JP2004091912A

JP2004091912A - Steel wire rod, production method therefor and production method for steel wire using the steel wire rod

Info

Publication number: JP2004091912A
Application number: JP2002258887A
Authority: JP
Inventors: Yoshihiro Ofuji; 大藤　善弘; Takanari Hamada; 浜田　貴成
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2002-09-04
Filing date: 2002-09-04
Publication date: 2004-03-25
Anticipated expiration: 2022-09-04
Also published as: JP3997867B2

Abstract

<P>PROBLEM TO BE SOLVED: To stably obtain a steel wire rod which has excellent cold workability and is suitable as the production stock for a steel cord or the like and an inexpensive fine-diameter high strength steel wire. <P>SOLUTION: The steel wire rod is produced by preparing a chemical composition comprising 0.90 to 1.10% C and 0.2 to 0.6% Cr, and, if required, comprising Co and B as well, further controlling the size of pearlite blocks to No. 6 to 8 by austenite crystal grain size number, controlling the production of pro-eutectoid cementite to ≤0.2% by volume, controlling the thickness of cementite in pearlite to ≤20 nm, and controlling the concentration of Cr comprised in the cementite to ≤1.5%. The steel wire rod is produced by performing hot wire rod rolling in which heating temperature and finishing temperature are specifically controlled, and thereafter performing two stage cooling at specified cooling rates. Thus, intermediate heat treatment can be eliminated in the production of the fine-diameter high strength steel wire using the steel wire rod as the stock. <P>COPYRIGHT: (C)2004,JPO

