JP6845936B2 - 強度及び延性に優れた線材及びその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、強度及び延性に優れた線材及びその製造方法に係り、より詳しくは、様々な外部負荷環境に露出される産業機械または自動車などの機械部品などの素材として好ましく用いられる強度及び延性に優れた線材及びその製造方法に関する。

近年、環境汚染の大きな要因として挙げられている二酸化炭素の排出を減らすための努力が世界的な課題となっている。その一環として、自動車の排気ガスを規制する動きも活発化しており、これに対する対策として、自動車メーカーでは燃費向上を通じてこの問題を解決しようとしている。ところが、燃費向上のためには、自動車の軽量化及び高性能化が求められるため、これに伴う自動車用素材または部品の高強度の必要性が増大している。また、外部からの衝撃に対する安定性の要求も高まっているため、延性も素材または部品の重要な物性として認識されている。

線材におけるフェライトまたはパーライト組織は、高強度及び高延性を確保するのに限界がある。これら組織を有する素材は通常、延性は高いものの、強度は相対的に低いため、強度を高めるために冷間伸線を行うと、高強度は得ることができるが、延性は強度上昇に比例して急激に低下するという欠点がある。

したがって、一般に高強度と高延性を同時に実現するためには、通常ベイナイト組織や焼戻しマルテンサイト組織を用いる。しかし、このような微細組織を得るためには、追加の熱処理が必要であるため、経済的な側面で不利であるという欠点がある。

多くの産業機械及び自動車部品の中には、高強度だけでなく、高延性を必要とするケースも日々増えているため、前記のような特性を有する線材開発に対する要求が台頭している。

本発明の様々な目的の一つは、追加の熱処理を行わなくても、強度及び延性に優れた線材とそれを製造する方法を提供することにある。

本発明は、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：０．２％以下、Ｍｎ：５．０〜６．０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％、Ｎ：０．０１０〜０．０２０％、残部がＦｅ及び不可避な不純物からなり、その微細組織がオーステナイト及びフェライトの二相からなることを特徴とする。

また、本発明は、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：０．２％以下、Ｍｎ：５．０〜６．０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％、Ｎ：０．０１０〜０．０２０％、残部がＦｅ及び不可避な不純物からなる鋼材を６００〜７００℃の温度範囲で再加熱する段階と、前記再加熱された鋼材を６００〜７００℃の温度範囲で８０％以上の熱間減面率で仕上げ熱間圧延して線材を得る段階と、前記線材を空冷する段階と、を含むことを特徴とする。

本発明によれば、本発明による線材は、強度及び延性に優れるため、様々な外部負荷環境に露出する産業機械または自動車などの機械部品などの素材として好適に用いられる。

また、本発明による線材は、追加の熱処理を行わなくても、優れた強度及び延性を確保することができるため、経済的な側面で有利である。

本発明の多様で有益な利点と効果は上述の内容に限定されず、本発明の具体的な実施形態を説明する過程で、より容易に理解することができる。

以下、本発明の強度及び延性に優れた線材について詳しく説明する。

まず、本発明の線材の合金成分及び好ましい含量範囲について詳細に説明する。後述する各成分の含量は、特に言及しない限り、すべて質量基準であることを予め明らかにしておく。

Ｃ：０．０５〜０．２０％
炭素は、強度を確保するための必須元素であり、鋼中に固溶したり炭化物またはセメンタイトの形態で存在する。強度を上昇させる最も簡単な方法は、炭素含量を増加させて炭化物やセメンタイトを形成することであるが、逆に延性と衝撃靭性は低下するため、炭素の添加量を一定の範囲内で調節する必要がある。本発明では、炭素含量を０．０５〜０．２０％の範囲で添加することが好ましい。これは、炭素含量が０．０５％未満であると、目標とする強度を得難く、０．２０％を超えると、延性及び衝撃靭性が急激に低下するためである。

