低温退火用钢线及其制造方法

专利名称：低温退火用钢线及其制造方法
技术领域：
本发明涉及用作通过冷锻成形的螺栓、螺钉、螺母等机械部件的原材料的低温退火用钢线及其制造方法。特别涉及由退火带来的软质化特性和延展性优良的、可在更低的温度下进行退火的低温退火用钢线及其制造方法。本申请基于2009年11月17日提出的日本专利申请第2009-262158号并主张其优先权，这里引用其内容。
背景技术：
在冷锻中，成品的尺寸精度及生产率优良，因而在成形钢制的螺栓、螺钉、螺母等机械部件时，从以往进行的热锻向冷锻的转换在扩大。另一方面，对于冷锻，与热锻相比，钢材的变形阻抗增高，钢材的变形能降低，因此对模具的负荷增大。因此，在冷锻中，容易产生发生模具的磨损或损伤或在成形部件中发生加工裂纹等问题。为了回避这些问题，对于冷锻中所用的钢材要求非常高的加工性。因此，以往通过球化退火等热处理使热轧材软质化，从而提高钢材的加工性。球化退火是通过使渗碳体成为球状来提高加工性的处理，其广泛作为冷锻用钢的软质化处理来进行。在该球化退火中，需要大约20小时左右的热处理时间，因此近年来，为了改善部件的生产率及成本，缩短热处理时间、降低退火温度或省略退火的要求在不断高涨。此外，对于机械结构用钢，为了确保作为机械部件必要的强度，有时添加Cr及Mo 或V等合金元素。已知有如果在钢中添加这些合金元素，则在软质化退火时，渗碳体的球化延迟，退火后的强度提高，使延展性降低，冷锻性劣化。所以，在钢中添加这些合金元素的情况下，为了改善冷锻性，采用进行2次以上的球化退火等方法。此外，近年来，以部件制造成本的降低及部件的高功能化为目的，部件形状也在复杂化。因此，对冷锻中使用的钢材的加工性的要求提高。关于冷锻用钢的加工性，有影响对模具的负荷的变形阻抗和影响加工裂纹的发生的延展性，它们中的双方或一方作为冷锻用钢的加工性而被提出要求。该冷锻用钢的加工性所要求的特性(变形阻抗或延展性)因各用途而异。基于这样的背景，作为提高钢材的冷锻性的技术，以往提出了多种方法。例如，很早就清楚通过在球化退火前进行断面收缩率为20 30%的粗拉丝来促进渗碳体的球化而使钢材软质化的方法及通过多次进行球化退火而使钢材软质化的方法等软质化技术，并且这些技术以往被广泛采用。此外，在专利文献1中，公开了通过将热轧线材的铁素体组织分率规定为30面积％以上、将贝氏体组织和马氏体组织的合计规定为剩余部分的50面积％以上，可在低温且用短时间进行粗拉丝后的球化退火的处理的方法。在该方法中，可使球化退火的处理温度降低，或缩短处理时间，但退火后的硬度或极限压缩率等冷锻性与以往的球化退火材同等，从加工性的方面来看是不充分的。
此外，在专利文献2中，作为表面渗碳硬化钢的制造方法，公开了在对将贝氏体体积分率抑制在50%以下的由铁素体和珠光体组织构成的钢材进行了断面收缩率为以上的拉丝拉制加工后，进行球化退火的方法。在该方法中，球化退火后的硬度低、且均勻，钢材软质化，但钢材的延展性仍不充分。另外，在专利文献3中，公开了通过规定钢材组织中的伪珠光体和贝氏体和铁素体的面积率来缩短球化处理时间、降低钢材的变形阻抗的方法。在该方法中，有时需要在钢材组织中含有10%以上的伪珠光体，因此在是合金元素的含量低、淬火性低的钢种或线径大的线材的情况下，需要在卷取后提高冷却速度，因而存在增加制造成本的问题。现有技术文献专利文献专利文献1 日本特开2006-37159号公报专利文献2 日本特开2006-1M774号公报专利文献3 日本特开2006-225701号公报

发明内容