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は、例えば自動車のラジアルタイヤや各種産業用ベルトやホ−スの補強材として用いられるスチ−ルコ−ドあるいはソ−イングワイヤ等といった細径高強度鋼線の製造素材として好適な鋼線材並びにその製造方法、更には細径高強度鋼線の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
自動車のラジアルタイヤや各種のベルト，ホ−スの補強材として用いられるスチ−ルコ−ドあるいはソ−イングワイヤ等として用いられる細径高強度鋼線は、一般に、熱間圧延後に調整冷却した線径（直径）が５〜６ｍｍの鋼線材（以降「鋼線材」を単に「線材」と称する）を一次伸線加工して線径を３〜４ｍｍとなし、続いてパテンティング処理を施してから二次伸線加工により線径を１〜２ｍｍとし、更に最終パテンティング処理とブラスメッキとを施してから最終湿式伸線加工によって線径を０．１５〜０．４０ｍｍとする工程を経て製造されている。
そして、このようにして製造された細径高強度鋼線（極細鋼線）は、例えば撚り加工により複数本が撚り合わされて“撚り鋼線”とされスチ−ルコ−ドとなされる。
【０００３】
ところで、上記細径高強度鋼線の製造に際し、鋼線材を鋼線に加工する工程で断線が生じると生産性と歩留りが大きく低下してしまうことから、鋼線の製造素材である鋼線材には「伸線加工時や撚り加工時に断線しないこと」が強く要求される。
【０００４】
更に、スチ−ルコ−ドを製造する場合、熱間圧延した線径５〜６ｍｍの線材を線径が１〜２ｍｍの鋼線にするのに多くの中間熱処理工程を要し、これが製造コストの上昇を招いている。このため、最終製品の性能を低下させることなく製造工程を簡略化したいとする産業界からの要望が大きくなっている。
【０００５】
そこで、Ｃｒなどの合金元素を含まないＣ含有量が０．９０％未満（以降、　成分割合を表す％は重量％とする）の炭素鋼線材に対しては、中間熱処理を省略し、例えば線径　５．５ｍｍから　１．５ｍｍにまで直接的に伸線する技術が開発されている。この伸線技術における真歪量は２．６０である。
なお、真歪（ε）は線材の直径（ｄ_０）と伸線後の直径（ｄ）を用いて下記式で表される。
ε＝２ｌｏｇ　ｅ　（ｄ_０／ｄ）
【０００６】
一方、近年、種々の目的からスチ−ルコ−ド等を軽量化する気運も高まっている。このため、前記の各種製品（ラジアルタイヤや各種のベルト，ホ−スの補強材として用いられるスチ−ルコ−ドあるいはソ−イングワイヤ等）に対しては更なる高強度が要求されるようになり、上記のＣｒ等の合金元素を含まずかつ含有量が０．９０％未満の炭素鋼線材ではこの要求に応えられなくなってきている。
【０００７】
このような事情から、Ｃ含有量を高め、かつＣｒ等の合金元素をも添加して鋼線に高い強度が確保されるようにし、しかも前述した中間熱処理が省略できるような伸線加工性に優れた鋼線材が強く望まれるようになった。
【０００８】
そして、上記要望に応えるべく、初析セメンタイトの生成を抑制し、また化学組成の調整や圧延後の冷却速度を含めた熱間圧延条件の工夫によりミクロ組織を制御して鋼線材の伸線加工性を高める手法が提案された。
【０００９】
例えば、特許第２５４４８６７号公報には、「Ｃ：０．９０〜１．１０％，Ｓｉ：０．１５〜０．５０％，Ｍｎ：０．３０〜０．６０％を含むと共に、　必要に応じて更にＣｒ：０．１０〜０．５０％をも含む鋼を、　線材圧延後、　特定の温度域で巻取り、　更に巻取温度から５５０℃までの冷却速度を制御して“初析セメンタイトを含まない微細パ−ライト組織”とすることから成る、　熱間圧延のままの状態で高減面率の伸線加工が可能である過共析鋼線材の製造方法」に係る発明が提案されている。
しかしながら、この提案発明に係る過共析鋼線材の製造条件では初析セメンタイトやマルテンサイトの生成を安定して防止することが難しく、優れた伸線加工性を有する鋼線材を安定製造する手段としては満足できるものではなかった。
【００１０】
また、特許第３２２１９４３号公報を見ると、「Ｃ：０．８０〜１．１０％，Ｓｉ：０．１０〜１．００％，Ｍｎ：０．１０〜０．６０％，Ｃｒ：０．１０〜０．６０％を含む鋼を、　熱間圧延した後、　特定の冷却速度で冷却することによってラメラ間隔が０．０８〜０．１２μｍの完全パ−ライト組織とすることから成る、　伸線加工性の良好な高強度極細線用低合金鋼線材の製造方法」に係る発明が提案されている。
しかし、この提案発明に係る方法によっても初析セメンタイトやマルテンサイトの生成を安定して防止することは難しく、優れた伸線加工性を有する鋼線材の安定製造手段としては不満足なものであった。
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】
このようなことから、本発明が目的としたのは、高強度を示すスチ−ルコ−ドやソ−イングワイヤ等の製造素材として好適な“Ｃ含有量が０．９０％以上でかつＣｒ等の強化合金元素をも含む上に冷間加工性（伸線加工性等）にも優れた鋼線材”の安定した実現手段を確立すると共に、それを素材として高い生産性の下で歩留り良く廉価にスチ−ルコ−ドやソ−イングワイヤ等に適用する細径高強度鋼線を製造する方法を提供することである。
【００１２】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記目的を達成すべく、まず鋼線材の化学組成，ミクロ組織，機械的性質が伸線加工性等の冷間加工性（以降、　単に「伸線加工性」と称する）に及ぼす影響について調査・研究を重ね、その結果を仔細に解析して検討したところ、次のような知見を得ることができた。
【００１３】
ａ）　従来から知られているように、鋼線材の製造過程においては硬質で脆いセメンタイトが断線起点となりやすく、そのため過共析鋼の冷却過程で初析セメンタイトが生成すると（初析セメンタイトは結晶粒界に沿って生成する）伸線加工性が大きく低下するが、この初析セメンタイトの生成には“冷却速度”だけでなく“旧オ−ステナイト粒径”も大きく影響する。即ち、旧オ−ステナイト粒径が大きければ大きいほど“初析セメンタイトが生成する臨界の冷却速度”が遅くなり、初析セメンタイトが生成しにくくなる。
なお、旧オ−ステナイト粒径を熱間圧延後の鋼線材から直接測定することは困難であるが、パ−ライトブロック径は旧オ−ステナイト粒径と相関が強く、そのためパ−ライトブロック径を旧オ−ステナイト粒径で代用することができる。
【００１４】
ｂ）　また、過共析鋼においてオ−ステナイトから初析セメンタイトが生成する温度域はＡｃｍ温度以下であることは知られていたが、その中でも取り分け８００〜７００℃の温度域での初析セメンタイトの生成速度は速く、従ってこの温度域の冷却速度を速めることによって初析セメンタイトの生成を効果的に抑えることができる。
【００１５】
ｃ）　セメンタイトは単体では極めて変形能が小さいもののパ−ライト中であればかなり変形できることが知られているが、パ−ライト中のセメンタイト厚さがある値以上になると変形能が著しく低下し、伸線加工性が低下する。
【００１６】
ｄ）　強化元素として有効なＣｒはフェライトよりもセメンタイトに濃化しやすい元素であり、セメンタイトの性質を変える作用を有していることが知られているが、セメンタイト中におけるＣｒの濃度は伸線加工性に大きく影響し、パ−ライトにおけるセメンタイト中のＣｒ濃度が高くなると伸線加工性が低下する。
【００１７】
ｅ）　即ち、初析セメンタイトの生成量をも考慮してＣ含有量が過度に多くならないように成分調整したＣｒ含有鋼を用い、これを熱間線材圧延するに際して、その加熱温度と圧延温度を制御することにより旧オ−ステナイト粒の大きさ（パ−ライトブロックの大きさ）が特定の範囲内となるように調整すると共に、熱間圧延を終えてから７００℃に至るまでの８００〜７００℃の領域がカバ−される温度域を急速冷却して初析セメンタイトの生成量を極力抑制し、その後は“パ−ライト組織中のセメンタイトの厚さ”や“パ−ライトにおけるセメンタイト中のＣｒ濃度”が抑えられつつパ−ライト変態が十分に進行する特定の冷却速度範囲で冷却すると、パ−ライトブロックの大きさ、初析セメンタイトの生成量、パ−ライト組織中のセメンタイトの厚さ、そしてパ−ライト組織中のセメンタイトにおけるＣｒ濃度がそれぞれ特定の範囲内調整された鋼線材を得ることができ、このような鋼線材は、スチ−ルコ−ドやソ−イングワイヤ等といった細径高強度鋼線の製造素材として好適な、優れた冷間加工性（伸線加工性等）を示すということが分かった。
【００１８】
ｆ）　そして、上記鋼線材を細径高強度鋼線の製造素材とした場合には、これに中間熱処理を行うことなく通常の冷間加工を施し、次いで通常の最終熱処理，メッキ処理，伸線加工をこの順に施すだけで、高い生産性，高い歩留りでもって廉価にスチ−ルコ−ドやソ−イングワイヤ等に適用する細径高強度鋼線が得られることも確認できた。
【００１９】
本発明は、上記知見事項等を基に完成されたものであり、次の▲１▼〜▲３▼項に示す鋼線材及びその製造方法並びに当該鋼線材を用いた細径高強度鋼線の製造方法を提供するものである。
▲１▼　Ｃ：０．９０〜１．１０％，
Ｓｉ：０．１　〜１．０　％，
Ｍｎ：０．１　〜１．０　％，
Ｃｒ：０．２　〜０．６　％，
Ｃｏ：０〜　２．０％，
Ｂ：０〜　０．００５％
を含有すると共に残部がＦｅ及び不可避不純物から成り、かつ不純物中のＡｌ，Ｔｉ，Ｎ，Ｐ，Ｓ及びＯがそれぞれ
Ａｌ：０．００２　％以下，
Ｔｉ：０．００２　％以下，
Ｎ：０．００５　％以下，
Ｐ：０．０１２　％以下，
Ｓ：０．０１％以下，
Ｏ：０．００２０％以下
であって、パ−ライトブロックの大きさが鋼のオ−ステナイト結晶粒度番号の６〜８番に相当する範囲で、初析セメンタイトの生成量が体積率で　０．２％以下であり、かつパ−ライト組織中におけるセメンタイトの平均厚さが２０ｎｍ以下、そのセメンタイト中に含まれるＣｒ濃度が　１．５重量％以下であることを特徴とする、鋼線材。
▲２▼　Ｃ：０．９０〜１．１０％，
Ｓｉ：０．１　〜１．０　％，
Ｍｎ：０．１　〜１．０　％，
Ｃｒ：０．２　〜０．６　％，
Ｃｏ：０〜　２．０％，
Ｂ：０〜　０．００５％
を含有すると共に残部がＦｅ及び不可避不純物から成り、かつ不純物中のＡｌ，Ｔｉ，Ｎ，Ｐ，Ｓ及びＯがそれぞれ
Ａｌ：０．００２　％以下，
Ｔｉ：０．００２　％以下，
Ｎ：０．００５　％以下，
Ｐ：０．０１２　％以下，
Ｓ：０．０１％以下，
Ｏ：０．００２０％以下
である鋼に対し、
ビレット加熱温度（Ｘ）：１０００〜１２５０℃，
仕上げ圧延温度（Ｙ）：１０００〜８００℃
であって、かつ
１１６０−０．３０Ｘ　＜　Ｙ　＜　１３００−０．３０Ｘ
を満足する条件で熱間線材圧延を施した後、圧延を仕上げてから７００℃までの間を１５℃／秒以上の平均冷却速度で冷却し、続いて７００〜５５０℃の間を５℃／秒以上１５℃／秒未満の平均冷却速度で冷却することを特徴とする、鋼線材の製造方法。
▲３▼　前記▲１▼項に記載の鋼線材に中間熱処理を行うことなく冷間加工を施し、次いで最終熱処理，メッキ処理，伸線加工をこの順に施すことを特徴とする、細径高強度鋼線の製造方法。
【００２０】
【発明の実施の形態】
以下、本発明に係る鋼線材の化学組成や金属組織，鋼線材の製造条件，細径高強度鋼線の製造条件についてより詳細に説明する。
【００２１】
［Ａ］　化学成分
Ｃ：　Ｃは鋼材の引張強度を高めるのに有効な成分である。しかし、その含有量が０．９０％未満の場合には、例えば引張強さで４０００ＭＰａといった高い強度を安定して最終製品に付与させることが困難である。更に、高強度の最終製品を安定して得るためにはＣ含有量を高めることが有効で、４５００ＭＰａ以上を得るためにはＣ含有量を１．００％以上にすることが望ましい。一方、Ｃ含有量が多すぎると鋼材が硬質化して伸線加工性の低下を招く。特に、Ｃ含有量が１．１０％を超えると、後述するパ−ライトブロック径を制御しても初析セメンタイト（即ち旧オ−ステナイト粒界に沿って析出するセメンタイト）の生成を抑制するには仕上げ圧延後の冷却速度を極めて速くする必要があり、工業的に安定して製造することが困難になる。従って、Ｃ含有量は０．９０〜１．１０％と定めた。
【００２２】
Ｓｉ：　Ｓｉも鋼材の強度を高めるのに有効な成分であり、また脱酸剤としても必要な成分である。しかし、Ｓｉの含有量が　０．１％未満ではＳｉの添加効果が十分でなく、一方、１．０　％を超えて含有させると伸線加工での限界加工度が低下する。従って、Ｓｉの含有量は　０．１〜　１．０％と定めた。
ただ、Ｓｉは鋼材の焼入れ性や初析セメンタイトの生成にも影響する元素であることから、鋼線材に安定して所望のミクロ組織を確保するとの観点からＳｉ含有量は　０．２〜　０．５％に調整するのが望ましい。
【００２３】
Ｍｎ：　Ｍｎは、鋼材の強度を高める作用に加えて、鋼中のＳをＭｎＳとして固定し熱間脆性を防止する作用を有する成分である。しかし、Ｍｎ含有量が　０．１％未満では前記作用による効果が十分でない。一方、Ｍｎは偏析しやすい元素であり、１．０　％を超えて含有させると線材の特に中心部に偏析し、その偏析部にはマルテンサイトやベイナイトが生成するので伸線加工性が低下してしまう。従って、Ｍｎ含有量は０．１　〜１．０　％と定めた。
なお、Ｍｎも鋼の焼入れ性や初析セメンタイトの生成に影響する元素であることから、鋼線材に安定して所望のミクロ組織を確保するとの観点からはＭｎ含有量を０．２　〜０．５　％に調整するのが望ましい。
【００２４】
Ｃｒ：　Ｃｒ成分にはパ−ライトのラメラ間隔を小さくして最終製品の強度を高める作用がある。そして、最終製品の引張強さで４０００ＭＰａ以上を安定して得るためには　０．２％以上のＣｒ含有量が必要である。しかし、Ｃｒ含有量が　０．６％を越えるとパ−ライト組織中のセメンタイトにおけるＣｒ濃度を安定して　１．５％以下にすることが困難になり、伸線加工性が低下する場合がある。従って、Ｃｒ含有量は　０．２〜０．６　％と定めた。
【００２５】
Ｃｏ：　Ｃｏは不純物としても混入する元素であるが、本発明においては必要に応じて添加される成分である。即ち、Ｃｏ成分にはパ−ライトを微細化して最終製品の強度を高める作用があるので、最終製品の強度がより重視される場合に含有せしめられるが、その効果を確実に得るためにはＣｏ含有量を　０．２％以上とするのが望ましい。しかし、　２．０％を超えてＣｏを含有させても前記の効果は飽和し、コストが嵩むばかりとなる。従って、Ｃｏ含有量は０（無添加）〜　２．０％と定めた。
【００２６】
Ｂ：　Ｂも不純物としても混入する元素であるが、本発明においては必要に応じて添加される成分である。即ち、Ｂ成分には鋼中に固溶したＮと結合してＢＮを形成し固溶Ｎを低減して伸線加工性を向上させると共に、最終伸線後の捻回試験での縦割れ発生を抑制する効果がある。そして、これらの効果を確実に得るためにはＢ含有量を０．０００３％以上とするのが望ましい。しかし、　０．００５％を超えてＢを含有させると粗大なＢＮが生成して伸線加工性の低下を招く。従って、Ｂ含有量は０（無添加）〜　０．００５％と定めた。
【００２７】
本発明においては、更に、不純物であるＡｌ，Ｔｉ，Ｎ，Ｐ，Ｓ，Ｏの含有量を下記の通りに規制する。
Ａｌは、　Ａｌ_２Ｏ_３を主成分とする酸化物系介在物を形成して伸線加工性を低下させる元素である。特に、Ａｌ含有量が　０．００２％を超えると前記酸化物系介在物が粗大化して伸線加工中に断線が多発し、伸線加工性の低下が著しくなる。従って、Ａｌ含有量を　０．００２％以下に規制することとした。
【００２８】
Ｔｉは、Ｎと結合してＴｉＮを形成する。このＴｉＮが粗大な場合、伸線加工中の断線起点となるので伸線加工性が低下してしまう。特に、Ｔｉ含有量が　０．００２％を超えると伸線加工性の低下が著しくなる。従って、Ｔｉ含有量を　０．００２％以下に規制することとした。
【００２９】
Ｎは、冷間での伸線加工中に転位に固着して鋼線の強度を上昇させる反面、伸線加工性を低下させてしまう元素である。特に、Ｎ含有量が　０．００５％を超えると伸線加工性の低下が著しくなる。従って、Ｎ含有量を　０．００５％以下に規制することとした。
【００３０】
Ｐは、粒界に偏析して伸線加工性を低下させてしまう元素である。特に、Ｐ含有量が　０．０１２％を超えると伸線加工性の低下が著しくなる。従って、Ｐ含有量は０．０１２　％以下に規制することとした。
Ｓも伸線加工性を低下させてしまう元素である。そして、Ｓ含有量が特に０．０１％を超えると伸線加工性の低下が著しくなることから、Ｓ含有量は０．０１％以下に規制することとした。
【００３１】
Ｏは、酸化物系介在物を形成して伸線加工性を低下させてしまう元素である。特に、Ｏ含有量が　０．００２％を超えると酸化物系介在物が粗大化するので伸線加工性の低下が著しくなって、伸線加工中に断線が多発する。従って、Ｏ含有量については　０．００２％以下に規制することとした。