Ｓｉ：０．２％以下（０％を除く）
シリコンは、添加時にフェライトに固溶して鋼材の固溶強化による強度上昇に寄与するが、本発明では意図的に添加しない。シリコンを添加しなくても物性の確保に大きな支障はない。但し、製造上不可避に添加される量を考慮して０％は除く。一方、シリコンを添加すると、延性と衝撃靭性が急激に低下するため、それを考慮して、その上限を０．２％に限定する。

Ｍｎ：５．０〜６．０％
マンガンは、オーステナイトに固溶してその相（ｐｈａｓｅ）を非常に安定化させ、積層欠陥エネルギーを増加させて転位増殖及び変形双晶の形成を活発にさせる元素である。本発明の製造工程においては、再加熱及び熱間圧延中にフェライトと安定した（ｓｔａｂｌｅ）オーステナイトからなる二相組織を形成するために、マンガンの添加量を一定の範囲内に調節する必要がある。本発明では、マンガン含量を５．０〜６．０％の範囲で添加することが好ましいが、これはマンガン含量が５．０％未満であると、前記効果を十分に得難く、６．０％を超えると、凝固時の偏析によって素材内部が不均一となり、熱間圧延中にも表面割れが発生しやすくなるためである。

Ｐ：０．０２０％以下
Ｐは鋼中に不可避に含まれる不純物であり、結晶粒界に偏析して鋼の靭性を低下させ、耐遅れ破壊特性を低下させるため、できるだけ含まないことが好ましい。本発明では、その上限を０．０２０％に管理する。

Ｓ：０．０２０％以下
Ｓは、鋼中に不可避に含まれる不純物であり、Ｐと同様に結晶粒界に偏析して靭性を低下させ、低融点硫化物を形成して熱間圧延を阻害するため、できるだけ含まないことが好ましい。本発明では、その上限を０．０２０％に管理する。

Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％
アルミニウムは、強力な脱酸元素であり、鋼中の酸素を除去して清浄度を向上させるのみならず、鋼中に固溶した窒素と結合してＡｌＮを形成することにより、延性及び衝撃靭性を向上させることができる。本発明では、アルミニウムを積極的に添加するが、含量が０．０１０％未満であると、その添加効果を期待し難く、０．０５０％を超えると、アルミナ介在物が多量に生成されて機械的物性を大きく低下させる。このような点を考慮して、本発明では、アルミニウムの含量を０．０１０〜０．０５０％の範囲に制限する。

Ｎ：０．０１０〜０．０２０％
窒素は、窒化物を形成して結晶粒を微細化することで強度及び延性を向上させる元素である。窒素の含量が０．０１０％未満であると、前記効果を期待し難く、０．０２０％を超えると、鋼中に固溶する窒素量が増加して冷間鍛造性を低下させるため、好ましくない。

前記組成以外の残りの成分はＦｅである。但し、通常の製造過程では、原料や周囲の環境から意図しない不純物が不可避に混入することがあるため、それを排除することはできない。これら不純物は、本技術分野における通常の知識を有する者であれば、誰でも分かるものであるため、そのすべての内容を本明細書で特に言及しない。

一方、上述の成分範囲を有する鋼材の合金設計の際、Ｍｎ及びＳｉの含量は、数１を満たすように制御することが好ましい。
［数１］［Ｍｎ］／［Ｓｉ］≧２５
ここで、［Ｍｎ］及び［Ｓｉ］はそれぞれ、該当元素の含量（質量％）を意味する。

本発明においてマンガンは、オーステナイト相（ｐｈａｓｅ）を安定化させる元素であり、状態図上においてオーステナイト領域を低い温度まで大きく拡張する。そして、シリコンは、鋼中に固溶して強度は上昇させるが、延性を大きく低下させる。本発明者らは、このような点に着目して研究と実験を重ねた結果、前記マンガンとシリコンの関係が質量％を基準にＭｎ／Ｓｉ≧２５を満たしたときに、優れた強度と延性を有するオーステナイトとフェライトの二相組織の線材を提供することができることを確認した。

