である。本発明では、かかる効果を奏するために、０．８％以上含まれることが好ましく、１．０％以上含まれることがより好ましい。但し、その含有量が過剰な場合、鋼自体の強度が過度に高くなって鋼の変形抵抗が急増し、その結果、冷間加工性が劣化するという問題がある。したがって、上記マンガンの含有量の上限は、１．８％であることが好ましく、１．６％であることがより好ましい。
Ｃｒ：０．５％以下（０％を含む）
クロムは、熱間圧延時のフェライト及びパーライト変態を促進させる役割を果たす。また、鋼自体の強度を必要以上に高くせず、鋼中の炭化物を析出して、固溶炭素量を低減させることで、固溶炭素による動的ひずみ時効の減少に寄与する。しかし、クロムを添加しなくても、物性の確保の側面においてさほど差し支えはない。一方、その含有量が過剰な場合、鋼自体の強度が過度に高くなって鋼の変形抵抗が急増し、その結果、冷間加工性が劣化するという問題がある。上記クロムの含有量は、０．５％以下であることが好ましく、０．４％であることがより好ましい。
クロムは、熱間圧延時のフェライト及びパーライト変態を促進させる役割を果たす。また、鋼自体の強度を必要以上に高くせず、鋼中の炭化物を析出して、固溶炭素量を低減させることで、固溶炭素による動的ひずみ時効の減少に寄与する。しかし、クロムを添加しなくても、物性の確保の側面においてさほど差し支えはない。一方、その含有量が過剰な場合、鋼自体の強度が過度に高くなって鋼の変形抵抗が急増し、その結果、冷間加工性が劣化するという問題がある。上記クロムの含有量は、０．５％以下であることが好ましく、０．４％であることがより好ましい。
Ｐ：０．０２％以下
リンは、不可避に含有される不純物であって、結晶粒界に偏析して鋼の靭性を低下させ、遅延破壊抵抗性を減少させる主な原因となる元素であるため、その含有量を可能な限り低く制御することが好ましい。理論上、リンの含有量は０％に制御することが有利であるが、製造工程上必然的に含有される。したがって、上限を管理することが重要であり、本発明では、上記リンの含有量の上限を０．０２％に管理する。
リンは、不可避に含有される不純物であって、結晶粒界に偏析して鋼の靭性を低下させ、遅延破壊抵抗性を減少させる主な原因となる元素であるため、その含有量を可能な限り低く制御することが好ましい。理論上、リンの含有量は０％に制御することが有利であるが、製造工程上必然的に含有される。したがって、上限を管理することが重要であり、本発明では、上記リンの含有量の上限を０．０２％に管理する。
Ｓ：０．０２％以下
硫黄は、不可避に含有される不純物であって、結晶粒界に偏析して鋼の延性を大きく低下させ、鋼中硫化物を形成して、遅延破壊抵抗性及び応力弛緩特性を劣化させる主な原因となる元素であるため、その含有量を可能な限り低く制御することが好ましい。理論上、硫黄の含有量は０％に制御することが有利であるが、製造工程上必然的に含有される。したがって、上限を管理することが重要であり、本発明では、上記硫黄の含有量の上限を０．０２％に管理する。
硫黄は、不可避に含有される不純物であって、結晶粒界に偏析して鋼の延性を大きく低下させ、鋼中硫化物を形成して、遅延破壊抵抗性及び応力弛緩特性を劣化させる主な原因となる元素であるため、その含有量を可能な限り低く制御することが好ましい。理論上、硫黄の含有量は０％に制御することが有利であるが、製造工程上必然的に含有される。したがって、上限を管理することが重要であり、本発明では、上記硫黄の含有量の上限を０．０２％に管理する。
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．０５％
可溶アルミニウムは、脱酸剤として有用に作用する元素であって、０．０１％以上、好ましくは０．０１５％以上、より好ましくは０．０２％以上添加する。但し、その含有量が０．０５％を超えると、ＡｌＮの形成によるオーステナイト粒度の微細化効果が大きくなって冷間加工性が低下する。したがって、本発明では、上記可溶アルミニウムの含有量の上限を０．０５％に管理する。
可溶アルミニウムは、脱酸剤として有用に作用する元素であって、０．０１％以上、好ましくは０．０１５％以上、より好ましくは０．０２％以上添加する。但し、その含有量が０．０５％を超えると、ＡｌＮの形成によるオーステナイト粒度の微細化効果が大きくなって冷間加工性が低下する。したがって、本発明では、上記可溶アルミニウムの含有量の上限を０．０５％に管理する。
Ｎ：０．０１％以下
窒素は、不可避的に含有される不純物であって、その含有量が過剰な場合には、固溶窒素量が増加して鋼の変形抵抗が急増し、その結果、冷間加工性が劣化するという問題がある。理論上、窒素の含有量は０％に制御することが有利であるが、製造工程上必然的に含有される。したがって、上限を管理することが重要であり、本発明では、上記窒素の含有量の上限を０．０１％に管理することが好ましく、０．００８％に管理することがより好ましく、０．００７％に管理することがさらに好ましい。
