JP2003193183A - 耐遅れ破壊性および耐食性に優れた高強度鋼線 - Google Patents
耐遅れ破壊性および耐食性に優れた高強度鋼線Info
- Publication number
- JP2003193183A JP2003193183A JP2001400950A JP2001400950A JP2003193183A JP 2003193183 A JP2003193183 A JP 2003193183A JP 2001400950 A JP2001400950 A JP 2001400950A JP 2001400950 A JP2001400950 A JP 2001400950A JP 2003193183 A JP2003193183 A JP 2003193183A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel wire
- less
- strength steel
- strength
- wire
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Strip Materials And Filament Materials (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】 引張強度が１２００Ｎ／ｍｍ2以上でありな
がら耐遅れ破壊性および耐食性に優れた高強度鋼線を提
供する。 【解決手段】 本発明の高強度鋼線は、Ｃ：０．５〜
１．０％を含有する他、Ｃｕ，ＮｉおよびＴｉよりなる
群から選ばれる１種以上を下記（１）式を満足するよう
に含有する鋼からなり、パーライト組織の面積率を８０
％以上としたものであり、且つ１２００Ｎ／ｍｍ2以上
の強度を有するものである。 ３．１≧３［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］＋６［Ｔｉ］≧０．１
（％） …（１） 但し、［Ｃｕ］，［Ｎｉ］および［Ｔｉ］は夫々Ｃｕ，
ＮｉおよびＴｉの含有量（質量％）を示す。
がら耐遅れ破壊性および耐食性に優れた高強度鋼線を提
供する。 【解決手段】 本発明の高強度鋼線は、Ｃ：０．５〜
１．０％を含有する他、Ｃｕ，ＮｉおよびＴｉよりなる
群から選ばれる１種以上を下記（１）式を満足するよう
に含有する鋼からなり、パーライト組織の面積率を８０
％以上としたものであり、且つ１２００Ｎ／ｍｍ2以上
の強度を有するものである。 ３．１≧３［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］＋６［Ｔｉ］≧０．１
（％） …（１） 但し、［Ｃｕ］，［Ｎｉ］および［Ｔｉ］は夫々Ｃｕ，
ＮｉおよびＴｉの含有量（質量％）を示す。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、自動車用や各種産
業機械用として使用されるボルト用に適した高強度鋼線
に関するものであり、特に引張強度が１２００Ｎ／ｍｍ
2以上でありながら耐遅れ破壊性および耐食性に優れた
高強度鋼線に関するものである。
業機械用として使用されるボルト用に適した高強度鋼線
に関するものであり、特に引張強度が１２００Ｎ／ｍｍ
2以上でありながら耐遅れ破壊性および耐食性に優れた
高強度鋼線に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】一般に高強度ボルト用鋼には低合金鋼
（ＳＣＭ４３５、ＳＣＭ４４０、ＳＣｒ４４０等）が使
用され、ボルトに成形した後、焼入れ焼戻しにより焼戻
しマルテンサイトを主体とする組織として必要強度を確
保するようにしているのが実状である（以下では、こう
した鋼材を「焼入れ・焼戻し材」と呼ぶ）。しかしなが
ら、こうした焼入れ・焼戻し材では、引張強さが約１２
００Ｎ／ｍｍ2を超えるような強度領域になると遅れ破
壊が発生する危険があり、使用に制約を受けているのも
事実である。
（ＳＣＭ４３５、ＳＣＭ４４０、ＳＣｒ４４０等）が使
用され、ボルトに成形した後、焼入れ焼戻しにより焼戻
しマルテンサイトを主体とする組織として必要強度を確
保するようにしているのが実状である（以下では、こう
した鋼材を「焼入れ・焼戻し材」と呼ぶ）。しかしなが
ら、こうした焼入れ・焼戻し材では、引張強さが約１２
００Ｎ／ｍｍ2を超えるような強度領域になると遅れ破
壊が発生する危険があり、使用に制約を受けているのも
事実である。
【０００３】遅れ破壊とは、非腐食性環境で起こるもの
と腐食性環境で起こるものがあり、種々の要因が複雑に
絡み合って起こしている原因を特定することは難しい。
特に遅れ破壊性を左右するものとして焼もどし温度、組
織、材料硬さ、結晶粒度、各種合金元素等の関与が一応
認められているものの遅れ破壊防止手段が確立されてい
る訳ではなく、試行錯誤的に種々の方法が提案されてい
る。
と腐食性環境で起こるものがあり、種々の要因が複雑に
絡み合って起こしている原因を特定することは難しい。
特に遅れ破壊性を左右するものとして焼もどし温度、組
織、材料硬さ、結晶粒度、各種合金元素等の関与が一応
認められているものの遅れ破壊防止手段が確立されてい
る訳ではなく、試行錯誤的に種々の方法が提案されてい
る。
【０００４】こうした状況の下で、本発明者らもかねて
より鋼線の耐遅れ破壊性の改善を目指して研究を重ねて
きた。そして、その研究の一環として、例えば特開平１
１−３１５３４７号、同１１−３１５３４８号、同１１
−３１５３４９号などの技術を提案している。これらの
技術では、Ｃを０．５〜１．０％程度含む中・高炭素鋼
において、初析フェライト、初析セメンタイト、ベイナ
イトおよびマルテンサイトの１種または２種以上の組織
生成を抑制してパーライト組織の面積率を８０％以上に
し、且つ強伸線加工によって１２００Ｎ／ｍｍ2以上の
強度にすることを基本とするものである。
より鋼線の耐遅れ破壊性の改善を目指して研究を重ねて
きた。そして、その研究の一環として、例えば特開平１
１−３１５３４７号、同１１−３１５３４８号、同１１
−３１５３４９号などの技術を提案している。これらの
技術では、Ｃを０．５〜１．０％程度含む中・高炭素鋼
において、初析フェライト、初析セメンタイト、ベイナ
イトおよびマルテンサイトの１種または２種以上の組織
生成を抑制してパーライト組織の面積率を８０％以上に
し、且つ強伸線加工によって１２００Ｎ／ｍｍ2以上の
強度にすることを基本とするものである。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】上記の様な技術の開発
によって、耐遅れ破壊性が大幅に改善された高強度鋼線
が実現できたのであるが、こうした技術によっても解決
すべき若干の問題があることが判明した。即ち、これら
の鋼線においては、従来の低合金鋼の焼入れ・焼戻し材
に比べて耐食性が劣化し、腐食環境の厳しい場所での使
用が困難になる場合があることが判明したのである。特
に近年では、自動車用ボルトにはこれまで以上に更に厳
しい腐食環境で使用されることが予想され、こうした厳
しい腐食環境下においても優れた耐食性を発揮すること
が要求されるのが実情である。
によって、耐遅れ破壊性が大幅に改善された高強度鋼線
が実現できたのであるが、こうした技術によっても解決
すべき若干の問題があることが判明した。即ち、これら
の鋼線においては、従来の低合金鋼の焼入れ・焼戻し材
に比べて耐食性が劣化し、腐食環境の厳しい場所での使
用が困難になる場合があることが判明したのである。特
に近年では、自動車用ボルトにはこれまで以上に更に厳
しい腐食環境で使用されることが予想され、こうした厳
しい腐食環境下においても優れた耐食性を発揮すること
が要求されるのが実情である。
【０００６】本発明はこの様な事情に着目してなされた
ものであって、その目的は、引張強度が１２００Ｎ／ｍ
ｍ2以上でありながら耐遅れ破壊性および耐食性に優れ
た高強度鋼線を提供することにある。
ものであって、その目的は、引張強度が１２００Ｎ／ｍ
ｍ2以上でありながら耐遅れ破壊性および耐食性に優れ
た高強度鋼線を提供することにある。
【０００７】