また、上述の成分範囲を有する鋼材の合金設計の際、Ａｌ及びＮ含量は数２を満たすように制御することが好ましい。
［数２］１≦［Ａｌ］／［Ｎ］≦４
ここで、［Ａｌ］及び［Ｎ］はそれぞれ、該当元素の含量（質量％）を意味する。

本発明においてアルミニウムは、鋼中に固溶した窒素と結合してＡｌＮを形成し、これら窒化物は結晶粒界を固定させる役割を果たすことで結晶粒度を微細にする。このような効果を得るためには、微細なＡｌＮを通常のレベル以上に多量に析出させて結晶粒を微細化しなければならず、これによって強度及び延性もさらに向上することができる。本発明者らは、このような点に着目して研究と実験を重ねた結果、前記アルミニウムと窒素の関係が質量％を基準に１≦Ａｌ／Ｎ≦４を満たしたときに、強度と延性に優れた線材を提供することができることを確認した。

以下、本発明の強度及び延性に優れた線材の微細組織について詳細に説明する。

本発明の線材の微細組織は、オーステナイト及びフェライトの二相からなり、オーステナイトの面積分率が１５〜２５％であることを特徴とする。オーステナイトの面積分率は、合金組成とともに鋼材の再加熱温度及び圧延温度の複合制御により制御することができるが、オーステナイトの面積分率が上述の範囲に該当する場合、優れた機械的物性を確保することができる。

一例によると、オーステナイト及びフェライトは、ラス（ｌａｔｈ）状のラメラ（ｌａｍｅｌｌａｒ）構造を有することができる。この場合、ラメラ間隔（ｉｎｔｅｒ−ｌａｍｅｌｌａｒ ｓｐａｃｉｎｇ）は０．２μｍ以下（０μｍを除く）である。もしラメラ間隔が０．２μｍを超えると、強度及び延性が劣化する。ちなみに、ラメラ間隔の制御は、熱間減面率の制御を介して達成することができる。

一例によると、ラス（ｌａｔｈ）の内部に形成された転位の密度は１．０×１０^１５以上である。後述するように、本発明では温度が相対的に低いオーステナイトとフェライトの二相領域で強圧下の圧延が行われるため、基地組織内部における転位の密度が非常に高くなる。これにより、強度向上の効果を一部得ることができる。

一例によると、本発明の線材は、ＡｌＮ（アルミニウム窒化物）を含み、前記ＡｌＮの最大円相当直径（ｍａｘｉｍｕｍ ｃｉｒｃｕｌａｒ ｅｑｕｉｖａｌｅｎｔ ｄｉａｍｅｔｅｒ）は３０ｎｍ以下（０ｎｍを除く）である。もし最大円相当直径が３０ｎｍを超えると、結晶粒界を効果的に固定し難くなる。ちなみに、ＡｌＮの最大円相当直径の制御は、鋼材の再加熱温度の制御を介して達成することができる。もし最大円相当直径が３０ｎｍを超えて粗大となる場合、鋼材の再加熱温度を下げることで、最大円相当直径が３０ｎｍ以下となるようすることが好ましい。

本発明の線材は、強度及び延性に優れるという利点があり、一例によると、引張強度が１２００〜１４００ＭＰａであり、伸びが３０％以上である。

以上で説明した本発明の線材は、様々な方法により製造でき、その製造方法は特に制限されない。但し、好ましい一例として、次のような方法により製造できる。

以下、本発明の強度及び延性に優れた線材の製造方法について詳細に説明する。

まず、本発明では、上述の組成成分を有する鋼材を用意した後、それを再加熱する。このとき、再加熱温度は６００〜７００℃の範囲で管理するのが好ましい。この温度範囲で、１時間以上維持してオーステナイトとフェライトの二相組織を形成して安定化させる。もし再加熱温度が６００℃未満であると、オーステナイト相がほとんど存在しないため、目標とする二相組織を得ることができず、７００℃を超えると、逆にフェライト相がほとんど存在しないため、熱間圧延後に二相組織を得ることができない。したがって、再加熱温度は６００〜７００℃の温度範囲に制御することが好ましい。