发明要解决的课题本发明的目的在于，提供一种能使冷锻前的软质化退火时的温度降低、且在该软质化退火后为软质且延展性提高的冷锻性优良的钢线及其制造方法。解决课题的方法本发明者们为了提高钢线的冷锻性，对钢材的退火前组织与将该钢材粗拉加工后退火时的机械特性的关系进行了调查。本发明者们发现，如果抑制初析铁素体组织和贝氏体组织，控制钢线中的组织，主要形成含有珠光体组织的组织，则即使在钢线中含有Cr或Mo、V等阻碍渗碳体球化的元素时，通过在特定的条件下进行粗拉加工，将钢线强度控制在特定的值，在对钢线进行低温退火时强度下降，延展性显著提高。在通过粗拉加工及低温退火使渗碳体球化时，如果对粗拉前的组织中的初析铁素体的体积率进行抑制，则可得到退火后渗碳体均勻分散的组织，钢线的延展性显著提高。再有，低温退火是为使钢材软质化而在Acl点以下进行的退火。此外，本发明者们发现，在抑制了初析铁素体及贝氏体的主要含有珠光体组织的组织中，在退火时，有球状渗碳体的尺寸变得均勻的倾向，可抑制粗大的球状渗碳体的生成。粗大的球状渗碳体作为延展性破坏的起点而发挥作用，因此为了提高钢线的加工性，抑制该粗大的球状渗碳体是有效的。另外，本发明者们发现通过抑制钢线中的贝氏体组织及马氏体组织，在进行了粗拉和低温退火后，通过使钢线的强度降低而能够使钢线软质化，而且还能够提高延展性。贝氏体组织及马氏体组织对于使渗碳体球化是有效的，但位错密度高。因此，在低温退火这样的低温度且短时间的退火中，推测钢线的软质化容易不足。本发明者们基于上述见识反复进行了研究，以至完成了本发明。本发明如下所述。再有，在以下中，将C的含量(质量百分比)表示为(C%)0(1)本发明的一形态的低温退火用钢线，以质量％计含有C :0. 10 0.60%、 Si :0. 01 0. 40 %、Mn :0. 20 1. 50 %、P :0 0. 040 %、S :0 0. 050 N :0. 0005 0. 0300%，且进一步含有 Cr 0. 03 0. 4%, V :0. 03 0. 2%, Mo :0. 03 0. 2% 中的 1 种以上，剩余部分包含Fe及不可避免的杂质；所述钢线具有含有初析铁素体组织、珠光体组织和贝氏体组织的金属组织，且所述珠光体组织的体积率为1.40X (C% ) X 100%以上且 100 %以下，所述初析铁素体的体积率为0 %以上且(1-1. 25 X (C % )) X 50 %以下，所述贝氏体组织的体积率为0% 40%，所述初析铁素体组织的体积率、所述贝氏体组织的体积率和所述珠光体组织的体积率的合计为95% 100%，抗拉强度为480+850 X Ceq. MPa以上且 580+1130XCeq. MPa 以下。其中，Ceq.= (C% ) + (Si% )/7+(Mn% )/5+(Cr% )/9+(Mo% )/2+1. 54X (V% )。再有，(C%)、(Si% )、(Mn% )、(Cr% )、(Mo% )及(V% )分别为 C、Si、Mn、Cr、 Mo及V的含量(质量％ )。(2)上述(1)所述的低温退火用钢线，以质量％计可以进一步含有Al :0. 001 0. 060%, Ti 0. 002 0. 050%, Nb :0. 005 0. 100%, B :0. 0001 0. 0060%, Cu :0. 01 0. 3 %、Ni :0. 01 0. 7 %、Ca :0. 0001 0. 010 %、Mg :0. 0001 0. 010 %、Zr :0. 0001 0. 010%中的1种以上。(3)在上述(1)或⑵所述的低温退火用钢线中，所述珠光体组织的平均块尺寸也 ^1 4μ m ~ 20ym。