【００３２】
［Ｂ］“初析セメンタイトの量”及び“パ−ライトブロックの大きさ”
〔初析セメンタイトの量〕
初析セメンタイトの生成量が体積率で　０．２％を上回ると、例え他の要件を満たしているとしても鋼線材に所望とする伸線加工性を確保できず、伸線加工中に断線が多発するようになる。従って、鋼線材における初析セメンタイトの生成量を体積率で　０．２％以下に制限することとした。
【００３３】
ところで、鋼線材において初析セメンタイトの生成量を定量的に測定するためには多大な労力を要する。従って、鋼線材における初析セメンタイト生成量の定量的測定は工業的には採用が困難である。
そこで、実際には、初析セメンタイトの生成量が例えば４段階等に等級分けされた標準組織写真を準備し、鋼線材の金属組織をこの標準組織写真と対比して初析セメンタイトの生成量を評価する手法を採用するのが良い。
【００３４】
例えば、図１は初析セメンタイトの生成量が４段階の等級（０級，１級，２級及び３級）に区分された標準組織写真図であり、０〜３級のそれぞれは初析セメンタイトの生成量が次の範囲となっている。
０級：　初析セメンタイトの体積率が０．０５％以下，
１級：　初析セメンタイトの体積率が　０．２％以下，
２級：　初析セメンタイトの体積率が　０．４％以下，
３級：　初析セメンタイトの体積率が　０．４％超。
ここで、上記図１に示した標準組織における初析セメンタイトの体積率は次の方法によって測定したものである。
即ち、まず、鋼線材の横断面を鏡面研磨した後、ナイタ−ルで腐食し、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用い任意な位置において倍率５０００倍で１５箇所を写真撮影する。次いで、その写真を用いて通常の画像解析により初析セメンタイトの面積率を求める。この面積率は体積率と同じであるため、その面積率の値を体積率とする。
上記標準組織写真図と鋼線材の金属組織を対比することにより、鋼線材における初析セメンタイトの生成量を迅速に評価することができる（初析セメンタイト観察用の腐食液はアルカリ性ピクリン酸ソ−ダが適当である）。
【００３５】
なお、図２は、鋼線材における初析セメンタイトの生成量と伸線加工中の断線回数との関係を整理して示したものである（なお、　この関係は、　後述する実施例中の表２及び表３に示された“初析セメンタイトの生成量以外の条件が本発明の規定範囲を満たす鋼線材に係る調査結果”を基に導き出されている）。
この図２から明らかなように、初析セメンタイトの生成量が前述した等級の１級（初析セメンタイトの体積率が　０．２％以下）を上回ると、例え他の要件を満たしていても優れた伸線加工性を確保できない。
【００３６】
〔パ−ライトブロックの大きさ〕
パ−ライトブロックの大きさが鋼のオ−ステナイト結晶粒度番号（ＪＩＳ　Ｇ　０５５１に規定されるもの）の８番に相当する大きさを下回ると、工業的に初析セメンタイトの生成量を所定範囲内に安定して抑えることが困難となって鋼線材の伸線加工性が低下する。一方、パ−ライトブロックの大きさが鋼のオ−ステナイト結晶粒度番号の６番に相当する大きさを上回ると鋼線材の延性が低下し、この点から伸線加工性が低下する。従って、パ−ライトブロックの大きさを、鋼のオ−ステナイト結晶粒度番号の６〜８番に相当する範囲内に調整することと規定した。
【００３７】
図３は、パ−ライトブロックの大きさが各種の鋼線材（鋼のオ−ステナイト結晶粒度番号に準拠した各種粒度番号の鋼線材）について、冷却速度と初析セメンタイト生成量の前記等級についての関係を示した図である。
なお、上記図３に示す関係は次のように求めたものである。即ち、後述する実施例中の表１に示された“鋼Ｃ”より成る“線径が　５．５ｍｍの熱間圧延材”の横断面中心部から直径が３ｍｍで長さが１０ｍｍの試験片を採取し、これを真空雰囲気中にて高周波加熱により温度，保持時間を変えてオ−ステナイト化した後、窒素ガス乃至はヘリウムガスを用いて２００℃までを平均冷却速度５０〜５℃／秒で冷却した試験片につき、そのパ−ライトブロックの大きさ（鋼のオ−ステナイト結晶粒度番号に準拠した粒度番号：以降は“パ−ライトブロックの粒度番号”と称する）と初析セメンタイト生成量とを観察して得たデ−タを整理した。ここで、パ−ライトブロックの観察には腐食液として修正カ−リング液を用い、初析セメンタイトの観察には腐食液としてアルカリ性ピクリン酸ソ−ダを用いた。
【００３８】
上記図３からも、初析セメンタイトの生成量は、冷却速度だけでなくパ−ライトブロックの大きさに大きく影響されることが分かる。
ところで、工業的には冷却速度が速いほど安定した冷却速度の制御が難しくなり、熱間圧延線材として一般的な線径である　５．５ｍｍのものでは空冷に水冷を組み合わせたとしても４０℃／秒を超える冷却速度に安定して制御することは極めて難しい。しかるに、前記図３からは、パ−ライトブロックの粒度番号を８番以下にすれば冷却速度が４０℃／秒以下の場合でも初析セメンタイトの生成量を１級以下（体積率で　０．２％以下）に抑え得ることが分かる。
【００３９】
一方、パ−ライトブロックを大きくすると、延性が低下し、この延性低下によって伸線加工性が低下することは前述した通りである。例えば、後述する実施例中の表２及び表３に示されるように、パ−ライトブロックの粒度番号が６番を下回ると例え他の要件を満たしていても優れた伸線加工性を確保することができなくなる。
【００４０】
［Ｃ］“パ−ライト組織中のセメンタイトの平均厚さ”及び“パ−ライト組織中の
セメンタイトに含まれるＣｒ濃度”
セメンタイトは、単体では極めて変形能が小さいもののパ−ライト組織中に存在する場合にはかなり変形できることが知られている。しかし、パ−ライト組織中のセメンタイトであっても、その平均厚さが２０ｎｍを超えると変形能が著しく低下し、鋼線材の伸線加工性を目立って劣化させる。
また、強化元素として有効なＣｒはフェライトよりもセメンタイトに濃化しやすい元素であることが知られているが、セメンタイト中におけるＣｒはセメンタイトを安定化させたりその硬度を上げたりするのでその濃度は伸線加工性に大きく影響し、パ−ライト組織におけるセメンタイト中のＣｒ濃度が　１．５％を超えると鋼線材の伸線加工性は目立って劣化する。
従って、優れた伸線加工性を確保するためにはパ−ライト組織中のセメンタイトの平均厚さを２０ｎｍ以下に、そしてパ−ライト組織中のセメンタイトに含まれるＣｒ濃度を　１．５％以下に調整する必要がある。
【００４１】
図４は、伸線加工で生じる断線の有無に及ぼす“パ−ライト組織中のセメンタイト厚さ”と“セメンタイト中のＣｒ濃度”の影響を整理して示した図である。
なお、図４に示す関係は、後述する実施例中の表２及び表３に示された“化学成分，パ−ライトブロックの粒度番号，初析セメンタイトの生成量が本発明の規定範囲を満たす鋼線材についての調査結果”を基に導き出されたものである。
【００４２】
なお、パ−ライト組織中のセメンタイト厚さは、鋼中のＣ元素は全てセメンタイト中にあると仮定し、従来から知られているセメンタイトの比重等から次式によって求めた。
セメンタイト厚さ＝パ−ライトラメラ間隔×０．１６×Ｃ量（％）
ここで、上記式中のパ−ライトラメラ間隔は、鋼線材の横断面を鏡面に研磨したしてからナイタ−ルで腐食したものを走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて観察することによって測定した。具体的には、各試験材について倍率５０００倍で任意の箇所を１０視野観察し、この１０視野の写真に各５本の切断線を引き、次式に示すように、切片法によりパ−ライトラメラ間隔を求めた。
ラメラ間隔＝平均切片長／２
【００４３】
また、パ−ライト組織中のセメンタイトに含まれるＣｒ濃度は、常法に従い電解抽出によってセメンタイトを分離した後、通常の溶液分析により決定した。
【００４４】
図４からも明らかなうように、セメンタイトの厚さが２０ｎｍ以下で、かつセメンタイト中のＣｒ濃度が　１．５％以下の場合にのみ、鋼線材に優れた伸線加工性が付与されることが分かる。
【００４５】
なお、パ−ライト組織中におけるセメンタイトの平均厚さの下限については特に規定しないが、ラメラ間隔が小さくなると鋼線材の強度が上がってダイス寿命を低減し生産性を低下させることから、セメンタイトの平均厚さは１３ｎｍ以上に調整することが好ましい。また、セメンタイト中のＣｒ濃度の下限についても特に規定しないが、Ｃｒ元素の平均含有量を上回ることが好ましい。
【００４６】
［Ｄ］　鋼線材の製造条件
先にも述べたように、鋼線材に優れた伸線加工性を確保するためにはパ−ライトブロックの粒度番号を６〜８番に制御する必要があるが、パ−ライトブロックの粒度番号を制御するためには、熱間加工に際しての加熱温度と加工温度を制御してオ−ステナイト粒径（旧オ−ステナイト粒径）を調整する必要がある。
熱間線材圧延においては、ビレットの加熱温度と圧延温度の制御がパ−ライトブロックの粒度番号調整につながる。
そして、パ−ライトブロックの粒度番号を６〜８番に制御するためには、ビレット加熱温度（Ｘ）と仕上げ圧延温度（Ｙ）とが
１１６０−０．３０Ｘ　＜　Ｙ　＜　１３００−０．３０Ｘ
なる関係を満足する条件で熱間線材圧延を施す必要がある。
【００４７】
なお、図５は、パ−ライトブロックの粒度番号に与えるビレット加熱温度と圧延仕上げ温度の影響を示した図であり、後述する実施例の表２及び表３に示されている結果を基にその“ビレット加熱温度”と“仕上げ圧延温度（仕上げ圧延機に入る際の温度）”をそれぞれ横軸，縦軸に採って整理したものである。
この図５からも、ビレット加熱温度（Ｘ）と仕上げ圧延温度（Ｙ）とが
１１６０−０．３０Ｘ　＜　Ｙ　＜　１３００−０．３０Ｘ
なる関係を満たしているとパ−ライトブロックの粒度番号が６〜８番になることが分かる。
【００４８】
ところで、ビレットの加熱温度が１２５０℃を上回ると脱炭やスケ−ル生成が急激に進行することに加えて加熱炉の損傷も激しくなり、一方、ビレットの加熱温度が１０００℃を下回ると圧延機への負担が大きくなって生産性が低下することから、ビレット加熱温度の上限を１２５０℃に、そしてビレット加熱温度の下限を１０００℃にそれぞれ定めた。
【００４９】
また、仕上げ圧延温度が１０００℃を上回っても脱炭やスケ−ル生成が急激に進行し、一方、仕上げ圧延温度が８００℃を下回ると仕上げ圧延機への負担が大きくなって表面キズが増加するため、仕上げ圧延温度の上限を１０００℃に、そして仕上げ圧延温度の下限を８００℃にそれぞれ定めた。
なお、仕上げ圧延温度とは、鋼材が仕上げ圧延機に入る際の温度である。
【００５０】
圧延仕上げ後は、７００℃に達するまでの温度区間は１５℃／秒以上の平均冷却速度で冷却し、続いて７００〜５５０℃の温度区間は５℃／秒以上１５℃／秒未満の平均冷却速度で冷却すべきである。
なぜなら、初析セメンタイトが主に生成する温度域は熱間線材圧延の仕上げ温度から７００℃までの温度区間であり、またパ−ライト変態は通常範囲の冷却速度であれば７００℃未満でも進行するから、圧延仕上げ後から７００℃までの温度区間は平均冷却速度１５℃／秒以上で急速冷却して初析セメンタイトの生成を抑える必要がある。即ち、圧延仕上げ後から７００℃までの平均冷却速度が１５℃／秒以上であれば、初析セメンタイトの生成量を前述した１級以下（体積率で０．２％以下）とすることができる。
仕上げ圧延後から７００℃までの冷却速度の上限については特に規定はしないが、平均冷却速度が４０℃／秒以下であれば安定した量産体制を維持しやすいと言える。
【００５１】
一方、引き続く７００〜５５０℃の温度区間では、平均冷却速度が１５℃／秒以上であると、冷却中にパ−ライト変態が終了せずにマルテンサイトが生成し、伸線加工性が大きく低下する。
また、この温度区間の平均冷却速度が遅すぎるとパ−ライト組織中のセメンタイト厚さが厚くなる上、セメンタイト中のＣｒ濃度も高くなって伸線加工性が劣化することから、７００〜５５０℃の温度区間では５℃／秒以上１５℃／秒未満の平均冷却速度で冷却する必要がある。
【００５２】
なお、図６は、鋼線材の急冷開始温度と初析セメンタイト生成量との関係を示した図である。
即ち、図６は、後述する実施例の表１における鋼Ｃから成る線径　５．５ｍｍの熱間圧延材の横断面中心部から直径が３ｍｍで長さが１０ｍｍの試験片を採取し、これを真空雰囲気中で高周波加熱によってオ−ステナイト化した後、９００℃，８５０℃，８００℃，７５０℃，７００℃，６５０℃，６００℃，５５０℃の各温度まで１０℃／秒で冷却し、その後平均冷却速度２００℃／秒で２００℃まで冷却した試料における相対的な初析セメンタイトの生成量（１０℃／秒で５５０℃まで冷却した場合を　１．０とした場合の相対的な値）を示している。ここで、初析セメンタイトの生成量は走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察して測定したが、２００℃／秒での冷却中に初析セメンタイトは殆ど生成しないと考えられるので、急冷前の初析セメンタイトの生成量を測定することができる。
この図６からは、初析セメンタイトが主に生成する温度域は８００〜７００℃（即ち仕上げ圧延後から７００℃までの温度区間）であることが分かる。
【００５３】
また、図７は、初析セメンタイトの生成量（前述した初析セメンタイト生成量の等級）に及ぼす圧延仕上げ温度から７００℃までの冷却速度（平均冷却速度）とパ−ライトブロック粒度番号の影響を示した図であり、後述する実施例の表２及び表３に示されている結果を基に整理したものである。
この図７からは、パ−ライトパケットの粒度番号が８番以下で、かつ圧延仕上げ温度から７００℃までの冷却速度が１５℃／秒以上であるならば、初析セメンタイトの生成量を１級以下（体積率で　０．２％以下）に抑え得ることが分かる。
【００５４】
更に、図８は、７００〜５５０℃間の冷却速度（平均冷却速度）とパ−ライト中のセメンタイト厚さとの関係を示した図であり、後述する実施例の表２及び表３に示される結果のうちの化学組成，ビレット加熱温度，仕上げ圧延温度が本発明の規定値を満たしているものを基に整理したものである。
この図８からは、７００〜５５０℃の平均冷却速度が３℃／秒以上であればパ−ライト中のセメンタイト厚さが２０ｎｍ以下になることが分かる。
【００５５】
そして、図９は、７００〜５５０℃間の冷却速度（平均冷却速度）とパ−ライト組織におけるセメンタイト中のＣｒ濃度との関係を示した図であり、やはり、後述する実施例の表２及び表３に示される結果のうちの化学組成，ビレット加熱温度，仕上げ圧延温度が本発明の規定値を満たしているものを基に整理したものである。
この図９からは、７００〜５５０℃の平均冷却速度が５℃／秒以上であればセメンタイト中のＣｒ濃度が常に　１．５％以下になることが分かる。
【００５６】
［Ｅ］　細径高強度鋼線の製造条件
本発明に係るスチ−ルコ−ド用やソ−イングワイヤ用等の細径高強度鋼線の製造方法では、先に説明した本発明鋼線材に中間熱処理を行うことなく冷間加工を施し、次いで最終熱処理（パテンティング処理），メッキ処理（ブラスメッキ，銅メッキ，ニッケルメッキ等），伸線加工（湿式伸線加工）がこの順に施されて細径高強度鋼線となされる。
ここでの冷間加工，最終熱処理，メッキ処理及びその後の伸線加工としては、細径高強度鋼線の製造において通常に行われているもので良い。
【００５７】
即ち、まず、鋼線材には、穴ダイスを用いた伸線加工、ロ−ラダイスを用いた伸線加工、所謂「２ロ−ル圧延機」，「３ロ−ル圧延機」や「４ロ−ル圧延機」を用いた冷間圧延加工など、通常の冷間加工が施されて線径が縮められる。
この冷間における加工量を例えば真歪で少なくとも　２．６とすれば、スチ−ルコ−ド用鋼線やソ−イングワイヤ用鋼線の素材として現在常用されている直径　５．５ｍｍの線材を直径　１．５ｍｍ鋼線に加工することができるので、中間熱処理工程の省略が可能となる。
更に、冷間加工量が真歪で　３．０になると、常用されている直径　５．５ｍｍの線材を直接　１．２ｍｍの鋼線に加工することができるので、真歪は　３．０以上とするのが好ましい。
【００５８】
なお、前記最終熱処理（パテンティング処理）や、ブラスメッキ，銅メッキ，ニッケルメッキ等のメッキ処理は、次の湿式伸線の過程における引抜き抵抗の低減や、ゴムとの密着性の向上等を目的として実施されるものであることは言うまでもない。
このようにして得られた細径高強度鋼線は、この後所定の最終製品へと加工される。例えば、極細鋼線を更に撚り加工で複数本撚り合わせて撚鋼線とすることでスチ−ルコ−ドが成形される。
【００５９】
次いで、本発明を実施例によって更に具体的に説明する。
【実施例】
まず、表１に示す化学組成の鋼Ａ〜Ｍを溶製した。ここで、鋼Ｃは７０トンを転炉で溶製し、残りの鋼は３トンの電気炉で溶製した。
【００６０】
【表１】