次に、前記再加熱された鋼材を仕上げ熱間圧延して線材を得る。このとき、仕上げ熱間圧延温度は再加熱温度と同様に６００〜７００℃の範囲で管理するのが好ましい。もし熱間圧延温度が前記範囲を外れると、安定したオーステナイトとフェライトの二相組織を得ることができないため、仕上げ熱間圧延温度は６００〜７００℃の温度範囲に制御することが好ましい。一方、仕上げ熱間圧延時の熱間減面率は８０％以上とすることが好ましい。もし熱間減面率が８０％未満であると、ラメラ間隔が広くなりすぎる。

次に、前記線材を空冷処理する。もし冷却速度が遅いと、結晶粒が粗大となり、逆に冷却速度が速くなると、オーステナイトが低温組織に変態し得るため、冷却は空冷にすることが好ましい。本発明では、空冷速度については特に限定しないが、例えば０．２〜２℃／ｓｅｃの範囲とする。

以下、実施例を挙げて本発明をより詳細に説明する。しかし、このような実施例の記載は、本発明の実施を例示するためのものであり、このような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。

（実施例）
表１の合金成分を有する溶鋼をそれぞれ鋳造した後、それを表２の条件で再加熱及び仕上げ熱間圧延した後に空冷して線材（直径：１５ｍｍ）を製造した。また、それぞれの線材に対して、オーステナイト体積分率と、オーステナイトとフェライトのラメラ間隔を測定して表２に共に示した。

次に、前記のように製造された線材を用いて常温引張試験を行って引張強度と伸びを測定して表２に共に示した。このとき、オーステナイト（γ）の面積分率は、Ｘ−ｒａｙ（ＸＲＤ）を用いて測定し、オーステナイトとフェライトのラメラ間隔は、透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて測定した。そして、常温引張試験は、クロスヘッド速度（ｃｒｏｓｓｈｅａｄ ｓｐｅｅｄ）を降伏点まで０．９ｍｍ／ｍｉｎ、その後には６ｍｍ／ｍｉｎの速度で行って引張強度と伸びを測定した。

表１及び２に示すように、本発明で提案する合金組成及び工程条件をすべて満たす試験片１〜５は、オーステナイトの面積分率が１５〜２５％と適切に制御され、オーステナイトとフェライトのラメラ間隔も０．２μｍ以下と適切に制御されていることが確認できる。これにより、優れた機械的物性（１２００−１４００ＭＰａの引張強度と３０％以上の伸び）を示した。

これに対し、試験片６はシリコンが本発明の範囲を超えて外れた場合であって、数１も満たしておらず、シリコンの強化効果によって引張強度が大きく上昇し、延性に劣ることが分かった。

試験片７は、マンガン含量が本発明の範囲に達していない場合であって、数１を満たさないだけでなく、オーステナイトの体積分率が少なすぎて強度に劣ることが分かった。

試験片８は、数１と数２は満たすものの、マンガン含量が本発明の範囲を超えて外れた場合であって、試験片７とは逆に、オーステナイトの体積分率が多すぎるだけでなく、オーステナイト中のカーボン含量の減少によって冷却中にマルテンサイト変態が起こり、延性に劣ることが分かった。

試験片９は、窒素含量が本発明の範囲に達していない場合であって、数２を満たしておらず、結晶粒微細化に効果的なＡｌＮの形成が少なすぎるため、ラメラ間隔が大きくなり、強度に劣ることが分かった。