【課題を解決するための手段】上記目的を達成し得た高
強度鋼線とは、Ｃ：０．５〜１．０％を含有する他、Ｃ
ｕ，ＮｉおよびＴｉよりなる群から選ばれる１種以上を
下記（１）式を満足するように含有する鋼からなり、パ
ーライト組織の面積率を８０％以上としたものであり、
且つ１２００Ｎ／ｍｍ2以上の強度を有するものである
点に要旨を有するものである。 ３．１≧３［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］＋６［Ｔｉ］≧０．１（％） …（１） 但し、［Ｃｕ］，［Ｎｉ］および［Ｔｉ］は夫々Ｃｕ，
ＮｉおよびＴｉの含有量（質量％）を示す。
強度鋼線とは、Ｃ：０．５〜１．０％を含有する他、Ｃ
ｕ，ＮｉおよびＴｉよりなる群から選ばれる１種以上を
下記（１）式を満足するように含有する鋼からなり、パ
ーライト組織の面積率を８０％以上としたものであり、
且つ１２００Ｎ／ｍｍ2以上の強度を有するものである
点に要旨を有するものである。 ３．１≧３［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］＋６［Ｔｉ］≧０．１（％） …（１） 但し、［Ｃｕ］，［Ｎｉ］および［Ｔｉ］は夫々Ｃｕ，
ＮｉおよびＴｉの含有量（質量％）を示す。
【０００８】本発明の高強度鋼線において、上記Ｃｕ，
ＮｉおよびＴｉの含有量は、Ｃｕ：０．５％以下（０％
を含まない）、Ｎｉ：１．０％以下（０％を含まない）
およびＴｉ：０．１％以下（０％を含まない）であるこ
とが好ましい。また、鋼材としての基本成分であるＳｉ
やＭｎについては、Ｓｉ：１．０％以下（０％を含まな
い）およびＭｎ：０．３〜１．０％程度含有であること
が好ましい。更に、鋼材としての不純物であるＰやSに
ついては、Ｐ：０．０３％以下（０％を含む）および
Ｓ：０．０３％以下（０％を含む）に夫々抑制すること
が好ましい。
ＮｉおよびＴｉの含有量は、Ｃｕ：０．５％以下（０％
を含まない）、Ｎｉ：１．０％以下（０％を含まない）
およびＴｉ：０．１％以下（０％を含まない）であるこ
とが好ましい。また、鋼材としての基本成分であるＳｉ
やＭｎについては、Ｓｉ：１．０％以下（０％を含まな
い）およびＭｎ：０．３〜１．０％程度含有であること
が好ましい。更に、鋼材としての不純物であるＰやSに
ついては、Ｐ：０．０３％以下（０％を含む）および
Ｓ：０．０３％以下（０％を含む）に夫々抑制すること
が好ましい。
【０００９】本発明の高強度鋼線においては、必要によ
って、（ａ）N：０．０１５％以下（０％を含まな
い）、（ｂ）Ｃｒ：１．０以下（０％を含まない）、
（ｃ）Ａｌ：０．１％以下（０％を含まない）、（ｄ）
Ｃｏ：０．５％以下（０％を含まない）、（ｅ）Ｍｏ，
Ｎｂ，ＶおよびＷよりなる群から選択される１種または
２種以上を合計で０．０１〜０．５％、（ｆ）B：０．
０００５〜０．００３％、等の成分を含有させることも
有効であり、含有させる成分に応じて高強度鋼線の特性
が更に改善される。
って、（ａ）N：０．０１５％以下（０％を含まな
い）、（ｂ）Ｃｒ：１．０以下（０％を含まない）、
（ｃ）Ａｌ：０．１％以下（０％を含まない）、（ｄ）
Ｃｏ：０．５％以下（０％を含まない）、（ｅ）Ｍｏ，
Ｎｂ，ＶおよびＷよりなる群から選択される１種または
２種以上を合計で０．０１〜０．５％、（ｆ）B：０．
０００５〜０．００３％、等の成分を含有させることも
有効であり、含有させる成分に応じて高強度鋼線の特性
が更に改善される。
【００１０】
【発明の実施の形態】本発明者らは、上記の様なパーラ
イト組織の高強度鋼線において耐食性が劣化する原因に
ついて検討した。その結果、パーライト組織からなる高
強度鋼線では、従来の低合金鋼における焼戻しマルテン
サイト組織とは異なり、パーライト中のフェライトとセ
メンタイトの層状組織が局部電池を形成し、これによっ
て腐食がより促進されるものと考えられた。また、上記
の様なパーライト組織を主体とする高強度鋼線では、パ
ーライト組織にするために炭素含有量を必然的に多くす
る必要があるが、こうしたことも耐食性に悪影響を及ぼ
しているものと考えられた。
イト組織の高強度鋼線において耐食性が劣化する原因に
ついて検討した。その結果、パーライト組織からなる高
強度鋼線では、従来の低合金鋼における焼戻しマルテン
サイト組織とは異なり、パーライト中のフェライトとセ
メンタイトの層状組織が局部電池を形成し、これによっ
て腐食がより促進されるものと考えられた。また、上記
の様なパーライト組織を主体とする高強度鋼線では、パ
ーライト組織にするために炭素含有量を必然的に多くす
る必要があるが、こうしたことも耐食性に悪影響を及ぼ
しているものと考えられた。
【００１１】こうした状況の下で、本発明者らはパーラ
イト組織を有する高強度鋼線の耐食性を改善するという
観点から、更に検討を重ねた。その結果、Ｃｕ，Ｎｉお
よびＴｉなどは、パーライト組織を有する鋼材の表面に
生じる錆を緻密化する作用があり、こうした作用によっ
て鉄地表面での腐食反応の進行を抑制する効果を発揮で
きることが判明したのである。即ち、パーライトを主体
とする組織を有する高強度鋼線においても、その成分組
成を適切に調整すれば、従来の低合金鋼の焼入れ・焼戻
し材と同等若しくはそれ以上の耐食性を発揮し得ること
を見出し、本発明を完成した。
イト組織を有する高強度鋼線の耐食性を改善するという
観点から、更に検討を重ねた。その結果、Ｃｕ，Ｎｉお
よびＴｉなどは、パーライト組織を有する鋼材の表面に
生じる錆を緻密化する作用があり、こうした作用によっ
て鉄地表面での腐食反応の進行を抑制する効果を発揮で
きることが判明したのである。即ち、パーライトを主体
とする組織を有する高強度鋼線においても、その成分組
成を適切に調整すれば、従来の低合金鋼の焼入れ・焼戻
し材と同等若しくはそれ以上の耐食性を発揮し得ること
を見出し、本発明を完成した。
【００１２】本発明の高強度鋼線は、パーライト組織の
面積率を８０％以上とする必要があるが、他の組織例え
ば初析フェライトと初析セメンタイトが多く生成する
と、伸線時に縦割れを起こし伸線できなくなり、強伸線
加工によっても１２００Ｎ／ｍｍ2以上の強度を得るこ
とができなくなる。また初析セメンタイトとマルテンサ
イトは、伸線したときに断線を引き起こすことがあるの
で少なくする必要がある。更にベイナイトはパーライト
に比べて加工硬化量が少なくなり、強伸線加工によって
も強度上昇が望めないので少なくする必要がある。
面積率を８０％以上とする必要があるが、他の組織例え
ば初析フェライトと初析セメンタイトが多く生成する
と、伸線時に縦割れを起こし伸線できなくなり、強伸線
加工によっても１２００Ｎ／ｍｍ2以上の強度を得るこ
とができなくなる。また初析セメンタイトとマルテンサ
イトは、伸線したときに断線を引き起こすことがあるの
で少なくする必要がある。更にベイナイトはパーライト
に比べて加工硬化量が少なくなり、強伸線加工によって
も強度上昇が望めないので少なくする必要がある。
【００１３】これに対して、上記のようなパーライトを
主体とする組織では、セメンタイトとフェライトの界面
で水素をトラップし、粒界に集積する水素を低減させる
効果があり、できるだけ多くする必要がある。即ち、初
析フェライト、初析セメンタイト、ベイナイトおよびマ
ルテンサイト等の組織を少なくとも１種をできるだけ抑
制して（即ち、その合計の面積率が２０％未満となる様
にして）、パーライト組織の面積率を８０％以上とする
ことにより、耐遅れ破壊性に優れた高強度鋼線が得られ
るのである。尚、パーライト組織の面積率は、好ましく
は９０％以上とするのが良く、より好ましくは１００％
パーライト組織とするのが良い。
主体とする組織では、セメンタイトとフェライトの界面
で水素をトラップし、粒界に集積する水素を低減させる
効果があり、できるだけ多くする必要がある。即ち、初
析フェライト、初析セメンタイト、ベイナイトおよびマ
ルテンサイト等の組織を少なくとも１種をできるだけ抑
制して（即ち、その合計の面積率が２０％未満となる様
にして）、パーライト組織の面積率を８０％以上とする
ことにより、耐遅れ破壊性に優れた高強度鋼線が得られ