窒素は、不可避的に含有される不純物であって、その含有量が過剰な場合には、固溶窒素量が増加して鋼の変形抵抗が急増し、その結果、冷間加工性が劣化するという問題がある。理論上、窒素の含有量は０％に制御することが有利であるが、製造工程上必然的に含有される。したがって、上限を管理することが重要であり、本発明では、上記窒素の含有量の上限を０．０１％に管理することが好ましく、０．００８％に管理することがより好ましく、０．００７％に管理することがさらに好ましい。
Ｏ：０．０００１〜０．００３％
酸素は、非金属介在物の形態で線材内に存在し、通常０．０００１％以上含有される。ところで、かかる非金属介在物は、破壊の起点となって鋼の疲労強度及び冷間鍛造性を低下させる。特に非調質鋼のように、伸線加工により強度を確保する場合には、線材の中心部において非金属介在物を起点とした破壊が起こりやすい。また、本発明者らの研究結果によると、鋼中の酸素の含有量が０．００３％を超える線材の場合、非金属介在物の量が多くなって、厳格な用途向けの加工材では、断線回避が十分ではない。したがって、本発明では、酸素の上限を０．００３％、より好ましくは０．００１％、さらに好ましくは０．０００８％に管理する。
酸素は、非金属介在物の形態で線材内に存在し、通常０．０００１％以上含有される。ところで、かかる非金属介在物は、破壊の起点となって鋼の疲労強度及び冷間鍛造性を低下させる。特に非調質鋼のように、伸線加工により強度を確保する場合には、線材の中心部において非金属介在物を起点とした破壊が起こりやすい。また、本発明者らの研究結果によると、鋼中の酸素の含有量が０．００３％を超える線材の場合、非金属介在物の量が多くなって、厳格な用途向けの加工材では、断線回避が十分ではない。したがって、本発明では、酸素の上限を０．００３％、より好ましくは０．００１％、さらに好ましくは０．０００８％に管理する。
Ｎｂ：０．００５〜０．０３％及びＶ：０．０５〜０．３％のうち１種以上
ニオブは、炭窒化物を形成して、オーステナイト及びフェライトの粒界移動を制限する役割を果たす元素であって、０．００５％以上添加する。しかし、上記炭窒化物は、破壊起点として作用して、衝撃靭性、特に低温衝撃靭性を低下させる可能性があるため、溶解度限界を守って添加することが好ましい。また、その含有量が過剰な場合には、固溶限界を超えるため、粗大な析出物を形成するという問題がある。したがって、ニオブの含有量は０．０３％以下に制限することが好ましい。
ニオブは、炭窒化物を形成して、オーステナイト及びフェライトの粒界移動を制限する役割を果たす元素であって、０．００５％以上添加する。しかし、上記炭窒化物は、破壊起点として作用して、衝撃靭性、特に低温衝撃靭性を低下させる可能性があるため、溶解度限界を守って添加することが好ましい。また、その含有量が過剰な場合には、固溶限界を超えるため、粗大な析出物を形成するという問題がある。したがって、ニオブの含有量は０．０３％以下に制限することが好ましい。
一方、バナジウムは、ニオブと同様に炭窒化物を形成して、オーステナイト及びフェライトの粒界移動を制限する役割を果たす元素であって、０．０５％以上添加する。但し、上記炭窒化物は、破壊起点として作用して、衝撃靭性、特に低温衝撃靭性を低下させる可能性があるため、溶解度限界（ｓｏｌｕｂｉｌｉｔｙ ｌｉｍｉｔ）を守って添加することが好ましい。したがって、バナジウムの含有量は０．３％以下に制限することが好ましい。
上記合金組成の他の残部は鉄（Ｆｅ）である。さらに、本発明の非調質線材は、通常鋼の工業的生産過程でその他の不純物からなることもある。かかる不純物は、本発明が属する技術分野において通常の知識を有する者であれば、誰でも分かる内容であるため、本発明では、特にその種類と含有量を制限しない。
但し、Ｔｉは、本発明の効果を得るために、その含有量を極力抑えなければならない代表的な不純物に該当するため、これについて簡単に説明すると、次のとおりである。
但し、Ｔｉは、本発明の効果を得るために、その含有量を極力抑えなければならない代表的な不純物に該当するため、これについて簡単に説明すると、次のとおりである。
Ｔｉ：０．００５％以下
チタンは、炭窒化物の形成元素であって、Ｎｂ及びＶよりも高い温度で炭窒化物を形成する。したがって、鋼中にチタンが含まれると、Ｃ及びＮの固定には有利であり得るが、Ｔｉの炭窒化物を核として、Ｎｂ及び／またはＶが析出して基地内に粗大な炭窒化物が多量形成されるため、冷間加工性が劣化する可能性がある。したがって、その上限を管理することが重要であり、本発明では、上記チタンの含有量の上限を０．００５％に管理することが好ましく、０．００４％に管理することがより好ましい。
