JPS62267420A

JPS62267420A - 耐遅れ破壊性の優れた高張力、高靭性線材の製造法

Info

Publication number: JPS62267420A
Application number: JP10889586A
Authority: JP
Inventors: Takehiko Kato; 加藤　猛彦; Yoshiaki Yamada; 山田　凱朗; Shinzo Ashida; 芦田　真三; Yasuhiro Hosoki; 細木　康博
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 1986-05-13
Filing date: 1986-05-13
Publication date: 1987-11-20

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）本発明は高張力鋼線又は鋼棒の製造に係り、より詳細に
は、圧延直接焼入れによって伸び、絞りが優れ、しかも
耐遅れ破壊性が優れた高張力鋼線又は鋼棒の製造法に関
するものである。

（従来の技術）従来、高張力鋼線又は鋼棒（以下、鋼線材という）の製
造方法としては、Ａｃ３変態点以上のオーステナイト域
に加熱し一定時間保持した鋼線材を水中又はその他の冷
却媒体中に浸漬して冷却する焼入れ処理によってマルテ
ンサイト組織に変態させ、引続き、伸び、絞りなどの靭
性の回復を図るため、Ａ工変態点以下の所定の温度に一
定時間保持する焼戻し処理を施す方法が一般的であり、
この方法はいわば再加熱方式と云うことができる。

この再加熱方式によって得られた高張力鋼線材は、水素
に対する感受性が高く、コイルにして保管している間や
使用中において破断する遅れ破壊が生じやすいという欠
点がある。また、上記焼入れ、焼戻し処理には多大な時
間とエネルギーを要し、コスト的にも好ましいとは云い
難い方法である。

そこで、最近、上記欠点を解消するために圧延直接焼入
れ方式が提案された。この方式は、熱間圧延ラインで鋼
線材をオーステナイト変態点以上の温度で仕上げ、圧延
後、水槽中で巻取って均一なマルテンサイト組織を得る
方法である。

この直接焼入れ方式で得られた鋼線材は、前述の再加熱
方式によるものに比べ、耐遅れ破壊性が優れているもの
である。この理由は次のように考えられている。

すなわち、直接焼入れ材のマルテンサイト組織は、圧延
中に生じた再結晶オーステナイトが直ちに冷却しマルテ
ンサイト化されるため、マルテンサイト組織の粒界が再
加熱処理で生じたマルテンサイト粒界よりも純粋でＰ、
Ｓなどの微細析出物が少ない。そのため、再加熱の場合
に比べ、マルテンサイト粒界が強靭になると考えられて
いる。

なお、この効果は低温で焼戻し処理を行っても保持され
る。

（発明が解決しようとする問題点）このような直接焼入れ鋼線材は、再加熱処理材に比べ、
焼戻しが不要であるのでコスト的にも安価で、しかも特
性が優れている。但し、再加熱焼入れ材に比べ、コイル
保管中及び使用時での遅れ破壊による断線事故が減少す
るとはいっても皆無ではなく、依然として耐遅れ破壊性
が問題点として存在している。また靭性の向上はそれ程
期待できない。

本発明は、上記従来技術の直接焼入れ方式における欠点
を解消し、直接焼入れ材の特に耐遅れ破壊性を改善する
と共に靭性の向上も可能にする高張力鋼線１ｗ！棒等の
鋼線材の製造法を提供することを目的とするものである
。

（問題点を解決するための手段）上記目的を達成するため、本発明者は、従来の直接焼入
れ方式について化学成分、製造プロセス条件等々を再検
討した結果、直接焼入れ材のＣ量を０．２５％以下の如
く低くすることにより、高張力と同時に高い靭性が得ら
れるが、更にこのような直接焼入れ材でもＳｉを通常０
．３％前後である量よりも高めた場合、耐遅れ破壊性の
向上が期待できることが判明した。