【００６１】
そして、これらの鋼を通常の方法で熱間鍛造して１４０ｍｍ角のビレットとし、更に表２及び表３に示す条件の熱間線材圧延を施して線径　５．５ｍｍの鋼線材を製造した。
【００６２】
このようにして得られた各鋼線材の横断面（つまり長さ方向に直角な切断面）を鏡面研磨した後、その研磨面において初析セメンタイトの生成量，パ−ライトブロックの大きさ，パ−ライト組織中のセメンタイト厚さ，パ−ライト組織におけるセメンタイト中のＣｒ濃度をそれぞれ調査した。
【００６３】
なお、初析セメンタイトの観察用にはアルカリ性ピクリン酸ソ−ダで腐食した試料を用い、パ−ライトブロックの観察用には修正カ−リング液で腐食した試料を用いた。
そして、初析セメンタイトは、倍率５００倍で４視野観察し、そのうちの“初析セメンタイトの生成量が最も多かった写真”と“図１に示した標準組織写真”とを比較して初析セメンタイトの生成量の等級を決定した（初析セメンタイト生成量の等級は先に説明した０級，１級，２級及び３級の４段階に区分されたものである）。
パ−ライトブロックの大きさについては、倍率１００倍で２視野観察し、ＪＩＳ　Ｇ　０５５１に規定されている鋼のオ−ステナイト結晶粒度番号に準拠してパ−ライトブロックの粒度番号を決定した。
【００６４】
また、パ−ライト組織中のセメンタイト厚さは次の方法で決定した。
まず、熱間圧延して得られた各鋼線材の横断面を鏡面研磨したものにつき、この研磨面をナイタ−ルで腐食した後、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて、倍率５０００倍で任意の箇所を１０視野観察した。次いで、この１０視野の写真に各５本の切断線を引き、次式に示すように切片法によりパ−ライトラメラ間隔を求めた。
ラメラ間隔＝平均切片長／２
そして、このようにして求めたラメラ間隔から次式によってパ−ライト組織中のセメンタイト厚さを決定した。
セメンタイト厚さ＝パ−ライトラメラ間隔×０．１６×Ｃ量（％）
【００６５】
パ−ライト組織におけるセメンタイトに含まれるＣｒ濃度については、通常方法の電解抽出によってセメンタイトを分離した後、通常の溶液分析によって決定した。
【００６６】
次に、熱間線材圧延を施して得られた前記各鋼線材を、中間熱処理を施すことなく酸洗し、リン酸塩皮膜処理を施した後、それぞれの線材１００ｋｇについて、各ダイスでの減面率が平均で２０％となるパススケジュ−ルにて直径　１．５ｍｍまで伸線加工（乾式伸線）を行った。
この際、直径　１．５ｍｍまで伸線加工を行っても１回も断線しない場合に「伸線加工性が良好である」と評価した。また、６回断線した場合には、その試験材の伸線作業を中止した。
因みに、直径　５．５ｍｍから直径　１．５ｍｍまで伸線すると、真歪で　２．６である。
【００６７】
表２及び表３に、熱間線材圧延の条件、得られた鋼線材についてのミクロ組織の観察結果，伸線加工性及び引張強さの調査結果をまとめて示す。
【００６８】
【表２】