チタンは、炭窒化物の形成元素であって、Ｎｂ及びＶよりも高い温度で炭窒化物を形成する。したがって、鋼中にチタンが含まれると、Ｃ及びＮの固定には有利であり得るが、Ｔｉの炭窒化物を核として、Ｎｂ及び／またはＶが析出して基地内に粗大な炭窒化物が多量形成されるため、冷間加工性が劣化する可能性がある。したがって、その上限を管理することが重要であり、本発明では、上記チタンの含有量の上限を０．００５％に管理することが好ましく、０．００４％に管理することがより好ましい。
一例によると、本発明の非調質線材の炭素当量（Ｃｅｑ）は、０．６以上０．７以下である。ここで、炭素当量（Ｃｅｑ）は、下記式１で定義されるる。炭素当量（Ｃｅｑ）が０．６未満であるか、または０．７を超えると、目標とする強度を確保することが難しくなる。
［式１］Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／９＋［Ｍｎ］／５＋［Ｃｒ］／１２
（ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］及び［Ｃｒ］はそれぞれ、該当元素の含有量（％）を意味する）
［式１］Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／９＋［Ｍｎ］／５＋［Ｃｒ］／１２
（ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］及び［Ｃｒ］はそれぞれ、該当元素の含有量（％）を意味する）
本発明の非調質線材は、その微細組織として、フェライト（ｆｅｒｒｉｔｅ）及びパーライト（ｐｅａｒｌｉｔｅ）を含む。
また、本発明の非調質線材は、パーライトの相分率（体積％）が下記関係式１及び２を満たす。
［関係式１］ＶＰ２／ＶＰ１≦１．４
［関係式２］５０≦（１５ＶＰ１＋ＶＰ２）／１６≦７０
（ここで、ＶＰ１及びＶＰ２はそれぞれ、線材の長さ方向に垂直な断面で、線材の表面から線材の直径（Ｄ）方向の３／８Ｄの位置までの領域におけるパーライト分率（面積％）、及び線材の直径（Ｄ）方向の３／８Ｄの位置から線材の中心までの領域におけるパーライト分率（面積％）を意味する）
また、本発明の非調質線材は、パーライトの相分率（体積％）が下記関係式１及び２を満たす。
［関係式１］ＶＰ２／ＶＰ１≦１．４
［関係式２］５０≦（１５ＶＰ１＋ＶＰ２）／１６≦７０
（ここで、ＶＰ１及びＶＰ２はそれぞれ、線材の長さ方向に垂直な断面で、線材の表面から線材の直径（Ｄ）方向の３／８Ｄの位置までの領域におけるパーライト分率（面積％）、及び線材の直径（Ｄ）方向の３／８Ｄの位置から線材の中心までの領域におけるパーライト分率（面積％）を意味する）
上記関係式１は、線材の位置別のパーライトの相分率に係る制御式である。一般に、本発明のような中炭素鋼では、ＭｎやＣｒなどという偏析助長元素を積極的に活用する場合、中心偏析部と非偏析部の組織差が非常に大きくなり、伸線加工により強度を確保する非調質鋼は、伸線加工後のかかる偏差がさらに大きくなる。その結果、冷間加工性が劣化するという結果をもたらす。したがって、本発明では、ＶＰ２／ＶＰ１を１．４以下に制御することで優れた冷間加工性を確保する。
一方、上記のようにＶＰ２／ＶＰ１を１．４以下に制御する方法は様々であるため、本発明の独立請求項では特に制限しない。但し、一例として、後述のように、ブルームの加熱温度及び保持時間を適切に制御することにより、上記のようにＶＰ２／ＶＰ１を１．４以下に制御することができる。
一方、上記のようにＶＰ２／ＶＰ１を１．４以下に制御する方法は様々であるため、本発明の独立請求項では特に制限しない。但し、一例として、後述のように、ブルームの加熱温度及び保持時間を適切に制御することにより、上記のようにＶＰ２／ＶＰ１を１．４以下に制御することができる。
上記関係式２は、線材の平均パーライトの相分率に係る制御式である。（１５ＶＰ１＋ＶＰ２）／１６の値が５０未満であるか、または７０を超えると、目的とする冷間加工性及び強度をともに確保することが難しくなる。
また、本発明の非調質線材は、パーライトの平均ラメラ間隔（μｍ）が下記関係式３及び４を満たす。
［関係式３］ＤＬ１／ＤＬ２≦１．４
［関係式４］０．１≦（１５ＤＬ１＋ＤＬ２）／１６≦０．３
（ここで、ＤＬ１及びＤＬ２はそれぞれ、線材の長さ方向に垂直な断面で、線材の表面から線材の直径（Ｄ）方向の３／８Ｄの位置までの領域におけるパーライトの平均ラメラ間隔（μｍ）、及び線材の直径（Ｄ）方向の３／８Ｄの位置から線材の中心までの領域におけるパーライトの平均ラメラ間隔（μｍ）を意味する）
また、本発明の非調質線材は、パーライトの平均ラメラ間隔（μｍ）が下記関係式３及び４を満たす。
［関係式３］ＤＬ１／ＤＬ２≦１．４
［関係式４］０．１≦（１５ＤＬ１＋ＤＬ２）／１６≦０．３