(4)在本发明的一形态的低温退火用钢线的制造方法中，包含下述工序将具有上述(1)或( 所述的组成的钢坯加热；进行热轧；然后，进行卷取；之后，在400°C 600°C 的熔盐槽中恒温保持30秒 150秒；然后，进行冷却；实施断面收缩率为25+82 X Fl %以上且低于100%的拉丝加工。发明效果根据本发明，可通过冷锻将钢材成形为复杂的形状，且钢材的成品率及生产率提高，能够降低部件的加工费用。此外，根据本发明，能够使软质化退火的温度降低，且能够降低热处理费用，提高生产率。


图1是表示退火前的钢线的抗拉强度TS和低温退火后的钢线的抗拉强度TS的关系的图示。图2是表示碳当量Ceq.和退火后的抗拉强度TS的关系的图示。图3是表示碳当量Ceq.和退火后的颈缩值(也称为断面收缩率)RA的关系的图
7J\ ο图4是表示Fl值和拉丝断面收缩率的关系的图示。图5是表示C含量(C% )和珠光体组织的体积率的关系的图示。图6是表示C含量(C% )和初析铁素体组织的体积率的关系的图示。图7是表示碳当量Ceq.和退火前的钢线的抗拉强度TS的关系的图示。
具体实施例方式作为提高钢材冷锻性的技术，以前提出了多种方法。在本发明中，为了能够在冷锻前进行在比以往的退火温度低的温度下的软质化退火，在该软质化退火后得到软质、且延展性高、冷锻性优良的钢线，需要将钢线(线材)的组织控制为特定的组织。以下，对本发明的一实施方式的低温退火用钢线进行说明。首先，对组织的限定理由进行说明。如果初析铁素体(初析铁素体组织)的体积率超过(I-Usx(CW))XSO1^JIJ 因退火后渗碳体分布不均勻而生成强度不均勻的部分。如果存在强度不均勻的部分，则在锻造加工时，有时因局部的变形集中而发生冷锻裂纹。因此，初析铁素体的体积率的上限为 (1-1. 25X (C% )) X50%。此外，由于需要在钢线的组织中存在初析铁素体，因此初析铁素体的体积率的下限为0%。贝氏体组织对于渗碳体的球化是有效的，具有提高钢线的延展性的效果，但位错密度高，因此有时低温退火后的强度提高。因此，贝氏体组织的体积率的上限为40%。此外，由于不需要在钢线的组织中存在贝氏体，因此贝氏体的体积率的下限为0%。马氏体组织提高退火后的强度，因此优选将其抑制在5%以下。珠光体组织对于粗拉退火后的渗碳体的球化是有效的，具有降低钢线的变形阻抗的效果。此外，在珠光体组织的体积率大的情况下，退火后的球化渗碳体的尺寸的偏差减小，钢线的延展性提高。在珠光体组织的体积率低于1.40X (C% ) X 100%的情况下，变形阻抗的减低效果及延展性的提高效果减小，因此珠光体组织的体积率的下限为 1. 35X (C% ) X100%o再有，钢线的金属组织含有初析铁素体、贝氏体和珠光体，上述的初析铁素体组织的体积率、贝氏体组织的体积率和珠光体组织的体积率的合计为95^-100 ^珠光体组织的平均块尺寸的微细化具有减小退火后的铁素体晶粒直径的效果，对于提高延展性是有效的。此外，通过该平均块尺寸的微细化来促进层状的珠光体的分解和渗碳体的球化，因而能够缩短退火时间。如果该珠光体组织的平均块尺寸在20 μ m以下，则能够缩短退火时间，同时在退火后确保足够的延展性。因此，珠光体组织的平均块尺寸的上限优选为20 μ m。此外，从平均块尺寸的测定上的限制方面考虑，珠光体组织的平均块尺寸的下限也可以为4 μ m。再有，为了评价初析铁素体组织、珠光体组织、贝氏体组织的体积率，采用扫描式电子显微镜，以1000倍的倍率对线材的C断面(线材的与长度方向垂直的断面)摄影照片，通过图像解析求出各个组织的面积率。