るのである。尚、パーライト組織の面積率は、好ましく
は９０％以上とするのが良く、より好ましくは１００％
パーライト組織とするのが良い。
【００１４】また本発明の鋼線においては、圧延のまま
や鍛造ままでは必要な寸法精度が得られず、また１２０
０Ｎ／ｍｍ2以上の強度を得ることが困難になるので、
伸線率（総伸線率）が３０％以上となるような伸線加工
を行うこと（鋼線とすること）が好ましい。また伸線加
工によって一部のパーライト中のセメンタイトが微細に
分散され、水素トラップ能力を向上させると共に、伸線
方向に沿って組織が並ぶことによって亀裂の進展の抵抗
になるという効果も発揮される（亀裂伝播方向は伸線方
向に垂直である）。
や鍛造ままでは必要な寸法精度が得られず、また１２０
０Ｎ／ｍｍ2以上の強度を得ることが困難になるので、
伸線率（総伸線率）が３０％以上となるような伸線加工
を行うこと（鋼線とすること）が好ましい。また伸線加
工によって一部のパーライト中のセメンタイトが微細に
分散され、水素トラップ能力を向上させると共に、伸線
方向に沿って組織が並ぶことによって亀裂の進展の抵抗
になるという効果も発揮される（亀裂伝播方向は伸線方
向に垂直である）。
【００１５】本発明の高強度鋼線は、Ｃを０．５〜１．
０％含む中・高炭素鋼において、Ｃｕ，ＮｉおよびＴｉ
の少なくとも１種を上記（１）の関係を満足する様に含
有させるものであるが、これらの範囲限定理由は下記の
通りである。尚、以下では、棒状または線状に熱間加工
された鋼材およびその後熱処理された鋼材を「線材」と
呼び、上記線材を強伸線加工したものを「鋼線」と呼ん
で区別する。
０％含む中・高炭素鋼において、Ｃｕ，ＮｉおよびＴｉ
の少なくとも１種を上記（１）の関係を満足する様に含
有させるものであるが、これらの範囲限定理由は下記の
通りである。尚、以下では、棒状または線状に熱間加工
された鋼材およびその後熱処理された鋼材を「線材」と
呼び、上記線材を強伸線加工したものを「鋼線」と呼ん
で区別する。
【００１６】Ｃ：０．５〜１．０％
Ｃは強度を上げるために有効かつ経済的な元素であり、
Ｃ含有量を増加させるにつれて強度が増加する。目標強
度を確保するためには、０．５％以上のＣを含有させな
ければならない。しかし、Ｃ量が１．０％を超えると初
析セメンタイトの析出量が増加し、靭延性の低下が顕著
にあらわれ、伸線加工性を劣化させるばかりか、耐食性
の劣化も顕著になるので１．０％を上限とした。尚、Ｃ
含有量の好ましい下限は０．６５％であり、より好まし
くは０．７％である。またＣ含有量の好ましい上限は、
０．９％であり、より好ましくは０．８５％である。最
も望ましいのは共析成分鋼を用いるのが良い。
Ｃ含有量を増加させるにつれて強度が増加する。目標強
度を確保するためには、０．５％以上のＣを含有させな
ければならない。しかし、Ｃ量が１．０％を超えると初
析セメンタイトの析出量が増加し、靭延性の低下が顕著
にあらわれ、伸線加工性を劣化させるばかりか、耐食性
の劣化も顕著になるので１．０％を上限とした。尚、Ｃ
含有量の好ましい下限は０．６５％であり、より好まし
くは０．７％である。またＣ含有量の好ましい上限は、
０．９％であり、より好ましくは０．８５％である。最
も望ましいのは共析成分鋼を用いるのが良い。
【００１７】３．１≧３［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］＋６［Ｔ
ｉ］≧０．１（％）［前記（１）式］ Ｃｕ，ＮｉおよびＴｉは、パーライト組織を有する鋼材
の表面に生じる錆を緻密化して、腐食反応を抑制するの
に寄与する成分であるが、こうした効果を発揮させる為
には、これらの少なくとも１種を上記（１）式の関係を
満足するように含有させる必要がある。尚、この（１）
式はＣｕ，ＮｉおよびＴｉにおける夫々の作用の違いを
考慮し、回帰式によって導かれたものであるが、鋼線に
おける耐食性を十分に改善するためには、（３［Ｃｕ］
＋［Ｎｉ］＋６［Ｔｉ］）の値が０．１％を越える様に
含有させる必要がある。上記効果をより有効に発揮させ
る為には、（３［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］＋６［Ｔｉ］）の値
は０．３％以上とすることが好ましく、より好ましい値
は０．５％以上である。一方、（３［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］
＋６［Ｔｉ］）の値の上限については、多量に含有させ
ても耐食性改善効果が飽和するので、３．１％とした。
好ましい上限は２．５％であり、より好ましくは１．５
％以下、更に好ましくは１．０％以下にするのが良い。
尚、本発明では、Ｃｕ，ＮｉおよびＴｉを複合して含有
させることによって、夫々を単独で含有させる場合に比
べて表面に生成する錆がより緻密化され、耐食性がより
改善されることを確認している。
ｉ］≧０．１（％）［前記（１）式］ Ｃｕ，ＮｉおよびＴｉは、パーライト組織を有する鋼材
の表面に生じる錆を緻密化して、腐食反応を抑制するの
に寄与する成分であるが、こうした効果を発揮させる為
には、これらの少なくとも１種を上記（１）式の関係を
満足するように含有させる必要がある。尚、この（１）
式はＣｕ，ＮｉおよびＴｉにおける夫々の作用の違いを
考慮し、回帰式によって導かれたものであるが、鋼線に
おける耐食性を十分に改善するためには、（３［Ｃｕ］
＋［Ｎｉ］＋６［Ｔｉ］）の値が０．１％を越える様に
含有させる必要がある。上記効果をより有効に発揮させ
る為には、（３［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］＋６［Ｔｉ］）の値
は０．３％以上とすることが好ましく、より好ましい値
は０．５％以上である。一方、（３［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］
＋６［Ｔｉ］）の値の上限については、多量に含有させ
ても耐食性改善効果が飽和するので、３．１％とした。
好ましい上限は２．５％であり、より好ましくは１．５
％以下、更に好ましくは１．０％以下にするのが良い。
尚、本発明では、Ｃｕ，ＮｉおよびＴｉを複合して含有
させることによって、夫々を単独で含有させる場合に比
べて表面に生成する錆がより緻密化され、耐食性がより
改善されることを確認している。
【００１８】本発明の高強度鋼線においては、Ｃｕ，Ｎ
ｉおよびＴｉの少なくとも１種を上記（１）式の関係を
満足する様に含有させれば良く、各成分の含有量につい
ては何ら限定するものではないが、これらの好ましい範
囲およびその理由は下記の通りである。
ｉおよびＴｉの少なくとも１種を上記（１）式の関係を
満足する様に含有させれば良く、各成分の含有量につい
ては何ら限定するものではないが、これらの好ましい範
囲およびその理由は下記の通りである。
【００１９】Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない）
Ｃｕは上記の作用によって、パーライト組織を有する鋼
材の耐食性を改善させるのに最も有効な元素である。こ
うした効果を発揮させる為には、少なくとも上記（１）
式の関係を満足する様に含有させる必要があるが、過剰
に含有させると粒界脆化を起こして、耐遅れ破壊性を劣
化させる原因となるので０．５％以下にすることが好ま
しい。尚、Ｃｕ含有量の好ましい下限は０．０５％であ
り、より好ましくは０．１％以上とするのが良く、より
好ましい上限は０．４％であり、更に好ましくは０．３
％以下とするのが良い。
材の耐食性を改善させるのに最も有効な元素である。こ
うした効果を発揮させる為には、少なくとも上記（１）
式の関係を満足する様に含有させる必要があるが、過剰
に含有させると粒界脆化を起こして、耐遅れ破壊性を劣
化させる原因となるので０．５％以下にすることが好ま
しい。尚、Ｃｕ含有量の好ましい下限は０．０５％であ
り、より好ましくは０．１％以上とするのが良く、より
好ましい上限は０．４％であり、更に好ましくは０．３
％以下とするのが良い。
【００２０】Ｎｉ：１．０％以下（０％を含まない）
ＮｉはＣｕの次に上記の様な作用によって、パーライト