しかし、このような化学成分面での調整のみでは特に耐
遅れ破壊性の顕著な向上を期待し難いため、更に併わせ
て製造プロセス条件についても種々研究を重ねたところ
、高Ｓｉ含有鋼において表面部に脱炭層を積極的に形成
して焼入れするならば、酎遅れ破壊性が飛躍的に向上し
、かつ、靭性も向上した直接焼入れ材を製造できること
を見い出し、そのための条件を更に詳細に検討して本発
明をなしたものである。

すなわち、本発明に係る耐遅れ破壊性の優れた高張力、
高靭性線材の製造法は、Ｃ：０．０５〜０．３０％、Ｓ
ｉ：１．０〜３．０％及びＭｎ：０．５〜２．５％を含
み、更にＮｂＳ２．２％、ＴｉＳ２．２％、■≦０．２
％、Ｃｒ≦２％、Ｃｕ≦０．５％及びＮｉ５２％のうち
の１種又は２種以上を含み、残部がＦｅ及び不可避的不
純物からなる鋼につき、熱間圧延前の均熱に際して、Ａ
ｃ１〜Ａｃ、の温度範囲を５〜ｂオーステナイト域で均熱し、次いでオーステナイト域或
いはＡｒ１〜Ａｒ３の２相域で熱間圧延を終了後、水中
に焼入れして、表面部に脱炭層を有し。

かつ、その内部組織がマルテンサイト組織又はマルテン
サイト＋フェライト組織である鋼線、鋼棒等の鋼線材を
得ることを特徴とするものである。

以下に本発明を実施例に基づいて詳細に説明する。

まず、本発明において対象とする鋼の化学成分の限定理
由について説明する。

Ｃは強度を確保するために必要な元素であり、所期の高
張力という目的達成のためには０．０５％以上が必要で
ある。しかし、多すぎると靭性の劣化や水焼入れ時に焼
割れを発生する恐れがあるので、上限を０．３０％とし
、０．２５％以下が好ましい。また耐遅れ破壊性の観点
からもこの上限値を超えるのは好ましくない。

ＳＬは脱酸元素であり、また固溶強化元素で強度増大に
効果がある。更に留意すべきことは、Ｓｉ自体が内部酸
化傾向が非常に大きい元素で、鋼線材の表面脱炭を促進
する元素であり、応力腐食環境下で非常に緻密な腐食生
成物を生成し、腐食反応自体を抑制する効果があり、耐
遅れ破壊性の向上を図ることができる。これらの効果、
特に積極的に表面脱炭を図るためには１．０％以上を添
加する必要がある。しかし、３．０％を超える量を添加
すると靭性の劣化をまねいたり、経済的に不利になるた
め、上限を３．０％とする。

Ｍｎは焼入れ性を向上させて強度を増大するのに必要な
元素で、０．５％未満ではその効果が少なく、２．５％
を超えるとその効果が飽和し、しかも偏析なども発生し
やすくなるため、０．５〜２．５％の範囲とする。

以上の元素を必須成分として含むが、高張力。

高靭性の目的達成を容易にするためにＮｂ、　Ｔｉ、Ｖ
、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉのうちの１種又は２種以上を適宜添
加することもできる。

Ｎｂ、Ｔｉ及びＶは微細な炭窒−化物を生成し、オース
テナイトの未再結晶域を拡大し、圧延後の結晶粒微細化
に効果があるが、各元素とも０．２％を超えて添加して
も効果が飽和し、不経済であるので、０．２％以下で添
加する。

Ｃｒは焼入れ性を向上させ強度増大に有効な元素である
が、２．０％を超えて添加すると靭性が劣化し、しかも
不経済であるので、２．０％以下で添加する。またＮｉ
は焼入れ性１強度、靭性並びに耐候性の改善に効果があ
るが、高価であるので２％以下で添加する。Ｃｕは強度
、靭性、耐候性を増す必要がある場合に添加するが、し
かし。