試験片１０は、鋼の組成成分は本発明の範囲を満たし、数１と数２を満たすが、再加熱温度が高すぎる場合であって、オーステナイトの体積分率が過剰に増加し、ラメラ間隔が大きくなって強度に劣ることが分かった。

試験片１１は、鋼の組成成分は本発明の範囲を満たし、数１と数２を満たすが、熱間圧延温度が低すぎる場合であって、オーステナイトの体積分率が大きく減少して、変形時に変態誘起マルテンサイトの生成が少なくて、強度に劣ることが分かった。

比較例１２は、鋼の組成成分は本発明の範囲を満たし、数１と数２を満たすが、熱間減面率が少なすぎる場合であって、オーステナイトとフェライトのラメラ間隔が大きく増加して強度に劣ることが分かった。

以上、本発明の実施例について詳細に説明したが、本発明の権利範囲はこれに限定されるものではなく、請求の範囲に記載された本発明の技術的思想を逸脱しない範囲内で様々な修正及び変形が可能であることは、当技術分野における通常の知識を有する者には自明である。

Claims (4)

1. 質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：０．２％以下、Ｍｎ：５．０〜６．０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％、Ｎ：０．０１０〜０．０２０％、残部がＦｅ及び不可避な不純物からなり、
   式１及び２を満たし、
   微細組織がオーステナイト及びフェライトの二相からなり、前記オーステナイトの面積分率は１５〜２５％であり、
   前記微細組織は、オーステナイトとフェライトがラス（ｌａｔｈ）状のラメラ（ｌａｍｅｌｌａｒ）構造を有し、前記ラメラ間隔（ｉｎｔｅｒ−ｌａｍｅｌｌａｒ ｓｐａｃｉｎｇ）は０．２μｍ以下（０μｍを除く）であることを特徴とする強度及び延性に優れた線材。
   ［数１］
   ［Ｍｎ］／［Ｓｉ］≧２５・・・式１
   （ここで、［Ｍｎ］及び［Ｓｉ］はそれぞれ、該当元素の含量（質量％）を意味する。）
   ［数２］
   １≦［Ａｌ］／［Ｎ］≦４・・・式２
   （ここで、［Ａｌ］及び［Ｎ］はそれぞれ、該当元素の含量（質量％）を意味する。）
2. 引張強度が１２００〜１４００ＭＰａであり、伸びが３０％以上であることを特徴とする請求項１に記載の強度及び延性に優れた線材。
3. 質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：０．２％以下、Ｍｎ：５．０〜６．０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％、Ｎ：０．０１０〜０．０２０％、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、下記式１及び２を満たす鋼材を６００〜７００℃の温度範囲で再加熱する段階と、
   前記再加熱された鋼材を６００〜７００℃の温度範囲で８０％以上の熱間減面率で仕上げ熱間圧延して線材を得る段階と、
   前記線材を空冷する段階と、を含み、
   微細組織がオーステナイト及びフェライトの二相からなり、前記オーステナイトの面積分率は１５〜２５％であり、
   前記オーステナイトとフェライトがラス（ｌａｔｈ）状のラメラ（ｌａｍｅｌｌａｒ）構造を有し、前記ラメラ間隔（ｉｎｔｅｒ−ｌａｍｅｌｌａｒ ｓｐａｃｉｎｇ）は０．２μｍ以下（０μｍを除く）であることを特徴とする強度及び延性に優れた線材の製造方法。
   ［数１］［Ｍｎ］／［Ｓｉ］≧２５・・・式１
   （ここで、［Ｍｎ］及び［Ｓｉ］はそれぞれ、該当元素の含量（質量％）を意味する。）
   ［数２］１≦［Ａｌ］／［Ｎ］≦４・・・式２
   （ここで、［Ａｌ］及び［Ｎ］はそれぞれ、該当元素の含量（質量％）を意味する。）
4. 前記再加熱時、６００〜７００℃の温度範囲で１時間以上維持することを特徴とする請求項３に記載の強度及び延性に優れた線材の製造方法。