（ここで、ＤＬ１及びＤＬ２はそれぞれ、線材の長さ方向に垂直な断面で、線材の表面から線材の直径（Ｄ）方向の３／８Ｄの位置までの領域におけるパーライトの平均ラメラ間隔（μｍ）、及び線材の直径（Ｄ）方向の３／８Ｄの位置から線材の中心までの領域におけるパーライトの平均ラメラ間隔（μｍ）を意味する）
上記関係式３は、線材の位置別のパーライトのラメラ間隔に係る制御式である。パーライト組織を積極的に活用する中炭素鋼では、パーライト分率とともに、パーライトのラメラ間隔も物性に大きな影響を及ぼす。すなわち、ラメラ間隔が微細であるほど線材の強度が増加し、中心偏析部と非偏析部のラメラ間隔の差が大きくなればなるほど物性差が激しくなる。したがって、本発明では、ＤＬ１／ＤＬ２を１．４以下に制御することで、優れた冷間加工性を確保する。
一方、上記のようにＤＬ１／ＤＬ２を１．４以下に制御する方法は様々であるため、本発明の独立請求項では特に制限しない。但し、一例として、後述のように、線材の圧延温度及び冷却速度を適切に制御することにより、上記のようにＤＬ１／ＤＬ２を１．４以下に制御することができる。
一方、上記のようにＤＬ１／ＤＬ２を１．４以下に制御する方法は様々であるため、本発明の独立請求項では特に制限しない。但し、一例として、後述のように、線材の圧延温度及び冷却速度を適切に制御することにより、上記のようにＤＬ１／ＤＬ２を１．４以下に制御することができる。
上記関係式４は、線材の平均ラメラ間隔に係る制御式である。（１５ＤＬ１＋ＤＬ２）／１６の値が０．１未満であるか、または０．３を超えると、目的とする冷間加工性及び強度をともに確保することが難しくなる。
一例によると、上記パーライトの強度差は下記関係式５を満たすことができる。
［関係式５］（ＶＰ２／ＶＰ１）×（√（ＤＬ１／ＤＬ２））≦１．５
一例によると、上記パーライトの強度差は下記関係式５を満たすことができる。
［関係式５］（ＶＰ２／ＶＰ１）×（√（ＤＬ１／ＤＬ２））≦１．５
上述のように、一般の中炭素非調質鋼において、強度及び冷間加工性を確保するためにＭｎとＣｒを積極的に活用する場合には、ＭｎとＣｒの中心部偏析によって線材のＣ断面にわたって物性差がもたらされる。これは、伸線加工後にさらに大きくなり、最終製品を製造するための鍛造加工時における内部割れの発生可能性を大幅に高めるようになる。上記関係式５は、線材の位置別のパーライトの強度差に係る制御式である。本発明者らは、数多くの実験を通じて（ＶＰ２／ＶＰ１）×（√（ＤＬ１／ＤＬ２））の値が１．５以下であると、大きい伸線加工量にもかかわらず内部割れが発生することなく、冷間鍛造による成形が可能であることを確認した。
一例によると、線材の長さ方向に垂直な断面で、線材の直径（Ｄ）方向の３／８Ｄの位置から線材の中心までの領域における酸化物系介在物の平均組成は下記関係式６〜８を満たす。
［関係式６］３０≦［Ａｌ２Ｏ３］≦７０
［関係式７］２０≦［ＳｉＯ２］≦４０
［関係式８］１０≦［ＣａＯ］＋［ＭｇＯ］≦２０
（ここで、［Ａｌ２Ｏ３］、［ＳｉＯ２］、［ＣａＯ］及び［ＭｇＯ］はそれぞれ、該当介在物の含有量（質量％）を意味する）
［関係式６］３０≦［Ａｌ２Ｏ３］≦７０
［関係式７］２０≦［ＳｉＯ２］≦４０
［関係式８］１０≦［ＣａＯ］＋［ＭｇＯ］≦２０
（ここで、［Ａｌ２Ｏ３］、［ＳｉＯ２］、［ＣａＯ］及び［ＭｇＯ］はそれぞれ、該当介在物の含有量（質量％）を意味する）
この際、非金属介在物の組成を制御する理由は、線材内の硬質介在物（非粘性介在物）を最小限に減少させることで、線材に対して連続的に鋼線引き抜きを行う際に、さらに向上した絞り性及び冷間加工性を有する線材を提供するためである。特に、本発明者らは、鋼材中に不可避に混入する酸化物系介在物のうち、特定の酸化物の含有量が多くなると介在物が硬質化して、冷間加工性が劣化することを確認した。
以下では、酸化物系介在物を構成する各酸化物の含有量を定めた理由などについて詳しく説明する。本発明で目的とする非粘性介在物数の低減及び軟質化には多元系酸化物の組成の組み合わせが必要である。まず、Ａｌ２Ｏ３及びＳｉＯ２を必ず含み、且つＣａＯまたはＭｇＯのいずれかを含む３元系以上の酸化物の組み合わせが最適である。
Ａｌ２Ｏ３：３０〜７０％
Ａｌ２Ｏ３は、酸化物系介在物をより低融点且つ軟質であるようにするために有用な成分である。鋼またはスラグのうちＡｌ２Ｏ３は必然的に存在するようになるが、スラグ内のＡｌ２Ｏ３の含有量を適宜管理する場合、介在物の融点が低くなり、その結果、延伸性が確保されて圧延過程中に微細となって、最終素材の健全性に有利であると知られている。このような作用を有効にすべく、Ａｌ２Ｏ３の含有量を３０％以上、好ましくは３５％以上、より好ましくは４０％以上とする。しかし、Ａｌ２Ｏ３の含有量が多すぎるようになると、硬質であるため微細化しにくいアルミナ介在物となり、熱延工程で微細化し難くなって破壊または破損の基点となるため、その上限を７０％、好ましくは６５％、より好ましくは６０％とする。