这里，在线材的C断面，对线材的表层(表面) 附近、1/4D部(从线材的表面在线材的中心方向上相距线材的直径的1/4的部分)和1/2D 部(线材的中心部分)进行照片摄影，各自位置的摄影区域都为125μπιΧ95μπι。此外，显微镜面(C断面)所含的组织的面积率与组织的体积率相等，因此将通过图像解析得到的各组织的面积率评价为各个组织的体积率。在珠光体组织的块尺寸的测定中，采用EBSD装置。分别对线材的C断面的表层附近部、1/4D部、1/2D部测定了 275 μ mX 165 μ m的区域。从采用EBSD装置测定的铁素体(珠光体组织中的铁素体)的结晶方位图像将方位差为15度以上的边界确定为块晶界。另外，在本实施方式的钢线中，抗拉强度TS为480+850XCeq. MPa以上。在抗拉强度TS小于480+850 X Ceq. MI^a时，退火后的钢线的软质化不充分，冷锻性劣化。此外，为了充分确保钢线的变形能，抗拉强度TS也可以为580+1130XCeq. MPa以下。这里，碳当量Ceq. 用下式(1)表示。
Ceq. = (C % ) + (Si % )/7+(Mn % )/5+(Cr % )/9+(Mo % )/2+1. 54 X (V % ) (1)再有，(C%)、(Si% ), (Mn% )、(Cr% )、(Mo% )及(V% )分别为 C、Si、Mn、Cr、 Mo及V的含量(质量％ )。本实施方式的钢线也可以以质量％计含有C :0. 10 0. 60%、Si :0. 01 0.40%、 Mn 0. 20 1. 50%, P :0 0. 040%, S :0 0. 050%, N :0. 0005 0. 0300%，且进一步含有Cr 0. 03 0. 4%, V :0. 03 0. 2%, Mo :0. 03 0. 2%中的1种以上。以下，对限定这
些元素的范围的理由进行说明。再有，关于各元素的含量，以下记载的％为质量％。C为确保作为机械部件的强度而添加到钢中。在C含量低于0. 10时，不能确保作为机械部件必要的强度。此外，如果C含量超过0.60%，则冷锻性劣化。因此，将钢中的C 含量规定为0. 10 0.60%。为了更可靠地确保钢的强度，C含量优选为0.25 0.60%。 此外，为了更可靠地确保冷锻性，C含量更优选为0. 25 0. 50%。Si作为脱氧元素发挥作用，对钢赋予必要的强度和淬火性，是对提高回火软化阻抗有效的元素。在Si含量低于0. 01 %时，这些效果不充分。此外，如果Si含量超过0. 40 %， 则韧性及延展性劣化，硬度上升，冷锻性劣化。因此，将钢中的Si含量规定为0. 01 0. 40%。此外，为了更可靠地提高回火软化阻抗和冷锻性，Si含量优选为0. 05 0. 30%。Mn是为钢赋予必要的强度和淬火性而必要的元素。在Mn含量低于0.20%时，赋予强度和淬火性的效果不充分。如果Mn含量超过1.50%，则硬度上升，冷锻性劣化。因此， 将Mn含量规定为0. 20 1. 50%。此外，为了更可靠地确保强度及冷锻性，Mn含量优选为 0. 30 0. 90%。P提高冷锻时的变形阻抗，使加工性劣化。此外，P向晶界偏析，因淬火回火后的晶界脆化而使钢的韧性劣化。因此，希望尽量降低钢中的P。所以，将P含量的上限限制在 0.040%。该P含量优选为0.020%以下。此外，P含量的下限为0%。S通过与Mn等合金元素反应而以硫化物的形式存在。这些硫化物使钢的被切削性提高。但是，如果超过0. 050%地在钢中添加S，则冷锻性劣化，因淬火回火后的晶界脆化而使韧性劣化。