組織を有する鋼材の耐食性を改善させるのに有効な元素
である。また、鋼材の強度上昇にはあまり寄与しないが
伸線材（鋼線）の靭性を高める効果をも有する。しか
し、Ｎｉ含有量が過剰になると、変態終了時間が長くな
り過ぎて、設備の大型化、生産性の低下を招くので、
１．０％以下にすることが好ましい。尚、Ｎｉ含有量の
好ましい下限は０．０５％であり、より好ましくは０．
１％以上とするのが良く、より好ましい上限は０．５％
であり、更に好ましくは０．３％以下とするのが良い。
組織を有する鋼材の耐食性を改善させるのに有効な元素
である。また、鋼材の強度上昇にはあまり寄与しないが
伸線材（鋼線）の靭性を高める効果をも有する。しか
し、Ｎｉ含有量が過剰になると、変態終了時間が長くな
り過ぎて、設備の大型化、生産性の低下を招くので、
１．０％以下にすることが好ましい。尚、Ｎｉ含有量の
好ましい下限は０．０５％であり、より好ましくは０．
１％以上とするのが良く、より好ましい上限は０．５％
であり、更に好ましくは０．３％以下とするのが良い。
【００２１】Ｔｉ：０．１％以下（０％を含まない）
Ｔｉは微量の添加でパーライト組織を有する鋼材の耐食
性を改善するのに有効な元素である。また、Ｔｉは鋼中
でＴｉ化合物を形成し、結晶粒を微細化することによっ
て耐遅れ破壊性向上に寄与する。しかし、Ｔｉを過剰に
含有させると粗大な介在物が生成し、伸線性を低下させ
るので、０．１％を上限とする。尚、Ｔｉ含有量のより
好ましい範囲は０．００１〜０．０７％であり、更に好
ましい範囲は０．０２〜０．０５％である。
性を改善するのに有効な元素である。また、Ｔｉは鋼中
でＴｉ化合物を形成し、結晶粒を微細化することによっ
て耐遅れ破壊性向上に寄与する。しかし、Ｔｉを過剰に
含有させると粗大な介在物が生成し、伸線性を低下させ
るので、０．１％を上限とする。尚、Ｔｉ含有量のより
好ましい範囲は０．００１〜０．０７％であり、更に好
ましい範囲は０．０２〜０．０５％である。
【００２２】本発明の高強度鋼線においては、鋼材とし
ての基本成分であるＳｉやＭｎについては、Ｓｉ：１．
０％以下（０％を含まない）およびＭｎ：０．３〜１．
０％程度含有であることが好ましい。更に、鋼材として
の不純物であるＰやSについては、Ｐ：０．０３％以下
（０％を含む）およびＳ：０．０３％以下（０％を含
む）に夫々抑制することが好ましい。これらの範囲限定
理由は下記の通りである。
ての基本成分であるＳｉやＭｎについては、Ｓｉ：１．
０％以下（０％を含まない）およびＭｎ：０．３〜１．
０％程度含有であることが好ましい。更に、鋼材として
の不純物であるＰやSについては、Ｐ：０．０３％以下
（０％を含む）およびＳ：０．０３％以下（０％を含
む）に夫々抑制することが好ましい。これらの範囲限定
理由は下記の通りである。
【００２３】Ｓｉ：１．０％以下（０％を含まない）
Ｓｉは鋼線の焼入れ性を向上させて初析セメンタイトの
析出を抑える効果を発揮する。また脱酸剤としての作用
が期待され、しかもフェライトに固溶して顕著な固溶強
化作用も発揮する。これらの効果は、その含有量が増加
するにつれて増大するが、Ｓｉ含有量が過剰になると伸
線後の鋼線の延性を低下させるので、１．０％を上限と
する。尚、Ｓｉ含有量の好ましい上限は、０．５％であ
り、より好ましい上限は０．２％であり、更に好ましく
は０．１％以下とするのが良い。
析出を抑える効果を発揮する。また脱酸剤としての作用
が期待され、しかもフェライトに固溶して顕著な固溶強
化作用も発揮する。これらの効果は、その含有量が増加
するにつれて増大するが、Ｓｉ含有量が過剰になると伸
線後の鋼線の延性を低下させるので、１．０％を上限と
する。尚、Ｓｉ含有量の好ましい上限は、０．５％であ
り、より好ましい上限は０．２％であり、更に好ましく
は０．１％以下とするのが良い。
【００２４】Ｍｎ：０．３〜１．０％
Ｍｎは脱酸剤としての効果と、鋼線の焼入性を向上させ
て鋼線の組織の均一性を高める効果を有する。これらの
作用は０．３％以上含有させることによって有効に発揮
される。しかし、Ｍｎ量が過剰になると、Ｍｎの偏析部
にマルテンサイトやベイナイトなどの過冷却組織が生成
して伸線加工性を劣化させるので、Ｍｎ量の上限は１．
０％とした。尚、Ｍｎ含有量の好ましい範囲は、０．４
〜０．９％程度であり、更に好ましくは０．５〜０．７
％程度である。
て鋼線の組織の均一性を高める効果を有する。これらの
作用は０．３％以上含有させることによって有効に発揮
される。しかし、Ｍｎ量が過剰になると、Ｍｎの偏析部
にマルテンサイトやベイナイトなどの過冷却組織が生成
して伸線加工性を劣化させるので、Ｍｎ量の上限は１．
０％とした。尚、Ｍｎ含有量の好ましい範囲は、０．４
〜０．９％程度であり、更に好ましくは０．５〜０．７
％程度である。
【００２５】Ｐ：０．０３％以下（０％を含む）
Ｐは粒界偏析を起こして、遅れ破壊特性を劣化させる元
素である。そこでＰ含有量を０．０３％以下とすること
により、耐遅れ破壊性の向上が図れる。尚、好ましく
は、Ｐ含有量は０．０１５％以下に低減するのが良く、
より好ましくは０．０１０％以下、更に好ましくは０．
００５％以下に抑制するのが良い。
素である。そこでＰ含有量を０．０３％以下とすること
により、耐遅れ破壊性の向上が図れる。尚、好ましく
は、Ｐ含有量は０．０１５％以下に低減するのが良く、
より好ましくは０．０１０％以下、更に好ましくは０．
００５％以下に抑制するのが良い。
【００２６】Ｓ：０．０３％以下（０％を含む）
Ｓは鋼中でＭｎＳを形成し、応力が負荷されたときに応
力集中箇所となる。従って耐遅れ破壊性の改善にはＳ含
有量をできるだけ減少させることが必要となり、その含
有量は０．０３％以下とするのが良い。尚Ｓ含有量は、
０．０１５％以下に低減するのが好ましく、より好まし
くは０．０１０％以下、更に好ましくは０．００５％以
下に抑制するのが良い。
力集中箇所となる。従って耐遅れ破壊性の改善にはＳ含
有量をできるだけ減少させることが必要となり、その含
有量は０．０３％以下とするのが良い。尚Ｓ含有量は、
０．０１５％以下に低減するのが好ましく、より好まし
くは０．０１０％以下、更に好ましくは０．００５％以
下に抑制するのが良い。
【００２７】本発明の高強度鋼線においては、上記成分
の他（残部）は基本的に鉄からなるものであるが、これ
ら以外にも微量成分を含み得るものであり、こうした成
分を含むものも本発明の技術的範囲に含まれるものであ
る。また本発明の高強度鋼線には、不可避的に不純物
（上記Ｐ、Ｓの他、ＯやＡｓ，Ｐｂ）が含まれることに
なるが、それらは本発明の効果を損なわない限度で許容
される。こうした観点から、不可避不純物としてのＯは
下記の様に抑制することが好ましい。
の他（残部）は基本的に鉄からなるものであるが、これ
ら以外にも微量成分を含み得るものであり、こうした成
分を含むものも本発明の技術的範囲に含まれるものであ
る。また本発明の高強度鋼線には、不可避的に不純物
（上記Ｐ、Ｓの他、ＯやＡｓ，Ｐｂ）が含まれることに
なるが、それらは本発明の効果を損なわない限度で許容
される。こうした観点から、不可避不純物としてのＯは
下記の様に抑制することが好ましい。
【００２８】Ｏ：０．００５％以下（０％を含む）
Ｏは常温では鋼にほとんど固溶せず、硬質の酸化物系介
在物として存在し、伸線時にカッピー断線を引き起こす
原因となる。従ってＯ含有量は極力少なくすべきであ
り、少なくとも０．００５％以下に抑える必要がある。
尚、Ｏ含有量は、０．００３％以下に低減することが好
ましく、より好ましくは０．００２％以下、更に好まし
くは０．００１％に低減するのが良い。
在物として存在し、伸線時にカッピー断線を引き起こす
原因となる。従ってＯ含有量は極力少なくすべきであ
り、少なくとも０．００５％以下に抑える必要がある。
尚、Ｏ含有量は、０．００３％以下に低減することが好
ましく、より好ましくは０．００２％以下、更に好まし
くは０．００１％に低減するのが良い。
【００２９】本発明の高強度鋼線には、上記成分の他必
要によってＮ，Ｃｒ，Ａｌ，Ｃｏ，Ｍｏ，Ｔｉ，Ｎｂ，
Ｖ，Ｗ，Ｂ等を含有することも有効であり、含有される