【００６９】
【表３】

【００７０】
表２及び表３に示される結果から明らかなように、鋼線材の製造条件が本発明の規定要件を満たす場合には、パ−ライトブロックの大きさが鋼のオ−ステナイト結晶粒度番号の６〜８番に相当する範囲で、初析セメンタイトの生成量が体積率で　０．２％以下であり、かつパ−ライト組織中におけるセメンタイトの平均厚さが２０ｎｍ以下、そのセメンタイト中に含まれるＣｒ濃度が　１．５重量％以下である鋼線材を安定して得られることが分かる。
【００７１】
また、表２及び表３に示される結果からは、化学組成，パ−ライトブロックの大きさ，初析セメンタイトの生成量，パ−ライト組織中におけるセメンタイトの平均厚さ，パ−ライト組織におけるセメンタイト中のＣｒ濃度が本発明の規定要件を満たす鋼線材は、線径　５．５ｍｍから線径　１．５ｍｍまで伸線しても断線が生ぜず、良好な伸線加工性を有していることが分かる。
【００７２】
一方、鋼線材の製造条件が本発明の規定要件を満たしていない場合には本発明の規定要件を満たす鋼線材を安定して製造することが難しく、また化学組成，パ−ライトブロックの大きさ，初析セメンタイトの生成量，パ−ライト組織中におけるセメンタイトの平均厚さ，パ−ライト組織におけるセメンタイト中のＣｒ濃度が本発明の規定要件を満たさない鋼線材では線径　１．５ｍｍまで伸線するときに１回以上破断し、伸線加工性が悪いことも、表２及び表３に示される結果から明らかである。
【００７３】
なお、表２及び表３に示された本発明例に係る各線材を前記条件で乾式伸線加工したもの（線径　１．５ｍｍ）について、常法通りに最終熱処理（パテンティング処理）と銅メッキを施し、更に常法通りの湿式伸線加工を施して線径０．２０ｍｍの極細鋼線を製造したが、何れの場合も断線等の作業トラブルを生じることがなく、スチ−ルコ−ド用として十分に満足できる引張強さ４２００〜４８００ＭＰａの細径高強度鋼線が安定して得られることを確認した。
【００７４】
【発明の効果】
以上に説明した如く、本発明によれば、強度が高くかつ優れた冷間加工性（伸線加工性等）を有した鋼線材を安定提供することができる上、この鋼線材を用いることによってスチ−ルコ−ド用やソ−イングワイヤ用等として好適な細径高強度鋼線を高い生産性の下で歩留り良く廉価に製造することも可能になるなど、産業上極めて有用な効果がもたらされる。
【図面の簡単な説明】
【図１】鋼破線材における初析セメンタイトの生成量が４段階の等級（０級，１級，２級及び３級）に区分された標準組織写真図である。
【図２】鋼線材における初析セメンタイトの生成量と伸線加工中の断線回数との関係を示した図である。
【図３】パ−ライトブロックの大きさが各種の鋼線材について、冷却速度と初析セメンタイト生成量の前記等級についての関係を示した図である。
【図４】“伸線加工で生じる断線の有無”に及ぼす“パ−ライト組織中のセメンタイト厚さ”と“セメンタイト中のＣｒ濃度”の影響を整理して示した図である。
【図５】パ−ライトブロックの粒度番号に与えるビレット加熱温度と圧延仕上げ温度の影響を示した図である。
【図６】鋼線材の急冷開始温度と初析セメンタイト生成量との関係を示す図である。
【図７】初析セメンタイトの生成量（初析セメンタイト生成量の等級）に及ぼす圧延仕上げ温度から７００℃までの冷却速度（平均冷却速度）とパ−ライトブロック粒度番号の影響を示した図である。
【図８】７００〜５５０℃間の冷却速度（平均冷却速度）とパ−ライト中のセメンタイト厚さとの関係を示した図である。
【図９】７００〜５５０℃間の冷却速度（平均冷却速度）とパ−ライト組織におけるセメンタイト中のＣｒ濃度との関係を示した図である。[0001]
TECHNICAL FIELD OF THE INVENTION
The present invention relates to a steel wire material suitable as a material for producing a small-diameter high-strength steel wire such as a steel cord or a sawing wire used as a reinforcing material for a radial tire of an automobile, various industrial belts or a hose. The present invention also relates to a method for producing the same, and a method for producing a small-diameter high-strength steel wire.
[0002]
[Prior art]
Small diameter high-strength steel wires used as steel cords or sawing wires used as reinforcing materials for automobile radial tires, various belts and hoses are generally adjusted and cooled after hot rolling. After performing a primary drawing process on a steel wire having a diameter (diameter) of 5 to 6 mm (hereinafter, the “steel wire” is simply referred to as a “wire”) to a wire diameter of 3 to 4 mm, and then performing a patenting process It is manufactured through a process of reducing the wire diameter to 1 to 2 mm by secondary drawing, further applying a final patenting process and brass plating, and then performing a final wet drawing process to reduce the wire diameter to 0.15 to 0.40 mm. ing.
Then, a plurality of the thin high-strength steel wires (ultrafine steel wires) manufactured in this manner are twisted by, for example, twisting to form a “twisted steel wire”, which is a steel code.
[0003]
By the way, in the production of the above-mentioned small diameter high strength steel wire, if breakage occurs in the step of processing the steel wire into a steel wire, productivity and yield will be greatly reduced, Is strongly required that "the wire not be broken during wire drawing or twisting".
[0004]
Further, in the case of producing steel cord, many intermediate heat treatment steps are required to convert a hot-rolled wire having a wire diameter of 5 to 6 mm into a steel wire having a wire diameter of 1 to 2 mm. Has led to a rise. For this reason, there is an increasing demand from the industry to simplify the manufacturing process without deteriorating the performance of the final product.
[0005]
Therefore, the intermediate heat treatment is omitted for carbon steel wire rods having a C content of less than 0.90% (hereinafter, “%” representing the component ratio is referred to as “weight%”) that does not contain alloy elements such as Cr. A technique for directly drawing a wire from 5.5 mm to 1.5 mm in diameter has been developed. The true strain amount in this wire drawing technique is 2.60.
The true strain (ε) is the diameter of the wire (d ₀ ) And the diameter (d) after wire drawing is represented by the following equation.
ε = 2log e (d ₀ / D)
[0006]
On the other hand, in recent years, there has been an increasing tendency to reduce the weight of steel cords and the like for various purposes. For this reason, higher strength is required for the various products (steel cords or sawing wires used as reinforcing materials for radial tires, various belts, hoses, etc.). Therefore, carbon steel wire rods that do not contain the above-mentioned alloying elements such as Cr and have a content of less than 0.90% cannot meet this requirement.
[0007]
Under such circumstances, the C content is increased, and alloying elements such as Cr are also added to ensure high strength in the steel wire, and furthermore, to the drawability such that the intermediate heat treatment described above can be omitted. An excellent steel wire has been strongly desired.
[0008]
In order to respond to the above demand, the production of proeutectoid cementite is suppressed, and the microstructure is controlled by adjusting the chemical composition and devising the hot rolling conditions including the cooling rate after rolling to draw steel wire rods. A method to enhance the performance has been proposed.
[0009]
For example, Japanese Patent No. 2544867 discloses that "C: 0.90 to 1.10%, Si: 0.15 to 0.50%, Mn: 0.30 to 0.60%, In addition, after wire rod rolling, the steel further containing Cr: 0.10 to 0.50% is wound in a specific temperature range, and the cooling rate from the winding temperature to 550 ° C. is controlled to “produce eutectoid cementite. The present invention proposes a method for producing a hypereutectoid steel wire which can be subjected to high area reduction wire drawing in a hot-rolled state comprising a "fine pearlite structure not containing". I have.
However, it is difficult to stably prevent the formation of proeutectoid cementite and martensite under the production conditions of the hypereutectoid steel wire according to the proposed invention, and as a means for stably producing a steel wire having excellent drawability. Was not satisfactory.
[0010]
According to Japanese Patent No. 3221943, "C: 0.80 to 1.10%, Si: 0.10 to 1.00%, Mn: 0.10 to 0.60%, Cr: 0.10%" Hot rolling of a steel containing を 0.60%, followed by cooling at a specific cooling rate to obtain a complete pearlite structure with a lamella spacing of 0.08 to 0.12 μm. The present invention relates to a method for producing a low-alloy steel wire rod for high-strength ultrafine wires having excellent properties.
However, it is difficult to stably prevent the formation of pro-eutectoid cementite and martensite even by the method according to the proposed invention, and it is unsatisfactory as a stable means for producing a steel wire having excellent drawability. .
[0011]
[Problems to be solved by the invention]
In view of the above, an object of the present invention is to provide a steel material having a C content of 0.90% or more, which is suitable as a material for producing high-strength steel cords and sawing wires, such as Cr and the like. Steel wire rod that includes a strengthened alloy element and also has excellent cold workability (drawing workability, etc.), and at the same time, using it as a material for high yield and good yield. Another object of the present invention is to provide a method for producing a small-diameter high-strength steel wire applicable to steel cord, sawing wire and the like.
[0012]
[Means for Solving the Problems]
In order to achieve the above-mentioned object, the present inventors firstly set the chemical composition, microstructure, and mechanical properties of a steel wire rod to cold workability such as drawability (hereinafter, simply referred to as “drawability”). After repeated investigations and studies on the effects on, the results were analyzed and examined in detail, and the following findings were obtained.
[0013]
a) As is conventionally known, hard and brittle cementite tends to be a starting point of disconnection in the process of producing steel wire rods, so that when proeutectoid cementite is formed in the cooling process of hypereutectoid steel (pro-eutectoid cementite becomes crystal grains). Although the drawability (produced along the boundaries) is greatly reduced, not only the "cooling rate" but also the "old austenite grain size" greatly affect the formation of this proeutectoid cementite. In other words, the larger the prior austenite particle size, the lower the "critical cooling rate at which proeutectoid cementite is formed", and the more difficult it is to form proeutectoid cementite.
Although it is difficult to directly measure the austenite grain size from the hot-rolled steel wire rod, the pearlite block diameter has a strong correlation with the austenite grain size. Can be substituted with the old austenite grain size.
[0014]
b) In the hypereutectoid steel, it is known that the temperature range in which pro-eutectoid cementite is formed from austenite is lower than the Acm temperature. The rate of formation of isotope is high. Therefore, by increasing the cooling rate in this temperature range, the formation of proeutectoid cementite can be effectively suppressed.
[0015]
c) Although it is known that cementite has a very small deformability alone, it can be considerably deformed in pearlite. However, when the thickness of cementite in pearlite exceeds a certain value, the deformability decreases significantly, The wire drawing workability decreases.
[0016]
d) Cr, which is effective as a strengthening element, is an element that is more easily concentrated in cementite than ferrite, and is known to have an effect of changing the properties of cementite. However, the concentration of Cr in cementite is determined by wire drawing. This greatly affects the drawability, and when the concentration of Cr in the cementite in pearlite increases, the drawability decreases.
[0017]
e) That is, using a Cr-containing steel whose composition is adjusted so that the C content does not become excessively large in consideration of the amount of pro-eutectoid cementite produced, and when hot-rolling the steel, the heating temperature and the rolling temperature are adjusted. By controlling the size, the size of the prior austenite grains (size of the pearlite block) is adjusted to be within a specific range, and 800-700 from completion of hot rolling to 700 ° C. The temperature range where the temperature of ℃ is covered is rapidly cooled to minimize the amount of pro-eutectoid cementite produced, and then “thickness of cementite in pearlite structure” and “Cr in cementite in pearlite” When cooling is performed at a specific cooling rate range in which the pearlite transformation proceeds sufficiently while the "concentration" is suppressed, the size of the pearlite block, the amount of proeutectoid cementite produced, and the cement in the pearlite structure are reduced. It is possible to obtain a steel wire in which the thickness of the tightness and the Cr concentration in the cementite in the pearlite structure are each adjusted within a specific range, and such a steel wire can be used for a steel cord or a sawing wire. It has been found that they exhibit excellent cold workability (drawing workability, etc.) suitable for production of small diameter high strength steel wires such as.
[0018]
f) When the above-mentioned steel wire is used as a material for manufacturing a small-diameter high-strength steel wire, it is subjected to ordinary cold working without performing intermediate heat treatment, and then to ordinary final heat treatment, plating treatment, and wire drawing. It was also confirmed that a thin-diameter, high-strength steel wire applicable to steel cords, sawing wires and the like can be obtained at low cost with high productivity and high yield simply by performing the processing in this order.
[0019]
The present invention has been completed on the basis of the above findings and the like, and includes a steel wire, a method for producing the same, and a small-diameter high-strength steel wire using the steel wire described in the following items (1) to (3). It is intended to provide a manufacturing method.
{Circle around (1)} C: 0.90 to 1.10%,
Si: 0.1 to 1.0%,
Mn: 0.1 to 1.0%,
Cr: 0.2 to 0.6%,
Co: 0 to 2.0%,
B: 0 to 0.005%
And the balance consists of Fe and unavoidable impurities, and Al, Ti, N, P, S and O in the impurities are respectively
Al: 0.002% or less,
Ti: 0.002% or less,
N: 0.005% or less,
P: 0.012% or less,
S: 0.01% or less,
O: 0.0020% or less
Wherein the size of the pearlite block is in the range corresponding to the austenitic grain size number 6 to 8 of the steel, the amount of proeutectoid cementite is 0.2% or less by volume, and A steel wire rod characterized in that the average thickness of cementite in a pearlite structure is 20 nm or less, and the concentration of Cr contained in the cementite is 1.5% by weight or less.
(2) C: 0.90 to 1.10%,
Si: 0.1 to 1.0%,
Mn: 0.1 to 1.0%,
Cr: 0.2 to 0.6%,
Co: 0 to 2.0%,
B: 0 to 0.005%
And the balance consists of Fe and unavoidable impurities, and Al, Ti, N, P, S and O in the impurities are respectively
Al: 0.002% or less,
Ti: 0.002% or less,
N: 0.005% or less,
P: 0.012% or less,
S: 0.01% or less,
O: 0.0020% or less
For steel that is
Billet heating temperature (X): 1000-1250 ° C,
Finish rolling temperature (Y): 1000-800 ° C
And
1160-0.30X <Y <1300-0.30X
After the hot wire rolling is performed under the conditions satisfying the following conditions, cooling is performed at an average cooling rate of 15 ° C./second or more from finishing the rolling to 700 ° C., and then 5 ° C./700° C./sec. A method for producing a steel wire, comprising cooling at an average cooling rate of at least 15 seconds per second.
(3) The steel wire according to (1) is subjected to cold working without intermediate heat treatment, and then subjected to final heat treatment, plating treatment, and wire drawing in this order, characterized by a small diameter and high strength. Steel wire manufacturing method.
[0020]
BEST MODE FOR CARRYING OUT THE INVENTION
Hereinafter, the chemical composition and metal structure of the steel wire according to the present invention, the manufacturing conditions of the steel wire, and the manufacturing conditions of the small-diameter high-strength steel wire will be described in more detail.
[0021]
[A] Chemical component
C: C is a component effective for increasing the tensile strength of the steel material. However, if the content is less than 0.90%, it is difficult to stably impart high strength, for example, 4000 MPa in tensile strength to the final product. Further, it is effective to increase the C content in order to stably obtain a high-strength final product, and it is desirable to make the C content 1.00% or more in order to obtain 4500 MPa or more. On the other hand, if the C content is too large, the steel material is hardened, and the wire drawing workability is reduced. In particular, if the C content exceeds 1.10%, the formation of proeutectoid cementite (ie, cementite precipitated along the prior austenite grain boundaries) can be suppressed even if the pearlite block diameter described later is controlled. It is necessary to make the cooling rate after finish rolling extremely high, which makes it difficult to produce the product industrially stably. Therefore, the C content was determined to be 0.90 to 1.10%.
[0022]
Si: Si is also a component effective for increasing the strength of the steel material, and is also a necessary component as a deoxidizing agent. However, if the content of Si is less than 0.1%, the effect of adding Si is not sufficient, while if the content exceeds 1.0%, the critical degree of work in wire drawing decreases. Therefore, the content of Si is set to 0.1 to 1.0%.
However, since Si is an element that also affects the hardenability of steel and the formation of proeutectoid cementite, the Si content is 0.2 to 0.2 from the viewpoint of stably securing a desired microstructure in the steel wire. It is desirable to adjust to 5%.
[0023]
Mn: Mn is a component having the effect of fixing S in steel as MnS and preventing hot brittleness, in addition to the effect of increasing the strength of the steel material. However, if the Mn content is less than 0.1%, the effect of the above-mentioned action is not sufficient. On the other hand, Mn is an element that is easily segregated. If it is contained in an amount exceeding 1.0%, segregation occurs particularly in the central portion of the wire, and martensite and bainite are generated in the segregated portion, so that wire drawing workability is reduced. Would. Therefore, the Mn content is determined to be 0.1 to 1.0%.
Since Mn is also an element that affects the hardenability of steel and the formation of proeutectoid cementite, the Mn content is set to 0.2 to 0.1 from the viewpoint of stably securing a desired microstructure in the steel wire. It is desirable to adjust to 5%.
[0024]
Cr: The Cr component has the effect of reducing the lamella spacing of pearlite and increasing the strength of the final product. In order to stably obtain 4000 MPa or more in tensile strength of the final product, a Cr content of 0.2% or more is required. However, if the Cr content exceeds 0.6%, it becomes difficult to stably reduce the Cr concentration in the cementite in the pearlite structure to 1.5% or less, and the drawability may be reduced. . Therefore, the Cr content was determined to be 0.2 to 0.6%.
[0025]
Co: Co is an element mixed as an impurity, but is a component that is added as necessary in the present invention. That is, since the Co component has the effect of refining pearlite and increasing the strength of the final product, it can be included when the strength of the final product is more important. It is desirable that the content be 0.2% or more. However, even if Co is contained in excess of 2.0%, the above effect is saturated and the cost is increased. Therefore, the Co content was determined to be 0 (no addition) to 2.0%.
[0026]
B: B is an element mixed as an impurity, but in the present invention, is a component added as necessary. That is, the B component combines with N dissolved in steel to form BN to reduce solid solution N to improve wire drawing workability and to generate longitudinal cracks in a twist test after final drawing. Has the effect of suppressing To ensure these effects, the B content is desirably 0.0003% or more. However, when B is contained in excess of 0.005%, coarse BN is generated, which causes a decrease in drawability. Therefore, the B content was determined to be 0 (no addition) to 0.005%.
[0027]
In the present invention, the contents of impurities Al, Ti, N, P, S, and O are further regulated as follows.
Al is Al ₂ O ₃ Is an element that forms an oxide-based inclusion mainly composed of and reduces the wire drawing workability. In particular, when the Al content exceeds 0.002%, the oxide-based inclusions are coarsened, and the wire is frequently broken during wire drawing, and the wire drawing workability is significantly reduced. Therefore, the Al content is restricted to 0.002% or less.
[0028]
Ti combines with N to form TiN. When this TiN is coarse, it becomes a starting point of the wire breakage during wire drawing, so that wire drawing workability is reduced. In particular, when the Ti content exceeds 0.002%, the wire drawing workability is significantly reduced. Accordingly, the content of Ti is restricted to 0.002% or less.
[0029]
N is an element that adheres to dislocations during cold drawing and increases the strength of the steel wire, but decreases the drawability. In particular, when the N content exceeds 0.005%, the wire drawing workability significantly decreases. Therefore, it was decided to limit the N content to 0.005% or less.
[0030]
P is an element that segregates at the grain boundary and reduces wire drawing workability. In particular, when the P content exceeds 0.012%, the wire drawing workability significantly decreases. Therefore, the P content is restricted to 0.012% or less.
S is also an element that lowers the drawability. When the S content exceeds 0.01% in particular, the wire drawing workability deteriorates remarkably. Therefore, the S content is restricted to 0.01% or less.