因此，将S含量的上限限制在0.050%。该S含量优选为0.020%以下。此外，S含量的下限为0%。N是以奥氏体晶粒的微细化为目的而添加的。N与Al或Ti等合金元素结合而形成氮化物，这些氮化物作为钉扎粒子而发挥作用，从而使晶粒微粒化。在N含量低于0. 0005% 时，氮化物的析出量不足，因晶粒粗大化而使延展性劣化。此外，如果添加N而使N含量超过0. 0300%，则因固溶N所产生的动态应变时效使变形阻抗增加，从而使加工性劣化。因此，将N含量规定为0. 0005 0. 0300%。为了更可靠地确保延展性，使变形阻抗充分降低， N含量优选为0. 0020 0. 0150%。Cr具有提高淬火性及强度的效果。在Cr含量低于0. 03%时，没有提高淬火性及强度的效果。如果添加Cr而使Cr含量超过0.4%，则相变时间延长，损害生产率。因此， 将钢中的Cr含量规定为0. 03 0. 4%。为了进一步提高生产率，Cr含量优选为0. 03 0. 2%。此外，为了进一步提高淬火性及强度，Cr量更优选为0. 05 0. 20%。V具有提高淬火性、或使微细的碳化物析出、提高强度的效果。在V含量低于 0. 03 %时，没有提高淬火性及强度的效果。如果添加V而使V含量超过0. 2 %，则因形成含有V的粗大碳化物而使这些效果饱和。因此，将钢中的V含量规定为0.03 0.2%。为了更有效地提高淬火性及强度，V量优选为0. 05 0. 15%。Mo具有提高淬火性及强度的效果。在Mo含量低于0. 03%时，没有提高淬火性及强度的效果。如果添加Mo而使Mo含量超过0.2%，则相变时间延长，损害生产率。因此，将 Mo含量规定为0. 03 0. 2%。此外，为了进一步提高生产率，同时提高淬火性及强度，Mo含量优选为0. 05 0. 15%。此外，在本实施方式的钢线中，为了提高以下所述的特性，能够以质量％计含有 Al 0. 001 0. 060%,Ti :0. 002 0. 050%,Nb :0. 005 0. 100%,B :0. 0001 0. 0060%, Cu 0. 01 0. 3%, Ni 0. 01 0. 7%, Ca :0. 0001 0. 010%, Mg :0. 0001 0. 010%, Zr 0. 0001 0. 010%中的1种以上。Al是以脱氧及奥氏体晶粒的微细化的目的而添加的。Al作为脱氧元素发挥作用， 在钢中与N结合形成A1N。该AlN作为钉扎粒子发挥作用，使晶粒微粒化，从而提高加工性。 此外，Al具有通过固定固溶N而抑制动态应变时效、降低变形阻抗的效果。在Al含量低于 0. 001%时，不能发挥这些效果。此外，如果Al含量超过0. 060%，则钢的韧性劣化。因此，将 Al含量的上限限制在0.060%。所以，在钢中添加Al时，将钢中的Al含量控制在0.001 0. 060%。如果考虑到上述效果和韧性的平衡，Al含量更优选为0. 003 0. 04%。Ti及Nb都形成碳氮化物。这些碳氮化物分散在钢中，作为钉扎粒子发挥作用，抑制晶粒的粗大化，提高加工性，同时提高钢的强度。Ti与C或N形成化合物，以TiC、TiN或Ti (CN)的形式存在。这些碳氮化物作为钉扎粒子是有效的，具有提高钢的强度的功能。此外，添加Ti以便通过固定钢中的N而有效地发挥后述的添加B所带来的提高淬火性的效果。在Ti含量低于0. 002%时，不能体现上述效果。如果添加Ti而使Ti含量超过0. 050%，则上述效果饱和，同时硬度上升，使冷锻性劣化。因此，在钢中添加Ti时，将钢中的Ti含量控制在0.002 0.050%。