Ｃｕは脱炭を遅滞させる効果を有するため、本発明の狙
いである脱炭促進による表面脱炭の確保を減殺する恐れ
があると共に、０．５％を超えて添加すると１分塊圧延
に際して熱間割れを生ずる危険性が大きくなるので、添
加するときはこれらの点を勘案して０．５％以下とする
。

なお、鋼中の不可避的不純物、就中Ｐ、Ｓについては次
の理由により少なくともいずれかの含有量を低減し、清
浄鋼を用いるのが望ましい。Ｐは鋼中で偏析しやすい元
素で、粒界などに偏析して粒界の結合エネルギーを低下
させ、耐遅れ破壊性などを劣化させることになるので、
０．０１００％以下に規制するのが望ましい。また、Ｓ
は硫化物系介在物（例、ＭｎＳ系介在物）を生成し、そ
の部分が酸性雰囲気中でおかされて破壊の起点となりや
すいので、硫化物系介在物は少ない方がよく、０．００
７％以下に規制するのが望ましい。

上記化学成分を有する鋼を対象とする本発明法では、単
に化学成分を？Ａ整するのみならず、併わせて特に熱間
圧延の加熱方法、圧延条件を規制することにより、熱間
圧延に際し、圧延前の均熱時に表面部に均一に脱炭層を
生じさせ、その状態で熱間圧延を行い、圧延終了後、水
中に焼入れして、表層部が均一なフェライト脱炭及び部
分脱炭によりなる脱炭層を有し、かつ、芯部がマルテン
サイト組織或いはマルテンサイト＋フェライトよりなる
２相組織を有する高靭性を備え耐遅れ破壊性の優れた高
張力鋼線、ｍ棒を得ようとするものである。

まず、均熱に際してＡＣ１〜Ａｃ、の温度範囲を５〜ｂ圧延前のビレットの状態で均一な表面脱炭、特にフェラ
イト脱炭を生じさせるためには、フェライト脱炭の最も
発生しやすい温度域（α十γ２相域）、具体的には８０
０〜９５０℃位の範囲にさらされる時間を長くすればよ
い。但し、２０”Ｃ／分より早い加熱速度ではフェライ
ト脱炭の生成が少なく。

Ｓ′４ｖ；Ａ材表面で殆ど存在が認められなくなり１部
分脱炭層だけが存在するようになり、逆に、　５℃／分
以下の加熱速度では、フェライト脱炭は非常に深くなる
が、均熱時間が極端に長くなり、実際の操業レベルから
逸脱し、コストの上昇をまねくので好ましくない。

上記徐加熱後、オーステナイト域で均熱し、オーステナ
イト単独域圧延乃至オーステナイト＋フェライト温度域
の２相域の圧延を実施する。前者のオーステナイト単相
域圧延の場合、所要の線径を得るためだけの圧延であり
、圧延中の脱炭は余り期待できない６一方、後者の２相
域圧延の場合には、所要の線径を得るためのみならず、
圧延中での表層部での脱炭増進を期待することができる
。

脱炭は（α＋γ）２相域で非常に起こりやすく、この場
合は均熱時に生じた脱炭と圧延中で生じた脱炭が合算さ
れるので、オーステナイト単相域圧延の場合に比べて表
層部の脱炭深さが深くなる利点がある。

熱間圧延終了後、水中に焼入れするが、焼入れの態様と
しては、圧延終了後直ちに焼入れを行う場合と、圧延終
了後一定時間経過後に焼入れを行う場合とがある。

前者の場合、表層部にフェライト脱炭及び部分脱炭より
なる脱炭層を有し、芯部が均一なマルテンサイト組織よ
りなる鋼線材を得ることができる。

一方、後者の場合、圧延終了後焼入れする間に一定時間
経過させるのはこの間にフェライトを所定量、好ましく
は１５％以下析出させるためであり。

しかる後水中に焼入れすることにより、表層部にフェラ
イト脱炭及び部分脱炭によりなる脱炭層を有し、芯部が
マルテンサイト＋フェライトの２相組織よりなるｗ４Ｂ
材を得ることができる。

