JP2001181790A - 高強度直接パテンティング線材およびその製造方法 - Google Patents
高強度直接パテンティング線材およびその製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 運搬時の取り扱いなどによって生じる疵を起
因とする断線が起こりにくい線材を提供する。 【解決手段】 直径４．０mmから１６mmの直接パテンテ
ィング線材において、その表層から３００μｍのビッカ
ース硬度をＨｖ３９０以下あるいは、その表層から３０
０μｍの平均のラメラ間隔が９５nm以上とすることによ
り表層に擦過マルテンサイトの生成しにくい高強度の直
接パテンティング線材およびその製造方法。
因とする断線が起こりにくい線材を提供する。 【解決手段】 直径４．０mmから１６mmの直接パテンテ
ィング線材において、その表層から３００μｍのビッカ
ース硬度をＨｖ３９０以下あるいは、その表層から３０
０μｍの平均のラメラ間隔が９５nm以上とすることによ
り表層に擦過マルテンサイトの生成しにくい高強度の直
接パテンティング線材およびその製造方法。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、高強度のＰＣ鋼
線、ＰＷＳ鋼線、ピアノ線、スチールコード、ホースワ
イヤ、ビードワイヤ、コントロールケーブル、釣り糸、
カットワイヤ、ソーワイヤなどに使用される高強度鋼線
を製造可能とする線材とその製造方法に関する。
線、ＰＷＳ鋼線、ピアノ線、スチールコード、ホースワ
イヤ、ビードワイヤ、コントロールケーブル、釣り糸、
カットワイヤ、ソーワイヤなどに使用される高強度鋼線
を製造可能とする線材とその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】一般にスチールコードなどに用いる０．
６％以上の炭素を含む高炭素鋼からなるワイヤは、熱間
圧延により直径５〜１６mmに加工された後に、調整冷却
により組織調整され線材とされる。一般に線材はコイル
状に巻き取られ搬送される。例えば、特開昭６０−２０
４８６５号公報には、Ｍｎ含有量を０．３％未満に規制
して鉛パテンティング後の過冷組織の発生を抑え、Ｃ，
Ｓｉ，Ｍｎ等の元素量を規制することによって、撚り線
時の断線が少なく高強度および高靱延性の極細線および
スチールコード用高炭素鋼線材が開示されており、ま
た、特開昭６３−２４０４６号公報には、Ｓｉ含有量を
１．００％以上とすることによって鉛パテンティング材
の引張強さを高くして伸線加工率を小さくした高靱性高
延性極細線用線材が開示されている。
６％以上の炭素を含む高炭素鋼からなるワイヤは、熱間
圧延により直径５〜１６mmに加工された後に、調整冷却
により組織調整され線材とされる。一般に線材はコイル
状に巻き取られ搬送される。例えば、特開昭６０−２０
４８６５号公報には、Ｍｎ含有量を０．３％未満に規制
して鉛パテンティング後の過冷組織の発生を抑え、Ｃ，
Ｓｉ，Ｍｎ等の元素量を規制することによって、撚り線
時の断線が少なく高強度および高靱延性の極細線および
スチールコード用高炭素鋼線材が開示されており、ま
た、特開昭６３−２４０４６号公報には、Ｓｉ含有量を
１．００％以上とすることによって鉛パテンティング材
の引張強さを高くして伸線加工率を小さくした高靱性高
延性極細線用線材が開示されている。
【０００３】このような高強度に用いられる線材は、伸
線工程で表面に付けられた疵により断線を引き起こしや
すい。このため、従来の線材では、輸送中やコイルの取
り扱い時に出来るだけ疵を付けない工夫がなされてい
た。しかし、このような努力にも限界があり、疵による
断線の起こらない線材が必要とされている。
線工程で表面に付けられた疵により断線を引き起こしや
すい。このため、従来の線材では、輸送中やコイルの取
り扱い時に出来るだけ疵を付けない工夫がなされてい
た。しかし、このような努力にも限界があり、疵による
断線の起こらない線材が必要とされている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記課題を
解決するためになされたもので、熱間圧延された線材の
搬送あるいは表面処理加工過程で発生する疵に対する感
受性を低減し、疵に強い線材を提供する。
解決するためになされたもので、熱間圧延された線材の
搬送あるいは表面処理加工過程で発生する疵に対する感
受性を低減し、疵に強い線材を提供する。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨は次のとお
りである。 （１）炭素含有量が質量％で０．７％以上を含有する高
炭素鋼で、その表層から３００μｍまでの層のビッカー
ス硬度をＨｖ：３９０以下とすることにより、前記層が
擦過マルテンサイト組織の生成し難い層としたことを特
徴とする高強度直接パテンティング線材。
りである。 （１）炭素含有量が質量％で０．７％以上を含有する高
炭素鋼で、その表層から３００μｍまでの層のビッカー
ス硬度をＨｖ：３９０以下とすることにより、前記層が
擦過マルテンサイト組織の生成し難い層としたことを特
徴とする高強度直接パテンティング線材。
【０００６】（２）前記層内の平均ラメラ間隔が９５nm
以上であることを特徴とする上記（１）記載の高強度直
接パテンティング線材。 （３）前記高炭素鋼の鋼成分が、質量％で、Ｃ：０．７
〜１．２％、Ｓｉ：０．１〜１．５％、Ｍｎ：０．１〜
１．０％、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなることを
特徴とする上記（１）乃至（２）記載の高強度直接パテ
ンティング線材。
以上であることを特徴とする上記（１）記載の高強度直
接パテンティング線材。 （３）前記高炭素鋼の鋼成分が、質量％で、Ｃ：０．７
〜１．２％、Ｓｉ：０．１〜１．５％、Ｍｎ：０．１〜
１．０％、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなることを
特徴とする上記（１）乃至（２）記載の高強度直接パテ
ンティング線材。
【０００７】（４）前記高炭素鋼の鋼成分が、更に質量
％で、 Ｃｒ：０．１〜０．５％ Ｖ：０．００１〜０．２％ Ｎｉ：０．０５〜１．０％ Ｍｏ：０．１〜０．５％ の１種または２種以上を含有することを特徴とする上記
（３）記載の高強度直接パテンティング線材。
％で、 Ｃｒ：０．１〜０．５％ Ｖ：０．００１〜０．２％ Ｎｉ：０．０５〜１．０％ Ｍｏ：０．１〜０．５％ の１種または２種以上を含有することを特徴とする上記
（３）記載の高強度直接パテンティング線材。
【０００８】（５）前記高炭素鋼の鋼成分が、更に質量
％で、 Ｃｕ：０．０５〜０．８％ Ｗ：０．０５〜０．８％ Ｌａ：０．０００５〜０．０１％ Ｃｅ：０．０００５〜０．０１％ の１種または２種以上を含有することを特徴とする上記
（３）または（４）記載の高強度直接パテンティング線
材。
％で、 Ｃｕ：０．０５〜０．８％ Ｗ：０．０５〜０．８％ Ｌａ：０．０００５〜０．０１％ Ｃｅ：０．０００５〜０．０１％ の１種または２種以上を含有することを特徴とする上記
（３）または（４）記載の高強度直接パテンティング線
材。
【０００９】（６）前記高炭素鋼の鋼成分が、更に質量
％で、 Ａｌ：０．００１〜０．０６％ Ｂ：０．０００５〜０．０６％ Ｔｉ：０．００１〜０．０６％ Ｎｂ：０．００１〜０．０６％ の１種または２種以上を含有することを特徴とする上記
（３）乃至（５）記載の高強度直接パテンティング線
材。
％で、 Ａｌ：０．００１〜０．０６％ Ｂ：０．０００５〜０．０６％ Ｔｉ：０．００１〜０．０６％ Ｎｂ：０．００１〜０．０６％ の１種または２種以上を含有することを特徴とする上記
（３）乃至（５）記載の高強度直接パテンティング線
材。
【００１０】（７）炭素含有量が質量％で０．７％以上
を含有する高炭素鋼を、線材加熱炉で１０００〜１２０
０℃で加熱後、直径４〜１６mmとする熱間圧延を行い、
前記熱間圧延を８５０℃以上の温度で終了し、１５秒以
内に７５０〜８３０℃まで冷却し、その後直ちに４００
〜５７０℃の溶融ソルトバスに浸漬してパーライト変態
を終了させることを特徴とする高強度直接パテンティン
グ線材の製造方法。
を含有する高炭素鋼を、線材加熱炉で１０００〜１２０
０℃で加熱後、直径４〜１６mmとする熱間圧延を行い、
前記熱間圧延を８５０℃以上の温度で終了し、１５秒以
内に７５０〜８３０℃まで冷却し、その後直ちに４００
〜５７０℃の溶融ソルトバスに浸漬してパーライト変態
を終了させることを特徴とする高強度直接パテンティン
グ線材の製造方法。
【００１１】（８）前記熱間圧延を行い、その後、１５
秒以内に７５０〜８３０℃の温度で巻き取り、その後直
ちに４００〜５７０℃の溶融ソルトバスに浸漬すること
を特徴とする上記（７）記載の高強度直接パテンティン
グ線材の製造方法。 （９）前記４００〜５７０℃の溶融ソルトバスに浸漬す
ることに替えて、衝風冷却を行ってパーライト変態を終
了させることを特徴とする上記（７）あるいは（８）記
載の高強度直接パテンティング線材の製造方法。
秒以内に７５０〜８３０℃の温度で巻き取り、その後直
ちに４００〜５７０℃の溶融ソルトバスに浸漬すること
を特徴とする上記（７）記載の高強度直接パテンティン
グ線材の製造方法。 （９）前記４００〜５７０℃の溶融ソルトバスに浸漬す
ることに替えて、衝風冷却を行ってパーライト変態を終
了させることを特徴とする上記（７）あるいは（８）記
載の高強度直接パテンティング線材の製造方法。
【００１２】（１０）炭素含有量が質量％で０．７％以
上を含有する高炭素鋼を、線材加熱炉で１０００〜１２
００℃で加熱後、直径４〜１６mmとする熱間圧延を行
い、前記熱間圧延を７５０〜８３０℃の温度で終了し、
その後直ちに４００〜５７０℃の溶融ソルトバスに浸漬
してパーライト変態を終了させることを特徴とする高強
度直接パテンティング線材の製造方法。
上を含有する高炭素鋼を、線材加熱炉で１０００〜１２
００℃で加熱後、直径４〜１６mmとする熱間圧延を行
い、前記熱間圧延を７５０〜８３０℃の温度で終了し、
その後直ちに４００〜５７０℃の溶融ソルトバスに浸漬
してパーライト変態を終了させることを特徴とする高強
度直接パテンティング線材の製造方法。
【００１３】（１１）前記熱間圧延を行い、その後、７
５０〜８３０℃の温度で巻き取り、その後直ちに４００
〜５７０℃の溶融ソルトバスに浸漬することを特徴とす
る上記（１０）記載の高強度直接パテンティング線材の
製造方法。 （１２）前記４００〜５７０℃の溶融ソルトバスに浸漬
することに替えて、衝風冷却を行ってパーライト変態を
終了させることを特徴とする上記（１０）あるいは（１
１）記載の高強度直接パテンティング線材の製造方法。
５０〜８３０℃の温度で巻き取り、その後直ちに４００
〜５７０℃の溶融ソルトバスに浸漬することを特徴とす
る上記（１０）記載の高強度直接パテンティング線材の
製造方法。 （１２）前記４００〜５７０℃の溶融ソルトバスに浸漬
することに替えて、衝風冷却を行ってパーライト変態を
終了させることを特徴とする上記（１０）あるいは（１
１）記載の高強度直接パテンティング線材の製造方法。
【００１４】（１３）前記高炭素鋼の鋼成分が、質量％
で、Ｃ：０．７〜１．２％、Ｓｉ：０．１〜１．５％、
Ｍｎ：０．１〜１．０％、残部Ｆｅおよび不可避不純物
からなることを特徴とする上記（７）乃至（１２）記載
の高強度直接パテンティング線材の製造方法。
で、Ｃ：０．７〜１．２％、Ｓｉ：０．１〜１．５％、
Ｍｎ：０．１〜１．０％、残部Ｆｅおよび不可避不純物
からなることを特徴とする上記（７）乃至（１２）記載
の高強度直接パテンティング線材の製造方法。
【００１５】（１４）前記高炭素鋼の鋼成分が、更に質
量％で、 Ｃｒ：０．１〜０．５％ Ｖ：０．００１〜０．２％ Ｎｉ：０．０５〜１．０％ Ｍｏ：０．１〜０．５％ の１種または２種以上を含有することを特徴とする上記
（１３）記載の高強度直接パテンティング線材の製造方
法。
量％で、 Ｃｒ：０．１〜０．５％ Ｖ：０．００１〜０．２％ Ｎｉ：０．０５〜１．０％ Ｍｏ：０．１〜０．５％ の１種または２種以上を含有することを特徴とする上記
（１３）記載の高強度直接パテンティング線材の製造方
法。
【００１６】（１５）前記高炭素鋼の鋼成分が、更に質
量％で、 Ｃｕ：０．０５〜０．８％ Ｗ：０．０５〜０．８％ Ｌａ：０．０００５〜０．０１％ Ｃｅ：０．０００５〜０．０１％ の１種または２種以上を含有することを特徴とする上記
（１３）または（１４）記載の高強度直接パテンティン
グ線材の製造方法。
量％で、 Ｃｕ：０．０５〜０．８％ Ｗ：０．０５〜０．８％ Ｌａ：０．０００５〜０．０１％ Ｃｅ：０．０００５〜０．０１％ の１種または２種以上を含有することを特徴とする上記
（１３）または（１４）記載の高強度直接パテンティン
グ線材の製造方法。
【００１７】（１６）前記高炭素鋼の鋼成分が、更に質
量％で、 Ａｌ：０．００１〜０．０６％ Ｂ：０．０００５〜０．０６％ Ｔｉ：０．００１〜０．０６％ Ｎｂ：０．００１〜０．０６％ の１種または２種以上を含有することを特徴とする上記
（１３）乃至（１５）記載の高強度直接パテンティング
線材の製造方法。
量％で、 Ａｌ：０．００１〜０．０６％ Ｂ：０．０００５〜０．０６％ Ｔｉ：０．００１〜０．０６％ Ｎｂ：０．００１〜０．０６％ の１種または２種以上を含有することを特徴とする上記
（１３）乃至（１５）記載の高強度直接パテンティング
線材の製造方法。
【００１８】
【発明の実施の形態】まず、鋼組成の限定理由について
説明する。成分は全て質量％であり、重量％と同義であ
る。Ｃは強化に有効な元素であり高強度の鋼線を得るた
めにはＣ量を０．７％以上とすることが必要であるが、
高すぎると初析セメンタイトが析出しやすいため、延性
が低下し、かつ伸線性が劣化するのでその上限は１．２
％とする。
説明する。成分は全て質量％であり、重量％と同義であ
る。Ｃは強化に有効な元素であり高強度の鋼線を得るた
めにはＣ量を０．７％以上とすることが必要であるが、
高すぎると初析セメンタイトが析出しやすいため、延性
が低下し、かつ伸線性が劣化するのでその上限は１．２
％とする。
【００１９】Ｓｉは鋼の脱酸のために必要な元素であ
り、従ってその含有量があまりに少ないとき、脱酸効果
が不十分になるので０．１％以上添加する。また、Ｓｉ
は熱処理後に形成されるパーライト中のフェライト相に
固溶しパテンティング後の強度を上げるが、反面、熱処
理性を阻害するので１．５％以下とする。Ｍｎは鋼の焼
き入れ性を確保するために０．１％以上のＭｎを添加す
ることが必要である。しかし、多量のＭｎの添加も溶融
亜鉛めっきの際の延性の回復を遅らすので１．０％以下
とする。
り、従ってその含有量があまりに少ないとき、脱酸効果
が不十分になるので０．１％以上添加する。また、Ｓｉ
は熱処理後に形成されるパーライト中のフェライト相に
固溶しパテンティング後の強度を上げるが、反面、熱処
理性を阻害するので１．５％以下とする。Ｍｎは鋼の焼
き入れ性を確保するために０．１％以上のＭｎを添加す
ることが必要である。しかし、多量のＭｎの添加も溶融
亜鉛めっきの際の延性の回復を遅らすので１．０％以下
とする。
【００２０】Ｃｒはパテンティング後の強度ならびに伸
線加工後の強度を向上するために添加する。従って、Ｃ
ｒの添加量はその効果が期待できる０．１％以上とし、
パテンティング時の変態遅延による熱処理性が悪化する
ことの無い０．５％以下とする。Ｖもパテンティング後
の強度ならびに伸線加工後の強度を向上するために添加
する。添加する場合は、その効果の表れる０．００１％
以上とし、添加し過ぎると変態が著しく遅れ、生産性に
影響を及ぼすので０．１％以下とする。
線加工後の強度を向上するために添加する。従って、Ｃ
ｒの添加量はその効果が期待できる０．１％以上とし、
パテンティング時の変態遅延による熱処理性が悪化する
ことの無い０．５％以下とする。Ｖもパテンティング後
の強度ならびに伸線加工後の強度を向上するために添加
する。添加する場合は、その効果の表れる０．００１％
以上とし、添加し過ぎると変態が著しく遅れ、生産性に
影響を及ぼすので０．１％以下とする。
【００２１】Ｎｉもパテンティング後の強度ならびに伸
線加工後の強度を向上するために添加する。添加する場
合は、その効果の表れる０．０５％以上とし、添加し過
ぎると変態が著しく遅れ、生産性に影響を及ぼすので
１．０％以下とする。Ｍｏもパテンティング後の強度な
らびに伸線加工後の強度を向上するために添加する。添
加する場合は、その効果の表れる０．１％以上とし、添
加し過ぎるとパーライト変態を著しく遅らせ生産性を低
下させるので影響の無い０．５％以下とする。
線加工後の強度を向上するために添加する。添加する場
合は、その効果の表れる０．０５％以上とし、添加し過
ぎると変態が著しく遅れ、生産性に影響を及ぼすので
１．０％以下とする。Ｍｏもパテンティング後の強度な
らびに伸線加工後の強度を向上するために添加する。添
加する場合は、その効果の表れる０．１％以上とし、添
加し過ぎるとパーライト変態を著しく遅らせ生産性を低
下させるので影響の無い０．５％以下とする。
【００２２】Ｃｕは腐食疲労特性を向上するために添加
する。添加する場合は、その効果の表れる０．０５％以
上とし、添加し過ぎるとパーライト変態を著しく遅らせ
生産性を低下させる影響の無い０．８％以下とする。Ｗ
は腐食疲労特性を向上するために添加する。添加する場
合は、その効果の表れる０．０５％以上とし、添加し過
ぎるとパーライト変態を著しく遅らせ生産性を低下させ
る影響の無い０．８％以下とする。また、これらの元素
は複合添加するとより効果を発揮する。
する。添加する場合は、その効果の表れる０．０５％以
上とし、添加し過ぎるとパーライト変態を著しく遅らせ
生産性を低下させる影響の無い０．８％以下とする。Ｗ
は腐食疲労特性を向上するために添加する。添加する場
合は、その効果の表れる０．０５％以上とし、添加し過
ぎるとパーライト変態を著しく遅らせ生産性を低下させ
る影響の無い０．８％以下とする。また、これらの元素
は複合添加するとより効果を発揮する。
【００２３】その他、Ｌａ，Ｃｅを微量添加（０．００
０５％〜０．０１％）することにより腐食疲労特性を向
上することができる。Ａｌはパーライトブロックサイズ
を微細にするために添加する。添加する場合は、その効
果の表れる０．００１％以上添加する。添加量が０．０
６％超ではＡｌ2 Ｏ3 などの硬質の介在物が増え伸線加
工性を低下させるのでＢはパーライトブロックサイズを
微細にするために添加する。添加する場合は、その効果
の表れる０．０００５％以上添加する。添加元素が多す
ぎると恒温変態が遅延し、硬質なミクロマルテンサイト
が発生しやすくなるため０．０６％以下とする。
０５％〜０．０１％）することにより腐食疲労特性を向
上することができる。Ａｌはパーライトブロックサイズ
を微細にするために添加する。添加する場合は、その効
果の表れる０．００１％以上添加する。添加量が０．０
６％超ではＡｌ2 Ｏ3 などの硬質の介在物が増え伸線加
工性を低下させるのでＢはパーライトブロックサイズを
微細にするために添加する。添加する場合は、その効果
の表れる０．０００５％以上添加する。添加元素が多す
ぎると恒温変態が遅延し、硬質なミクロマルテンサイト
が発生しやすくなるため０．０６％以下とする。
【００２４】Ｔｉはパーライトブロックサイズを微細に
するため添加する。添加する場合は、その効果の表れる
０．００１％以上添加する。添加元素が多すぎると恒温
変態が遅延し、硬質なミクロマルテンサイトが発生しや
すくなるため０．０６％以下とする。Ｎｂはパーライト
ブロックサイズを微細にするため添加する。添加する場
合は、その効果の表れる０．００１％以上添加する。添
加元素が多すぎると恒温変態が遅延し、硬質なミクロマ
ルテンサイトが発生しやすくなるため０．０６％以下と
する。
するため添加する。添加する場合は、その効果の表れる
０．００１％以上添加する。添加元素が多すぎると恒温
変態が遅延し、硬質なミクロマルテンサイトが発生しや
すくなるため０．０６％以下とする。Ｎｂはパーライト
ブロックサイズを微細にするため添加する。添加する場
合は、その効果の表れる０．００１％以上添加する。添
加元素が多すぎると恒温変態が遅延し、硬質なミクロマ
ルテンサイトが発生しやすくなるため０．０６％以下と
する。
【００２５】Ｐは偏析することによる脆化組織を生成し
やすく、Ｓは介在物を形成しやすい元素なので悪影響の
少なくなる０．０２％以下にそれぞれするのが望まし
い。次にこれらの本発明の製造方法について説明する。
前述の鋼成分に調整された鋼は、溶製された後にブルー
ムあるいはビレットに連続鋳造される。また、ブルーム
とされた鋼は、分塊圧延でビレットに熱間圧延される。
ビレットは線材加熱炉で１０００℃から１２００℃で加
熱して鋼の組織をオーステナイトとする。オーステナイ
ト化する温度は、熱間圧延中にオーステナイト化温度以
下とならないようにするため、少なくとも９００℃以上
に加熱する必要がある。また、加熱し過ぎると圧延の仕
上げ温度が高くなり、オーステナイトの粒成長を促進す
るので１２００℃以下の温度とする。その後、加熱され
たビレットを熱間圧延により直径４〜１６mmの形状と
し、８００℃以上の温度で熱間圧延を終える。
やすく、Ｓは介在物を形成しやすい元素なので悪影響の
少なくなる０．０２％以下にそれぞれするのが望まし
い。次にこれらの本発明の製造方法について説明する。
前述の鋼成分に調整された鋼は、溶製された後にブルー
ムあるいはビレットに連続鋳造される。また、ブルーム
とされた鋼は、分塊圧延でビレットに熱間圧延される。
ビレットは線材加熱炉で１０００℃から１２００℃で加
熱して鋼の組織をオーステナイトとする。オーステナイ
ト化する温度は、熱間圧延中にオーステナイト化温度以
下とならないようにするため、少なくとも９００℃以上
に加熱する必要がある。また、加熱し過ぎると圧延の仕
上げ温度が高くなり、オーステナイトの粒成長を促進す
るので１２００℃以下の温度とする。その後、加熱され
たビレットを熱間圧延により直径４〜１６mmの形状と
し、８００℃以上の温度で熱間圧延を終える。
【００２６】この時の仕上げ温度を一般的な８５０℃以
上とした場合には、線材の表層近傍のオーステナイト粒
径を小さくするために、直ちに冷却を行い、１５秒以内
に巻き取り温度を７５０℃から８３０℃の間に調整する
必要がある。１５秒以上では、粒成長が起こりやすくな
るため、少なくとも１５秒以内に調整する。また、冷却
後の温度が７５０℃未満では変態が開始するため、不均
一さが大きくなり過ぎ、かえって伸線加工性を低下させ
るので７５０℃以上とする。また、８３０℃を越えると
表層のオーステナイトが大きくなり、表層から３００μ
ｍ以内の組織を擦過マルテンサイトを発生しにくいラメ
ラ間隔９５nm以上の組織とする事が困難となる。
上とした場合には、線材の表層近傍のオーステナイト粒
径を小さくするために、直ちに冷却を行い、１５秒以内
に巻き取り温度を７５０℃から８３０℃の間に調整する
必要がある。１５秒以上では、粒成長が起こりやすくな
るため、少なくとも１５秒以内に調整する。また、冷却
後の温度が７５０℃未満では変態が開始するため、不均
一さが大きくなり過ぎ、かえって伸線加工性を低下させ
るので７５０℃以上とする。また、８３０℃を越えると
表層のオーステナイトが大きくなり、表層から３００μ
ｍ以内の組織を擦過マルテンサイトを発生しにくいラメ
ラ間隔９５nm以上の組織とする事が困難となる。
【００２７】その後、直ちに５３０℃〜５７０℃の溶融
ソルトに浸漬しパーライト変態を終了させることによ
り、ラメラ間隔９５nm以上のパーライトあるいはビッカ
ース硬度Ｈｖ３９０以下に組織を調整する。溶融ソルト
の温度が５３０℃未満ではラメラ間隔を９５nm以上とす
ることが困難となる。また、５７０℃以上とすると強度
が低くなりすぎるので５７０℃以下とするのが望まし
い。また、巻き取り後の冷却を衝風冷却、ミスト冷却な
どを行っても同様の効果が得られる。
ソルトに浸漬しパーライト変態を終了させることによ
り、ラメラ間隔９５nm以上のパーライトあるいはビッカ
ース硬度Ｈｖ３９０以下に組織を調整する。溶融ソルト
の温度が５３０℃未満ではラメラ間隔を９５nm以上とす
ることが困難となる。また、５７０℃以上とすると強度
が低くなりすぎるので５７０℃以下とするのが望まし
い。また、巻き取り後の冷却を衝風冷却、ミスト冷却な
どを行っても同様の効果が得られる。
【００２８】次に線材に疵が入る場合、断線に至る原因
について述べる。線材に入る疵の深さは、大きいもので
１００μｍ程度である。このとき断線に最も影響を与え
るのは、疵が入る際に発生する熱により表層に形成され
る硬質なマルテンサイトの存在である。断線を引き起こ
すマルテンサイトの発生を無害化するためには、表層か
ら３００μｍのビッカース硬度をＨｖ３８０以下、ある
いは表層から３００μｍの層の平均のラメラ間隔を９５
nm以下に調整する必要がある。これらのことにより、疵
が入る際に形成されるマルテンサイトは、発生しなくな
るか無害な程度に薄くなる。
について述べる。線材に入る疵の深さは、大きいもので
１００μｍ程度である。このとき断線に最も影響を与え
るのは、疵が入る際に発生する熱により表層に形成され
る硬質なマルテンサイトの存在である。断線を引き起こ
すマルテンサイトの発生を無害化するためには、表層か
ら３００μｍのビッカース硬度をＨｖ３８０以下、ある
いは表層から３００μｍの層の平均のラメラ間隔を９５
nm以下に調整する必要がある。これらのことにより、疵
が入る際に形成されるマルテンサイトは、発生しなくな
るか無害な程度に薄くなる。
【００２９】
【実施例】表１に試作に用いた本発明鋼の化学成分を示
す。また、比較鋼の化学成分を同表１に示す。本発明鋼
ならびに比較鋼を転炉で溶製したのち連続鋳造により５
００mm×３００mmのブルームとした。その後、熱間圧延
で１２２mm角のビレットとした。その後、１１００〜１
２００℃で加熱した後、熱間圧延で直径５．５mmから１
３mmの線材とした。
す。また、比較鋼の化学成分を同表１に示す。本発明鋼
ならびに比較鋼を転炉で溶製したのち連続鋳造により５
００mm×３００mmのブルームとした。その後、熱間圧延
で１２２mm角のビレットとした。その後、１１００〜１
２００℃で加熱した後、熱間圧延で直径５．５mmから１
３mmの線材とした。
【００３０】表２に線材の熱間圧延終了後の温度をはじ
めとする製造条件を示し、同表２に得られた線材の表層
の硬度ならびに表層のラメラ間隔を示した。本発明鋼１
〜１５は、本発明に従って鋼の化学成分とミクロ組織が
調整されている。比較鋼１６は、鋼の成分は本発明鋼と
同じで、熱間圧延における仕上げ温度が９００℃で、そ
の後の冷却により８５０℃と本発明より高くした場合で
ある。
めとする製造条件を示し、同表２に得られた線材の表層
の硬度ならびに表層のラメラ間隔を示した。本発明鋼１
〜１５は、本発明に従って鋼の化学成分とミクロ組織が
調整されている。比較鋼１６は、鋼の成分は本発明鋼と
同じで、熱間圧延における仕上げ温度が９００℃で、そ
の後の冷却により８５０℃と本発明より高くした場合で
ある。
【００３１】比較鋼１７は、鋼の成分は本発明鋼と同じ
で、熱間圧延における仕上げ温度ならびにその後の巻き
取り温度が本発明の範囲にあるが巻き取り温度にするま
での冷却をゆっくり行い時間が本発明より長くかかった
場合である。比較鋼１８は、鋼の成分は本発明鋼と同じ
で、熱間圧延における仕上げ後に冷却を行わずに巻き取
り温度が８４℃と本発明より高くなった場合である。
で、熱間圧延における仕上げ温度ならびにその後の巻き
取り温度が本発明の範囲にあるが巻き取り温度にするま
での冷却をゆっくり行い時間が本発明より長くかかった
場合である。比較鋼１８は、鋼の成分は本発明鋼と同じ
で、熱間圧延における仕上げ後に冷却を行わずに巻き取
り温度が８４℃と本発明より高くなった場合である。
【００３２】比較鋼１９は、鋼の成分は本発明鋼と同じ
で、加熱温度が低く、巻き取り温度が本発明より低い場
合である。比較鋼２０は、鋼の成分は本発明鋼と同じ
で、加熱温度は高いが仕上げの冷却を強くし、巻き取り
温度が本発明より低くなった場合である。これらの線材
を用いて、人工的に疵を付け、疵の下に形成されたマル
テンサイトの厚み測定した。また、これらの線材の２ト
ンのコイルをフォークリフトのフックが線材と擦れあう
ようにして３０回運搬を繰り返し、伸過程における断線
回数を調べた。これらの結果を表２に示す。
で、加熱温度が低く、巻き取り温度が本発明より低い場
合である。比較鋼２０は、鋼の成分は本発明鋼と同じ
で、加熱温度は高いが仕上げの冷却を強くし、巻き取り
温度が本発明より低くなった場合である。これらの線材
を用いて、人工的に疵を付け、疵の下に形成されたマル
テンサイトの厚み測定した。また、これらの線材の２ト
ンのコイルをフォークリフトのフックが線材と擦れあう
ようにして３０回運搬を繰り返し、伸過程における断線
回数を調べた。これらの結果を表２に示す。
【００３３】本発明にしたがって製造された１〜１５は
マルテンサイトの厚みが薄く、断線回数を少ない良好な
結果を示す。一方、比較鋼１１〜１３は、マルテンサイ
トの厚みがあつく、断線回数が本発明鋼より高い。また
比較鋼１４〜１５は、マルテンサイトの厚みは薄いもの
の、表１に示す絞りが低く、表２の断線回数が本発明鋼
より高くなっている。
マルテンサイトの厚みが薄く、断線回数を少ない良好な
結果を示す。一方、比較鋼１１〜１３は、マルテンサイ
トの厚みがあつく、断線回数が本発明鋼より高い。また
比較鋼１４〜１５は、マルテンサイトの厚みは薄いもの
の、表１に示す絞りが低く、表２の断線回数が本発明鋼
より高くなっている。
【００３４】
【表１】
【００３５】
【表２】
【００３６】
【発明の効果】本発明を用いることで、疵による断線の
少ない高強度の線材を容易に得ることができる。
少ない高強度の線材を容易に得ることができる。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 疋田 尚志 千葉県君津市君津１番地 新日本製鐵株式 会社君津製鐵所内 (72)発明者 佐原 進 千葉県君津市君津１番地 新日本製鐵株式 会社君津製鐵所内 (72)発明者 斎藤 仁 千葉県君津市君津１番地 新日本製鐵株式 会社君津製鐵所内 (72)発明者 吉村 康嗣 千葉県君津市君津１番地 新日本製鐵株式 会社君津製鐵所内 Ｆターム(参考） 4K032 AA00 AA01 AA02 AA06 AA07 AA11 AA14 AA16 AA19 AA22 AA23 AA27 AA29 AA31 AA32 AA35 AA36 AA37 BA02 CA02 CB02 CC03 CC04 CE02
Claims (16)
- 【請求項１】 炭素含有量が質量％で０．７％以上を含
有する高炭素鋼で、その表層から３００μｍまでの層の
ビッカース硬度をＨｖ：３９０以下とすることにより、
前記層が擦過マルテンサイト組織の生成し難い層とした
ことを特徴とする高強度直接パテンティング線材。 - 【請求項２】 前記層内の平均ラメラ間隔が９５nm以上
であることを特徴とする請求項１記載の高強度直接パテ
ンティング線材。 - 【請求項３】 前記高炭素鋼の鋼成分が、質量％で、 Ｃ：０．７〜１．２％、 Ｓｉ：０．１〜１．５％、 Ｍｎ：０．１〜１．０％、 残部Ｆｅおよび不可避不純物からなることを特徴とする
請求項１乃至２記載の高強度直接パテンティング線材。 - 【請求項４】 前記高炭素鋼の鋼成分が、更に質量％
で、 Ｃｒ：０．１〜０．５％ Ｖ：０．００１〜０．２％ Ｎｉ：０．０５〜１．０％ Ｍｏ：０．１〜０．５％ の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求
項３記載の高強度直接パテンティング線材。 - 【請求項５】 前記高炭素鋼の鋼成分が、更に質量％
で、 Ｃｕ：０．０５〜０．８％ Ｗ：０．０５〜０．８％ Ｌａ：０．０００５〜０．０１％ Ｃｅ：０．０００５〜０．０１％ の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求
項３または４記載の高強度直接パテンティング線材。 - 【請求項６】 前記高炭素鋼の鋼成分が、更に質量％
で、 Ａｌ：０．００１〜０．０６％ Ｂ：０．０００５〜０．０６％ Ｔｉ：０．００１〜０．０６％ Ｎｂ：０．００１〜０．０６％ の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求
項３乃至５記載の高強度直接パテンティング線材。 - 【請求項７】 炭素含有量が質量％で０．７％以上を含
有する高炭素鋼を、線材加熱炉で１０００〜１２００℃
で加熱後、直径４〜１６mmとする熱間圧延を行い、前記
熱間圧延を８５０℃以上の温度で終了し、１５秒以内に
７５０〜８３０℃まで冷却し、その後直ちに４００〜５
７０℃の溶融ソルトバスに浸漬してパーライト変態を終
了させることを特徴とする高強度直接パテンティング線
材の製造方法。 - 【請求項８】 前記熱間圧延を行い、その後、１５秒以
内に７５０〜８３０℃の温度で巻き取り、その後直ちに
４００〜５７０℃の溶融ソルトバスに浸漬することを特
徴とする請求項７記載の高強度直接パテンティング線材
の製造方法。 - 【請求項９】 前記４００〜５７０℃の溶融ソルトバス
に浸漬することに替えて、衝風冷却を行ってパーライト
変態を終了させることを特徴とする請求項７あるいは８
記載の高強度直接パテンティング線材の製造方法。 - 【請求項１０】 炭素含有量が質量％で０．７％以上を
含有する高炭素鋼を、線材加熱炉で１０００〜１２００
℃で加熱後、直径４〜１６mmとする熱間圧延を行い、前
記熱間圧延を７５０〜８３０℃の温度で終了し、その後
直ちに４００〜５７０℃の溶融ソルトバスに浸漬してパ
ーライト変態を終了させることを特徴とする高強度直接
パテンティング線材の製造方法。 - 【請求項１１】 前記熱間圧延を行い、その後、７５０
〜８３０℃の温度で巻き取り、その後直ちに４００〜５
７０℃の溶融ソルトバスに浸漬することを特徴とする請
求項１０記載の高強度直接パテンティング線材の製造方
法。 - 【請求項１２】 前記４００〜５７０℃の溶融ソルトバ
スに浸漬することに替えて、衝風冷却を行ってパーライ
ト変態を終了させることを特徴とする請求項１０あるい
は１１記載の高強度直接パテンティング線材の製造方
法。 - 【請求項１３】 前記高炭素鋼の鋼成分が、質量％で、 Ｃ：０．７〜１．２％、 Ｓｉ：０．１〜１．５％、 Ｍｎ：０．１〜１．０％、 残部Ｆｅおよび不可避不純物からなることを特徴とする
請求項７乃至１２記載の高強度直接パテンティング線材
の製造方法。 - 【請求項１４】 前記高炭素鋼の鋼成分が、更に質量％
で、 Ｃｒ：０．１〜０．５％ Ｖ：０．００１〜０．２％ Ｎｉ：０．０５〜１．０％ Ｍｏ：０．１〜０．５％ の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求
項１３記載の高強度直接パテンティング線材の製造方
法。 - 【請求項１５】 前記高炭素鋼の鋼成分が、更に質量％
で、 Ｃｕ：０．０５〜０．８％ Ｗ：０．０５〜０．８％ Ｌａ：０．０００５〜０．０１％ Ｃｅ：０．０００５〜０．０１％ の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求
項１３または１４記載の高強度直接パテンティング線材
の製造方法。 - 【請求項１６】 前記高炭素鋼の鋼成分が、更に質量％
で、 Ａｌ：０．００１〜０．０６％ Ｂ：０．０００５〜０．０６％ Ｔｉ：０．００１〜０．０６％ Ｎｂ：０．００１〜０．０６％ の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求
項１３乃至１５記載の高強度直接パテンティング線材の
製造方法。
Priority Applications (5)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP36527699A JP3965010B2 (ja) | 1999-12-22 | 1999-12-22 | 高強度直接パテンティング線材およびその製造方法 |
| PCT/JP2000/009167 WO2001046485A1 (fr) | 1999-12-22 | 2000-12-22 | Tige de fil metallique de haute resistance a patentage direct, et son procede de production |
| KR10-2001-7010640A KR100430068B1 (ko) | 1999-12-22 | 2000-12-22 | 고강도 직접 패턴팅 선재 및 그 제조 방법 |
| CN00804128A CN1117171C (zh) | 1999-12-22 | 2000-12-22 | 高强度直接铅淬火线材及其制造方法 |
| MYPI20006128A MY128660A (en) | 1999-12-22 | 2000-12-22 | High strength direct patenting wire rod and method of producing the same |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP36527699A JP3965010B2 (ja) | 1999-12-22 | 1999-12-22 | 高強度直接パテンティング線材およびその製造方法 |
Publications (2)
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|---|---|
| JP2001181790A true JP2001181790A (ja) | 2001-07-03 |
| JP3965010B2 JP3965010B2 (ja) | 2007-08-22 |
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Family Applications (1)
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|---|---|---|---|
| JP36527699A Expired - Fee Related JP3965010B2 (ja) | 1999-12-22 | 1999-12-22 | 高強度直接パテンティング線材およびその製造方法 |
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|---|---|
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Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2007139234A1 (ja) * | 2006-06-01 | 2007-12-06 | Nippon Steel Corporation | 高延性の高炭素鋼線材 |
| JP2008007856A (ja) * | 2006-06-01 | 2008-01-17 | Nippon Steel Corp | 高延性の直接パテンティング線材の製造方法 |
| WO2012124679A1 (ja) * | 2011-03-14 | 2012-09-20 | 新日本製鐵株式会社 | 鋼線材及びその製造方法 |
| WO2015119247A1 (ja) * | 2014-02-06 | 2015-08-13 | 新日鐵住金株式会社 | 鋼線 |
| CN106868410A (zh) * | 2015-12-11 | 2017-06-20 | Posco公司 | 强度及耐蚀性优异的高碳钢线材、钢丝及其制造方法 |
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| KR20200053971A (ko) * | 2018-11-09 | 2020-05-19 | 주식회사 포스코 | 비틀림 특성이 향상된 고강도 선재, 강선 및 이들의 제조방법 |
| KR20200062951A (ko) * | 2018-11-27 | 2020-06-04 | 주식회사 포스코 | 신선성이 우수한 고탄소 선재 및 그 제조방법 |
| CN114231719A (zh) * | 2021-12-14 | 2022-03-25 | 北京科技大学 | 一种提高高碳钢热轧线材强度的电脉冲处理方法 |
-
1999
- 1999-12-22 JP JP36527699A patent/JP3965010B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| EP2687619A1 (en) * | 2011-03-14 | 2014-01-22 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Steel wire material and process for producing same |
| EP2687619A4 (en) * | 2011-03-14 | 2014-11-26 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | STEEL WIRE MATERIAL AND MANUFACTURING METHOD THEREFOR |
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| US10081846B2 (en) | 2014-02-06 | 2018-09-25 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Steel wire |
| WO2015119247A1 (ja) * | 2014-02-06 | 2015-08-13 | 新日鐵住金株式会社 | 鋼線 |
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| KR102139175B1 (ko) | 2018-11-09 | 2020-07-29 | 주식회사 포스코 | 비틀림 특성이 향상된 고강도 선재, 강선 및 이들의 제조방법 |
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| CN114231719A (zh) * | 2021-12-14 | 2022-03-25 | 北京科技大学 | 一种提高高碳钢热轧线材强度的电脉冲处理方法 |
| CN114231719B (zh) * | 2021-12-14 | 2022-12-20 | 北京科技大学 | 一种提高高碳钢热轧线材强度的电脉冲处理方法 |
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