[0031]
O is an element that forms oxide-based inclusions and reduces wire drawing workability. In particular, when the O content exceeds 0.002%, the oxide-based inclusions become coarse, so that the wire drawing workability is significantly reduced, and wire breakage frequently occurs during wire drawing. Therefore, the O content was restricted to 0.002% or less.
[0032]
[B] "Amount of proeutectoid cementite" and "size of perlite block"
[Amount of proeutectoid cementite]
If the amount of proeutectoid cementite exceeds 0.2% by volume, the desired drawability of the steel wire cannot be secured even if other requirements are satisfied, and breakage during wire drawing may occur. It happens frequently. Therefore, the amount of pro-eutectoid cementite in the steel wire rod is limited to 0.2% or less by volume.
[0033]
By the way, a large amount of labor is required to quantitatively measure the amount of proeutectoid cementite in a steel wire. Therefore, it is difficult to industrially employ quantitative measurement of the amount of proeutectoid cementite produced in a steel wire.
Thus, in practice, a standard structure photograph in which the amount of pro-eutectoid cementite produced is graded into, for example, four steps is prepared, and the metallographic structure of the steel wire is compared with this standard structure photograph to determine the amount of pro-eutectoid cementite produced. It is better to use an evaluation method.
[0034]
For example, FIG. 1 is a standard structure photograph in which the amount of proeutectoid cementite produced is classified into four grades (grade 0, grade 1, grade 2 and grade 3). Is in the following range.
Grade 0: The volume fraction of proeutectoid cementite is 0.05% or less,
Primary: Volume fraction of proeutectoid cementite is 0.2% or less,
Grade 2: The volume fraction of pro-eutectoid cementite is 0.4% or less,
Grade 3: The volume fraction of proeutectoid cementite exceeds 0.4%.
Here, the volume fraction of proeutectoid cementite in the standard structure shown in FIG. 1 was measured by the following method.
That is, first, the cross section of the steel wire rod is mirror-polished, then it is corroded by nitral, and a photograph is taken at an arbitrary position using a scanning electron microscope (SEM) at a magnification of 5000 at 15 positions. Next, the area ratio of proeutectoid cementite is determined by ordinary image analysis using the photograph. Since this area ratio is the same as the volume ratio, the value of the area ratio is defined as the volume ratio.
By comparing the standard structure photograph with the metal structure of the steel wire, the amount of pro-eutectoid cementite produced in the steel wire can be quickly evaluated (the corrosive solution for observation of pro-eutectoid cementite is alkaline picric acid soda). Is appropriate).
[0035]
FIG. 2 shows the relationship between the amount of pro-eutectoid cementite produced in the steel wire and the number of disconnections during wire drawing (this relationship is shown in Table 2 in Examples described later). And Table 3 "Derived from the results of investigation on steel wire rods satisfying conditions other than the amount of proeutectoid cementite that satisfy the specified range of the present invention").
As apparent from FIG. 2, when the amount of pro-eutectoid cementite exceeds the above-mentioned first class (the volume fraction of pro-eutectoid cementite is 0.2% or less), it is excellent even if other requirements are satisfied. Wire drawing workability cannot be secured.
[0036]
[Size of perlite block]
When the size of the pearlite block is smaller than the size corresponding to No. 8 of the austenite grain size number (specified in JIS G 0551) of the steel, the amount of produced proeutectoid cementite is industrially reduced within a predetermined range. It is difficult to stably suppress the inside of the steel wire, and the wire drawing workability of the steel wire is reduced. On the other hand, when the size of the pearlite block exceeds the size corresponding to the austenite grain size number 6 of steel, the ductility of the steel wire decreases, and from this point, the wire drawing workability decreases. Therefore, it was stipulated that the size of the pearlite block should be adjusted to a range corresponding to the austenitic crystal grain size number 6 to 8 of the steel.
[0037]
FIG. 3 shows the cooling rate and the amount of proeutectoid cementite of the above grades of various types of steel wire rods having various sizes of pearlite blocks (steel wire rods of various particle diameter numbers based on the austenite grain size number of steel). It is a figure showing a relation.
Note that the relationship shown in FIG. 3 is obtained as follows. That is, a test piece having a diameter of 3 mm and a length of 10 mm from the center of the cross section of “hot-rolled material having a wire diameter of 5.5 mm” made of “steel C” shown in Table 1 in Examples described later. And austenitized by changing the temperature and the holding time by high frequency heating in a vacuum atmosphere, and then using nitrogen gas or helium gas to 200 ° C. to an average cooling rate of 50 to 5 ° C./sec. The size of the pearlite block (grain number based on the austenite grain size number of steel: hereinafter referred to as "grain number of pearlite block") and the amount of proeutectoid cementite And the data obtained by observing the above were arranged. Here, a modified curling solution was used as a corrosive liquid for observation of the pearlite block, and alkaline soda picrate was used as a corrosive liquid for observation of proeutectoid cementite.
[0038]
FIG. 3 also shows that the amount of proeutectoid cementite produced is greatly affected not only by the cooling rate but also by the size of the pearlite block.
By the way, industrially, the higher the cooling rate, the more difficult it is to control the stable cooling rate. For a hot-rolled wire having a general diameter of 5.5 mm, even if air-cooling and water-cooling are combined, 40 ° C. / It is extremely difficult to stably control the cooling rate to more than a second. However, from FIG. 3, it can be seen from FIG. 3 that if the particle size number of the pearlite block is 8 or less, even if the cooling rate is 40 ° C./sec or less, the amount of proeutectoid cementite produced is not more than 1 class (0.2% by volume). % Or less).
[0039]
On the other hand, when the size of the pearlite block is increased, the ductility decreases, and as described above, the drawability decreases due to the decrease in the ductility. For example, as shown in Tables 2 and 3 in Examples described later, if the particle size number of the pearlite block is less than 6, excellent drawability is ensured even if other requirements are satisfied. You can't do that.
[0040]
[C] “Average thickness of cementite in pearlite structure” and “average thickness of pearlite structure”
Cr concentration in cementite "
It is known that cementite has a very small deformability by itself, but can be considerably deformed when present in a pearlite structure. However, even if the cementite in the pearlite structure has an average thickness exceeding 20 nm, the deformability is remarkably reduced, and the drawability of the steel wire is remarkably deteriorated.
It is known that Cr, which is effective as a strengthening element, is an element that is more likely to be concentrated in cementite than ferrite. However, since Cr in cementite stabilizes cementite or increases its hardness, its concentration increases. It greatly affects wire workability, and when the Cr concentration in cementite in the pearlite structure exceeds 1.5%, the wire drawability of the steel wire rod is remarkably deteriorated.
Therefore, in order to ensure excellent drawability, the average thickness of cementite in the pearlite structure is set to 20 nm or less, and the concentration of Cr contained in the cementite in the pearlite structure is set to 1.5% or less. Need to adjust.
[0041]
FIG. 4 is a diagram showing the effects of the “thickness of cementite in pearlite structure” and the “Cr concentration in cementite” on the presence or absence of breakage caused by wire drawing.
The relationship shown in FIG. 4 is shown in Tables 2 and 3 in the examples described below, which are as follows: “Chemical composition, particle size number of perlite block, and amount of proeutectoid cementite satisfy the specified range of the present invention. It was derived based on the results of a survey on steel wires.
[0042]
The thickness of the cementite in the pearlite structure was determined by the following equation from the conventionally known specific gravity of cementite, assuming that all the C elements in steel were in cementite.
Cementite thickness = perlite lamella spacing x 0.16 x C content (%)
Here, the pearlite lamella spacing in the above formula is measured by polishing the cross section of a steel wire to a mirror surface and then observing the corrosion of the steel wire with a nitral using a scanning electron microscope (SEM). did. More specifically, each test material was observed at 10 arbitrary visual fields at a magnification of 5000 times, and 5 cutting lines were drawn on the photographs of the 10 visual fields. The lamella spacing was determined.
Lamellar spacing = average section length / 2
[0043]
The concentration of Cr contained in cementite in the pearlite structure was determined by ordinary solution analysis after separating cementite by electrolytic extraction according to a conventional method.
[0044]
As is clear from FIG. 4, excellent drawability is given to steel wire only when the thickness of cementite is 20 nm or less and the Cr concentration in cementite is 1.5% or less. I understand.
[0045]
Note that the lower limit of the average thickness of cementite in the pearlite structure is not particularly specified. However, when the lamella spacing is reduced, the strength of the steel wire is increased, the die life is reduced, and productivity is reduced. The thickness is preferably adjusted to 13 nm or more. The lower limit of the Cr concentration in the cementite is not particularly specified, but is preferably higher than the average content of the Cr element.
[0046]
[D] Steel wire production conditions
As described above, in order to ensure excellent drawability of the steel wire rod, it is necessary to control the particle size number of the pearlite block to 6 to 8; In order to control the austenite grain size (former austenite grain size), it is necessary to control the heating temperature and the working temperature during hot working.
In hot wire rolling, control of the billet heating temperature and rolling temperature leads to adjustment of the particle size number of the pearlite block.
In order to control the particle size number of the pearlite block to the number 6 to 8, the billet heating temperature (X) and the finish rolling temperature (Y) must be adjusted.
1160-0.30X <Y <1300-0.30X
It is necessary to perform hot wire rolling under conditions that satisfy the following relationship.
[0047]
FIG. 5 is a diagram showing the effects of the billet heating temperature and the rolling finishing temperature on the particle size number of the pearlite block, and based on the results shown in Tables 2 and 3 in Examples described later. The "billet heating temperature" and the "finish rolling temperature (temperature when entering the finishing mill)" are arranged on the horizontal axis and the vertical axis, respectively.
It can be seen from FIG. 5 that the billet heating temperature (X) and the finish rolling temperature (Y) are the same.
1160-0.30X <Y <1300-0.30X
It can be seen that when the following relationship is satisfied, the granularity numbers of the parity blocks are 6 to 8.
[0048]
By the way, if the heating temperature of the billet exceeds 1250 ° C., the decarburization and the scale generation proceed rapidly, and the heating furnace becomes severely damaged. On the other hand, if the heating temperature of the billet falls below 1000 ° C., the rolling mill Therefore, the upper limit of the billet heating temperature was set to 1250 ° C. and the lower limit of the billet heating temperature was set to 1000 ° C.
[0049]
Also, even if the finish rolling temperature is higher than 1000 ° C, decarburization and scale generation progress rapidly, while if the finish rolling temperature is lower than 800 ° C, the load on the finish rolling mill increases and surface flaws increase. Therefore, the upper limit of the finish rolling temperature was set to 1000 ° C., and the lower limit of the finish rolling temperature was set to 800 ° C.
Note that the finish rolling temperature is a temperature at which the steel material enters the finish rolling mill.
[0050]
After the rolling finish, cooling is performed at an average cooling rate of 15 ° C./sec or more in the temperature section up to 700 ° C., and subsequently in the temperature section of 700 to 550 ° C., the average cooling rate is 5 ° C./sec or more and less than 15 ° C./sec. Cool at a speed.
This is because the temperature range in which proeutectoid cementite mainly forms is a temperature range from the finishing temperature of hot wire rolling to 700 ° C., and the pearlite transformation proceeds even at a cooling rate of less than 700 ° C. in a normal range. Therefore, in the temperature range from the rolling finish to 700 ° C., it is necessary to rapidly cool at an average cooling rate of 15 ° C./sec or more to suppress the formation of proeutectoid cementite. That is, if the average cooling rate from the rolling finish to 700 ° C. is 15 ° C./second or more, the amount of proeutectoid cementite can be reduced to the above-mentioned first class (0.2% or less by volume). .
Although the upper limit of the cooling rate from the finish rolling to 700 ° C. is not particularly specified, it can be said that a stable mass production system can be easily maintained if the average cooling rate is 40 ° C./sec or less.
[0051]
On the other hand, in the subsequent temperature range of 700 to 550 ° C., if the average cooling rate is 15 ° C./sec or more, pearlite transformation does not end during cooling, martensite is generated, and wire drawing workability is greatly reduced. I do.
On the other hand, if the average cooling rate in this temperature section is too slow, the thickness of cementite in the pearlite structure is increased, and the Cr concentration in cementite is also increased, resulting in deterioration of wire drawing workability. It is necessary to cool at an average cooling rate of 5 ° C./sec or more and less than 15 ° C./sec in the temperature section of the above.
[0052]
FIG. 6 is a diagram showing the relationship between the quenching start temperature of the steel wire and the amount of proeutectoid cementite produced.
That is, FIG. 6 shows a test piece having a diameter of 3 mm and a length of 10 mm taken from the center of the cross section of a hot-rolled material having a wire diameter of 5.5 mm made of steel C in Table 1 of Examples described later. Is austenitized by high frequency heating in a vacuum atmosphere, and then cooled at a rate of 10 ° C./sec to 900 ° C., 850 ° C., 800 ° C., 750 ° C., 700 ° C., 650 ° C., 600 ° C., 550 ° C. Thereafter, the relative amount of proeutectoid cementite produced in the sample cooled to 200 ° C. at an average cooling rate of 200 ° C./sec (relative value when 1.0 was calculated when cooled to 550 ° C. at 10 ° C./sec) Is shown. Here, the amount of pro-eutectoid cementite was measured by observing it with a scanning electron microscope (SEM). Since it is considered that almost no pro-eutectoid cementite was formed during cooling at 200 ° C./sec, the amount of pro-eutectoid cementite was not measured. The production amount of precipitated cementite can be measured.
From FIG. 6, it can be seen that the temperature range in which proeutectoid cementite mainly forms is 800 to 700 ° C. (that is, the temperature range from finish rolling to 700 ° C.).
[0053]
FIG. 7 shows the effects of the cooling rate (average cooling rate) from the rolling finish temperature to 700 ° C. and the pearlite block particle number on the amount of proeutectoid cementite (the above-described grade of proeutectoid cementite generation). FIG. 3 is a diagram showing the results arranged in Tables 2 and 3 in Examples described later.
From FIG. 7, it can be seen that if the particle size number of the pearlite packet is 8 or less and the cooling rate from the rolling finishing temperature to 700 ° C. is 15 ° C./sec or more, the production amount of proeutectoid cementite is first class. It can be seen that it can be suppressed to below (by volume ratio 0.2% or less).
[0054]
FIG. 8 is a graph showing the relationship between the cooling rate (average cooling rate) between 700 ° C. and 550 ° C. and the thickness of cementite in pearlite, and is shown in Tables 2 and 3 of Examples described later. The results are arranged on the basis of the results in which the chemical composition, billet heating temperature, and finish rolling temperature satisfy the specified values of the present invention.
It can be seen from FIG. 8 that if the average cooling rate at 700 to 550 ° C. is 3 ° C./sec or more, the cementite thickness in the pearlite becomes 20 nm or less.
[0055]
FIG. 9 is a diagram showing the relationship between the cooling rate between 700 and 550 ° C. (average cooling rate) and the Cr concentration in the cementite in the pearlite structure. The results are summarized based on the results shown in Table 3 in which the chemical composition, billet heating temperature, and finish rolling temperature satisfy the specified values of the present invention.
From FIG. 9, it can be seen that if the average cooling rate at 700 to 550 ° C. is 5 ° C./sec or more, the Cr concentration in cementite is always 1.5% or less.
[0056]
[E] Manufacturing conditions for small diameter high strength steel wire
In the method for producing a small-diameter high-strength steel wire for steel cord or sawing wire according to the present invention, the steel wire of the present invention described above is subjected to cold working without performing an intermediate heat treatment, Next, a final heat treatment (patenting treatment), a plating treatment (brass plating, copper plating, nickel plating, etc.) and a wire drawing (wet wire drawing) are performed in this order to obtain a small-diameter high-strength steel wire.
Here, the cold working, the final heat treatment, the plating treatment, and the subsequent wire drawing may be those normally performed in the production of small diameter high strength steel wires.
[0057]
That is, first, wire drawing using a hole die, wire drawing using a roller die, so-called “2 roll rolling mill”, “3 roll rolling mill” or “4 roll Cold rolling using a “roll mill” is performed to reduce the wire diameter.
Assuming that the cold working amount is at least 2.6 in true strain, for example, a 5.5 mm diameter wire rod that is currently commonly used as a steel wire for steel cord or a steel wire for sawing wire is used. Since it can be processed into a steel wire having a diameter of 1.5 mm, the intermediate heat treatment step can be omitted.
Further, when the cold working amount becomes 3.0 in true strain, a commonly used wire rod having a diameter of 5.5 mm can be directly processed into a 1.2 mm steel wire, so that the true strain is 3.0 or more. Is preferred.
[0058]
The final heat treatment (patenting treatment) and plating treatments such as brass plating, copper plating, and nickel plating are intended to reduce the drawing resistance in the subsequent wet drawing process and to improve the adhesion to rubber. It goes without saying that it is implemented as
The small-diameter high-strength steel wire thus obtained is thereafter processed into a predetermined final product. For example, a steel cord is formed by twisting a plurality of extra-fine steel wires by twisting to form a twisted steel wire.
[0059]
Next, the present invention will be described more specifically with reference to examples.
【Example】
First, steels A to M having the chemical compositions shown in Table 1 were melted. Here, 70 tons of steel C was melted in a converter, and the remaining steel was melted in a 3 ton electric furnace.
[0060]
[Table 1]