元素の種類に応じて高強度線材・鋼線の特性が改善され
る。必要によって含有させる各元素の限定理由は下記の
通りである。
要によってＮ，Ｃｒ，Ａｌ，Ｃｏ，Ｍｏ，Ｔｉ，Ｎｂ，
Ｖ，Ｗ，Ｂ等を含有することも有効であり、含有される
元素の種類に応じて高強度線材・鋼線の特性が改善され
る。必要によって含有させる各元素の限定理由は下記の
通りである。
【００３０】Ｎ：０．０１５％以下（０％を含まない）
ＮはＡｌＮやＴｉＮの窒化物形成によって結晶粒の微細
化ひいては耐遅れ破壊性の向上に好影響を与える。しか
し、過剰に含有されると、窒化物が増加しすぎて伸線性
に悪影響を及ぼすだけでなく、固溶Ｎが伸線中の時効を
促進することがあるため含有量の上限は０．０１５％と
するのが良い。尚、Ｎは不可避的に鋼材に混入してもそ
の効果を発揮するが、上記効果を有効に発揮させるため
には０．００２％以上含有させることが好ましい。また
Ｎ含有量の好ましい上限は０．００７％程度であり、よ
り好ましい上限は０．００５％程度である。
化ひいては耐遅れ破壊性の向上に好影響を与える。しか
し、過剰に含有されると、窒化物が増加しすぎて伸線性
に悪影響を及ぼすだけでなく、固溶Ｎが伸線中の時効を
促進することがあるため含有量の上限は０．０１５％と
するのが良い。尚、Ｎは不可避的に鋼材に混入してもそ
の効果を発揮するが、上記効果を有効に発揮させるため
には０．００２％以上含有させることが好ましい。また
Ｎ含有量の好ましい上限は０．００７％程度であり、よ
り好ましい上限は０．００５％程度である。
【００３１】Ｃｒ：１．０％以下（０％を含まない）
ＣｒはＳｉと同様に初析セメンタイトの析出を抑える効
果を発揮する。こうした効果は、その含有量が増加する
につれて増大するが、１．０％を超えて含有させてもそ
の効果が飽和して不経済となるので１．０％以下とする
のが良い。尚、Ｃｒ含有量のより好ましい範囲は０．１
〜０．５％程度であり、更に好ましい範囲は０．１５〜
０．３％程度である。
果を発揮する。こうした効果は、その含有量が増加する
につれて増大するが、１．０％を超えて含有させてもそ
の効果が飽和して不経済となるので１．０％以下とする
のが良い。尚、Ｃｒ含有量のより好ましい範囲は０．１
〜０．５％程度であり、更に好ましい範囲は０．１５〜
０．３％程度である。
【００３２】Ａｌ：０．１％以下（０％を含まない）
Ａｌは鋼中のＮを捕捉してＡｌＮを形成し、結晶粒を微
細化することによって耐遅れ破壊性の向上に寄与する。
こうした効果は、その含有量が増加するにつれて増大す
るが、０．１％を超えると窒化物系介在物および酸化物
系介在物が生成し、伸線性を低下させるので、０．１％
以下とするのが良い。尚、Ａｌは不可避的に鋼材に混入
してもその効果を発揮するが、上記効果を有効に発揮さ
せるためのより好ましい範囲は０．０１〜０．０７％程
度であり、更に好ましい範囲は０．０２５〜０．０５％
程度である。
細化することによって耐遅れ破壊性の向上に寄与する。
こうした効果は、その含有量が増加するにつれて増大す
るが、０．１％を超えると窒化物系介在物および酸化物
系介在物が生成し、伸線性を低下させるので、０．１％
以下とするのが良い。尚、Ａｌは不可避的に鋼材に混入
してもその効果を発揮するが、上記効果を有効に発揮さ
せるためのより好ましい範囲は０．０１〜０．０７％程
度であり、更に好ましい範囲は０．０２５〜０．０５％
程度である。
【００３３】Ｃｏ：０．５％以下（０％を含まない）
ＣｏはＳｉと同様に初析セメンタイトの析出を抑制する
効果があり、初析セメンタイトの低減を図る本発明の高
強度鋼線における添加成分としては特に有効である。こ
うした効果は含有量が増加するほど増大するが、０．５
％を超えて添加してもその効果は飽和し、不経済である
ためその上限を０．５％とした。尚、Ｃｏ含有量のより
好ましい範囲は０．０３〜０．３％程度であり、更に好
ましい範囲は０．１〜０．２％程度である。
効果があり、初析セメンタイトの低減を図る本発明の高
強度鋼線における添加成分としては特に有効である。こ
うした効果は含有量が増加するほど増大するが、０．５
％を超えて添加してもその効果は飽和し、不経済である
ためその上限を０．５％とした。尚、Ｃｏ含有量のより
好ましい範囲は０．０３〜０．３％程度であり、更に好
ましい範囲は０．１〜０．２％程度である。
【００３４】Ｍｏ，Ｎｂ，ＶおよびＷよりなる群から選
択される１種または２種以上：合計で０．０１〜０．５
％ Ｍｏ，Ｎｂ，ＶおよびＷは、微細な炭・窒化を形成し、
遅れ破壊性の向上に寄与する。またこれらの窒化物およ
び炭化物は、結晶粒の微細化に有効な元素である。こう
した効果を発揮させるためには合計で０．０１％以上含
有させるのが良いが、過剰に含有させると耐遅れ破壊性
および靭性が劣化するので、合計で０．５％以下にする
のが良い。尚、これらの元素含有量の好ましい下限は、
合計で０．０２％であり、より好ましくは０．０３％程
度である。また、好ましい上限は、合計で０．３％程度
であり、より好ましくは０．１％程度である。
択される１種または２種以上：合計で０．０１〜０．５
％ Ｍｏ，Ｎｂ，ＶおよびＷは、微細な炭・窒化を形成し、
遅れ破壊性の向上に寄与する。またこれらの窒化物およ
び炭化物は、結晶粒の微細化に有効な元素である。こう
した効果を発揮させるためには合計で０．０１％以上含
有させるのが良いが、過剰に含有させると耐遅れ破壊性
および靭性が劣化するので、合計で０．５％以下にする
のが良い。尚、これらの元素含有量の好ましい下限は、
合計で０．０２％であり、より好ましくは０．０３％程
度である。また、好ましい上限は、合計で０．３％程度
であり、より好ましくは０．１％程度である。
【００３５】Ｂ：０．０００５〜０．００３％
Ｂは鋼の焼入れ性向上の為に含有されるが、その作用を
発揮させる為には０．０００５％以上含有させるのが良
いが、Ｂ含有量が過剰になって０．００３％を超えると
却って靭性を阻害することになる。尚、Ｂ含有量の好ま
しい下限は０．００１０％程度であり、好ましい上限は
０．００２５％程度である。
発揮させる為には０．０００５％以上含有させるのが良
いが、Ｂ含有量が過剰になって０．００３％を超えると
却って靭性を阻害することになる。尚、Ｂ含有量の好ま
しい下限は０．００１０％程度であり、好ましい上限は
０．００２５％程度である。
【００３６】本発明の高強度鋼線は、様々な方法によっ
てその組織を調整することができるが、その代表的な方
法について説明する。その方法の一つとして、まず上記
の様な化学成分を有する鋼材を用い、鋼材の圧延または
鍛造終了温度が８００℃以上となる様に熱間圧延または
鍛造を行った後、平均冷却速度Ｖが下記（２）を満足す
る様にして４００℃まで連続冷却し、引き続き放冷す
る。 １６６×（線径）-1.4≦Ｖ≦２８８×（線径）-1.4 …（２） 線径：ｍｍ
てその組織を調整することができるが、その代表的な方
法について説明する。その方法の一つとして、まず上記
の様な化学成分を有する鋼材を用い、鋼材の圧延または
鍛造終了温度が８００℃以上となる様に熱間圧延または
鍛造を行った後、平均冷却速度Ｖが下記（２）を満足す
る様にして４００℃まで連続冷却し、引き続き放冷す
る。 １６６×（線径）-1.4≦Ｖ≦２８８×（線径）-1.4 …（２） 線径：ｍｍ
【００３７】この工程によって、通常の圧延材より均質
なパーライト組織が得られ、伸線前の強度上昇が図れ
る。圧延または鍛造終了温度が低すぎると、オーステナ
イト化が不十分となり、均質なパーライト組織が得られ
なくなるので、上記終了温度は８００℃以上とするのが
良い。この温度の好ましい範囲は８５０〜９５０℃程度
であり、更に好ましくは８５０〜９００℃とするのが良
い。
なパーライト組織が得られ、伸線前の強度上昇が図れ
る。圧延または鍛造終了温度が低すぎると、オーステナ
イト化が不十分となり、均質なパーライト組織が得られ
なくなるので、上記終了温度は８００℃以上とするのが
良い。この温度の好ましい範囲は８５０〜９５０℃程度
であり、更に好ましくは８５０〜９００℃とするのが良
い。
【００３８】上記平均冷却速度Ｖが１６６×（線径）
-1.4よりも小さくなると、均質なパーライト組織が得ら