此外，为了进一步提高钢的强度及冷锻性，Ti含量优选为0. 005 0. 030%。Nb与N或C结合，形成NbN、NbC或它们的复合夹杂物即Nb (CN)，对于抑制奥氏体晶粒的粗大化有效地发挥作用。因此，Nb具有提高钢的强度的功能。在Nb含量低于0.005% 时，抑制奥氏体晶粒粗大化的效果不充分。如果添加Nb而使Nb含量超过0. 10%，则上述效果饱和。所以，在钢中添加Nb时，将钢中的Nb含量控制在0.005 0. 10%。此外，为了进一步提高钢的强度，Nb含量优选为0. 01 0. 05%。B为提高淬火性而添加。在B含量低于0.0001%时，提高淬火性的效果不充分。 如果添加B而使B含量超过0. 0060%，则其效果饱和。因此，在钢中添加B时，将钢中的B 含量控制在0. 0001 0. 0060 %。此外，为了更有效地提高淬火性，B含量优选为0. 0005 0. 004%。Cu通过析出强化来提高钢的强度。在Cu含量低于0. 01%时，没有提高钢的强度的效果。如果添加Cu而使Cu含量超过0. 3%，则热轧性劣化。因此，在钢中添加Cu时，将钢中的Cu含量控制在0. 01 0. 3%。此外，为了有效地提高钢的强度，同时充分确保热轧性，Cu含量优选为0. 05 0. 2%。Ni具有提高淬火性及钢的延展性的效果。在Ni含量低于0. 01%时，没有提高淬火性及钢的延展性的效果。如果添加Ni而使Ni含量超过0.7%，则相变时间延长，损害生产率。因此，在钢中添加Ni时，将钢中的Ni含量控制在0.01 0.7%。此外，为了得到充分提高延展性的效果，优选通过添加Ni而含有0. 02%以上的Ni。而且，为了进一步确保生产率，Ni含量更优选为0. 02 0. 5 %。0不可避免地含在钢中，以Al或Ti等的氧化物的形式存在。如果0含量高，则形成粗大的氧化物，从而成为疲劳破坏的原因。因此，希望将0含量控制在0.01%以下。此外，作为脱氧元素，能够在钢中含有Ca、Mg、a 中的1种以上。在钢中添加Ca时，将钢中的 Ca含量控制在0.0001 0.01%。在钢中添加Mg时，将钢中的Mg含量控制在0. 0001 ο.οι%。在钢中添加^ 时，将钢中的^ 含量控制在0.0001 ο.οι%。Ca、Mg及^ 对于脱氧是有效的，具有通过使氧化物微细化而提高疲劳强度的效果。另外，下面对本发明的一实施方式的钢线的制造方法进行说明。将满足上述实施方式的钢线所要求的上述组成的钢坯加热，进行热轧，制造所希望的直径的钢线。将热轧后得到的钢线卷取，在恒温保持后冷却到室温。热轧后的卷取温度没有特别的限定，但通常为750°C至1000°C的范围。卷取后的冷却速度也没有特别的限定。例如，如果将线径5 16mm的线材浸渍在 400°C 600°C的熔盐槽中，则该线材通常以10°C /秒以上的冷却速度被冷却。冷却速度及钢成分影响钢(钢线)的组织。也就是说，在C、Si、Mn、Cr、M0、V、B、Nb等合金元素的含量高时，如果提高冷却速度，则贝氏体组织的体积率增高。此外，在这样的合金元素的含量低时，如果冷却速度降低，则铁素体组织的体积率增高。因此，只要以得到规定的组织的方式选择钢成分和冷却速度就可以。在将热轧的钢线卷取后，将卷取的钢线在400°C 600°C的熔盐槽中恒温保持30 秒 150秒，然后进行冷却。在熔盐槽的温度低于400°C时，钢线中的贝氏体组织分率(体积率)增大，退火后的钢线的强度提高，相变结束时间延长，损害生产率。如果熔盐槽的温度超过60(TC，则铁素体组织分率(体积率)增大，熔盐分解，损害生产率。在钢线在熔盐槽中的保持时间低于30秒时，在恒温相变没有结束的情况下被冷却，因此生成马氏体组织。 在这种情况下，退火所要求的软化时间延长，强度上升，使加工性劣化。此外，在钢线在熔盐槽中的保持时间在150秒以上时，损害生产率。所以，将该保持时间控制在30秒 150秒。在将钢线从熔盐槽中抽出后对钢线进行冷却，然后进行断面收缩率为 25+82XFl%以上的拉丝加工。这里，Fl值(上述的Fl)用下式( 表示。Fl = (Cr% ) + (Mo% )/4+(V% )/3(2)在拉丝加工的断面收缩率低于25+82XFl%时，退火后的钢线的软质化不充分，冷锻性劣化。因此，将拉丝加工的断面收缩率的下限规定为25+82XFl%。再有，为了使低温退火后的钢线更加软质化，拉丝加工的断面收缩率优选为50%以下。此外，由于作为钢线使用，因此拉丝加工的断面收缩率低于100%。再有，上述实施方式的钢线通过进行低温退火而被软质化，且延展性提高。在低温退火的温度低于650°C时，强度高、软质化的效果低。在低温退火的温度为Ael点以上时，在退火后的钢线的组织中混入珠光体组织，钢线的强度及延展性劣化。因此，优选将低温退火的温度控制在650°C以上且低于Ael点。低温退火的保持时间没有特别的限定，但为了提高品质的稳定性及生产率，优选为30分钟 7小时。再有，Acl (°C )可通过下式C3)算出。Acl = 723-10. 7X (Mn% ) +29. IX (Si% )+16. 9X (Cr% ) (3)
实施例供试钢的成分、通过上式(1)计算的碳当量Ceq. (% )和通过上式(3)计算的 Acl(0C)见表1。再有，钢种L为Cr含量高的比较例。将这些钢种的钢坯加热至950 1150°C，进行钢线热轧直至线径为5. 5 14. 5mm，在该线材轧制后，采用轧制线上的熔盐槽，在表2所示的条件下进行恒温相变处理，进行冷却。对该冷却后的线材按表2所示的断面收缩率进行拉丝加工。表2中示出熔盐槽温度、熔盐槽保持时间及拉丝断面收缩率等各制造条件、和恒温相变处理后的各线材的珠光体组织、初析铁素体组织及贝氏体组织的体积率、珠光体组织的平均块粒径、钢线的抗拉强度TS。此外，在该表2中还一并示出按1. 40 X (C% ) X 100%计算得到的珠光体组织的体积率的下限值、按(1-1. 25X (C% )) X50%计算得到的初析铁素体组织的体积率的上限值、按25+82XFl%计算得到的拉丝断面收缩率的下限值、按480+850XCeq.计算得到的抗拉强度的下限值。表2的水准13及15是卷取后在未进行恒温相变处理的情况下在盘条轧制松卷冷却线(Melmor)上冷却钢线的以往的制造方法。因此，在上述水准13及15中，珠光体组织的体积率不充分，初析铁素体组织过剩。对按表2的各条件制造的线材进行用4小时的升温时间加热到700°C，在保温5小时后冷却的低温退火处理，评价了线材的机械特性。此外，表3中示出通过以下的制造方法(以往的球化退火)制造的比较例的钢线的机械特性。首先，在与上述相同的条件下对钢种A R的钢坯进行线材轧制，在将由此得到的线材卷取后，在盘条轧制松卷冷却线上进行冷却。然后，在进行了断面收缩率为25 %拉丝加工后，用4小时的升温时间将该线材加热到740°C，保温4小时。然后，在将该加热保温的线材以15°C /小时的冷却速度冷却到650°C后，在大气中放冷。再有，为了测定它们的机械特性，采用JIS Z2201的9A试验片，按照JIS Z2241的试验方法进行拉伸试验，评价抗拉强度TS和颈缩值RA。表4中示出低温退火后的抗拉强度TS和颈缩值RA。再有，在该表4中还一并示出与表3所示的以往的球化退火材(通常退火材)的机械特性的比较。表4中的“优”表示特性比以往的球化退火材优良。此外，“可”表示特性与以往的球化退火材同等(抗拉强度 TS在士 IOMPa以内，颈缩值RA在士 2%以内)。另外，“不好”表示特性比以往的球化退火材差。