[0061]
Then, these steels were hot forged by a usual method to form billets of 140 mm square, and further subjected to hot wire rolling under the conditions shown in Tables 2 and 3 to produce steel wires having a wire diameter of 5.5 mm.
[0062]
After the cross section (that is, the cut surface perpendicular to the length direction) of each of the thus obtained steel wire rods is mirror-polished, the amount of pro-eutectoid cementite produced, the size of the pearlite block, -The thickness of the cementite in the lite structure and the Cr concentration in the cementite in the pearlite structure were investigated.
[0063]
A sample corroded with alkaline soda picrate was used for observation of proeutectoid cementite, and a sample corroded with a modified curling solution was used for observation of a pearlite block.
Then, the proeutectoid cementite was observed in four visual fields at a magnification of 500 times, and a comparison was made between the “photograph in which the amount of generated proeutectoid cementite was the largest” and the “photograph of the standard structure shown in FIG. 1”. (The grades of the amount of proeutectoid cementite were classified into the above-mentioned four grades of 0 grade, 1 grade, 2 grade and 3 grade).
Regarding the size of the pearlite block, two visual fields were observed at a magnification of 100 times, and the particle size number of the pearlite block was determined based on the austenitic crystal grain size number of steel specified in JIS G 0551.
[0064]
The thickness of cementite in the pearlite structure was determined by the following method.
First, the cross section of each steel wire rod obtained by hot rolling was mirror-polished, and after this polished surface was corroded with nitrite, the magnification was 5000 times using a scanning electron microscope (SEM). Arbitrary locations were observed in 10 visual fields. Next, five cutting lines were drawn on each of the photographs in the ten visual fields, and the pearlite lamella spacing was determined by the intercept method as shown in the following equation.
Lamellar spacing = average section length / 2
Then, the thickness of cementite in the pearlite structure was determined from the lamella spacing thus obtained by the following equation.
Cementite thickness = perlite lamella spacing x 0.16 x C content (%)
[0065]
The concentration of Cr contained in cementite in the pearlite structure was determined by ordinary solution analysis after separating cementite by electrolytic extraction in a usual manner.
[0066]
Next, each of the steel wires obtained by performing hot wire rolling is pickled without performing an intermediate heat treatment and subjected to a phosphate coating treatment, and then 100 kg of each wire is reduced in each die. Wire drawing (dry drawing) was performed to a diameter of 1.5 mm using a pass schedule having an average area ratio of 20%.
At this time, when the wire was not broken even once even when the wire was drawn to a diameter of 1.5 mm, it was evaluated as "good wire drawing workability". When the wire was broken six times, the wire drawing operation of the test material was stopped.
Incidentally, when the wire is drawn from 5.5 mm in diameter to 1.5 mm in diameter, the true strain is 2.6.
[0067]
Tables 2 and 3 collectively show hot wire rolling conditions, observation results of the microstructure of the obtained steel wire, and results of investigations of wire drawing workability and tensile strength.
[0068]
[Table 2]

[0069]
[Table 3]

[0070]
As is evident from the results shown in Tables 2 and 3, when the production conditions of the steel wire satisfy the specified requirements of the present invention, the size of the pearlite block is 6 of the austenite grain size number of the steel. In the range corresponding to No. 8 to 8, the amount of proeutectoid cementite is 0.2% or less by volume, the average thickness of cementite in the pearlite structure is 20 nm or less, and the amount of Cr contained in the cementite is It can be seen that a steel wire having a concentration of 1.5% by weight or less can be stably obtained.
[0071]
From the results shown in Tables 2 and 3, the chemical composition, the size of the pearlite block, the amount of proeutectoid cementite formed, the average thickness of the cementite in the pearlite structure, and the cementite in the pearlite structure are shown. A steel wire rod having a Cr concentration in the steel satisfying the requirements of the present invention does not break even when drawn from a wire diameter of 5.5 mm to a wire diameter of 1.5 mm, and has good drawability. I understand.
[0072]
On the other hand, if the production conditions of the steel wire do not satisfy the requirements of the present invention, it is difficult to stably produce a steel wire satisfying the requirements of the present invention, and the chemical composition and the size of the pearlite block are difficult. The amount of proeutectoid cementite, the average thickness of cementite in the pearlite structure, and the Cr concentration in the cementite in the pearlite structure do not satisfy the requirements of the present invention. It is also evident from the results shown in Tables 2 and 3 that the wire breaks at least once and the wire drawing workability is poor.
[0073]
In addition, as for each wire according to the present invention shown in Tables 2 and 3 which had been subjected to dry drawing under the above conditions (wire diameter 1.5 mm), the final heat treatment (patenting treatment) and copper It was plated and then subjected to conventional wet wire drawing to produce a fine steel wire with a wire diameter of 0.20 mm. In any case, work troubles such as disconnection did not occur. It was confirmed that a small-diameter high-strength steel wire having a tensile strength of 4200 to 4800 MPa, which was sufficiently satisfactory for use, was stably obtained.
[0074]
【The invention's effect】
As described above, according to the present invention, it is possible to stably provide a steel wire having high strength and excellent cold workability (drawing workability, etc.), and by using this steel wire Industrially extremely useful effects are brought about. For example, it is possible to produce small-diameter high-strength steel wires suitable for steel cords and sawing wires at a high yield with high productivity at a low cost. It is.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a photograph of a standard structure in which the amount of proeutectoid cementite generated in a steel dashed line is classified into four grades (grade 0, grade 1, grade 2 and grade 3).
FIG. 2 is a graph showing the relationship between the amount of proeutectoid cementite produced in a steel wire and the number of disconnections during wire drawing.
FIG. 3 is a graph showing the relationship between the cooling rate and the amount of proeutectoid cementite produced for various grades of steel wire rods having pearlite blocks.
FIG. 4 is a graph showing the effects of “thickness of cementite in pearlite structure” and “Cr concentration in cementite” on “presence or absence of breakage caused by wire drawing”.
FIG. 5 is a diagram showing the influence of a billet heating temperature and a rolling finishing temperature on the particle size number of a pearlite block.
FIG. 6 is a graph showing the relationship between the quenching start temperature of a steel wire and the amount of proeutectoid cementite produced.
FIG. 7 is a diagram showing the influence of the cooling rate (average cooling rate) from the rolling finish temperature to 700 ° C. and the pearlite block particle size number on the amount of proeutectoid cementite produced (grade of proeutectoid cementite production). is there.
FIG. 8 is a graph showing the relationship between the cooling rate (average cooling rate) between 700 and 550 ° C. and the thickness of cementite in pearlite.
FIG. 9 is a diagram showing a relationship between a cooling rate (average cooling rate) between 700 and 550 ° C. and a Cr concentration in cementite in a pearlite structure.

Claims

In weight percent,
C: 0.90 to 1.10%,
Si: 0.1 to 1.0%,
Mn: 0.1 to 1.0%,
Cr: 0.2 to 0.6%,
Co: 0 to 2.0%,
B: 0 to 0.005%
And the balance consists of Fe and unavoidable impurities, and Al, Ti, N, P, S, and O in the impurities are each Al: 0.002% or less,
Ti: 0.002% or less,
N: 0.005% or less,
P: 0.012% or less,
S: 0.01% or less,
O: not more than 0.0020%, the size of the pearlite block is in the range corresponding to the austenite grain size number 6 to 8 of the steel, and the amount of pro-eutectoid cementite is 0.1% by volume. A steel wire rod comprising 2% or less, an average thickness of cementite in a pearlite structure of 20 nm or less, and a concentration of Cr contained in the cementite of 1.5% by weight or less.

In weight percent,
C: 0.90 to 1.10%,
Si: 0.1 to 1.0%,
Mn: 0.1 to 1.0%,
Cr: 0.2 to 0.6%,
Co: 0 to 2.0%,
B: 0 to 0.005%
And the balance consists of Fe and unavoidable impurities, and Al, Ti, N, P, S, and O in the impurities are each Al: 0.002% or less,
Ti: 0.002% or less,
N: 0.005% or less,
P: 0.012% or less,
S: 0.01% or less,
O: For steel of 0.0020% or less,
Billet heating temperature (X): 1000-1250 ° C,
Finish rolling temperature (Y): 1000-800 ° C
And 1160-0.30X <Y <1300-0.30X
After the hot wire rolling is performed under the conditions satisfying the following conditions, cooling is performed at an average cooling rate of 15 ° C./second or more from finishing the rolling to 700 ° C., and then 5 ° C./700° C./sec. A method for producing a steel wire, comprising cooling at an average cooling rate of at least 15 seconds per second.

A method for producing a small-diameter high-strength steel wire, wherein the steel wire according to claim 1 is subjected to cold working without performing intermediate heat treatment, and then subjected to final heat treatment, plating treatment and wire drawing in this order. .