JP2003082434A - 伸線性に優れた高炭素鋼線材およびその製造方法 - Google Patents
伸線性に優れた高炭素鋼線材およびその製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 耐断線性およびダイス寿命に優れた高炭素鋼
線材およびその製造方法を提供する。 【解決手段】 mass％で、Ｃ：０．６〜１．０％、Ｓ
ｉ：０．１〜１．５％、Ｍｎ：０．３〜０．９％、Ｐ：
０．０２％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｎ：０．００５
％以下、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、ある
いはさらにＮｂ：０．０２０〜０．０５０％、Ｖ：０．
０５〜０．２０％の１種または２種以上を含む。さら
に、Ｎ：０．００１５〜０．００５０％の下でＡｌ：
０．０３０％以下含ませるとよい。組織的には、９５面
積％以上のパーライトを有し、パーライトの平均ノジュ
ール径Ｐが３０μm 以下、平均ラメラ間隔Ｓが１００ｎ
ｍ以上でかつＰをμm 、Ｓをμm で表したとき下記Ｆ式
がＦ＞０となる範囲内とされる。Ｆ＝３５０．３／√Ｓ
＋１３０．３／√Ｐ−５１．７
線材およびその製造方法を提供する。 【解決手段】 mass％で、Ｃ：０．６〜１．０％、Ｓ
ｉ：０．１〜１．５％、Ｍｎ：０．３〜０．９％、Ｐ：
０．０２％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｎ：０．００５
％以下、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、ある
いはさらにＮｂ：０．０２０〜０．０５０％、Ｖ：０．
０５〜０．２０％の１種または２種以上を含む。さら
に、Ｎ：０．００１５〜０．００５０％の下でＡｌ：
０．０３０％以下含ませるとよい。組織的には、９５面
積％以上のパーライトを有し、パーライトの平均ノジュ
ール径Ｐが３０μm 以下、平均ラメラ間隔Ｓが１００ｎ
ｍ以上でかつＰをμm 、Ｓをμm で表したとき下記Ｆ式
がＦ＞０となる範囲内とされる。Ｆ＝３５０．３／√Ｓ
＋１３０．３／√Ｐ−５１．７
Description
【０００１】
【発明が属する技術分野】本発明は、タイヤの補強用鋼
線、ＰＣ鋼線、ロープ用鋼線などの高強度鋼線の素材と
して使用される高炭素鋼線材およびその製造方法に関す
る。
線、ＰＣ鋼線、ロープ用鋼線などの高強度鋼線の素材と
して使用される高炭素鋼線材およびその製造方法に関す
る。
【０００２】
【従来の技術】高強度鋼線は、熱間圧延によって製造さ
れた高炭素鋼線材を必要な線径に伸線加工することによ
って製造される。タイヤのスチールコード、ベルトコー
ドなどのように細線に伸線加工される線材では、伸線時
に断線すると、生産性が著しく阻害されるため、良好な
伸線性が求められる。従来、かかる良好な伸線性を得る
ため、熱間圧延後、熱延線材を水冷し、衝風冷却するこ
とによって線材組織を微細パーライトにし、さらに伸線
工程の途中で１〜２回中間パテンティングを施すことが
行われている。
れた高炭素鋼線材を必要な線径に伸線加工することによ
って製造される。タイヤのスチールコード、ベルトコー
ドなどのように細線に伸線加工される線材では、伸線時
に断線すると、生産性が著しく阻害されるため、良好な
伸線性が求められる。従来、かかる良好な伸線性を得る
ため、熱間圧延後、熱延線材を水冷し、衝風冷却するこ
とによって線材組織を微細パーライトにし、さらに伸線
工程の途中で１〜２回中間パテンティングを施すことが
行われている。
【０００３】しかし、近年、高炭素鋼線にはより細い線
径が求められており、また生産性の向上の観点から中間
パテンティングを省略することが望まれている。このた
め、高炭素鋼線材にはより優れた耐断線性が要求されて
おり、さらにダイスの寿命を向上させることも生産性向
上の観点から求められている。
径が求められており、また生産性の向上の観点から中間
パテンティングを省略することが望まれている。このた
め、高炭素鋼線材にはより優れた耐断線性が要求されて
おり、さらにダイスの寿命を向上させることも生産性向
上の観点から求められている。
【０００４】かかる要求に対して、特公平３−６０９０
０号公報には、高炭素鋼線材のＣ当量に応じて引張強さ
とパーライト中の粗パーライト（５００倍の顕微鏡下で
識別可能なパーライト）の割合を適正値に制御すること
により、また特開２０００−６３９８７号公報には、パ
ーライトの平均コロニー径を１５０μm 以下とし、平均
ラメラ間隔を０．１〜０．４μm とすることにより、伸
線性を向上させる技術が紹介されている。前記コロニー
とは、パーライトのラメラの方向が揃った領域をいい、
このコロニーの複数によってフェライト結晶方位が一定
の領域であるノジュール（ブロックともいう。）が形成
される。なお、熱間圧延後の線材は、上記公報に記載さ
れているように、水冷により巻き取り温度を調節し、引
き続きステルモア調整冷却装置により衝風量を調整する
ことにより製造される。
０号公報には、高炭素鋼線材のＣ当量に応じて引張強さ
とパーライト中の粗パーライト（５００倍の顕微鏡下で
識別可能なパーライト）の割合を適正値に制御すること
により、また特開２０００−６３９８７号公報には、パ
ーライトの平均コロニー径を１５０μm 以下とし、平均
ラメラ間隔を０．１〜０．４μm とすることにより、伸
線性を向上させる技術が紹介されている。前記コロニー
とは、パーライトのラメラの方向が揃った領域をいい、
このコロニーの複数によってフェライト結晶方位が一定
の領域であるノジュール（ブロックともいう。）が形成
される。なお、熱間圧延後の線材は、上記公報に記載さ
れているように、水冷により巻き取り温度を調節し、引
き続きステルモア調整冷却装置により衝風量を調整する
ことにより製造される。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、前者の
技術では、ラメラ間隔の粗い粗パーライトが１０〜３０
％程度存在するため、ダイス寿命の改善が図られるもの
の、伸線中の断線に対する抵抗性が不足し、十分な伸線
性が得られていない。一方、後者の技術においてもラメ
ラ間隔を０．１〜０．４μm とある程度粗くすることで
ダイス寿命を改善することができるが、ラメラ間隔を上
記のように粗くした結果、平均コロニー径が実施例に開
示されているように４０μm 程度に止まっており、やは
り十分な耐断線性が得られているとは言えない。
技術では、ラメラ間隔の粗い粗パーライトが１０〜３０
％程度存在するため、ダイス寿命の改善が図られるもの
の、伸線中の断線に対する抵抗性が不足し、十分な伸線
性が得られていない。一方、後者の技術においてもラメ
ラ間隔を０．１〜０．４μm とある程度粗くすることで
ダイス寿命を改善することができるが、ラメラ間隔を上
記のように粗くした結果、平均コロニー径が実施例に開
示されているように４０μm 程度に止まっており、やは
り十分な耐断線性が得られているとは言えない。
【０００６】なお、製鉄研究第２９５号（ｐ５２−６
３、１９７８年、新日本製鐵株式会社発行の技報）に
は、断線の防止には極端なラメラ間隔の粗大化の抑制や
パーライトブロック（ノジュール）サイズの粗大化の抑
制が有効であることが示されているが、供試鋼としてＣ
ｒを１〜２wt％を含むＣｒ添加高炭素鋼線材に基づく結
果であり、またダイス寿命の観点を考慮して論じられた
ものではなく、ダイス寿命を考慮した伸線性に対してラ
メラ間隔とノジュールサイズとの関係について明らかに
されていない。
３、１９７８年、新日本製鐵株式会社発行の技報）に