れないばかりか、初析フェライトや初析セメンタイトが
生成し易くなる。また平均冷却速度Ｖが２８８×（線
径）-1.4よりも大きくなると、ベイナイトやマルテンサ
イトが生成し易くなる。
-1.4よりも小さくなると、均質なパーライト組織が得ら
れないばかりか、初析フェライトや初析セメンタイトが
生成し易くなる。また平均冷却速度Ｖが２８８×（線
径）-1.4よりも大きくなると、ベイナイトやマルテンサ
イトが生成し易くなる。
【００３９】また本発明の高強度鋼線は、上記の様な化
学成分組成を有する鋼材を用い、鋼材を８００℃以上に
加熱後、急冷し、５００〜６５０℃まで急冷し、その温
度で恒温保持（パテンティング処理）することにより、
通常の圧延材より均質なパーライト組織が得られ、伸線
前の強度上昇が図れる。
学成分組成を有する鋼材を用い、鋼材を８００℃以上に
加熱後、急冷し、５００〜６５０℃まで急冷し、その温
度で恒温保持（パテンティング処理）することにより、
通常の圧延材より均質なパーライト組織が得られ、伸線
前の強度上昇が図れる。
【００４０】この方法において、鋼材加熱温度の規定範
囲は、上記圧延または鍛造終了温度と同じ理由で８００
℃以上とする必要がある。またこの加熱温度の好ましい
範囲は、上記と同様である。パテンティング処理は、ソ
ルトバス、鉛、流動層等を利用し、加熱した線材をでき
るだけ速い速度で急冷することが望ましい。また、均質
なパーライト組織を得るには、５００〜６５０℃で恒温
変態するのが良い。また、この恒温保持温度の好ましい
温度範囲は、５５０〜６００℃であり、最も好ましい恒
温保持温度はＴＴＴ線図のパーライトノーズ付近の温度
である。
囲は、上記圧延または鍛造終了温度と同じ理由で８００
℃以上とする必要がある。またこの加熱温度の好ましい
範囲は、上記と同様である。パテンティング処理は、ソ
ルトバス、鉛、流動層等を利用し、加熱した線材をでき
るだけ速い速度で急冷することが望ましい。また、均質
なパーライト組織を得るには、５００〜６５０℃で恒温
変態するのが良い。また、この恒温保持温度の好ましい
温度範囲は、５５０〜６００℃であり、最も好ましい恒
温保持温度はＴＴＴ線図のパーライトノーズ付近の温度
である。
【００４１】以下本発明を実施例によって更に詳細に説
明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のもので
はなく、前・後記の趣旨に徴して設計変形することはい
ずれも本発明の技術的範囲含まれるものである。
明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のもので
はなく、前・後記の趣旨に徴して設計変形することはい
ずれも本発明の技術的範囲含まれるものである。
【００４２】
【実施例】下記表１に示す化学成分組成を有する供試鋼
を用い、線径：１１ｍｍφまで熱間圧延した後、パテン
ティング処理（加熱温度：７５０〜９４０℃、恒温変
態：４９５〜６４５℃×４分）を行った。その後、線
径：１１ｍｍφの線材を線径：７．０６ｍｍφまで伸線
して鋼線を作製した。
を用い、線径：１１ｍｍφまで熱間圧延した後、パテン
ティング処理（加熱温度：７５０〜９４０℃、恒温変
態：４９５〜６４５℃×４分）を行った。その後、線
径：１１ｍｍφの線材を線径：７．０６ｍｍφまで伸線
して鋼線を作製した。
【００４３】
【表１】
【００４４】得られた各種鋼線を用い、図１に示すM８
×P１．２５のスタッドボルトを作製し、下記の条件で
遅れ破壊試験を行った。また、耐食性試験用として、上
記鋼線から、長さ：４０ｍｍの鋼材を切り出し、下記の
条件で耐食性試験を行った。このとき，比較の為に一部
のものについては、線径：７．０６ｍｍφの線材を焼入
れ・焼戻し処理し、１００％焼戻しマルテンサイト組織
にしたもの（前記表１の供試鋼R：ＳＣＭ４３５材）に
ついても、耐遅れ破壊試験および耐食性試験を行った。
また、初析フェライト、初析セメンタイト、ベイナイト
およびマルテンサイトまたはパーライト組織の分類を下
記の方法で行い、各組識の面積率を求めた。
×P１．２５のスタッドボルトを作製し、下記の条件で
遅れ破壊試験を行った。また、耐食性試験用として、上
記鋼線から、長さ：４０ｍｍの鋼材を切り出し、下記の
条件で耐食性試験を行った。このとき，比較の為に一部
のものについては、線径：７．０６ｍｍφの線材を焼入
れ・焼戻し処理し、１００％焼戻しマルテンサイト組織
にしたもの（前記表１の供試鋼R：ＳＣＭ４３５材）に
ついても、耐遅れ破壊試験および耐食性試験を行った。
また、初析フェライト、初析セメンタイト、ベイナイト
およびマルテンサイトまたはパーライト組織の分類を下
記の方法で行い、各組識の面積率を求めた。
【００４５】［耐遅れ破壊試験］ボルトを酸中に浸漬後
（１５％ＨＣｌ×３０分）、水洗・乾燥して大気中で応
力負荷（負荷応力は引張強さの９０％）し、１００時間
後の破断の有無で価した。
（１５％ＨＣｌ×３０分）、水洗・乾燥して大気中で応
力負荷（負荷応力は引張強さの９０％）し、１００時間
後の破断の有無で価した。
【００４６】［耐食性試験］試験用として切り出した
７．０６ｍｍφ×４０ｍｍのサンプルを用い、複合サイ
クル試験機内で［温度：３５℃、塩水（５％ＮａＣｌ）
噴霧×８時間］と、（温度：３５℃、湿度：６０％×１
６時間）を、交互に２週間繰り返す腐食促進環境下での
腐食減量を測定することによって耐食性を評価した。
７．０６ｍｍφ×４０ｍｍのサンプルを用い、複合サイ
クル試験機内で［温度：３５℃、塩水（５％ＮａＣｌ）
噴霧×８時間］と、（温度：３５℃、湿度：６０％×１
６時間）を、交互に２週間繰り返す腐食促進環境下での
腐食減量を測定することによって耐食性を評価した。
【００４７】［各組識の分類］線材の横断面を埋め込
み、研磨後、５％ピクリン酸アルコール液に１５〜３０
秒腐食した後、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）によってＤ
／４（Dは直径）部を組織観察した。１０００〜３００
０倍で５〜１０視野撮影し、パーライト組織部分を確定
した後、画像解析装置によって各組識の面積率を求め
た。
み、研磨後、５％ピクリン酸アルコール液に１５〜３０
秒腐食した後、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）によってＤ
／４（Dは直径）部を組織観察した。１０００〜３００
０倍で５〜１０視野撮影し、パーライト組織部分を確定
した後、画像解析装置によって各組識の面積率を求め
た。
【００４８】各線材・鋼線の組織を下記表２に、遅れ破
壊試験結果および耐食性試験結果を伸線条件および機械
的特性と共に下記表３に夫々示す。また、（３［Ｃｕ］
＋［Ｎｉ］＋６［Ｔｉ］）量と耐食性（腐食減量）の関
係を図２に示す。
壊試験結果および耐食性試験結果を伸線条件および機械
的特性と共に下記表３に夫々示す。また、（３［Ｃｕ］
＋［Ｎｉ］＋６［Ｔｉ］）量と耐食性（腐食減量）の関
係を図２に示す。
【００４９】
【表２】
【００５０】
【表３】
【００５１】これらの結果から明らかな様に、本発明で
規定する要件を満足する鋼線では、引張強さ１２００Ｎ
／ｍｍ2以上であっても優れた耐遅れ破壊性を有し、し
かも耐食性にも優れていることが分かる。
規定する要件を満足する鋼線では、引張強さ１２００Ｎ
／ｍｍ2以上であっても優れた耐遅れ破壊性を有し、し
かも耐食性にも優れていることが分かる。
【００５２】
【発明の効果】本発明は以上の様に構成されており、引
張強度が１２００Ｎ／ｍｍ2以上でありながら耐遅れ破
壊性および耐食性に優れた高強度鋼線が実現できた。
張強度が１２００Ｎ／ｍｍ2以上でありながら耐遅れ破
壊性および耐食性に優れた高強度鋼線が実現できた。
【図１】遅れ破壊試験に用いたスタッドボルトの形状を
示す説明図である。
示す説明図である。
【図２】（３［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）量と耐食性（腐食減
量）の関係を示すグラフである。
量）の関係を示すグラフである。
Claims (10)
- 【請求項１】 Ｃ：０．５〜１．０％（質量％の意味、