权利要求
1.一种低温退火用钢线，其特征在于，以质量％计含有C 0. 10 0. 60%、Si 0. 01 0. 40%,Mn 0. 20 1. 50%,P 0 0. 040%,S 0 0. 050%,N :0. 0005 0. 0300%，且进一步含有Cr 0. 03 0. 4%, V :0. 03 0. 2%, Mo :0. 03 0. 2%中的1种以上，剩余部分包含狗及不可避免的杂质；所述钢线具有含有初析铁素体组织、珠光体组织和贝氏体组织的金属组织，所述珠光体组织的体积率为1.40X (C% ) X 100%以上且100%以下，所述初析铁素体的体积率为 0%以上且(1-1. 25 X (C% )) X 50%以下，所述贝氏体组织的体积率为0% 40%，所述初析铁素体组织的体积率、所述贝氏体组织的体积率和所述珠光体组织的体积率的合计为 95% 100%，抗拉强度为 480+850 X Ceq. MPa 以上且 580+1130 X Ceq. MPa 以下，其中，Ceq. = (C% ) + (Si% )/7+(Mn% )/5+(Cr% )/9+(Mo% )/2+1. 54X (V% )。
2.根据权利要求1所述的低温退火用钢线，其特征在于，以质量％计进一步含有以下元素中的1种以上Al:0.001 --0. 060%,Ti:0.002 --0. 050%,Nb:0.005 --0. 100%,B 0. 0001 --0. 0060%,Cu:0.01 0. 3%,Ni:0.01 0. 7%,Ca:0.0001 0. 010%,Mg:0.0001 0. 010%,Zr:0.0001 0. 010%。
3.根据权利要求1或2所述的低温退火用钢线，其特征在于，所述珠光体组织的平均块 X4μπι 20μπι。
4.一种低温退火用钢线的制造方法，其特征在于，具有下述工序 将具有权利要求1或2所述的组成的钢坯加热；进行热轧； 然后，进行卷取；之后，在400°C 600°C的熔盐槽中恒温保持30秒 150秒； 然后，进行冷却；实施断面收缩率为25+82XF1 %以上且低于100%的拉丝加工，其中，Fl = (Cr% ) + (Mo% )/4+(V% )/3。
全文摘要
本发明提供一种低温退火用钢线，其中，以质量％计含有C0.10～0.60％、Si0.01～0.40％、Mn0.20～1.50％、P0～0.040％、S0～0.050％、N0.0005～0.0300％，且进一步含有Cr0.03～0.4％、V0.03～0.2％、Mo0.03～0.2％中的1种以上，剩余部分包含Fe及不可避免的杂质；珠光体组织的体积率为1.40×(C％)×100％以上且100％以下，初析铁素体的体积率为0％以上且(1-1.25×(C％))×50％以下，贝氏体组织的体积率为0％～40％，抗拉强度为480+850×Ceq.MPa以上且580+1130×Ceq.MPa以下。
文档编号C22C38/54GK102227512SQ201080003328
公开日2011年10月26日 申请日期2010年10月13日 优先权日2009年11月17日
发明者大羽浩, 小此木真, 山崎真吾, 细川浩一 申请人:新日本制铁株式会社