は、断線の防止には極端なラメラ間隔の粗大化の抑制や
パーライトブロック（ノジュール）サイズの粗大化の抑
制が有効であることが示されているが、供試鋼としてＣ
ｒを１〜２wt％を含むＣｒ添加高炭素鋼線材に基づく結
果であり、またダイス寿命の観点を考慮して論じられた
ものではなく、ダイス寿命を考慮した伸線性に対してラ
メラ間隔とノジュールサイズとの関係について明らかに
されていない。
【０００７】本発明はかかる問題に鑑みなされたもの
で、耐断線性およびダイス寿命に優れた、優れた伸線性
を有する高炭素鋼線材およびその製造方法を提供するこ
とを目的とする。
で、耐断線性およびダイス寿命に優れた、優れた伸線性
を有する高炭素鋼線材およびその製造方法を提供するこ
とを目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明者は、ダイス寿命
の向上のためにはパーライトのラメラ間隔をある程度広
くし、線材の強度を下げることが必須であるとの認識の
下、如何に断線を抑制、防止するかについて研究したと
ころ、結晶粒として物理的意味のあるパーライトのノジ
ュールの平均粒径をある値以下に微細化することで、比
較的広いラメラ間隔のパーライト組織であっても耐断線
性が大幅に向上し、優れた伸線性が得られることを知見
し、本発明を完成するに至った。
の向上のためにはパーライトのラメラ間隔をある程度広
くし、線材の強度を下げることが必須であるとの認識の
下、如何に断線を抑制、防止するかについて研究したと
ころ、結晶粒として物理的意味のあるパーライトのノジ
ュールの平均粒径をある値以下に微細化することで、比
較的広いラメラ間隔のパーライト組織であっても耐断線
性が大幅に向上し、優れた伸線性が得られることを知見
し、本発明を完成するに至った。
【０００９】すなわち、本発明の高炭素鋼線材は、化学
成分がmass％で、Ｃ：０．６〜１．０％、Ｓｉ：０．１
〜１．５％、Ｍｎ：０．３〜０．９％、Ｐ：０．０２％
以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｎ：０．００５％以下、残
部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、あるいはさらに
Ｎｂ：０．０２０〜０．０５０％、Ｖ：０．０５〜０．
２０％の１種または２種以上を含み、組織が９５面積％
以上のパーライトを有し、パーライトの平均ノジュール
径Ｐが３０μm 以下、平均ラメラ間隔Ｓが１００ｎｍ以
上で、かつＰをμm 、Ｓをｎｍで表したとき下記Ｆ式が
Ｆ＞０となる範囲内とされたものである。さらに、上記
組成において、Ａｌを０．０３５％以下含有させること
ができ、特にＮ：０．００１５〜０．００５０％で、か
つＡｌ：０．０３０％以下を含有させるようにするとよ
い。 Ｆ＝３５０．３／√Ｓ＋１３０．３／√Ｐ−５１．７
成分がmass％で、Ｃ：０．６〜１．０％、Ｓｉ：０．１
〜１．５％、Ｍｎ：０．３〜０．９％、Ｐ：０．０２％
以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｎ：０．００５％以下、残
部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、あるいはさらに
Ｎｂ：０．０２０〜０．０５０％、Ｖ：０．０５〜０．
２０％の１種または２種以上を含み、組織が９５面積％
以上のパーライトを有し、パーライトの平均ノジュール
径Ｐが３０μm 以下、平均ラメラ間隔Ｓが１００ｎｍ以
上で、かつＰをμm 、Ｓをｎｍで表したとき下記Ｆ式が
Ｆ＞０となる範囲内とされたものである。さらに、上記
組成において、Ａｌを０．０３５％以下含有させること
ができ、特にＮ：０．００１５〜０．００５０％で、か
つＡｌ：０．０３０％以下を含有させるようにするとよ
い。 Ｆ＝３５０．３／√Ｓ＋１３０．３／√Ｐ−５１．７
【００１０】また、本発明の高炭素鋼線材の製造方法
は、前記化学成分の鋼片を仕上温度１０５０〜８００℃
で熱間圧延を行い、仕上圧延終了後直ちに５０℃／ｓ以
上の冷却速度にて９５０〜７５０℃の範囲内の温度に冷
却し、引き続き５〜２０℃／ｓ以上の冷却速度にて６２
０〜６８０℃の範囲内の温度に冷却した後、２℃／ｓ以
下の冷却速度にて２０秒以上冷却し、あるいはその後さ
らに引き続いて５℃／ｓ以上の冷却速度にて３００℃以
下まで冷却する方法である。
は、前記化学成分の鋼片を仕上温度１０５０〜８００℃
で熱間圧延を行い、仕上圧延終了後直ちに５０℃／ｓ以
上の冷却速度にて９５０〜７５０℃の範囲内の温度に冷
却し、引き続き５〜２０℃／ｓ以上の冷却速度にて６２
０〜６８０℃の範囲内の温度に冷却した後、２℃／ｓ以
下の冷却速度にて２０秒以上冷却し、あるいはその後さ
らに引き続いて５℃／ｓ以上の冷却速度にて３００℃以
下まで冷却する方法である。
【００１１】
【発明の実施の形態】まず、本発明の高炭素鋼線材の化
学成分（以下、単位はmass％）の限定理由について説明
する。 Ｃ：０．６〜１．０％ Ｃは強度を確保するための基本元素であり、０．６％未
満では初析フェライトが生成し過ぎてパーライト主体の
組織にならず、強度も低下する。一方、１．０％超では
初析セメンタイトが生成して、伸線性を阻害するように
なる。
学成分（以下、単位はmass％）の限定理由について説明
する。 Ｃ：０．６〜１．０％ Ｃは強度を確保するための基本元素であり、０．６％未
満では初析フェライトが生成し過ぎてパーライト主体の
組織にならず、強度も低下する。一方、１．０％超では
初析セメンタイトが生成して、伸線性を阻害するように
なる。
【００１２】Ｓｉ：０．１〜１．５％
Ｓｉは脱酸作用と固溶強化により強度を高める作用を有
する。０．１％未満と少な過ぎるとこれらの効果が不足
し、一方１．５％を超えて高過ぎるとフェライトを固溶
強化し過ぎて加工性を阻害する。
する。０．１％未満と少な過ぎるとこれらの効果が不足
し、一方１．５％を超えて高過ぎるとフェライトを固溶
強化し過ぎて加工性を阻害する。
【００１３】Ｍｎ：０．３〜０．９％
Ｍｎは脱酸作用と固溶強化による強度向上作用を有す
る。含有量が０．３％未満と少な過ぎるとこれらの作用
が不足し、一方０．９％超ではフェライトを固溶強化し
すぎて加工性を阻害するようになる。また、偏析が生じ
易い元素であり、添加量が多いと偏析により組織が不均
−となり、伸線性が阻害される。
る。含有量が０．３％未満と少な過ぎるとこれらの作用
が不足し、一方０．９％超ではフェライトを固溶強化し
すぎて加工性を阻害するようになる。また、偏析が生じ
易い元素であり、添加量が多いと偏析により組織が不均
−となり、伸線性が阻害される。
【００１４】Ｐ：０．０２％以下
Ｐは不純物元素であり、少ないほど好ましい。特にフェ
ライトを固溶強化するため、伸線性の劣化への影響が大
きいので、本発明では０．０２％以下に止める。
ライトを固溶強化するため、伸線性の劣化への影響が大
きいので、本発明では０．０２％以下に止める。
【００１５】Ｓ：０．０３％以下
Ｓも不純物元素であり、介在物ＭｎＳを生成して伸線性
を阻害するため、０．０３％以下に止める。
を阻害するため、０．０３％以下に止める。
【００１６】Ｎ：０．００５％以下
Ｎも不純物元素であり、フェライトに固溶して、伸線時
の発熱により時効硬化させ、伸線性の低下への影響が大
きいため、少ないほど好ましく、０．００５％以下に止
める。
の発熱により時効硬化させ、伸線性の低下への影響が大
きいため、少ないほど好ましく、０．００５％以下に止
める。
【００１７】本発明の高炭素鋼線材は、典型的には上記
成分および残部Ｆｅを本質的成分とし、その他不可避的
不純物からなるが、上記本質的成分の作用、効果を損な
わない範囲で他の成分を添加してもよく、さらに線材の
特性をより向上させる元素を添加してもよい。例えば、
下記のＮｂ、Ｖの１種以上を必要に応じて添加すること
ができる。
成分および残部Ｆｅを本質的成分とし、その他不可避的
不純物からなるが、上記本質的成分の作用、効果を損な
わない範囲で他の成分を添加してもよく、さらに線材の
特性をより向上させる元素を添加してもよい。例えば、
下記のＮｂ、Ｖの１種以上を必要に応じて添加すること
ができる。
【００１８】Ｎｂ：０．０２０〜０．０５０％、Ｖ：
０．０５〜０．２０％ これらの元素はオーステナイトの回復、再結晶、粒成長
を抑制する作用を有する。これによりパーライト変態が
促進され、引張強さＴＳの低下、ノジュールサイズの微
細化を促進することができ、伸線性が向上する。Ｎｂが
０．０２０％未満、Ｖが０．０５％未満では前記作用が
過少であるため、各々下限を００２０％、０．０５％と
する。一方、Ｎｂが０．０５０％超、Ｖが０．２０％超
では過度の析出強化により伸線性が返って低下するの
で、各々上限を０．０５０％、０．２０％とする。Ｖは
添加により焼き入れ性向上効果も有するが、上記添加範
囲では強度は過大にならず、伸線性も劣化しない。
０．０５〜０．２０％ これらの元素はオーステナイトの回復、再結晶、粒成長
を抑制する作用を有する。これによりパーライト変態が
促進され、引張強さＴＳの低下、ノジュールサイズの微
細化を促進することができ、伸線性が向上する。Ｎｂが
０．０２０％未満、Ｖが０．０５％未満では前記作用が
過少であるため、各々下限を００２０％、０．０５％と
する。一方、Ｎｂが０．０５０％超、Ｖが０．２０％超
では過度の析出強化により伸線性が返って低下するの
で、各々上限を０．０５０％、０．２０％とする。Ｖは
添加により焼き入れ性向上効果も有するが、上記添加範
囲では強度は過大にならず、伸線性も劣化しない。
【００１９】さらにまた、前記本質的成分からなる組
成、あるいはさらにＮｂ、Ｖを添加した組成において、
Ａｌを０．０３５％以下含有させても伸線性が劣化する
ことはないが、特にＮ：０．００１５〜０．００５０％
で、かつＡｌ：０．０３０％以下含有させることで伸線
性をより向上させることができる。Ａｌを微量添加する
ことで、ＡｌＮを析出させ、圧延線材のノジュールサイ
ズをより微細に維持することが可能となる。ノジュール
サイズをより微細化することで、伸線加工性がより向上
し、より高い速度での伸線が可能となる。このとき、こ
の効果を有効に発揮させるには、Ａｌを０．００６％以
上添加することが好ましい。もっとも、Ａｌ添加系の高
炭素鋼線は、タイヤコードやソーワイヤのような直径
０．５mm以下の極細鋼線にまで加工すると、Ａｌを主成
分とした不可避的な介在物がカッピー断線の起点となる
ため、かえって伸線性を阻害する。従って、Ａｌの微量
添加は、鋼線の直径が０．５mm超のサイズの場合に適用
することが好ましい。また、Ａｌを添加し過ぎても、Ａ
ｌＮが析出し過ぎて、高い伸線速度における伸線性の向
上が果たせないようになるため、Ａｌの含有量の上限は
０．０３０％とすることが好ましい。なお、Ａｌを添加
する場合、ＡｌＮの適量析出のために、鋼中に含有され
るＮ量を０．００１５％以上に調節する必要がある。こ
のようにＡｌ量およびＮ量を適切にコントロールするこ
とで、適量のＡｌＮを析出させることができ、高速伸線
により適した鋼線材を得ることができる。
成、あるいはさらにＮｂ、Ｖを添加した組成において、
Ａｌを０．０３５％以下含有させても伸線性が劣化する
ことはないが、特にＮ：０．００１５〜０．００５０％
で、かつＡｌ：０．０３０％以下含有させることで伸線
性をより向上させることができる。Ａｌを微量添加する
ことで、ＡｌＮを析出させ、圧延線材のノジュールサイ
ズをより微細に維持することが可能となる。ノジュール
サイズをより微細化することで、伸線加工性がより向上
し、より高い速度での伸線が可能となる。このとき、こ
の効果を有効に発揮させるには、Ａｌを０．００６％以
上添加することが好ましい。もっとも、Ａｌ添加系の高
炭素鋼線は、タイヤコードやソーワイヤのような直径
０．５mm以下の極細鋼線にまで加工すると、Ａｌを主成
分とした不可避的な介在物がカッピー断線の起点となる
ため、かえって伸線性を阻害する。従って、Ａｌの微量
添加は、鋼線の直径が０．５mm超のサイズの場合に適用
することが好ましい。また、Ａｌを添加し過ぎても、Ａ
ｌＮが析出し過ぎて、高い伸線速度における伸線性の向
上が果たせないようになるため、Ａｌの含有量の上限は
０．０３０％とすることが好ましい。なお、Ａｌを添加
する場合、ＡｌＮの適量析出のために、鋼中に含有され
るＮ量を０．００１５％以上に調節する必要がある。こ
のようにＡｌ量およびＮ量を適切にコントロールするこ
とで、適量のＡｌＮを析出させることができ、高速伸線
により適した鋼線材を得ることができる。
【００２０】次に、本発明の高炭素鋼線材の組織につい
て説明する。まず、組織と伸線性、ダイス寿命との関係
について説明し、本発明の組織限定理由について説明す
る。
て説明する。まず、組織と伸線性、ダイス寿命との関係
について説明し、本発明の組織限定理由について説明す
る。
【００２１】ダイス寿命を長くするためには、線材（圧
延材）の強度を低下させる必要がある。引張強さＴＳ
（ＭＰａ）はラメラ間隔Ｓ（μm ）によって決まり、下
記の関係があることが知られている。したがって、ダイ
ス寿命を伸ばすには、平均ラメラ間隔Ｓを大きくするこ
とが重要である。 ＴＳ＝σ0＋ＫＳ-1/2 ここで、σ0、Ｋは定数である。一方、歪（減面率）の
小さい伸線初期には、ノジュール単位でパーライトの回
転が起こり、ラメラが伸線方向に平行になるように回転
する。このときラメラ間隔が粗いと円滑に回転すること
が困難であるため、ポイドが発生しやすくなる。ボイド
が発生すると、これが起点となってカッピー断線と呼ば
れる破断を引き起こし易くなり、伸線性が低下する。
延材）の強度を低下させる必要がある。引張強さＴＳ
（ＭＰａ）はラメラ間隔Ｓ（μm ）によって決まり、下
記の関係があることが知られている。したがって、ダイ
ス寿命を伸ばすには、平均ラメラ間隔Ｓを大きくするこ
とが重要である。 ＴＳ＝σ0＋ＫＳ-1/2 ここで、σ0、Ｋは定数である。一方、歪（減面率）の
小さい伸線初期には、ノジュール単位でパーライトの回
転が起こり、ラメラが伸線方向に平行になるように回転
する。このときラメラ間隔が粗いと円滑に回転すること
が困難であるため、ポイドが発生しやすくなる。ボイド
が発生すると、これが起点となってカッピー断線と呼ば
れる破断を引き起こし易くなり、伸線性が低下する。
【００２２】従来の製造方法は、ラメラ間隔を広くする
ため、圧延後、水冷した線材を衝風冷却する際に、衝風
量を絞り込んで製造していた。これによって、ラメラ間
隔の広いパーライトを生成させることができるが、必然
的にノジュールのサイズも大きくなり、強度の低下によ
るダイス寿命の向上と、ノジュールの微細化による伸線
性の向上との両立が困難であった。なお、衝風量の制御
においては、衝風量をゼロとするような特殊な制御は行
われていない。
ため、圧延後、水冷した線材を衝風冷却する際に、衝風
量を絞り込んで製造していた。これによって、ラメラ間
隔の広いパーライトを生成させることができるが、必然
的にノジュールのサイズも大きくなり、強度の低下によ
るダイス寿命の向上と、ノジュールの微細化による伸線
性の向上との両立が困難であった。なお、衝風量の制御
においては、衝風量をゼロとするような特殊な制御は行
われていない。
【００２３】本発明では、後述するように、熱延後の冷
却段階で衝風量をゼロとする冷却工程を含む冷却条件に
て冷却することで、パーライトのラメラ間隔を広く維持
しながら、ノジュールのサイズを飛躍的に微細化するこ
とに成功したものである。ノジュールが十分微細であれ
ば、ラメラ間隔が広くても、伸線時にノジュールの回転
が円滑に生じ、ポイドの発生ひいてはカッピー断線の発
生が抑制される。このため、低強度ながら優れた伸線性
を備え、より高速で伸線しても断線が生じることがな
く、しかもダイス寿命の低下を防止することができる。
却段階で衝風量をゼロとする冷却工程を含む冷却条件に
て冷却することで、パーライトのラメラ間隔を広く維持
しながら、ノジュールのサイズを飛躍的に微細化するこ
とに成功したものである。ノジュールが十分微細であれ
ば、ラメラ間隔が広くても、伸線時にノジュールの回転
が円滑に生じ、ポイドの発生ひいてはカッピー断線の発
生が抑制される。このため、低強度ながら優れた伸線性
を備え、より高速で伸線しても断線が生じることがな
く、しかもダイス寿命の低下を防止することができる。
【００２４】具体的組織条件として、まず組織中のパー
ライトの面積割合は多いほど望ましく、９５面積％以上
とされる。パーライト以外の組織（フェライト、ベイナ
イト）が５％超であると伸線性が低下し、またフェライ
トは強度を低下させるため、最終製品（鋼線）の強度が
出ないようになる。
ライトの面積割合は多いほど望ましく、９５面積％以上
とされる。パーライト以外の組織（フェライト、ベイナ
イト）が５％超であると伸線性が低下し、またフェライ
トは強度を低下させるため、最終製品（鋼線）の強度が
出ないようになる。
【００２５】前記パーライトはその平均ノジュール径が
３０μm 以下とされる。３０μm 超では伸線の際にノジ
ュールの円滑な回転が起きにくくなり、その分、断線し
易くなり、伸線性の大幅な向上が期待できない。また、
パーライトの平均ラメラ間隔は１００ｎｍ以上、好まし
くは１５０ｎｍ以上とされる。１００ｎｍ未満では強度
が必然的に高くなり、ダイス寿命が低下するようにな
る。一方、平均ラメラ間隔の上限は、下記Ｆ式がＦ＞０
となる範囲内とされる。Ｆ式は、後述の実施例によって
求められたものであり、ラメラ間隔を広くしたとき、そ
の強度低下による断線発生傾向をノジュールの微細化に
よって相殺することができる限界を定める式であり、Ｆ
＞０の範囲であれば断線を抑制しつつ、ラメラ間隔の拡
張によりダイス寿命の向上を図ることができる。 Ｆ＝３５０．３／√Ｓ＋１３０．３／√Ｐ−５１．７ 但し、Ｓは平均ラメラ間隔（ｎｍ）、Ｐは平均ノジュー
ル径（μm ）
３０μm 以下とされる。３０μm 超では伸線の際にノジ
ュールの円滑な回転が起きにくくなり、その分、断線し
易くなり、伸線性の大幅な向上が期待できない。また、
パーライトの平均ラメラ間隔は１００ｎｍ以上、好まし
くは１５０ｎｍ以上とされる。１００ｎｍ未満では強度
が必然的に高くなり、ダイス寿命が低下するようにな
る。一方、平均ラメラ間隔の上限は、下記Ｆ式がＦ＞０
となる範囲内とされる。Ｆ式は、後述の実施例によって
求められたものであり、ラメラ間隔を広くしたとき、そ
の強度低下による断線発生傾向をノジュールの微細化に
よって相殺することができる限界を定める式であり、Ｆ
＞０の範囲であれば断線を抑制しつつ、ラメラ間隔の拡
張によりダイス寿命の向上を図ることができる。 Ｆ＝３５０．３／√Ｓ＋１３０．３／√Ｐ−５１．７ 但し、Ｓは平均ラメラ間隔（ｎｍ）、Ｐは平均ノジュー
ル径（μm ）
【００２６】次に、本発明の高炭素鋼線材の工業的生産
に適した製造方法について説明する。上記化学成分の高
炭素鋼を溶製後、連続鋳造により、あるいはその鋼塊を
分塊圧延により鋼片（ビレット）を作製し、これを必要
に応じて加熱後、仕上温度を１０５０〜８００℃として
熱間圧延を終了する。仕上温度を１０５０℃以下の低温
にすることによりオーステナイトの回復、再結晶、粒成
長を抑制して強度低下を抑制し、ノジュールを微細化す
ることができる。仕上温度の下限は低温過ぎると圧延機
への負荷が過大となるため、８００℃以上、好ましくは
９００℃以上とするのがよい。
に適した製造方法について説明する。上記化学成分の高
炭素鋼を溶製後、連続鋳造により、あるいはその鋼塊を
分塊圧延により鋼片（ビレット）を作製し、これを必要
に応じて加熱後、仕上温度を１０５０〜８００℃として
熱間圧延を終了する。仕上温度を１０５０℃以下の低温
にすることによりオーステナイトの回復、再結晶、粒成
長を抑制して強度低下を抑制し、ノジュールを微細化す
ることができる。仕上温度の下限は低温過ぎると圧延機
への負荷が過大となるため、８００℃以上、好ましくは
９００℃以上とするのがよい。
【００２７】仕上げ圧延後の冷却条件は、本発明におい
て特に重要であり、図１を参照して詳細に説明する。な
お、図１中、破線はパーライトのラメラ間隔を広くする
際に採られる従来の冷却パタンを示すものであり、一様
に冷却速度を遅くして冷却するため、ノジュール径を小
さくすることに限界があり、ダイス寿命の向上と耐断線
性との両立に限度があった。図１中の実線が本発明の冷
却パターンであり、低強度と高耐断線性とを備えた前記
パーライト組織を実現するものである。
て特に重要であり、図１を参照して詳細に説明する。な
お、図１中、破線はパーライトのラメラ間隔を広くする
際に採られる従来の冷却パタンを示すものであり、一様
に冷却速度を遅くして冷却するため、ノジュール径を小
さくすることに限界があり、ダイス寿命の向上と耐断線
性との両立に限度があった。図１中の実線が本発明の冷
却パターンであり、低強度と高耐断線性とを備えた前記
パーライト組織を実現するものである。
【００２８】仕上圧延後、直ちに、第１段冷却として、
５０℃／ｓ以上の冷却速度にて９５０〜７５０℃の範囲
内の温度まで急冷する。この第１段冷却によって、オー
ステナイトの回復、再結晶、粒成長を抑制して、線材の
強度を低下させ、パーライトのノジュールを微細化す
る。第１段冷却の停止温度は、後述する第２段冷却の際
にスケールを適度に生成させて、脱スケール性を確保す
るために規定される。スケールと伸線性とは密接な関連
があり、脱スケール性が悪いと、残存スケールが多くな
り、線材の表面性状が悪化し、ダイスとの摩擦が増加す
るため、ダイス寿命が低下し、また伸線性も低下するよ
うになる。このため、適切なスケールを生成させるべ
く、第１段冷却の急冷停止温度を７５０〜９５０℃の範
囲内に定める。７５０℃未満の温度まで冷却するとスケ
ールが成長せず、脱スケールがし難くなる。一方、９５
０℃超ではスケールが厚くなり過ぎるために、返って脱
スケールが難くなる。また、９５０℃超では、その後の
冷却過程で高温に曝される時間が長くなるため、オース
テナイト粒が粒成長してしまい、微細ノジュールが得ら
れないようになる。この第１段冷却は典型的には熱延後
の線材を水冷することにより実施することができる。
５０℃／ｓ以上の冷却速度にて９５０〜７５０℃の範囲
内の温度まで急冷する。この第１段冷却によって、オー
ステナイトの回復、再結晶、粒成長を抑制して、線材の
強度を低下させ、パーライトのノジュールを微細化す
る。第１段冷却の停止温度は、後述する第２段冷却の際
にスケールを適度に生成させて、脱スケール性を確保す
るために規定される。スケールと伸線性とは密接な関連
があり、脱スケール性が悪いと、残存スケールが多くな
り、線材の表面性状が悪化し、ダイスとの摩擦が増加す
るため、ダイス寿命が低下し、また伸線性も低下するよ
うになる。このため、適切なスケールを生成させるべ
く、第１段冷却の急冷停止温度を７５０〜９５０℃の範
囲内に定める。７５０℃未満の温度まで冷却するとスケ
ールが成長せず、脱スケールがし難くなる。一方、９５
０℃超ではスケールが厚くなり過ぎるために、返って脱
スケールが難くなる。また、９５０℃超では、その後の
冷却過程で高温に曝される時間が長くなるため、オース
テナイト粒が粒成長してしまい、微細ノジュールが得ら
れないようになる。この第１段冷却は典型的には熱延後
の線材を水冷することにより実施することができる。
【００２９】次に、第２段冷却として、５〜２０℃／ｓ
の冷却速度にて６２０〜６８０℃の範囲内の温度に冷却
する。冷却速度が５℃／ｓ未満では６８０℃よりも高い
温度でパーライト変態が生じる。６８０℃超では、パー
ライトの核生成頻度が非常に低い状態での変態となる。
このため生成するパーライト核の数が非常に少なく、少
数のパーライトが成長することになり、ノジュールサイ
ズが粗大化し、伸線性が低下する。一方、冷却速度が２
０℃／ｓ超では、第２段冷却の際にスケールが成長しな
いようになるため、脱スケール性が悪化する。また、６
２０℃未満まで冷却すると、ラメラ間隔が狭くなり、強
度が高くなり過ぎてダイス磨耗が増加する。一方、６８
０℃超では、高い温度域でパーライト変態が起こるた
め、上記のように伸線性が低下するようになる。この第
２段冷却は、典型的には衝風冷却を行い、その風量を調
整することにより実施することができる。
の冷却速度にて６２０〜６８０℃の範囲内の温度に冷却
する。冷却速度が５℃／ｓ未満では６８０℃よりも高い
温度でパーライト変態が生じる。６８０℃超では、パー
ライトの核生成頻度が非常に低い状態での変態となる。
このため生成するパーライト核の数が非常に少なく、少
数のパーライトが成長することになり、ノジュールサイ
ズが粗大化し、伸線性が低下する。一方、冷却速度が２
０℃／ｓ超では、第２段冷却の際にスケールが成長しな
いようになるため、脱スケール性が悪化する。また、６
２０℃未満まで冷却すると、ラメラ間隔が狭くなり、強
度が高くなり過ぎてダイス磨耗が増加する。一方、６８
０℃超では、高い温度域でパーライト変態が起こるた
め、上記のように伸線性が低下するようになる。この第
２段冷却は、典型的には衝風冷却を行い、その風量を調
整することにより実施することができる。
【００３０】第２段冷却に引き続いて第３段冷却として
２℃／ｓ以下の冷却速度にて２０秒以上保持する。この
冷却により、第２段冷却後のある程度低い温度で保持さ
れた状態でパーライト変態が進行する。このため、パー
ライトの変態核が数多く生成し、ノジュールが微細化す
る。２℃／ｓ超の冷却速度あるいは２０秒未満の保持時
間では、その後の温度低下が速く、低い温度領域でパー
ライト変態するようになり、パーライトのラメラ間隔が
狭くなって強度が上昇し、ダイス寿命を悪化させる。こ
の第３段冷却は、衝風量を必ずしもゼロにする必要はな
いが、典型的には衝風を所定時間止めて衝風量をゼロと
し、パーライト変態の際の発熱を利用することによって
実行することができる。
２℃／ｓ以下の冷却速度にて２０秒以上保持する。この
冷却により、第２段冷却後のある程度低い温度で保持さ
れた状態でパーライト変態が進行する。このため、パー
ライトの変態核が数多く生成し、ノジュールが微細化す
る。２℃／ｓ超の冷却速度あるいは２０秒未満の保持時
間では、その後の温度低下が速く、低い温度領域でパー
ライト変態するようになり、パーライトのラメラ間隔が
狭くなって強度が上昇し、ダイス寿命を悪化させる。こ
の第３段冷却は、衝風量を必ずしもゼロにする必要はな
いが、典型的には衝風を所定時間止めて衝風量をゼロと
し、パーライト変態の際の発熱を利用することによって
実行することができる。
【００３１】さらに、第３段冷却の後、好ましくは第４
段冷却として、５℃／ｓ以上で３００℃以下の温度まで
冷却するのがよい。かかる冷却により、スケール性状が
改良され、伸線性がより向上する。冷却停止温度が３０
０℃超では、スケールの剥離を招き、新生面に新たに非
常に薄いスケールが発生して脱スケールが困難になる。
また、５℃／ｓ未満の冷却速度では、３００℃以下まで
冷却するのに時間がかかり、生産性が非常に悪くなる。
段冷却として、５℃／ｓ以上で３００℃以下の温度まで
冷却するのがよい。かかる冷却により、スケール性状が
改良され、伸線性がより向上する。冷却停止温度が３０
０℃超では、スケールの剥離を招き、新生面に新たに非
常に薄いスケールが発生して脱スケールが困難になる。
また、５℃／ｓ未満の冷却速度では、３００℃以下まで
冷却するのに時間がかかり、生産性が非常に悪くなる。
【００３２】以下、実施例を挙げて、本発明をより具体
的に説明するが、本発明はかかる実施例によって限定的
に解釈されるものではない。
的に説明するが、本発明はかかる実施例によって限定的
に解釈されるものではない。
【００３３】
【実施例】［実施例Ａ］本発明の成分を満足する下記高
炭素鋼を転炉で溶製し、その鋼塊を分解圧延して１５５
mm角のビレットを作製し、１１５０℃程度に加熱後、熱
間圧延を行い、直径５．５mmの線材を得た。熱延線材を
８８０〜１１００℃に設定した大気加熱炉、５８０〜６
９０℃に保持した流動層に連続して通線し、線材の組織
をパーライトに変態させた。この際、加熱温度、通線速
度を変化させることにより、オーステナイト粒径を１０
〜２００μm に制御した。流動層の温度により若干変化
するが、オーステナイト粒径が小さい場合にはノジュー
ル径が小さくなり、オーステナイト粒径が大きい場合に
はノジュール径も大きくなる。一方、ラメラ間隔は流動
層の温度が高ければ広くなり、低くければ狭くなる。こ
れら温度を種々設定することにより、ラメラ間隔とノジ
ュール径が種々異なる線材を実験室的に作製した。
炭素鋼を転炉で溶製し、その鋼塊を分解圧延して１５５
mm角のビレットを作製し、１１５０℃程度に加熱後、熱
間圧延を行い、直径５．５mmの線材を得た。熱延線材を
８８０〜１１００℃に設定した大気加熱炉、５８０〜６
９０℃に保持した流動層に連続して通線し、線材の組織
をパーライトに変態させた。この際、加熱温度、通線速
度を変化させることにより、オーステナイト粒径を１０
〜２００μm に制御した。流動層の温度により若干変化
するが、オーステナイト粒径が小さい場合にはノジュー
ル径が小さくなり、オーステナイト粒径が大きい場合に
はノジュール径も大きくなる。一方、ラメラ間隔は流動
層の温度が高ければ広くなり、低くければ狭くなる。こ
れら温度を種々設定することにより、ラメラ間隔とノジ
ュール径が種々異なる線材を実験室的に作製した。
【００３４】上記の線材を用いてパーライトの面積率、
平均ノジュール径、平均ラメラ間隔および引張試験によ
り引張強さが測定された。パーライト面積率は、線材を
切断して横断面を鏡面研磨した試料を硝酸とエタノール
の混合溶液でエッチングし、線材の表面と中心との間の
中央位置における組織をＳＥＭ（走査型電子顕微鏡、倍
率１０００）によって観察することによって求められ
た。また、平均ノジュール径は、上記と同様にして試料
を調整し、光学顕微鏡（倍率１００）にて組織観察を行
い、フェライト粒度の測定方法（ＪＩＳＧ０５５２）に
準拠して粒度番号Ｇを小数点以下第１位まで求め、次の
式によってμm の単位に換算することによって求められ
た。 ノジュール径（μm ）＝１０×２(10-G)/2 一方、平均ラメラ間隔は、上記と同様に鏡面研磨し、上
記と同様の方法でエッチングした試料の前記中央位置を
ＳＥＭで観察し、１０視野で５０００倍の写真を撮影
し、各視野の写真を用いて視野内で最も、あるいはそれ
に次いで微細である３点でラメラに直角に線分を引き、
その線分の長さとそれを横切るラメラの数からラメラ間
隔を求め、すべての線分のラメラ間隔を平均することに
よって求められた。
平均ノジュール径、平均ラメラ間隔および引張試験によ
り引張強さが測定された。パーライト面積率は、線材を
切断して横断面を鏡面研磨した試料を硝酸とエタノール
の混合溶液でエッチングし、線材の表面と中心との間の
中央位置における組織をＳＥＭ（走査型電子顕微鏡、倍
率１０００）によって観察することによって求められ
た。また、平均ノジュール径は、上記と同様にして試料
を調整し、光学顕微鏡（倍率１００）にて組織観察を行
い、フェライト粒度の測定方法（ＪＩＳＧ０５５２）に
準拠して粒度番号Ｇを小数点以下第１位まで求め、次の
式によってμm の単位に換算することによって求められ
た。 ノジュール径（μm ）＝１０×２(10-G)/2 一方、平均ラメラ間隔は、上記と同様に鏡面研磨し、上
記と同様の方法でエッチングした試料の前記中央位置を
ＳＥＭで観察し、１０視野で５０００倍の写真を撮影
し、各視野の写真を用いて視野内で最も、あるいはそれ
に次いで微細である３点でラメラに直角に線分を引き、
その線分の長さとそれを横切るラメラの数からラメラ間
隔を求め、すべての線分のラメラ間隔を平均することに
よって求められた。
【００３５】さらにまた、上記線材の伸線性が以下のよ
うに実際に線材を伸線することによって評価された。線
材は塩酸中に浸漬されてスケールが完全に除去された
後、燐酸塩を線材表面に形成させる潤滑処理が行われ、
その後、多段式の乾式伸線機で直径１．０mmまで伸線さ
れた。伸線は、最終伸線速度が３００ｍ／min の通常速
度領域での通常伸線と、その２倍の６００ｍ／min での
高速伸線とが行われた。伸線性の評価は、耐断線性につ
いては線材１００トン当たりの断線の有無によって評価
された。さらに、断線が生じなかった線材についてダイ
スへの影響が調べられ、伸線後の表面性状（ダイス荒れ
による表面傷が観察されなかった場合：○、断続的に軽
微な表面傷が観察された場合：△、連続的な表面傷が観
察された場合：×）とダイス寿命（ダイスが割れること
なく摩耗もほとんど生じなかった場合：○、ダイスが割
れなかったものの軽微な摩耗が生じた場合：△、摩耗が
著しく、ダイスが割れた場合：×）とが評価された。
うに実際に線材を伸線することによって評価された。線
材は塩酸中に浸漬されてスケールが完全に除去された
後、燐酸塩を線材表面に形成させる潤滑処理が行われ、
その後、多段式の乾式伸線機で直径１．０mmまで伸線さ
れた。伸線は、最終伸線速度が３００ｍ／min の通常速
度領域での通常伸線と、その２倍の６００ｍ／min での
高速伸線とが行われた。伸線性の評価は、耐断線性につ
いては線材１００トン当たりの断線の有無によって評価
された。さらに、断線が生じなかった線材についてダイ
スへの影響が調べられ、伸線後の表面性状（ダイス荒れ
による表面傷が観察されなかった場合：○、断続的に軽
微な表面傷が観察された場合：△、連続的な表面傷が観
察された場合：×）とダイス寿命（ダイスが割れること
なく摩耗もほとんど生じなかった場合：○、ダイスが割
れなかったものの軽微な摩耗が生じた場合：△、摩耗が
著しく、ダイスが割れた場合：×）とが評価された。
【００３６】これらの測定結果、観察結果を表１に併せ
て示す。表１には前記Ｆ式によって算出した値（Ｆ値）
も併記した。また、平均ラメラ間隔と平均ノジュール径
と伸線速度６００ｍ／min における総合判定との関係を
整理したグラフを図２に示す。前記Ｆ式は、同図におい
て総合判定の○（図２中◎）および△（図２中○）と、
×（図２中●）との境界線を求めることによって決定さ
れたものであり、図中に実線により示される。
て示す。表１には前記Ｆ式によって算出した値（Ｆ値）
も併記した。また、平均ラメラ間隔と平均ノジュール径
と伸線速度６００ｍ／min における総合判定との関係を
整理したグラフを図２に示す。前記Ｆ式は、同図におい
て総合判定の○（図２中◎）および△（図２中○）と、
×（図２中●）との境界線を求めることによって決定さ
れたものであり、図中に実線により示される。
【００３７】
【表１】
【００３８】表１より、平均ラメラ間隔、平均ノジュー
ル径、Ｆ値が本発明条件を満足する試料No. １〜１７
（発明例）では、通常伸線、高速伸線のいずれの場合で
も良好な結果を得た。特に平均ラメラ間隔が１５０ｎｍ
以上かつＦ値が適正なNo. ４〜１７では伸線性が非常に
優れている。一方、試料No. ２１〜３６は比較例であ
り、No. ３１はパーライト量が過少であり、平均ラメラ
間隔が１００ｎｍよりも狭いため、通常伸線においても
表面性状が悪く、またダイスに割れが生じた。他のもの
では、Ｆ値がＦ＜０となっており、通常伸線では問題が
ないものもあったが、高速伸線では全て断線してしま
い、伸線性の劣化が著しい。
ル径、Ｆ値が本発明条件を満足する試料No. １〜１７
（発明例）では、通常伸線、高速伸線のいずれの場合で
も良好な結果を得た。特に平均ラメラ間隔が１５０ｎｍ
以上かつＦ値が適正なNo. ４〜１７では伸線性が非常に
優れている。一方、試料No. ２１〜３６は比較例であ
り、No. ３１はパーライト量が過少であり、平均ラメラ
間隔が１００ｎｍよりも狭いため、通常伸線においても
表面性状が悪く、またダイスに割れが生じた。他のもの
では、Ｆ値がＦ＜０となっており、通常伸線では問題が
ないものもあったが、高速伸線では全て断線してしま
い、伸線性の劣化が著しい。
【００３９】［実施例Ｂ］下記表２に記載した種々の成
分の鋼を用いて、実施例Ａと同様に、パーライト組織を
有する直径５．５mmの熱間圧延線材を製作し、実施例Ａ
と同様に、引張強さ、パーライト面積率、平均ラメラ間
隔、平均ノジュール径を測定し、伸線性を評価した。Ａ
ｌを含有する試料線材の伸線性については、より一層条
件の厳しい、最終伸線速度が８００ｍ／min での高速伸
線をも実施し、評価した。それらの結果を表３に示す。
分の鋼を用いて、実施例Ａと同様に、パーライト組織を
有する直径５．５mmの熱間圧延線材を製作し、実施例Ａ
と同様に、引張強さ、パーライト面積率、平均ラメラ間
隔、平均ノジュール径を測定し、伸線性を評価した。Ａ
ｌを含有する試料線材の伸線性については、より一層条
件の厳しい、最終伸線速度が８００ｍ／min での高速伸
線をも実施し、評価した。それらの結果を表３に示す。
【００４０】
【表２】
【００４１】
【表３】
【００４２】表３より、発明例のNo. １〜９は、本発明
の成分、パーライト組織条件を満足しており、通常伸
線、高速伸線のいずれの場合でも良好な結果を得た。こ
れに対して、比較例のNo. ２１，２２はＮｂ、Ｖのいず
れかが規定量を超えて多量に添加されており、これらの
元素による析出強化によって強度が非常に高くなり、通
常伸線ではNo. ２２は断線しなかったものの、高速伸線
では全て伸線途中で断線し、伸線性に劣る。また、Ａ
ｌ、Ｎをバランスよく含有した発明例のNo. ３０〜３２
は伸線速度が８００ｍ／min の高速伸線であっても良好
な伸線性を示した。一方、Ａｌは含有するもののＮ量が
極めて少ないNo. ４０やＡｌ量が多過ぎるNo. ４２で
は、伸線速度：６００ｍ／min までは良好な伸線性を示
したものの、伸線速度：８００ｍ／min では断線を生じ
た。また、Ａｌを含有するものの、Ｎが０．００５５％
含有するNo. ４１はＮ量が多すぎて伸線性が劣化してい
る。
の成分、パーライト組織条件を満足しており、通常伸
線、高速伸線のいずれの場合でも良好な結果を得た。こ
れに対して、比較例のNo. ２１，２２はＮｂ、Ｖのいず
れかが規定量を超えて多量に添加されており、これらの
元素による析出強化によって強度が非常に高くなり、通
常伸線ではNo. ２２は断線しなかったものの、高速伸線
では全て伸線途中で断線し、伸線性に劣る。また、Ａ
ｌ、Ｎをバランスよく含有した発明例のNo. ３０〜３２
は伸線速度が８００ｍ／min の高速伸線であっても良好
な伸線性を示した。一方、Ａｌは含有するもののＮ量が
極めて少ないNo. ４０やＡｌ量が多過ぎるNo. ４２で
は、伸線速度：６００ｍ／min までは良好な伸線性を示
したものの、伸線速度：８００ｍ／min では断線を生じ
た。また、Ａｌを含有するものの、Ｎが０．００５５％
含有するNo. ４１はＮ量が多すぎて伸線性が劣化してい
る。
【００４３】［実施例Ｃ］本発明の成分を満足する下記
高炭素鋼を連続鋳造によりビレットを作製し、表４に示
した仕上温度にて直径５．５mmの線材に熱間圧延し、こ
の線材を熱延後直ちに図１に示す冷却曲線および表４に
示す冷却速度、冷却停止温度、冷却時間に従って冷却し
た。第１段冷却は水冷により、第２段および第４段冷却
は衝風冷却により、第３段冷却は衝風を停止して冷却速
度を調整した。 ・鋼組成（残部Ｆｅ、単位mass％） Ｃ：０．８１６％、Ｓｉ：０．１５％、Ｍｎ：０．４６
％、Ｐ：０．００７％、Ｓ：０．００５％、Ｎ：０．０
０２５％ このようにして得られた線材を用いて、実施例Ａと同様
にして、引張強さ、パーライト面積率、平均ラメラ間
隔、平均ノジュール径を測定し、伸線性を評価した。そ
れらの結果を表５に示す。
高炭素鋼を連続鋳造によりビレットを作製し、表４に示
した仕上温度にて直径５．５mmの線材に熱間圧延し、こ
の線材を熱延後直ちに図１に示す冷却曲線および表４に
示す冷却速度、冷却停止温度、冷却時間に従って冷却し
た。第１段冷却は水冷により、第２段および第４段冷却
は衝風冷却により、第３段冷却は衝風を停止して冷却速
度を調整した。 ・鋼組成（残部Ｆｅ、単位mass％） Ｃ：０．８１６％、Ｓｉ：０．１５％、Ｍｎ：０．４６
％、Ｐ：０．００７％、Ｓ：０．００５％、Ｎ：０．０
０２５％ このようにして得られた線材を用いて、実施例Ａと同様
にして、引張強さ、パーライト面積率、平均ラメラ間
隔、平均ノジュール径を測定し、伸線性を評価した。そ
れらの結果を表５に示す。
【００４４】
【表４】
【００４５】
【表５】
【００４６】表５より、本発明の製造条件に従って熱間
圧延、冷却を行った発明例No. １〜１１は、いずれも平
均ラメラ間隔、平均ノジュール径、これらの値から求め
られるＦ値がそれぞれ本発明条件を満足しており、良好
な伸線性が得られることが確認された。
圧延、冷却を行った発明例No. １〜１１は、いずれも平
均ラメラ間隔、平均ノジュール径、これらの値から求め
られるＦ値がそれぞれ本発明条件を満足しており、良好
な伸線性が得られることが確認された。
【００４７】一方、比較例については、No. ２１は圧延
温度が１０５０℃を超えており、このため平均ノジュー
ル径が大きく、Ｆ＜０となり、高速伸線の際に断線し
た。No. ２２は仕上げ圧延直後の第１段冷却の冷却速度
が３５℃／ｓと遅いために平均ノジュール径が大きく、
Ｆ＜０となり、高速伸線の際に断線した。No. ２３は第
１段冷却の冷却停止温度が９２３℃と９００℃を超えて
いるために平均ノジュール径が粗大化し、Ｆ＜０とな
り、またスケールが厚くなって脱スケール性が悪化した
ため、高速伸線で断線した。No. ２４は第２段冷却の冷
却速度が２９℃／ｓと速いため、スケールが十分に成長
せず、このため脱スケール性が悪化したため、高速伸線
時に断線した。No. ２５は第２段冷却の停止温度が６９
５℃と高く、このため第３段冷却の開始温度が６８０℃
を超えるため、ラメラ間隔は十分広いが、ノジュールの
微細化が不足して、Ｆ＜０となり、高速伸線時に断線し
た。No. ２６は、第２段冷却の停止温度が６１０℃と低
すぎるため、またNo. ２７は第３段冷却の冷却速度が
２．８℃／ｓと速すぎるため、ラメラ間隔が狭くなり過
ぎて平均ラメラ間隔が１００ｎｍを下回り、強度が高く
なり過ぎ、高速伸線時に断線した。またNo. ２８は第３
段冷却の冷却時間が短すぎるため、第３段冷却の際に高
温域で十分にパーライト変態が進行せず、その後の第４
段冷却中の低温域にてパーライト変態が進行したため、
平均ラメラ間隔が１００ｎｍを下回り、強度が過大とな
って、高速伸線時に断線した。また、No. ２９は第２段
冷却〜第４段冷却を段階的に行うことなく一様の冷却速
度にて冷却した従来の製造条件に対応した例であり、平
均ラメラ間隔は広いが、平均コロニー径が４０μm 程度
に微細化されたものの、平均ノジュール径はかなり大き
いレベルに止まっており、このため高速伸線時に断線が
生じた。
温度が１０５０℃を超えており、このため平均ノジュー
ル径が大きく、Ｆ＜０となり、高速伸線の際に断線し
た。No. ２２は仕上げ圧延直後の第１段冷却の冷却速度
が３５℃／ｓと遅いために平均ノジュール径が大きく、
Ｆ＜０となり、高速伸線の際に断線した。No. ２３は第
１段冷却の冷却停止温度が９２３℃と９００℃を超えて
いるために平均ノジュール径が粗大化し、Ｆ＜０とな
り、またスケールが厚くなって脱スケール性が悪化した
ため、高速伸線で断線した。No. ２４は第２段冷却の冷
却速度が２９℃／ｓと速いため、スケールが十分に成長
せず、このため脱スケール性が悪化したため、高速伸線
時に断線した。No. ２５は第２段冷却の停止温度が６９
５℃と高く、このため第３段冷却の開始温度が６８０℃
を超えるため、ラメラ間隔は十分広いが、ノジュールの
微細化が不足して、Ｆ＜０となり、高速伸線時に断線し
た。No. ２６は、第２段冷却の停止温度が６１０℃と低
すぎるため、またNo. ２７は第３段冷却の冷却速度が
２．８℃／ｓと速すぎるため、ラメラ間隔が狭くなり過
ぎて平均ラメラ間隔が１００ｎｍを下回り、強度が高く
なり過ぎ、高速伸線時に断線した。またNo. ２８は第３
段冷却の冷却時間が短すぎるため、第３段冷却の際に高
温域で十分にパーライト変態が進行せず、その後の第４
段冷却中の低温域にてパーライト変態が進行したため、
平均ラメラ間隔が１００ｎｍを下回り、強度が過大とな
って、高速伸線時に断線した。また、No. ２９は第２段
冷却〜第４段冷却を段階的に行うことなく一様の冷却速
度にて冷却した従来の製造条件に対応した例であり、平
均ラメラ間隔は広いが、平均コロニー径が４０μm 程度
に微細化されたものの、平均ノジュール径はかなり大き
いレベルに止まっており、このため高速伸線時に断線が
生じた。
【００４８】［実施例Ｄ］下記鋼組成の高炭素鋼を用い
て、実施例Ｃと同様に連続鋳造によりビレットを作製
し、表６に示した仕上温度にて直径５．５mmの線材に熱
間圧延した。その後、得られた線材の冷却速度を実施例
Ｃと同様の方法で調節して、製造条件が伸線性に及ぼす
影響を調べた。その結果を表７に示す。 ・鋼組成（残部Ｆｅ，単位mass％） Ｃ：０．７９０％、Ｓｉ：０．１８％、Ｍｎ：０．３８
％、Ｐ：０．００６％、Ｓ：０．００９％、Ｎ：０．０
０３５％、Ａｌ：０．０１８％
て、実施例Ｃと同様に連続鋳造によりビレットを作製
し、表６に示した仕上温度にて直径５．５mmの線材に熱
間圧延した。その後、得られた線材の冷却速度を実施例
Ｃと同様の方法で調節して、製造条件が伸線性に及ぼす
影響を調べた。その結果を表７に示す。 ・鋼組成（残部Ｆｅ，単位mass％） Ｃ：０．７９０％、Ｓｉ：０．１８％、Ｍｎ：０．３８
％、Ｐ：０．００６％、Ｓ：０．００９％、Ｎ：０．０
０３５％、Ａｌ：０．０１８％
【００４９】
【表６】
【００５０】
【表７】
【００５１】表７より、本発明の製造条件に従って熱間
圧延、冷却を行った発明例の試料No. １〜３は、Ａｌお
よびＮを適量含有するものであるので、伸線速度が８０
０ｍ／min まで良好な伸線特性が得られた。一方、比較
例の試料No. １１は、熱間圧延仕上温度が１０５０℃を
超え、かつ第１段冷却の冷却停止温度が９５０℃を超え
ているため、平均のノジュール径が大きくなり、Ｆ値が
負となり、伸線時に断線した。また、比較例の試料No.