以下同じ）を含有する他、Ｃｕ，ＮｉおよびＴｉよりな
る群から選ばれる１種以上を下記（１）式を満足するよ
うに含有する鋼からなり、パーライト組織の面積率を８
０％以上としたものであり、且つ１２００Ｎ／ｍｍ2以
上の強度を有するものであることを特徴とする耐遅れ破
壊性および耐食性に優れた高強度鋼線。 ３．１≧３［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］＋６［Ｔｉ］≧０．１（％） …（１） 但し、［Ｃｕ］，［Ｎｉ］および［Ｔｉ］は夫々Ｃｕ，
ＮｉおよびＴｉの含有量（質量％）を示す。 - 【請求項２】 Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まな
い）、Ｎｉ：１．０％以下（０％を含まない）およびＴ
ｉ：０．１％以下（０％を含まない）よりなる群から選
ばれる１種以上を含有するものである請求項１に記載の
高強度鋼線。 - 【請求項３】 Ｓｉ：１．０％以下（０％を含まない）
およびＭｎ：０．３〜１．０％を含有するものである請
求項１または２に記載の高強度鋼線。 - 【請求項４】 Ｐ：０．０３％以下（０％を含む）およ
びＳ：０．０３％以下（０％を含む）に夫々抑制したも
のである請求項１〜３のいずれかに記載の高強度鋼線。 - 【請求項５】 N：０．０１５％以下（０％を含まな
い）を含有するものである請求項１〜４のいずれかに記
載の高強度鋼線。 - 【請求項６】 Ｃｒ：１．０以下（０％を含まない）を
含有するものである請求項１〜５のいずれかに記載の高
強度鋼線。 - 【請求項７】 Ａｌ：０．１％以下（０％を含まない）
を含有するものである請求項１〜６のいずれかに記載の
高強度鋼線。 - 【請求項８】 Ｃｏ：０．５％以下（０％を含まない）
を含有するものである請求項１〜７のいずれかに記載の
高強度鋼線。 - 【請求項９】 Ｍｏ，Ｎｂ，ＶおよびＷよりなる群から
選択される１種または２種以上を合計で０．０１〜０．
５％含有するものである請求項１〜８のいずれかに記載
の高強度鋼線。 - 【請求項１０】 Ｂ：０．０００５〜０．００３％を含
有するものである請求項１〜９のいずれかに記載の高強
度鋼線。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001400950A JP4124590B2 (ja) | 2001-12-28 | 2001-12-28 | 耐遅れ破壊性および耐食性に優れた高強度鋼線 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001400950A JP4124590B2 (ja) | 2001-12-28 | 2001-12-28 | 耐遅れ破壊性および耐食性に優れた高強度鋼線 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2003193183A true JP2003193183A (ja) | 2003-07-09 |
| JP4124590B2 JP4124590B2 (ja) | 2008-07-23 |
Family
ID=27605225
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2001400950A Expired - Fee Related JP4124590B2 (ja) | 2001-12-28 | 2001-12-28 | 耐遅れ破壊性および耐食性に優れた高強度鋼線 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP4124590B2 (ja) |
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2009275252A (ja) * | 2008-05-13 | 2009-11-26 | Nippon Steel Corp | 焼鈍後の冷間鍛造性に優れた鋼線材及びその製造方法 |
| WO2012023483A1 (ja) * | 2010-08-17 | 2012-02-23 | 新日本製鐵株式会社 | 特殊鋼鋼線及び特殊鋼線材 |
| 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 |
| WO2013051513A1 (ja) * | 2011-10-07 | 2013-04-11 | 株式会社神戸製鋼所 | ボルト用鋼線及びボルト、並びにその製造方法 |
| JP2013204069A (ja) * | 2012-03-27 | 2013-10-07 | Kobe Steel Ltd | 線材及びこれを用いた鋼線 |
| KR20180082553A (ko) | 2016-01-20 | 2018-07-18 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 비조질 기계 부품용 강선 및 비조질 기계 부품 |
| KR20180090884A (ko) | 2016-01-15 | 2018-08-13 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 비조질 기계 부품용 강선 및 비조질 기계 부품 |
| WO2020256140A1 (ja) * | 2019-06-19 | 2020-12-24 | 日本製鉄株式会社 | 線材 |
-
2001
- 2001-12-28 JP JP2001400950A patent/JP4124590B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (20)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2009275252A (ja) * | 2008-05-13 | 2009-11-26 | Nippon Steel Corp | 焼鈍後の冷間鍛造性に優れた鋼線材及びその製造方法 |
| WO2012023483A1 (ja) * | 2010-08-17 | 2012-02-23 | 新日本製鐵株式会社 | 特殊鋼鋼線及び特殊鋼線材 |
| US11203797B2 (en) | 2010-08-17 | 2021-12-21 | Nippon Steel Corporation | Steel wire and wire rod |
| US10704118B2 (en) | 2010-08-17 | 2020-07-07 | Nippon Steel Corporation | Steel wire and wire rod |
| KR101458684B1 (ko) | 2011-03-14 | 2014-11-05 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 강선재 및 그 제조 방법 |
| 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 |
| JP5224009B2 (ja) * | 2011-03-14 | 2013-07-03 | 新日鐵住金株式会社 | 鋼線材及びその製造方法 |
| US9255306B2 (en) | 2011-03-14 | 2016-02-09 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Steel wire rod and method of producing same |
| US9835194B2 (en) | 2011-10-07 | 2017-12-05 | Kobe Steel, Ltd. | Steel wire for bolt, bolt, and manufacturing processes therefor |
| CN103842546A (zh) * | 2011-10-07 | 2014-06-04 | 株式会社神户制钢所 | 螺栓用钢丝和螺栓及其制造方法 |