Ａｌ２Ｏ３は、酸化物系介在物をより低融点且つ軟質であるようにするために有用な成分である。鋼またはスラグのうちＡｌ２Ｏ３は必然的に存在するようになるが、スラグ内のＡｌ２Ｏ３の含有量を適宜管理する場合、介在物の融点が低くなり、その結果、延伸性が確保されて圧延過程中に微細となって、最終素材の健全性に有利であると知られている。このような作用を有効にすべく、Ａｌ２Ｏ３の含有量を３０％以上、好ましくは３５％以上、より好ましくは４０％以上とする。しかし、Ａｌ２Ｏ３の含有量が多すぎるようになると、硬質であるため微細化しにくいアルミナ介在物となり、熱延工程で微細化し難くなって破壊または破損の基点となるため、その上限を７０％、好ましくは６５％、より好ましくは６０％とする。
ＳｉＯ２：２０〜４０％
ＳｉＯ２は、上記Ａｌ２Ｏ３とともに、鋼またはスラグ内に必然的に存在するようになり、多元系酸化物のベースとなる重要な酸化物である。ＳｉＯ２の含有量が２０％未満の場合には、多元系酸化物の介在物としてその他の酸化物との優れた組み合わせを得ることができない。一方、４０％を超えると、硬質の介在物が形成される可能性が高くなる。したがって、その下限を２０％、上限を４０％とすることが好ましい。
ＳｉＯ２は、上記Ａｌ２Ｏ３とともに、鋼またはスラグ内に必然的に存在するようになり、多元系酸化物のベースとなる重要な酸化物である。ＳｉＯ２の含有量が２０％未満の場合には、多元系酸化物の介在物としてその他の酸化物との優れた組み合わせを得ることができない。一方、４０％を超えると、硬質の介在物が形成される可能性が高くなる。したがって、その下限を２０％、上限を４０％とすることが好ましい。
ＣａＯ＋ＭｇＯ：１０〜２０％
ＭｇＯ及びＣａＯは、介在物を最適な複合組成にして低融点化するために必要な成分である。ＭｇＯ及びＣａＯは、単独では両方とも高融点であるが、多元系酸化物の融点を低下させるという効果を奏する。かかる効果を発現するためには、合計１０％以上含有させる必要がある。但し、ＣａＯ＋ＭｇＯの合計含有量が多すぎると、介在物の融点が高くなるか、またはＭｇＯ及びＣａＯの結晶が生成されて、熱延工程で微細化し難くなって破壊または破損の起点となり得るため、その合計含有量の上限を２０％以下とする。
一例によると、酸化物系介在物の平均直径は８μｍ以下（０μｍを除く）であればよく、酸化物系介在物の最大直径は１５μｍ以下（０μｍを除く）であればよい。
ＭｇＯ及びＣａＯは、介在物を最適な複合組成にして低融点化するために必要な成分である。ＭｇＯ及びＣａＯは、単独では両方とも高融点であるが、多元系酸化物の融点を低下させるという効果を奏する。かかる効果を発現するためには、合計１０％以上含有させる必要がある。但し、ＣａＯ＋ＭｇＯの合計含有量が多すぎると、介在物の融点が高くなるか、またはＭｇＯ及びＣａＯの結晶が生成されて、熱延工程で微細化し難くなって破壊または破損の起点となり得るため、その合計含有量の上限を２０％以下とする。
一例によると、酸化物系介在物の平均直径は８μｍ以下（０μｍを除く）であればよく、酸化物系介在物の最大直径は１５μｍ以下（０μｍを除く）であればよい。
このように、酸化物からなる非金属介在物を微細化することにより、破壊の起点を減少させることができる。ここで、非金属介在物の平均直径及び最大直径とは、線材の長さ方向の一断面を観察して検出した粒子の平均または最大円相当直径（ｅｑｕｉｖａｌｅｎｔ ｃｉｒｃｕｌａｒ ｄｉａｍｅｔｅｒ）を意味する。非金属介在物の最大直径は以下の方法を用いて求めた。光学顕微鏡により、４００倍で８００視野の観察を行い、各視野における非金属介在物の最大直径をガンベル（Ｇｕｍｂｅｌ）確率紙上に示し、５００００ｍｍ２相当の極値を算出して最大直径とした。
一方、上記のように、酸化物系介在物の平均組成及び直径を制御する方法は様々であるため、本発明では特に制限しない。但し、一例として、溶鋼中の溶存Ａｌ、Ｓｉの濃度と溶存Ｍｇ、Ｃａの濃度を調整することにより、形成される酸化物系介在物の平均組成及び直径を制御することができる。
以上で説明した本発明の非調質線材は、様々な方法で製造することができ、その製造方法は特に制限されない。但し、一実施例として、次のような方法により製造することができる。
以上で説明した本発明の非調質線材は、様々な方法で製造することができ、その製造方法は特に制限されない。但し、一実施例として、次のような方法により製造することができる。
以下、本発明の強度及び衝撃靭性に優れた非調質線材の製造方法について詳細に説明する。
まず、上記成分系を満たすブルーム（ｂｌｏｏｍ）を加熱した後、鋼片圧延してビレット（ｂｉｌｌｅｔ）を得る。
ブルーム（ｂｌｏｏｍ）の加熱温度は、１２００℃〜１３００℃であることが好ましく、１２００℃〜１２５０℃であることがより好ましい。ブルームの加熱温度が１２００℃未満の場合には、熱間圧延性が低下する可能性がある。さらに、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒなどの中心部偏析を助長する元素の拡散が十分に行われず偏析部と非偏析部の組織差が大きくなって冷間加工性の劣化をもたらすことがある。一方、１３００℃を超えると、オーステナイトの粗大化により延性が劣化するおそれがある。
まず、上記成分系を満たすブルーム（ｂｌｏｏｍ）を加熱した後、鋼片圧延してビレット（ｂｉｌｌｅｔ）を得る。
ブルーム（ｂｌｏｏｍ）の加熱温度は、１２００℃〜１３００℃であることが好ましく、１２００℃〜１２５０℃であることがより好ましい。ブルームの加熱温度が１２００℃未満の場合には、熱間圧延性が低下する可能性がある。さらに、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒなどの中心部偏析を助長する元素の拡散が十分に行われず偏析部と非偏析部の組織差が大きくなって冷間加工性の劣化をもたらすことがある。一方、１３００℃を超えると、オーステナイトの粗大化により延性が劣化するおそれがある。
一例によると、ブルームの加熱時に、加熱温度における保持時間は２４０分以上である。その保持時間が２４０分未満の場合には、均質化処理が十分でないおそれがある。一方、加熱温度における保持時間が長ければ長いほど均質化に有利であり偏析の低減にも有利となるため、本発明では、その保持時間の上限については特に限定しない。
次に、上記ビレット（ｂｉｌｌｅｔ）を再加熱した後、線材圧延して非調質線材を得る。
ビレットの再加熱温度は１０５０℃〜１２５０℃であることが好ましく、１１００℃〜１２００℃であることがより好ましい。もし、ビレットの再加熱温度が１０５０℃未満の場合には、熱間変形抵抗が増加して、生産性の低下をもたらす可能性がある。一方、再加熱温度が１２５０℃を超えると、フェライト結晶粒が過度に粗大となり、延性が低下するおそれがある。
ビレットの再加熱温度は１０５０℃〜１２５０℃であることが好ましく、１１００℃〜１２００℃であることがより好ましい。もし、ビレットの再加熱温度が１０５０℃未満の場合には、熱間変形抵抗が増加して、生産性の低下をもたらす可能性がある。一方、再加熱温度が１２５０℃を超えると、フェライト結晶粒が過度に粗大となり、延性が低下するおそれがある。
一例によると、ビレットの再加熱時に、再加熱温度における保持時間は６０〜２４０分以上である。その保持時間が６０分未満の場合には、均質化処理が十分でない可能性がある。一方、再加熱温度における保持時間が長ければ長いほど偏析を助長する元素の均質化には有利であるが、オーステナイト組織が過度に成長して延性が低下するおそれがあるため、その保持時間の上限は２４０分に限定する。
線材圧延時の仕上げ圧延温度は７５０℃〜９００℃、好ましくは８００℃〜８８０℃である。仕上げ圧延温度が７５０℃未満の場合には、フェライト結晶粒微細化により強度が上昇して変形抵抗が増加する可能性がある。一方、９００℃を越えると、フェライト結晶粒が過度に粗大となって延性が劣化し、パーライトのラメラ間隔が微細となって冷間加工性が劣化するおそれがある。
その後、上記非調質線材を巻き取った後、冷却する。
一例によると、非調質線材の巻取温度は７５０〜９００であり、より好ましくは８００〜８５０である。巻取温度が７５０未満の場合には、冷却時に発生した表層部のマルテンサイトが復熱によって回復せず、焼戻マルテンサイトが生成されて硬くて脆い鋼となるため、冷間加工性が低下するおそれがある。一方、巻取温度が９００を超えると、その表面に厚いスケールが形成されて、脱スケール時にトラブルが発生しやすいだけでなく、冷却時間が長くなり、生産性が低下するおそれがある。
一例によると、非調質線材の巻取温度は７５０〜９００であり、より好ましくは８００〜８５０である。巻取温度が７５０未満の場合には、冷却時に発生した表層部のマルテンサイトが復熱によって回復せず、焼戻マルテンサイトが生成されて硬くて脆い鋼となるため、冷間加工性が低下するおそれがある。一方、巻取温度が９００を超えると、その表面に厚いスケールが形成されて、脱スケール時にトラブルが発生しやすいだけでなく、冷却時間が長くなり、生産性が低下するおそれがある。
非調質線材の冷却時の冷却速度は、０．３〜１／ｓｅｃであり、好ましくは０．３〜０．８／ｓｅｃ以下である。これは、フェライトとパーライトの複合組織を安定的に形成するためである。冷却速度が０．３／ｓｅｃ未満の場合には、パーライト組織のラメラ間隔が広くなって延性が足りない可能性があり、１／ｓｅｃを超えると、フェライト分率が減少し、パーライトのラメラ間隔が微細となって冷間鍛造性が劣化するおそれがある。
以下、本発明の実施例をより詳細に説明する。しかし、かかる実施例の記載は、本発明の実施を例示するためのものであって、かかる実施例の記載によって本発明が制限されるものではない。本発明の権利範囲は、特許請求の範囲に記載された事項とそれから合理的に類推される事項によって決定されるためである。
（実施例）
（実施例）
表１のような合金組成を有するブルーム（ｂｌｏｏｍ）を１２５０℃で５時間加熱した後、１１５０℃の仕上げ圧延温度条件下で鋼片圧延してビレット（ｂｉｌｌｅｔ）を得た。その後、上記ビレット（ｂｉｌｌｅｔ）を１２００℃で３時間加熱した後、熱間圧延してΦ２５ｍｍの線材を製造した。この際、仕上げ圧延温度８５０℃、圧延比８０％を一定に維持した。続いて、８００℃の温度で巻き取った後、０．５℃／ｓｅｃの速度で冷却した。
その後、冷却された線材のフェライト分率や、ラメラ間隔、介在物の組成及び大きさなどを測定して表２及び３に示した。
その後、冷却された線材のフェライト分率や、ラメラ間隔、介在物の組成及び大きさなどを測定して表２及び３に示した。
また、冷却された線材の冷間加工性を評価し、表４にともに示した。冷間加工性は、切欠き圧縮試験片に対して真ひずみ０．７の圧縮試験を行って、割れが発生したか否かを評価した。この際、割れが発生していない場合を「ＧＯ」、割れが発生した場合を「ＮＧ」と評価した。
一方、各線材にそれぞれ１０％、１５％、２０％の伸線加工量を印加して鋼線を製造した。また、製造された鋼線の冷間加工性を評価し、表４にともに示した。具体的な評価方法は上述のとおりである。
一方、各線材にそれぞれ１０％、１５％、２０％の伸線加工量を印加して鋼線を製造した。また、製造された鋼線の冷間加工性を評価し、表４にともに示した。具体的な評価方法は上述のとおりである。
表４に示す通り、本発明で提案する合金組成及び製造条件を満たす発明例１〜８の場合には、関係式１〜５の条件をすべて満たすだけでなく、非金属介在物の組成、平均直径、及び最大直径が本発明で提案する条件で制御されて、伸線加工後に内部に割れが発生しなかったことから、優れた強度及び冷間加工性を確保できることが確認できた。一方、比較例１〜５は、本発明で提案する条件を少なくとも一つ以上満たさない場合であって、伸線加工後に内部に割れが発生したことから、発明例に比べて冷間加工性が劣ることが分かる。
以下、本発明の強度及び冷間加工性に優れた非調質線材の製造方法について詳細に説明する。
まず、上記成分系を満たすブルーム（ｂｌｏｏｍ）を加熱した後、鋼片圧延してビレット（ｂｉｌｌｅｔ）を得る。
ブルーム（ｂｌｏｏｍ）の加熱温度は、１２００℃〜１３００℃であることが好ましく、１２００℃〜１２５０℃であることがより好ましい。ブルームの加熱温度が１２００℃未満の場合には、熱間圧延性が低下する可能性がある。さらに、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒなどの中心部偏析を助長する元素の拡散が十分に行われず偏析部と非偏析部の組織差が大きくなって冷間加工性の劣化をもたらすことがある。一方、１３００℃を超えると、オーステナイトの粗大化により延性が劣化するおそれがある。
まず、上記成分系を満たすブルーム（ｂｌｏｏｍ）を加熱した後、鋼片圧延してビレット（ｂｉｌｌｅｔ）を得る。
ブルーム（ｂｌｏｏｍ）の加熱温度は、１２００℃〜１３００℃であることが好ましく、１２００℃〜１２５０℃であることがより好ましい。ブルームの加熱温度が１２００℃未満の場合には、熱間圧延性が低下する可能性がある。さらに、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒなどの中心部偏析を助長する元素の拡散が十分に行われず偏析部と非偏析部の組織差が大きくなって冷間加工性の劣化をもたらすことがある。一方、１３００℃を超えると、オーステナイトの粗大化により延性が劣化するおそれがある。
その後、上記非調質線材を巻き取った後、冷却する。
一例によると、非調質線材の巻取温度は７５０〜９００℃であり、より好ましくは８００〜８５０℃である。巻取温度が７５０℃未満の場合には、冷却時に発生した表層部のマルテンサイトが復熱によって回復せず、焼戻マルテンサイトが生成されて硬くて脆い鋼となるため、冷間加工性が低下するおそれがある。一方、巻取温度が９００℃を超えると、その表面に厚いスケールが形成されて、脱スケール時にトラブルが発生しやすいだけでなく、冷却時間が長くなり、生産性が低下するおそれがある。
一例によると、非調質線材の巻取温度は７５０〜９００℃であり、より好ましくは８００〜８５０℃である。巻取温度が７５０℃未満の場合には、冷却時に発生した表層部のマルテンサイトが復熱によって回復せず、焼戻マルテンサイトが生成されて硬くて脆い鋼となるため、冷間加工性が低下するおそれがある。一方、巻取温度が９００℃を超えると、その表面に厚いスケールが形成されて、脱スケール時にトラブルが発生しやすいだけでなく、冷却時間が長くなり、生産性が低下するおそれがある。
非調質線材の冷却時の冷却速度は、０．３〜１℃／ｓｅｃであり、好ましくは０．３〜０．８℃／ｓｅｃ以下である。これは、フェライトとパーライトの複合組織を安定的に形成するためである。冷却速度が０．３℃／ｓｅｃ未満の場合には、パーライト組織のラメラ間隔が広くなって延性が足りない可能性があり、１℃／ｓｅｃを超えると、フェライト分率が減少し、パーライトのラメラ間隔が微細となって冷間鍛造性が劣化するおそれがある。
Claims (11)
- 質量％で、Ｃ：０．３〜０．４％、Ｓｉ：０．０５〜０．３％、Ｍｎ：０．８〜１．８％、Ｃｒ：０．５％以下、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｎ：０．０１％以下、及びＯ：０．０００１〜０．００３％を含み、且つＮｂ：０．００５〜０．０３％及びＶ：０．０５〜０．３％のうち１種以上を含み、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、
微細組織として、フェライト（ｆｅｒｒｉｔｅ）及びパーライト（ｐｅａｒｌｉｔｅ）を含み、
前記パーライトの相分率は下記関係式１及び２を満たし、前記パーライトの平均ラメラ間隔は下記関係式３及び４を満たすことを特徴とする非調質線材。
［関係式１］ＶＰ２／ＶＰ１≦１．４
［関係式２］５０≦（１５ＶＰ１＋ＶＰ２）／１６≦７０
［関係式３］ＤＬ１／ＤＬ２≦１．４
［関係式４］０．１≦（１５ＤＬ１＋ＤＬ２）／１６≦０．３
（ここで、ＶＰ１及びＶＰ２はそれぞれ、線材の長さ方向に垂直な断面で、線材の表面から線材の直径（Ｄ）方向の３／８Ｄの位置までの領域におけるパーライト分率（面積％）、及び線材の直径（Ｄ）方向の３／８Ｄの位置から線材の中心までの領域におけるパーライト分率（面積％）を意味し、ＤＬ１及びＤＬ２はそれぞれ、線材の長さ方向に垂直な断面で、線材の表面から線材の直径（Ｄ）方向の３／８Ｄの位置までの領域におけるパーライトの平均ラメラ間隔（μｍ）、及び線材の直径（Ｄ）方向の３／８Ｄの位置から線材の中心までの領域におけるパーライトの平均ラメラ間隔（μｍ）を意味する） - 前記パーライトの強度差は下記関係式５を満たすことを特徴とする請求項１に記載の非調質線材。
［関係式５］（ＶＰ２／ＶＰ１）×（√（ＤＬ１／ＤＬ２））≦１．５ - 前記不可避不純物は、Ｔｉを含み、質量％で、Ｔｉ：０．００５％以下に抑えられることを特徴とする請求項１に記載の非調質線材。
- 炭素当量（Ｃｅｑ）が０．６以上０．７以下であることを特徴とする請求項１に記載の非調質線材。
- 線材の長さ方向に垂直な断面で、線材の直径（Ｄ）方向の３／８Ｄの位置から線材の中心までの領域における酸化物系介在物の平均組成は下記関係式６〜８を満たすことを特徴とする請求項１に記載の非調質線材。
［関係式６］３０≦［Ａｌ２Ｏ３］≦７０
［関係式７］２０≦［ＳｉＯ２］≦４０
［関係式８］１０≦［ＣａＯ］＋［ＭｇＯ］≦２０
（ここで、［Ａｌ２Ｏ３］、［ＳｉＯ２］、［ＣａＯ］及び［ＭｇＯ］はそれぞれ、該当介在物の含有量（質量％）を意味する） - 前記酸化物系介在物の平均直径は８μｍ以下であることを特徴とする請求項５に記載の非調質線材。
- 前記酸化物系介在物の最大直径は１５μｍ以下であることを特徴とする請求項５に記載の非調質線材。
- 質量％で、Ｃ：０．３〜０．４％、Ｓｉ：０．０５〜０．３％、Ｍｎ：０．８〜１．８％、Ｃｒ：０．５％以下、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｏ：０．０００１〜０．００３％、及びＮ：０．０１％以下を含み、且つＮｂ：０．００５〜０．０３％及びＶ：０．０５〜０．３％のうち１種以上を含み、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、炭素当量（Ｃｅｑ）が０．６以上０．７以下のブルーム（ｂｌｏｏｍ）を１２００℃〜１３００℃の加熱温度で加熱し、前記加熱温度で２４０分以上維持した後、鋼片圧延してビレット（ｂｉｌｌｅｔ）を得る段階と、
前記ビレットを再加熱した後、仕上げ圧延温度７５０℃〜９００℃の条件下で線材圧延して線材を得る段階と、
前記線材を巻き取った後、０．３℃〜１℃／ｓｅｃの速度で冷却する段階と、を含むことを特徴とする非調質線材の製造方法。 - 前記不可避不純物は、Ｔｉを含み、質量％で、Ｔｉ：０．００５％以下に抑えられることを特徴とする請求項８に記載の非調質線材。
- 前記ビレットの再加熱温度は１０５０℃〜１２００℃であることを特徴とする請求項８に記載の非調質線材。
- 前記線材の巻取温度は７５０℃〜９００℃であることを特徴とする請求項８に記載の非調質線材。
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