１２は第２段冷却の冷却速度が５℃／ｓ未満であり、か
つその冷却停止温度も６８０℃を超えているため、平均
のノジュール径が粗大化し、Ｆ値が負となって、伸線時
に断線した。
圧延、冷却を行った発明例の試料No. １〜３は、Ａｌお
よびＮを適量含有するものであるので、伸線速度が８０
０ｍ／min まで良好な伸線特性が得られた。一方、比較
例の試料No. １１は、熱間圧延仕上温度が１０５０℃を
超え、かつ第１段冷却の冷却停止温度が９５０℃を超え
ているため、平均のノジュール径が大きくなり、Ｆ値が
負となり、伸線時に断線した。また、比較例の試料No.
１２は第２段冷却の冷却速度が５℃／ｓ未満であり、か
つその冷却停止温度も６８０℃を超えているため、平均
のノジュール径が粗大化し、Ｆ値が負となって、伸線時
に断線した。
【００５２】
【発明の効果】本発明の高炭素鋼線材は、所定成分の
下、９５面積％以上のパーライトを有し、パーライトの
平均ラメラ間隔を１００ｎｍ以上としてダイス寿命の向
上を図る一方、従来ラメラ間隔を広げる製造条件の下で
は不可能であった領域まで平均ノジュール径を微細化し
たので、断線の発生を抑制しつつ、強度の上昇を抑えて
ダイス寿命の向上を図ることができ、優れた伸線性を備
える。
下、９５面積％以上のパーライトを有し、パーライトの
平均ラメラ間隔を１００ｎｍ以上としてダイス寿命の向
上を図る一方、従来ラメラ間隔を広げる製造条件の下で
は不可能であった領域まで平均ノジュール径を微細化し
たので、断線の発生を抑制しつつ、強度の上昇を抑えて
ダイス寿命の向上を図ることができ、優れた伸線性を備
える。
【図１】本発明の高炭素鋼線材の製造における熱延後の
冷却工程を示す冷却線図である。
冷却工程を示す冷却線図である。
【図２】実施例における平均ノジュール径および平均ラ
メラ間隔と伸線性との関係を示すグラフである。
メラ間隔と伸線性との関係を示すグラフである。
フロントページの続き
(51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考）
Ｃ２２Ｃ 38/26 Ｃ２２Ｃ 38/26
(72)発明者 南田 高明
兵庫県加古川市金沢町１番地 株式会社神
戸製鋼所加古川製鉄所内
Ｆターム(参考） 4E002 AA07 AC14 BC07 BD07 CB01
4K043 AA02 AB01 AB05 AB15 AB20
AB21 AB27 AB28 AB30 BA01
BA03 BA04
Claims (6)
- 【請求項１】 化学成分がmass％で、Ｃ：０．６〜１．
０％、Ｓｉ：０．１〜１．５％、Ｍｎ：０．３〜０．９
％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｎ：
０．００５％以下、残部Ｆｅおよび不可避的不純物から
なり、組織が９５面積％以上のパーライトを有し、パー
ライトの平均ノジュール径Ｐが３０μm 以下、平均ラメ
ラ間隔Ｓが１００ｎｍ以上で、かつＰをμm 、Ｓをｎｍ
で表したとき下記Ｆ式がＦ＞０となる範囲内にある、伸
線性に優れた高炭素鋼線材。 Ｆ＝３５０．３／√Ｓ＋１３０．３／√Ｐ−５１．７ - 【請求項２】 さらに、Ｎｂ：０．０２０〜０．０５０
％、Ｖ：０．０５〜０．２０％の１種または２種以上を
含む請求項１に記載した高炭素鋼線材。 - 【請求項３】 さらに、Ａｌ：０．０３５％以下を含む
請求項１または２に記載した高炭素鋼線材。 - 【請求項４】 Ｎ：０．００１５〜０．００５０％で、
かつＡｌ：０．０３０％以下である請求項３に記載した
高炭素鋼線材。 - 【請求項５】 請求項１から４のいずれか１項に記載し
た成分を有する鋼片を仕上温度１０５０〜８００℃で熱
間圧延を行い、仕上圧延終了後直ちに５０℃／ｓ以上の
冷却速度にて９５０〜７５０℃の範囲内の温度に冷却
し、引き続き５〜２０℃／ｓ以上の冷却速度にて６２０
〜６８０℃の範囲内の温度に冷却した後、２℃／ｓ以下
の冷却速度にて２０秒以上冷却する、伸線性に優れた高
炭素鋼線材の製造方法。 - 【請求項６】 前記２℃／ｓ以下の冷却速度にて冷却
後、さらに引き続いて５℃／ｓ以上の冷却速度にて３０
０℃以下まで冷却する、請求項５に記載した製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2002166615A JP3681712B2 (ja) | 2001-06-28 | 2002-06-07 | 伸線性に優れた高炭素鋼線材およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001-196066 | 2001-06-28 | ||
| JP2001196066 | 2001-06-28 | ||
| JP2002166615A JP3681712B2 (ja) | 2001-06-28 | 2002-06-07 | 伸線性に優れた高炭素鋼線材およびその製造方法 |
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| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2003082434A true JP2003082434A (ja) | 2003-03-19 |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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| WO2007139234A1 (ja) * | 2006-06-01 | 2007-12-06 | Nippon Steel Corporation | 高延性の高炭素鋼線材 |
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| US8859095B2 (en) | 2009-11-05 | 2014-10-14 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | High-carbon steel wire rod exhibiting excellent workability |
| WO2014208492A1 (ja) | 2013-06-24 | 2014-12-31 | 新日鐵住金株式会社 | 高炭素鋼線材及びその製造方法 |
| KR20170028396A (ko) | 2014-08-08 | 2017-03-13 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 신선 가공성이 우수한 고탄소강 선재 |
| JP2017101296A (ja) * | 2015-12-02 | 2017-06-08 | 株式会社神戸製鋼所 | 耐水素膨れ性に優れた熱間圧延線材 |
| CN115287545A (zh) * | 2022-08-29 | 2022-11-04 | 盐城市联鑫钢铁有限公司 | 一种紧固件用q195l冷镦钢盘条及其制备方法 |
-
2002
- 2002-06-07 JP JP2002166615A patent/JP3681712B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| KR20160009659A (ko) | 2013-06-24 | 2016-01-26 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 고탄소강 선재 및 그 제조 방법 |
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| KR20170028396A (ko) | 2014-08-08 | 2017-03-13 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 신선 가공성이 우수한 고탄소강 선재 |
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