このようにした得られた鋼線材は、圧延焼入れのまま使
用することができるが、その他の態様、例えば、伸線→
直線矯正、ブルーイング又は直線間圧ままでも使用する
ことができる。

次に本発明の一実施例を示す。

（実施例）第１表に示す化学成分（ｗｔ％）を有する各種供試材に
ついて、第２表に示す均熱、熱間圧延、熱処理の各条件
で処理して鋼材を製造した。得られた鋼材の脱炭深さく
フェライト脱炭、全脱炭）及び芯部組織を調べると共に
機械的性質を調べた。それらの結果を第２表に示す。ま
た、これらのうち、圧延後直線矯正を実施した７、５φ
線材を使用して第３表に示す各種腐食雰囲気中での応力
腐食試験を行って破断するまでの時間を調べた。なお、
試験にはＰＣ鋼鋼棒して使用されることを想定して、圧
延材を直線間圧した線材を使用した。また直線矯正材の
実際引張強さの７０％の荷重を試験液中に浸漬した試験
材に負荷した。その結果を同表に併記する。

［以下余白］第２表に示すように、本発明材１〜３に対して本発明法
（イ）〜（へ）を適用して得られた鋼材は。

フェライト脱炭及び部分脱炭よりなる脱炭層を有し、か
つ、芯部がマルテンサイト組織（本発明法イ）或いはマ
ルテンサイト＋フェライト２相組織（本発明広口〜へ）
を有している。一方、比較法（ト）、　（チ）、（す）
の場合には、表面脱炭は存在するものの、いずれもフェ
ライト脱炭は存在せず。

その深さにおいても浅い。

芯部組織がいずれもマルテンサイト組織である本発明法
（イ）と比較法（チ）、（す）とを比較すると、本発明
法（イ）の方が全伸びの値に優れている。これはフェラ
イト脱炭が寄与しているものと考えられる。

均熱・圧延パターンがはゾ同じである本発明法（イ）と
比較法（す）とを比較すると、比較法（す）にフェライ
ト脱炭層が存在しないのは、供試材としてＳｉｔが大幅
に少ないことによるものである。

本発明法（ロ）と比較法（ト）とを比較すると、同−成
分系での均熱時の２相域（８００〜９５０℃）通過加熱
速度が異なっているが、そのため、比較法（ト）のよう
に本発明範囲の上限を超える約り０℃／分の加熱速度で
あると、表面層にフェライト脱炭が発生せず、それが伸
びの値にも、また第３表に示す応力腐食試験結果にも悪
い影響を与えていることがわかる。

なお、本発明法（ホ）と（へ）について考察すると、前
者の（ホ）は材料的に低Ｐ、Ｓ材を使用したもので、（
ロ）とは圧延パターンがはゾ同じでありながら、伸び、
絞りが優れている。また、（へ）は材料としてＮｂ添加
材を使用して高温圧延を行い、Ｎｂによるγ粒微細化効
果を狙ったもので、かつ、高温加熱による脱炭助長効果
を期待したものであり、伸び、絞りの値にその効果があ
られれていることがわかる。

全般的には１本発明法においては、芯部組織がマルテン
サイト単相組織である場合よりも、マルテンサイト＋フ
ェライト２相組織である場合の方が伸び、絞りが優れて
いる。

次に、応力腐食試験結果について考察する。

第３表かられかるように、本発明法の場合、比較法に比
へて、いずれの試験条件においても破断に至るまで長時
間を要した。特に比較法（チ）の焼入れ焼戻し材に比べ
て硝酸アンモニウム液中では約４〜６倍、チオシアン酸
アンモニウム液中では約２．５〜３倍の時間を要した。

これは、第２表に示したように１本発明法による場合は
比較法による場合に比べ、表面脱炭層中にフェライト脱
炭が存在し、しかもこの脱炭層靭性値自体も優れており
、したがって１表面にフェライト脱炭が存在すると最表
面の靭性が高いので、応力下におけるクラックの発生や
進展が生じにくくなるためである。

各本発明法において（イ）に比べて（ロ）、（ホ）。

（へ）の方が優れているが、これは、第２表について説
明したように、芯部組織が２相組織であり。

その結果、靭性値が高くなっているためである。

特に（ホ）の場合などは、低Ｐ、低Ｓであるため。

粒界を弱めるＰに起因した粒界析出物が少なくなること
と、酸性雰囲気中で腐食起点となり得るＭｎＳ系介在物
が低減されるため、優れた値を示している。また本発明
（へ）の場合は、Ｎｂ添加による結晶粒微細化効果によ
って一層優れた値を示している。

一方、各比較法（ト）、（チ）、（す）、において、（
ト）、（す）のいずれの場合も、Ｓｉ量が多く添加され
ているため、（チ）に比べて良好な値を示しているが、
しかし、表面にフェライト脱炭層が存在しないのでその
改善効果は小さい。

（発明の効果）以上詳述したように、本発明によれば、耐遅れ破壊性が
顕著に優れ、更に靭性も向上した高張力鋼線、鋼棒など
の鋼線材を安価に製造することができるので、その効果
は非常に大きい。

Claims

【特許請求の範囲】

（１）重量％で（以下、同じ）、Ｃ：０．０５〜０．３
０％、Ｓｉ：１．０〜３．０％及びＭｎ：０．５〜２．
５％を含み、更にＮｂ≦０．２％、Ｔｉ≦０．２％、Ｖ
≦０．２％、Ｃｒ≦２％、Ｃｕ≦０．５％及びＮｉ≦２
％のうちの１種又は２種以上を含み、残部がＦｅ及び不
可避的不純物からなる鋼につき、熱間圧延前の均熱に際
して、Ａｃ＿１〜Ａｃ＿３の温度範囲を５〜２０℃／分
の加熱速度で徐加熱、通過後、オーステナイト域で均熱
し、次いでオーステナイト域で熱間圧延を終了後、水中
に焼入れして、表面部に脱炭層を有し、かつ、その内部
組織がマルテンサイト組織又はマルテンサイト＋フェラ
イト組織である鋼線、鋼棒等の鋼線材を得ることを特徴
とする耐遅れ破壊性の優れた高張力、高靭性鋼線材の製
造法。
（２）前記鋼として、不可避的不純物のうちＰ及びＳの
うちの１種又は２種をＰ≦０．０１０％、Ｓ≦０．００
７％の範囲に低減せしめた清浄鋼を用いる特許請求の範
囲第１項記載の製造法。
（３）Ｃ：０．０５％〜０．３０％、Ｓｉ：１．０〜３
．０％及びＭｎ：０．５〜２．５％を含み、更にＮｂ≦
０．２％、Ｔｉ≦０．２％、Ｖ≦０．２％、Ｃｒ≦２％
、Ｃｕ≦０．５％及びＮｉ≦２％のうちの１種又は２種
以上を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼
につき、熱間圧延前の均熱に際して、Ａｃ＿１〜Ａｃ＿
３の温度範囲を５〜２０℃／分の加熱速度で徐加熱、通
過後、オーステナイト域で均熱し、次いでＡｒ＿１〜Ａ
ｒ＿３の２相域で熱間圧延を終了後、水中に焼入れして
、表面部に脱炭層を有し、かつ、その内部組織がマルテ
ンサイト＋フェライト組織である鋼線、鋼棒等の鋼線材
を得ることを特徴とする耐遅れ破壊性の優れた高張力、
高靭性鋼線材の製造法。
（４）前記鋼として、不可避的不純物のうちＰ及びＳの
うちの１種又は２種をＰ≦０．０１０％、Ｓ≦０．００
７％の範囲に低減せしめた清浄鋼を用いる特許請求の範
囲第３項記載の製造法。