| JP2013082963A (ja) * | 2011-10-07 | 2013-05-09 | Kobe Steel Ltd | ボルト用鋼線及びボルト、並びにその製造方法 |
| WO2013051513A1 (ja) * | 2011-10-07 | 2013-04-11 | 株式会社神戸製鋼所 | ボルト用鋼線及びボルト、並びにその製造方法 |
| JP2013204069A (ja) * | 2012-03-27 | 2013-10-07 | Kobe Steel Ltd | 線材及びこれを用いた鋼線 |
| KR20180090884A (ko) | 2016-01-15 | 2018-08-13 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 비조질 기계 부품용 강선 및 비조질 기계 부품 |
| KR20180082553A (ko) | 2016-01-20 | 2018-07-18 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 비조질 기계 부품용 강선 및 비조질 기계 부품 |
| WO2020256140A1 (ja) * | 2019-06-19 | 2020-12-24 | 日本製鉄株式会社 | 線材 |
| JPWO2020256140A1 (ja) * | 2019-06-19 | 2020-12-24 | ||
| CN113748224A (zh) * | 2019-06-19 | 2021-12-03 | 日本制铁株式会社 | 线材 |
| CN113748224B (zh) * | 2019-06-19 | 2022-05-03 | 日本制铁株式会社 | 线材 |
| JP7226548B2 (ja) | 2019-06-19 | 2023-02-21 | 日本製鉄株式会社 | 線材 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP4124590B2 (ja) | 2008-07-23 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP5177323B2 (ja) | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材と高強度ボルト、及び、その製造方法 | |
| JP3940270B2 (ja) | 耐遅れ破壊性および耐リラクセーション特性に優れた高強度ボルトの製造方法 | |
| JP5674620B2 (ja) | ボルト用鋼線及びボルト、並びにその製造方法 | |
| US8192562B2 (en) | Spring steel wire excellent in fatigue characteristic and wire drawability | |
| EP1712653A1 (en) | Steel wire for cold-formed spring excellent in corrosion resistance and method for producing the same | |
| JPH11315349A (ja) | 耐遅れ破壊性に優れた高強度線材およびその製造方法並びに高強度ボルト | |
| EP1693476A1 (en) | Steel product for structural member of automobile and method for production thereof | |
| EP3733909A1 (en) | Hot-rolled steel sheet having excellent impact resistance, steel pipe, member, and manufacturing methods therefor | |
| JP4423219B2 (ja) | 耐遅れ破壊特性及び耐リラクセーション特性に優れた高強度ボルト | |
| JP3816721B2 (ja) | 耐遅れ破壊性と首下靭性、または耐遅れ破壊性と鍛造性および首下靭性に優れた高強度線材並びにその製造方法 | |
| JP2001062639A (ja) | 耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルトおよびその製造方法 | |
| JPH11315348A (ja) | 耐遅れ破壊性に優れた高強度線材およびその製造方法並びに高強度ボルト | |
| JP4325865B2 (ja) | 加工性に優れた高張力鋼板およびその製法 | |
| JP4124590B2 (ja) | 耐遅れ破壊性および耐食性に優れた高強度鋼線 | |
| JPH09263875A (ja) | 遅れ破壊特性の優れた高強度機械構造用鋼およびその製造方法 | |
| JP4009218B2 (ja) | 耐水素脆化特性に優れたボルトおよびその製造方法 | |
| CN111954723A (zh) | 高强度钢板以及高强度镀锌钢板 | |
| JP2000337334A (ja) | 耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルト | |
| JP2000337332A (ja) | 耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルト | |
| JP2004359992A (ja) | 高強度鋼線用線材、高強度鋼線およびこれらの製造方法 | |
| JP3999457B2 (ja) | 冷間加工性に優れた線材・棒鋼およびその製造方法 | |
| JPH11315347A (ja) | 耐遅れ破壊性に優れた高強度線材およびその製造方法並びに高強度ボルト | |
| JP3211627B2 (ja) | 窒化用鋼およびその製造法 | |
| JP2000001751A (ja) | 耐断線性の高強度鋼線 | |
| JP2002241899A (ja) | 耐遅れ破壊性と鍛造性に優れた高強度鋼線およびその製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20040809 |
|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20041117 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20060112 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20060221 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20060419 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20080430 |
|
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20080502 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110516 Year of fee payment: 3 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110516 Year of fee payment: 3 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120516 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120516 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130516 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140516 Year of fee payment: 6 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |