JP2007039799A - 伸線特性に優れた高強度線材及びその製造方法、並びに伸線特性に優れた高強度鋼線 - Google Patents
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Abstract
【課題】伸線加工性に優れた線材を得て、それを素材とする鋼線を高い生産性の下に歩留り良く廉価に提供する。
【解決手段】成分の特定された硬鋼線材を、熱間圧延後に直接溶融ソルトパテンティング処理すること、もしくは再オーステナイト化後溶融ソルトもしくは鉛パテンティング処理することにより、パーライトを主体とし、断面内の初析フェライト、擬似パーライトもしくはベイナイトからなる非パーライト組織の面積率の平均値が５％以下である、もしくは表層から１００μｍまでの深さの部分において、非パーライト組織の面積率の平均値が１０％以下であるような線材を得る。これにより、引張強さが１６００ＭＰａ以上で且つ耐縦割れ性に優れたＰＣ鋼線、亜鉛めっき鋼撚線、ばね用鋼線、吊り橋用ケーブルなどとして有用な高強度高靱性硬鋼線が得られる。
【選択図】なし
【解決手段】成分の特定された硬鋼線材を、熱間圧延後に直接溶融ソルトパテンティング処理すること、もしくは再オーステナイト化後溶融ソルトもしくは鉛パテンティング処理することにより、パーライトを主体とし、断面内の初析フェライト、擬似パーライトもしくはベイナイトからなる非パーライト組織の面積率の平均値が５％以下である、もしくは表層から１００μｍまでの深さの部分において、非パーライト組織の面積率の平均値が１０％以下であるような線材を得る。これにより、引張強さが１６００ＭＰａ以上で且つ耐縦割れ性に優れたＰＣ鋼線、亜鉛めっき鋼撚線、ばね用鋼線、吊り橋用ケーブルなどとして有用な高強度高靱性硬鋼線が得られる。
【選択図】なし
Description
本発明は、ＰＣ鋼線、亜鉛めっき鋼撚線、ばね用鋼線、吊り橋用ケーブルなどに伸線加工して使用される伸線特性に優れた高強度線材及びその製造方法、並びに伸線特性に優れた高強度鋼線に関する。
高炭素硬鋼線を製造するに当たっては、通常熱延線材に必要によりパテンティング処理を行い、その後伸線加工して所定の線径の鋼線とするが、こうした処理により１６００ＭＰａ以上の強度を確保すると共に、破断絞り値などによって評価される靭延性についても十分な性能を確保することが求められている。
上述のような要求に対して、偏析やミクロ組織を制御したり、特定の元素を含有させることで高炭素線材の伸線加工性を高める試みがなされている。
パテンティング線材の絞り値はオーステナイト粒径に依存し、オーステナイト粒径を微細化することによって絞り値が向上することから、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂ等の炭化物や窒化物をピニング粒子として用いることによってオーステナイト粒径を微細化する試みもなされている。
パテンティング線材の絞り値はオーステナイト粒径に依存し、オーステナイト粒径を微細化することによって絞り値が向上することから、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂ等の炭化物や窒化物をピニング粒子として用いることによってオーステナイト粒径を微細化する試みもなされている。
高炭素線材に、成分元素として、質量％でＮｂ：０．０１〜０．１重量％、Ｚｒ：０．０５〜０．１重量％、Ｍｏ：０．０２〜０．５重量％よりなる群から１種以上を含有させた線材が提案されている（例えば、特許文献１を参照）。
また、高炭素線材にＮｂＣを含有させることによりオーステナイト粒径を微細化した線材が提案されている（例えば、特許文献２を参照）。
特許第２６０９３８７号公報
特開２００１−１３１６９７号公報
特許文献１に記載の線材では、上記の成分元素を含有させることにより、鋼線の延靭性を高めた成分組成としている。しかしながら、特許文献１に記載の線材では、添加される成分元素が何れも高価であるため、製造コストが上昇する虞がある。
特許文献２に記載の線材では、ピニング粒子としてＮｂＣを用いることにより、伸線加工性を向上させている。しかしながら、特許文献２に記載の線材では、含有される成分元素が何れも高価であるため、製造コストが上昇する虞がある。また、Ｎｂが粗大な炭化物や窒化物を形成し、Ｔｉが粗大な酸化物を形成するため、これらが破壊の起点となり、伸線性を低下させる虞がある。
ところで、高炭素鋼線の高強度化には鋼材成分中のＣ量及びＳｉ量を増大するのが最も経済的で且つ有効な手段であることが確認されている。しかしながら、Ｓｉの増加に伴いフェライト析出が促進されると共にセメンタイトの析出が抑制されるため、Ｃ量が０．８％を超えるような過共析組成であっても、パテンティング処理を行う際に、オーステナイト域から冷却する時にオーステナイト粒界に沿って初析フェライトが板状に析出する傾向がある。
さらに、Ｓｉ添加によりパーライトの共析温度が高くなるため、通常パテンティングが行われる４８０〜６５０℃の温度域において、擬似パーライトやベイナイトといった過冷組織が生成する傾向がある。その結果、パテンティング処理後の線材の破断絞り値が低下し、延靭性が劣化するとともに、伸線加工中の断線頻度も高くなって生産性や歩留低下を招く。
そこで、本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、安価な構成で、歩留まりが高く、絞り値の高い、伸線特性に優れた高強度線材及びその製造方法、並びに伸線特性に優れた高強度鋼線を提供することを目的とする。
本発明者らは、上記目的を達成すべく鋭意検討を重ねた結果、Ｃ量及びＳｉ量に応じた量の固溶Ｂを、パテンティング処理前のオーステナイトに存在させることにより、セメンタイト析出とフェライト析出の駆動力をバランスさせ、非パーライト組織が少なく、絞り値の高い高炭素パーライト線材が得られ、優れた伸線特性による加工性と高強度を両立し得ることを知見し、本発明を完成するに至った。
すなわち、本発明の要旨とするところは以下の通りである。
［１］質量％で、
Ｃ：０．７〜１．２％、
Ｓｉ：０．３５〜１．５％、
Ｍｎ：０．１〜１．０％、
Ｎ：０．００１〜０．００６％、
Ａｌ：０．００５〜０．１％を含有し、
更に、Ｂを０．０００４〜０．００６０％で与えられる範囲で含有し、且つ固溶Ｂ量が０．０００２％以上であり、残部はＦｅ及び不可避不純物からなり、
引張強さＴＳ［ＭＰａ］が次式（１）で表され、
ＴＳ＞（１０００×Ｃ［％］−１０×線径［ｍｍ］＋４５０）・・・（１）
表層から１００μｍまでの深さの部分において、旧オーステナイト粒界に沿って析出する初析フェライト、擬似パーライトもしくはベイナイトからなる非パーライト組織の面積率が１０％以下であり、残部がパーライト組織であることを特徴とする伸線特性に優れた高強度線材。
［２］質量％で、
Ｃ：０．７〜１．２％、
Ｓｉ：０．３５〜１．５％、
Ｍｎ：０．１〜１．０％、
Ｎ：０．００１〜０．００６％、
Ａｌ：０．００５〜０．１％を含有し、
更に、Ｂを０．０００４〜０．００６０％で与えられる範囲で含有し、且つ固溶Ｂ量が０．０００２％以上であり、残部はＦｅ及び不可避不純物からなり、
引張強さＴＳ［ＭＰａ］が次式（１）で表され、
ＴＳ＞（１０００×Ｃ［％］−１０×線径［ｍｍ］＋４５０）・・・（１）
線材表層から中心部への断面内において、旧オーステナイト粒界に沿って析出する初析フェライト、擬似パーライトもしくはベイナイトからなる非パーライト組織の面積率が５％以下であり、残部がパーライト組織であることを特徴とする伸線特性に優れた高強度線材。
［３］質量％で、
Ｃ：０．７〜１．２％、
Ｓｉ：０．３５〜１．５％、
Ｍｎ：０．１〜１．０％、
Ｎ：０．００１〜０．００６％、
Ｔｉ：０．００５〜０．１％を含有し、
更に、Ｂを０．０００４〜０．００６０％で与えられる範囲で含有し、且つ固溶Ｂ量が０．０００２％以上であり、残部はＦｅ及び不可避的不純物からなり、
引張強さＴＳ［ＭＰａ］が次式（１）で表され、
ＴＳ＞（１０００×Ｃ［％］−１０×線径［ｍｍ］＋４５０）・・・（１）
表層から１００μｍまでの深さの部分において、旧オーステナイト粒界に沿って析出する初析フェライト、擬似パーライトもしくはベイナイトからなる非パーライト組織の面積率が１０％以下であり、残部がパーライト組織であることを特徴とする伸線特性に優れた高強度線材。
［４］質量％で、
Ｃ：０．７〜１．２％、
Ｓｉ：０．３５〜１．５％、
Ｍｎ：０．１〜１．０％、
Ｎ：０．００１〜０．００５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．１％を含有し、
更に、Ｂを０．０００４〜０．００６０％で与えられる範囲で含有し、且つ固溶Ｂ量が０．０００２％以上であり、残部はＦｅ及び不可避的不純物からなり、
引張強さＴＳ［ＭＰａ］が次式（１）で表され、
ＴＳ＞（１０００×Ｃ［％］−１０×線径［ｍｍ］＋４５０）・・・（１）
線材表層から中心部への断面内において、旧オーステナイト粒界に沿って析出する初析フェライト、擬似パーライトもしくはベイナイトからなる非パーライト組織の面積率が５％以下であり、残部がパーライト組織であることを特徴とする伸線特性に優れた高強度線材。
［５］更に、質量％で、Ａｌ：０．１％以下を含有することを特徴とする［３］又は［４］に記載の伸線特性に優れた高強度線材。
［６］更に、質量％で、Ｃｒ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｃｏ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｖ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：０．２％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：０．２％以下（０％を含まない）、Ｗ：０．２％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．１％以下（０％を含まない）、よりなる群から選択される少なくとも１種以上を含有することを特徴とする［１］乃至［５］の何れか一項に記載の伸線特性に優れた高強度線材。
［７］［１］乃至［６］の何れか一項に記載の化学組成を有する鋼片を、熱間圧延後、Ｔｒ＝８００〜９５０℃の温度で巻き取りした後、次いで、熱間圧延後の冷却・巻取り工程後に次式（２）で示される時間ｔ１以内に、４８０〜６５０℃の溶融ソルトに直接浸漬すること、もしくは溶融ソルト、ステルモアあるいは大気放冷等の手段により一旦２００℃以下に冷却した後、９５０℃以上にて再オーステナイト化後、４８０〜６５０℃の溶融鉛に浸漬することにてパテンティング処理することを特徴とする伸線特性に優れた高強度線材の製造方法。
ｔ１＝０．００１３×（Ｔｒ−８１５）２＋７×（Ｂ−０．０００３）／（Ｎ−Ｔｉ／３．４１−Ｂ＋０．０００３）・・・（２）
但し、（Ｎ−Ｔｉ／３．４１−Ｂ＋０．０００３）が０以下である、もしくはｔ１が４０ｓより大きい場合は、ｔ１＝４０ｓとする。
［８］［１］乃至［６］の何れか一項に記載の化学組成を有する鋼片を、熱間圧延直後に冷却し８００〜９５０℃の温度で巻き取りした後、熱間圧延後の冷却・巻取り工程後に式（２）で示される時間ｔ１以内に、冷却速度１５〜１５０℃／ｓｅｃの範囲で４８０〜６５０℃の温度範囲まで冷却し、この温度範囲にてパテンティング処理することを特徴とする伸線特性に優れた高強度線材の製造方法。
［９］［１］乃至［６］の何れか一項に記載の鋼材を［７］又は［８］に記載の方法にて製造した線材を冷間伸線することによって製造される高強度鋼線であって、引張強さＴＳが１６００ＭＰａ以上であり、表層から５０μｍまでの深さの部分において、非パーライト組織の面積率が１０％以下であり、残部がパーライト組織であることを特徴とする高強度鋼線。
［１０］［１］乃至［６］の何れか一項に記載の鋼材を［７］又は［８］に記載の方法にて製造した線材を冷間伸線することによって製造される高強度鋼線であって、引張強さＴＳが１６００ＭＰａ以上であり、線材表層から中心部への断面内において、非パーライト組織の面積率が５％以下であり、残部がパーライト組織であることを特徴とする高強度鋼線。
［１］質量％で、
Ｃ：０．７〜１．２％、
Ｓｉ：０．３５〜１．５％、
Ｍｎ：０．１〜１．０％、
Ｎ：０．００１〜０．００６％、
Ａｌ：０．００５〜０．１％を含有し、
更に、Ｂを０．０００４〜０．００６０％で与えられる範囲で含有し、且つ固溶Ｂ量が０．０００２％以上であり、残部はＦｅ及び不可避不純物からなり、
引張強さＴＳ［ＭＰａ］が次式（１）で表され、
ＴＳ＞（１０００×Ｃ［％］−１０×線径［ｍｍ］＋４５０）・・・（１）
表層から１００μｍまでの深さの部分において、旧オーステナイト粒界に沿って析出する初析フェライト、擬似パーライトもしくはベイナイトからなる非パーライト組織の面積率が１０％以下であり、残部がパーライト組織であることを特徴とする伸線特性に優れた高強度線材。
［２］質量％で、
Ｃ：０．７〜１．２％、
Ｓｉ：０．３５〜１．５％、
Ｍｎ：０．１〜１．０％、
Ｎ：０．００１〜０．００６％、
Ａｌ：０．００５〜０．１％を含有し、
更に、Ｂを０．０００４〜０．００６０％で与えられる範囲で含有し、且つ固溶Ｂ量が０．０００２％以上であり、残部はＦｅ及び不可避不純物からなり、
引張強さＴＳ［ＭＰａ］が次式（１）で表され、
ＴＳ＞（１０００×Ｃ［％］−１０×線径［ｍｍ］＋４５０）・・・（１）
線材表層から中心部への断面内において、旧オーステナイト粒界に沿って析出する初析フェライト、擬似パーライトもしくはベイナイトからなる非パーライト組織の面積率が５％以下であり、残部がパーライト組織であることを特徴とする伸線特性に優れた高強度線材。
［３］質量％で、
Ｃ：０．７〜１．２％、
Ｓｉ：０．３５〜１．５％、
Ｍｎ：０．１〜１．０％、
Ｎ：０．００１〜０．００６％、
Ｔｉ：０．００５〜０．１％を含有し、
更に、Ｂを０．０００４〜０．００６０％で与えられる範囲で含有し、且つ固溶Ｂ量が０．０００２％以上であり、残部はＦｅ及び不可避的不純物からなり、
引張強さＴＳ［ＭＰａ］が次式（１）で表され、
ＴＳ＞（１０００×Ｃ［％］−１０×線径［ｍｍ］＋４５０）・・・（１）
表層から１００μｍまでの深さの部分において、旧オーステナイト粒界に沿って析出する初析フェライト、擬似パーライトもしくはベイナイトからなる非パーライト組織の面積率が１０％以下であり、残部がパーライト組織であることを特徴とする伸線特性に優れた高強度線材。
［４］質量％で、
Ｃ：０．７〜１．２％、
Ｓｉ：０．３５〜１．５％、
Ｍｎ：０．１〜１．０％、
Ｎ：０．００１〜０．００５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．１％を含有し、
更に、Ｂを０．０００４〜０．００６０％で与えられる範囲で含有し、且つ固溶Ｂ量が０．０００２％以上であり、残部はＦｅ及び不可避的不純物からなり、
引張強さＴＳ［ＭＰａ］が次式（１）で表され、
ＴＳ＞（１０００×Ｃ［％］−１０×線径［ｍｍ］＋４５０）・・・（１）
線材表層から中心部への断面内において、旧オーステナイト粒界に沿って析出する初析フェライト、擬似パーライトもしくはベイナイトからなる非パーライト組織の面積率が５％以下であり、残部がパーライト組織であることを特徴とする伸線特性に優れた高強度線材。
［５］更に、質量％で、Ａｌ：０．１％以下を含有することを特徴とする［３］又は［４］に記載の伸線特性に優れた高強度線材。
［６］更に、質量％で、Ｃｒ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｃｏ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｖ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：０．２％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：０．２％以下（０％を含まない）、Ｗ：０．２％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．１％以下（０％を含まない）、よりなる群から選択される少なくとも１種以上を含有することを特徴とする［１］乃至［５］の何れか一項に記載の伸線特性に優れた高強度線材。
［７］［１］乃至［６］の何れか一項に記載の化学組成を有する鋼片を、熱間圧延後、Ｔｒ＝８００〜９５０℃の温度で巻き取りした後、次いで、熱間圧延後の冷却・巻取り工程後に次式（２）で示される時間ｔ１以内に、４８０〜６５０℃の溶融ソルトに直接浸漬すること、もしくは溶融ソルト、ステルモアあるいは大気放冷等の手段により一旦２００℃以下に冷却した後、９５０℃以上にて再オーステナイト化後、４８０〜６５０℃の溶融鉛に浸漬することにてパテンティング処理することを特徴とする伸線特性に優れた高強度線材の製造方法。
ｔ１＝０．００１３×（Ｔｒ−８１５）２＋７×（Ｂ−０．０００３）／（Ｎ−Ｔｉ／３．４１−Ｂ＋０．０００３）・・・（２）
但し、（Ｎ−Ｔｉ／３．４１−Ｂ＋０．０００３）が０以下である、もしくはｔ１が４０ｓより大きい場合は、ｔ１＝４０ｓとする。
［８］［１］乃至［６］の何れか一項に記載の化学組成を有する鋼片を、熱間圧延直後に冷却し８００〜９５０℃の温度で巻き取りした後、熱間圧延後の冷却・巻取り工程後に式（２）で示される時間ｔ１以内に、冷却速度１５〜１５０℃／ｓｅｃの範囲で４８０〜６５０℃の温度範囲まで冷却し、この温度範囲にてパテンティング処理することを特徴とする伸線特性に優れた高強度線材の製造方法。
［９］［１］乃至［６］の何れか一項に記載の鋼材を［７］又は［８］に記載の方法にて製造した線材を冷間伸線することによって製造される高強度鋼線であって、引張強さＴＳが１６００ＭＰａ以上であり、表層から５０μｍまでの深さの部分において、非パーライト組織の面積率が１０％以下であり、残部がパーライト組織であることを特徴とする高強度鋼線。
［１０］［１］乃至［６］の何れか一項に記載の鋼材を［７］又は［８］に記載の方法にて製造した線材を冷間伸線することによって製造される高強度鋼線であって、引張強さＴＳが１６００ＭＰａ以上であり、線材表層から中心部への断面内において、非パーライト組織の面積率が５％以下であり、残部がパーライト組織であることを特徴とする高強度鋼線。
本発明の伸線性に優れた高強度線材によれば、質量％で、Ｃ：０．７〜１．２％、Ｓｉ：０．３５〜１．５％、Ｍｎ：０．１〜１．０％、Ｎ：０．００１〜０．００６％、Ａｌ：０．００５〜０．１％を含有し、更に、Ｂを０．０００４〜０．００６０％で与えられる範囲で含有し、且つ固溶Ｂ量が０．０００２％以上であり、残部はＦｅ及び不可避不純物からなり、引張強さＴＳ［ＭＰａ］が式｛ＴＳ＞（１０００×Ｃ［％］−１０×線径［ｍｍ］＋４５０）｝で表され、表層から１００μｍまでの深さの部分において、旧オーステナイト粒界に沿って析出する初析フェライト、擬似パーライトもしくはベイナイトからなる非パーライト組織の面積率が１０％以下である、もしくは線材表層から中心部までの断面内の非パーライト組織の面積率が５％以下であり、残部がパーライト組織からなる構成としている。
各成分組成の関係を上記として、Ｃ量及びＳｉ量に応じた量の固溶Ｂを、パテンティング処理前のオーステナイトに存在させることにより、セメンタイト析出とフェライト析出の駆動力をバランスさせ、非パーライト組織の発生を抑制することにより、延靭性が向上するとともに、伸線加工における断線を防止でき、生産性や歩留まりが向上する。
また、パーライトを主体とする組織を有し、且つ非パーライト組織の面積率を低下させた鋼線を得ることができ、ＰＣ鋼線、亜鉛めっき鋼線、ばね用鋼線、吊り橋用ケーブルとしての性能を改善し得る。
各成分組成の関係を上記として、Ｃ量及びＳｉ量に応じた量の固溶Ｂを、パテンティング処理前のオーステナイトに存在させることにより、セメンタイト析出とフェライト析出の駆動力をバランスさせ、非パーライト組織の発生を抑制することにより、延靭性が向上するとともに、伸線加工における断線を防止でき、生産性や歩留まりが向上する。
また、パーライトを主体とする組織を有し、且つ非パーライト組織の面積率を低下させた鋼線を得ることができ、ＰＣ鋼線、亜鉛めっき鋼線、ばね用鋼線、吊り橋用ケーブルとしての性能を改善し得る。
以下、本発明に係る伸線特性に優れた高強度線材及びその製造方法、並びに伸線特性に優れた高強度鋼線の実施の形態について、図面を参照して説明する。
なお、この実施の形態は、発明の趣旨をより良く理解させるために詳細に説明するものであるから、特に指定の無い限り、本発明を限定するものではない。
なお、この実施の形態は、発明の趣旨をより良く理解させるために詳細に説明するものであるから、特に指定の無い限り、本発明を限定するものではない。
［高強度線材］
本実施形態の伸線特性に優れた高強度鋼線は、質量％で、Ｃ：０．７〜１．２％、Ｓｉ：０．３５〜１．５％、Ｍｎ：０．１〜１．０％、Ｎ：０．００１〜０．００６％、Ａｌ：０．００５〜０．１％を含有し、更に、Ｂを０．０００４〜０．００６０％で与えられる範囲で含有し、且つ固溶Ｂ量が０．０００２％以上であり、残部はＦｅ及び不可避不純物からなり、
引張強さＴＳ［ＭＰａ］が次式（１）で表され、
ＴＳ＞（１０００×Ｃ［％］−１０×線径［ｍｍ］＋４５０）・・・（１）
表層から１００μｍまでの深さの部分において、旧オーステナイト粒界に沿って析出する初析フェライト、擬似パーライトもしくはベイナイトからなる非パーライト組織の面積率が１０％以下である、もしくは線材表層から中心部までの断面内の非パーライト組織の面積率が５％以下であり、残部がパーライト組織であるとして構成されている。
本実施形態の伸線特性に優れた高強度鋼線は、質量％で、Ｃ：０．７〜１．２％、Ｓｉ：０．３５〜１．５％、Ｍｎ：０．１〜１．０％、Ｎ：０．００１〜０．００６％、Ａｌ：０．００５〜０．１％を含有し、更に、Ｂを０．０００４〜０．００６０％で与えられる範囲で含有し、且つ固溶Ｂ量が０．０００２％以上であり、残部はＦｅ及び不可避不純物からなり、
引張強さＴＳ［ＭＰａ］が次式（１）で表され、
ＴＳ＞（１０００×Ｃ［％］−１０×線径［ｍｍ］＋４５０）・・・（１）
表層から１００μｍまでの深さの部分において、旧オーステナイト粒界に沿って析出する初析フェライト、擬似パーライトもしくはベイナイトからなる非パーライト組織の面積率が１０％以下である、もしくは線材表層から中心部までの断面内の非パーライト組織の面積率が５％以下であり、残部がパーライト組織であるとして構成されている。
また、本実施形態の伸線特性に優れた高強度線材では、上記した成分のＡｌ代えて、質量％でＴｉを０．００５〜０．１％の範囲内で含有した場合に、Ｂを０．０００４〜０．００６０％で与えられる範囲で含有し、且つ固溶Ｂ量が０．０００２％以上であるような成分、更にＡｌを０．１％以下で含有してなる成分組成とすることができる。
更に、本実施形態の伸線特性に優れた高強度線材では、上述の成分に加え、質量％で、Ｃｒ：０．５％以下（０％を含まない），Ｎｉ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｃｏ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｖ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：０．２％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：０．２％以下（０％を含まない）、Ｗ：０．２％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．１％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも１種以上を含有する構成とすることができる。
本実施形態では、後述する理由によって線材の成分組成を限定するとともに、圧延時の巻き取り温度、巻き取りからパテンティングまでの時間、及びパテンティング処理時の冷却速度を限定することによって、パーライト変態時の非パーライト組織の析出を抑制し、強度特性及び伸線加工特性に優れた線材としている。
（成分組成）
以下に、本実施形態の伸線特性に優れた高強度線材の各成分組成の限定理由について説明する。
（Ｃ：０．７〜１．２％）
Ｃは、線材の強度を高めるのに有効な元素である。Ｃの含有量が０．７％未満の場合には上記式（１）に規定する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と同時に、オーステナイト粒界に初析フェライトの析出が促進され、均一なパーライト組織を得ることが困難となる。一方、Ｃの含有量が多すぎるとオーステナイト粒界にネット状の初析セメンタイトが生成して伸線加工時に断線が発生しやすくなるだけでなく、最終伸線後における極細線材の靱性・延性を著しく劣化させる。したがって、Ｃの含有量を、質量％で０．７〜１．２％の範囲内とした。
以下に、本実施形態の伸線特性に優れた高強度線材の各成分組成の限定理由について説明する。
（Ｃ：０．７〜１．２％）
Ｃは、線材の強度を高めるのに有効な元素である。Ｃの含有量が０．７％未満の場合には上記式（１）に規定する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と同時に、オーステナイト粒界に初析フェライトの析出が促進され、均一なパーライト組織を得ることが困難となる。一方、Ｃの含有量が多すぎるとオーステナイト粒界にネット状の初析セメンタイトが生成して伸線加工時に断線が発生しやすくなるだけでなく、最終伸線後における極細線材の靱性・延性を著しく劣化させる。したがって、Ｃの含有量を、質量％で０．７〜１．２％の範囲内とした。
（Ｓｉ：０．３５〜１．５％）
Ｓｉは、強度を高めるのに有効な元素である。更に脱酸剤として有用な元素であり、Ａｌを含有しない鋼線材を対象とする際にも必要な元素である。一方、Ｓｉ量が多すぎると過共析鋼においても初析フェライトの析出を促進するとともに、伸線加工での限界加工度が低下する。更にメカニカルデスケーリング（以下、ＭＤと略記する。）による伸線工程が困難になる。したがって、Ｓｉの含有量を、質量％で０．３５〜１．５％の範囲内とした。
Ｓｉは、強度を高めるのに有効な元素である。更に脱酸剤として有用な元素であり、Ａｌを含有しない鋼線材を対象とする際にも必要な元素である。一方、Ｓｉ量が多すぎると過共析鋼においても初析フェライトの析出を促進するとともに、伸線加工での限界加工度が低下する。更にメカニカルデスケーリング（以下、ＭＤと略記する。）による伸線工程が困難になる。したがって、Ｓｉの含有量を、質量％で０．３５〜１．５％の範囲内とした。
（Ｍｎ：０．１〜１．０％）
Ｍｎは、Ｓｉと同様、脱酸剤として有用な元素である。また、焼き入れ性を向上させ、線材の強度を高めるのにも有効である。更に、Ｍｎは、鋼中のＳをＭｎＳとして固定して熱間脆性を防止する作用を有する。その含有量が０．１質量％未満では前記の効果が得難い。一方、Ｍｎは偏析しやすい元素であり、１．０質量％を超えると特に線材の中心部に偏析し、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、伸線加工性が低下する。したがって、Ｍｎの含有量を、質量％で０．１〜１．０％の範囲内とした。
Ｍｎは、Ｓｉと同様、脱酸剤として有用な元素である。また、焼き入れ性を向上させ、線材の強度を高めるのにも有効である。更に、Ｍｎは、鋼中のＳをＭｎＳとして固定して熱間脆性を防止する作用を有する。その含有量が０．１質量％未満では前記の効果が得難い。一方、Ｍｎは偏析しやすい元素であり、１．０質量％を超えると特に線材の中心部に偏析し、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、伸線加工性が低下する。したがって、Ｍｎの含有量を、質量％で０．１〜１．０％の範囲内とした。
（Ａｌ：０．００５〜０．１％）
Ａｌは、脱酸材として有効である。また、Ｎを固定して時効を抑制するとともに固溶Ｂを増加させる効果を有する。Ａｌの含有量は、０．００５〜０．１％の範囲内であることが好ましい。Ａｌの含有量が０．００５％未満だと、Ｎを固定する作用が得られにくくなる。Ａｌの含有量が０．１％を超えると、多量の硬質非変形のアルミナ系非金属介在物が生成し、鋼線の延性、及び伸線性は低下する。なお、後述のＴｉを添加した場合には、該ＴｉがＮを固定することにより、Ａｌを添加しなくとも上記効果が得られるため、Ａｌの下限を規定する必要は無く、Ａｌの含有量が０であってもよい。
Ａｌは、脱酸材として有効である。また、Ｎを固定して時効を抑制するとともに固溶Ｂを増加させる効果を有する。Ａｌの含有量は、０．００５〜０．１％の範囲内であることが好ましい。Ａｌの含有量が０．００５％未満だと、Ｎを固定する作用が得られにくくなる。Ａｌの含有量が０．１％を超えると、多量の硬質非変形のアルミナ系非金属介在物が生成し、鋼線の延性、及び伸線性は低下する。なお、後述のＴｉを添加した場合には、該ＴｉがＮを固定することにより、Ａｌを添加しなくとも上記効果が得られるため、Ａｌの下限を規定する必要は無く、Ａｌの含有量が０であってもよい。
（Ｔｉ：０．００５〜０．１％）
Ｔｉは、脱酸剤として有効である。また、ＴｉＮとして析出し、オーステナイト粒度の粗大化防止に寄与するとともに、Ｎを固定することによりオーステナイト中の固溶Ｂ量を確保するためにも有効な必要な元素である。Ｔｉの含有量が０．００５％未満だと、上述の効果が得られにくくなる。Ｔｉの含有量が０．１％を超えると、オーステナイト中で粗大な炭化物を生じ、伸線性が低下する虞がある。したがって、Ｔｉの含有量を、質量％で０．００５〜０．１％の範囲内とした。
Ｔｉは、脱酸剤として有効である。また、ＴｉＮとして析出し、オーステナイト粒度の粗大化防止に寄与するとともに、Ｎを固定することによりオーステナイト中の固溶Ｂ量を確保するためにも有効な必要な元素である。Ｔｉの含有量が０．００５％未満だと、上述の効果が得られにくくなる。Ｔｉの含有量が０．１％を超えると、オーステナイト中で粗大な炭化物を生じ、伸線性が低下する虞がある。したがって、Ｔｉの含有量を、質量％で０．００５〜０．１％の範囲内とした。
（Ｎ：０．００1〜０．００６％ ）
Ｎは、鋼中でＡｌ、ＢあるいはＴｉと窒化物を生成し、加熱時におけるオーステナイト粒度の粗大化を防止する作用があり、その効果は０．００１％以上含有させることによって有効に発揮される。しかしながら、含有量が多くなり過ぎると、窒化物量が増大し過ぎて、オーステナイト中の固溶Ｂ量を低下させる。さらに固溶Ｎが伸線中の時効を促進する虞がある。したがって、Ｎの含有量を、質量％で０．００１〜０．００６％の範囲内とした。
Ｎは、鋼中でＡｌ、ＢあるいはＴｉと窒化物を生成し、加熱時におけるオーステナイト粒度の粗大化を防止する作用があり、その効果は０．００１％以上含有させることによって有効に発揮される。しかしながら、含有量が多くなり過ぎると、窒化物量が増大し過ぎて、オーステナイト中の固溶Ｂ量を低下させる。さらに固溶Ｎが伸線中の時効を促進する虞がある。したがって、Ｎの含有量を、質量％で０．００１〜０．００６％の範囲内とした。
（Ｂ：０．０００４〜０．００６０％）
Ｂは、固溶状態でオーステナイト中に存在する場合、粒界に濃化して初析フェライトの析出を抑制するとともに初析セメンタイトの析出を促進する効果がある。したがって、Ｃ及びＳｉ量のバランスに応じて適量を添加することにより、初析フェライトの生成を抑制することが可能となる。Ｂは窒化物を形成するため、その添加量は、固溶状態のＢ量を確保するため、Ｃ，Ｓｉに加えＮ量とのバランスを考慮することが必要である。一方、Ｂを添加しすぎると初析セメンタイトの析出を促進するのみならず、オーステナイト中において粗大なＦｅ３（ＣＢ）６炭化物を生成し、伸線性を低下させる虞がある。これらの関係について、本発明者らが実験を重ね、Ｂの含有量の最適な範囲として０．０００４〜０．００６０％とした。なお、Ｂはパテンティング処理前に固溶状態で存在する必要があり、圧延後の線材における固溶Ｂ量として０．０００２％以上である必要がある。
Ｂは、固溶状態でオーステナイト中に存在する場合、粒界に濃化して初析フェライトの析出を抑制するとともに初析セメンタイトの析出を促進する効果がある。したがって、Ｃ及びＳｉ量のバランスに応じて適量を添加することにより、初析フェライトの生成を抑制することが可能となる。Ｂは窒化物を形成するため、その添加量は、固溶状態のＢ量を確保するため、Ｃ，Ｓｉに加えＮ量とのバランスを考慮することが必要である。一方、Ｂを添加しすぎると初析セメンタイトの析出を促進するのみならず、オーステナイト中において粗大なＦｅ３（ＣＢ）６炭化物を生成し、伸線性を低下させる虞がある。これらの関係について、本発明者らが実験を重ね、Ｂの含有量の最適な範囲として０．０００４〜０．００６０％とした。なお、Ｂはパテンティング処理前に固溶状態で存在する必要があり、圧延後の線材における固溶Ｂ量として０．０００２％以上である必要がある。
なお、不純物であるＰとＳは特に規定しないが、従来の極細鋼線と同様に延性を確保する観点から、各々０．０２％以下とすることが望ましい。
本実施形態で説明する高強度の鋼線材は、上述の成分を基本組成とするものであるが、更に強度、靭性、延性等の機械的特性の向上を目的として、以下に説明する選択的許容添加元素を１種又は２種以上、積極的に含有した成分組成としてもよい。
（Ｃｒ：０．５％以下）
Ｃｒは、パーライトのラメラ間隔を微細化し、線材の強度や伸線加工性等を向上させるのに有効な元素である。このような作用を有効に発揮させるには０．１％以上の添加が好ましい。一方、Ｃｒ量が多過ぎると変態終了時間が長くなり、熱間圧延線材中にマルテンサイトやベイナイトなどの過冷組織が生じる恐れがあるほか、メカニカルデスケーリング性も悪くなるので、その上限を０．５％とした。
Ｃｒは、パーライトのラメラ間隔を微細化し、線材の強度や伸線加工性等を向上させるのに有効な元素である。このような作用を有効に発揮させるには０．１％以上の添加が好ましい。一方、Ｃｒ量が多過ぎると変態終了時間が長くなり、熱間圧延線材中にマルテンサイトやベイナイトなどの過冷組織が生じる恐れがあるほか、メカニカルデスケーリング性も悪くなるので、その上限を０．５％とした。
（Ｎｉ：０．５％以下）
Ｎｉは、線材の強度上昇にはあまり寄与しないが、伸線材の靭性を高める元素である。このような作用を有効に発揮させるには０．１％以上の添加が好ましい。一方、Ｎｉを過剰に添加すると変態終了時間が長くなるので、上限値を０．５％とした。
Ｎｉは、線材の強度上昇にはあまり寄与しないが、伸線材の靭性を高める元素である。このような作用を有効に発揮させるには０．１％以上の添加が好ましい。一方、Ｎｉを過剰に添加すると変態終了時間が長くなるので、上限値を０．５％とした。
（Ｃｏ：０．５％以下）
Ｃｏは、圧延材における初析セメンタイトの析出を抑制するのに有効な元素である。このような作用を有効に発揮させるには０．１％以上の添加が好ましい。一方、Ｃｏを過剰に添加してもその効果は飽和して過剰含有分が無駄となり、製造コストが上昇する虞があるため、その上限値を０．５％とした。
Ｃｏは、圧延材における初析セメンタイトの析出を抑制するのに有効な元素である。このような作用を有効に発揮させるには０．１％以上の添加が好ましい。一方、Ｃｏを過剰に添加してもその効果は飽和して過剰含有分が無駄となり、製造コストが上昇する虞があるため、その上限値を０．５％とした。
（Ｖ：０．５％以下）
Ｖは、フェライト中に微細な炭窒化物を形成することにより、加熱時のオーステナイト粒の粗大化を防止するとともに、圧延後の強度上昇にも寄与する。このような作用を有効に発揮させるには０．０５％以上の添加が好ましい。しかしながら、過剰に添加し過ぎると、炭窒化物の形成量が多くなり過ぎると共に、炭窒化物の粒子径も大きくなるため上限を０．５％とした。
Ｖは、フェライト中に微細な炭窒化物を形成することにより、加熱時のオーステナイト粒の粗大化を防止するとともに、圧延後の強度上昇にも寄与する。このような作用を有効に発揮させるには０．０５％以上の添加が好ましい。しかしながら、過剰に添加し過ぎると、炭窒化物の形成量が多くなり過ぎると共に、炭窒化物の粒子径も大きくなるため上限を０．５％とした。
（Ｃｕ：０．２％以下）
Ｃｕは、極細鋼線の耐食性を高める効果がある。このような作用を有効に発揮させるには０．１％以上の添加が好ましい。しかしながら、過剰に添加すると、Ｓと反応して粒界中にＣｕＳを偏析するため、線材製造過程で鋼塊や線材などに疵を発生させる。このような悪影響を防止するために、その上限を０．２％とした。
Ｃｕは、極細鋼線の耐食性を高める効果がある。このような作用を有効に発揮させるには０．１％以上の添加が好ましい。しかしながら、過剰に添加すると、Ｓと反応して粒界中にＣｕＳを偏析するため、線材製造過程で鋼塊や線材などに疵を発生させる。このような悪影響を防止するために、その上限を０．２％とした。
（Ｍｏ：０．２％以下）
Ｍｏは、極細鋼線の耐食性を高める効果がある。このような作用を有効に発揮させるには０．１％以上の添加が好ましい。一方、Ｍｏを過剰に添加すると変態終了時間が長くなるので、上限値を０．２％とした。
Ｍｏは、極細鋼線の耐食性を高める効果がある。このような作用を有効に発揮させるには０．１％以上の添加が好ましい。一方、Ｍｏを過剰に添加すると変態終了時間が長くなるので、上限値を０．２％とした。
（Ｗ：０．２％以下）
Ｗは、極細鋼線の耐食性を高める効果がある。このような作用を有効に発揮させるには０．１％以上の添加が好ましい。一方、Ｗを過剰に添加すると変態終了時間が長くなるので、上限値を０．２％とした。
Ｗは、極細鋼線の耐食性を高める効果がある。このような作用を有効に発揮させるには０．１％以上の添加が好ましい。一方、Ｗを過剰に添加すると変態終了時間が長くなるので、上限値を０．２％とした。
（Ｎｂ：０．１％以下）
Ｎｂは、極細鋼線の耐食性を高める効果がある。このような作用を有効に発揮させるには０．０５％以上の添加が好ましい。一方、Ｎｂを過剰に添加すると変態終了時間が長くなるので、上限値を０．１％とした。
Ｎｂは、極細鋼線の耐食性を高める効果がある。このような作用を有効に発揮させるには０．０５％以上の添加が好ましい。一方、Ｎｂを過剰に添加すると変態終了時間が長くなるので、上限値を０．１％とした。
（線材の組織）
本発明者らが種々研究を行ったところによると、線材の伸線加工性に特に影響を及ぼすのは、該線材の旧オーステナイト粒界に析出したベイナイトを主体とし、加えて初析フェライト、擬似パーライトからなる非パーライトであることは明らかである。したがって、本実施形態の線材のように、表層から１００μｍまでの深さの部分において、非パーライト組織の面積率を１０％以下とすることにより、伸線加工性が向上し、デラミネーションの発生を抑えられることが確認された。
本発明者らが種々研究を行ったところによると、線材の伸線加工性に特に影響を及ぼすのは、該線材の旧オーステナイト粒界に析出したベイナイトを主体とし、加えて初析フェライト、擬似パーライトからなる非パーライトであることは明らかである。したがって、本実施形態の線材のように、表層から１００μｍまでの深さの部分において、非パーライト組織の面積率を１０％以下とすることにより、伸線加工性が向上し、デラミネーションの発生を抑えられることが確認された。
本実施形態では、上記成分組成の要件を満たす線材用鋼を使用し、これを熱間圧延した後で直接パテンティング処理し、あるいは圧延・冷却後に再オーステナイト化した後でパテンティング処理することにより、主たる組織がパーライトよりなり、且つ表層から１００μｍまでの深さの部分において、非パーライト組織の面積率が１０％以下の線材を得ることができる。（例えば図１を参照。図１は、パテンティング材の組織を示すＳＥＭ写真であり、図１中、黒い部分がベイナイト、フェライト等よりなる非パーライト組織、白い部分がパーライト組織である。）
一方、伸線時の断線は線材中心部の組織不良に起因したカッピー断線によることが多く、線材中心部の非パーライト組織を低減し、パテンティング後の絞り値を向上させることが断線率低減に有効である。本実施形態の線材のように、線材表層から中心の断面内において、非パーライト組織の面積率を５％以下とすることにより、絞り値が向上することが確認された。
［高強度線材の製造方法］
本実施形態で規定した成分組成の鋼を用いて、本実施形態本で規定する組織及び引張強さを有する線材を得るためには、圧延後の巻き取りからパテンティング処理までの搬送中にＢ炭化物あるいは窒化物を形成しないこと、且つパテンティング処理時にある値以上の速度で冷却することが必要である。本発明者らの検討によれば、１０５０℃に加熱後、１ｓｅｃ以内に７５０〜９５０℃の温度に急冷し、引き続きこの温度で一定時間保持した後に、鉛パテンティングした線材の組織及び固溶Ｂ量を測定した結果、固溶Ｂを０．０００２％以上含有する限界の保持時間は、図２に示すようにＢ量とＮ量の組み合わせで決まるＣ曲線となり、その時間ｔ１は次式（２）で表すことができることを明らかにした。
ｔ１＝０．００１３×（Ｔｒ−８１５）２＋７×（Ｂ−０．０００３）／（Ｎ−Ｔｉ／３．４１−Ｂ＋０．０００３）・・・（２）
本実施形態で規定した成分組成の鋼を用いて、本実施形態本で規定する組織及び引張強さを有する線材を得るためには、圧延後の巻き取りからパテンティング処理までの搬送中にＢ炭化物あるいは窒化物を形成しないこと、且つパテンティング処理時にある値以上の速度で冷却することが必要である。本発明者らの検討によれば、１０５０℃に加熱後、１ｓｅｃ以内に７５０〜９５０℃の温度に急冷し、引き続きこの温度で一定時間保持した後に、鉛パテンティングした線材の組織及び固溶Ｂ量を測定した結果、固溶Ｂを０．０００２％以上含有する限界の保持時間は、図２に示すようにＢ量とＮ量の組み合わせで決まるＣ曲線となり、その時間ｔ１は次式（２）で表すことができることを明らかにした。
ｔ１＝０．００１３×（Ｔｒ−８１５）２＋７×（Ｂ−０．０００３）／（Ｎ−Ｔｉ／３．４１−Ｂ＋０．０００３）・・・（２）
なお、式（２）において、Ｔｒは巻き取り温度であり、（Ｎ−Ｔｉ／３．４１−Ｂ＋０．０００３）が０（ゼロ）より大きい成分範囲で有効であり、０（ゼロ）以下である場合は、保持時間に制限は無い。実際の圧延においては巻き取り後、パテンティング処理開始までに４０秒以上かかることはほとんど無く、４０秒を上限としている。
以上を基にして、１０５０℃以上で圧延された線材を水冷し、８００℃以上好ましくは８５０℃以上、９５０℃以下の温度にて巻き取り、且つ巻き取りからパテンティング処理開始までの時間を上記式（２）以内にすることが必要になる。巻き取り時の温度が８００℃未満だと、Ｂが炭化物として析出し、固溶Ｂとして非パーライト組織を抑制する効果が不十分となる。巻き取り時の温度が９５０℃を超えると、γ粒径が粗大化してしまい、絞り値が低下する。
線材を巻き取った後、次いで、パテンティング処理を行う。線材のパテンティング処理は、４８０〜６５０℃の温度の溶融ソルト又は溶融鉛に直接浸漬してパテンティング処理する方法か、一旦冷却して９５０℃以上に加熱して再オーステナイト化後、４８０〜６５０℃の溶融鉛に浸漬することにてパテンティング処理する方法、及び１５〜１５０℃／ｓｅｃの冷却速度（ここで冷却速度は、冷却開始温度から変態に伴う復熱が始まる前までの（７００℃前後）までの冷却速度を指し、その後も当該冷却方法で冷却することを意味する。）にて４８０〜６５０℃の温度範囲に冷却し、この温度範囲にてパテンティング処理する方法があり、何れかを採用できる。
このパテンティング処理により、線材断面内の非パーライト組織を５％以下に抑制し、且つ上記式（１）で表される以上の引張強さＴＳを確保することが可能となる。
これに加え、表層から１００μｍまでの深さの部分において、過冷却を抑制し、非パーライト組織の面積率を１０％以下に抑えるためには、溶融ソルトまたは溶融鉛の温度を５２０℃以上とすることが望ましい。
なお、本実施形態では、線材の径を５．５〜１８ｍｍの範囲とすることにより、優れた伸線特性と高強度を安定して得ることができる。
これに加え、表層から１００μｍまでの深さの部分において、過冷却を抑制し、非パーライト組織の面積率を１０％以下に抑えるためには、溶融ソルトまたは溶融鉛の温度を５２０℃以上とすることが望ましい。
なお、本実施形態では、線材の径を５．５〜１８ｍｍの範囲とすることにより、優れた伸線特性と高強度を安定して得ることができる。
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明は、下記実施例に限定されるものではなく、本発明の趣旨に適合し得る範囲で適宜変更を加えて実施することも可能であり、それらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。
＜サンプル作製方法＞
表１及び表３に示す各成分の供試鋼を連続鋳造設備により断面サイズ３００×５００ｍｍの鋳片とし、さらに分塊圧延により１２２ｍｍ角断面の鋼片を製造した。その後、表２及び表４に示す条件で、所定の直径の線材に圧延し、所定の温度で巻き取り後、所定の時間内に直接溶融塩パテンティング（ＤＬＰ）あるいは再加熱溶融鉛パテンティング（ＬＰ）冷却を行い、表１，２中のＮｏ．１〜１５及びＮｏ．３１〜４３に示す各サンプルと、表３，４中のＮｏ．１６〜３０及びＮｏ．４４〜５５に示す各サンプルを得た。そして、これら各サンプルＮｏ．１〜５５について、下記の評価試験を行った。
表１及び表３に示す各成分の供試鋼を連続鋳造設備により断面サイズ３００×５００ｍｍの鋳片とし、さらに分塊圧延により１２２ｍｍ角断面の鋼片を製造した。その後、表２及び表４に示す条件で、所定の直径の線材に圧延し、所定の温度で巻き取り後、所定の時間内に直接溶融塩パテンティング（ＤＬＰ）あるいは再加熱溶融鉛パテンティング（ＬＰ）冷却を行い、表１，２中のＮｏ．１〜１５及びＮｏ．３１〜４３に示す各サンプルと、表３，４中のＮｏ．１６〜３０及びＮｏ．４４〜５５に示す各サンプルを得た。そして、これら各サンプルＮｏ．１〜５５について、下記の評価試験を行った。
＜評価試験方法＞
固溶Ｂについては、パテンティング線材の電解抽出残渣中に化合物として存在するＢ量をクルクミン吸光光度法にて測定し、トータルＢ量との差を求めることによって得た。
非パーライト組織分率については、パテンティング線材及び伸線材を埋め込み研磨し、ピクリン酸を用いた化学腐食を実施した後、ＳＥＭ観察によって、線材の長さ方向と平行な断面（Ｌ断面）における非パーライト組織率を決定した。
圧延線材の非パーライト組織率については、線材の中心から半径の±５％の部位にて切断及び研磨によりＬ断面を出現させ、表層部分において、ＳＥＭ観察により２０００倍の倍率で深さ１００μｍ×幅１００μｍの領域の組織写真を５視野ずつ撮影し、画像解析によりその面積率の平均値を測定した。
伸線された鋼線の非パーライト組織率については、線材の中心から半径の±５％の部位にて切断及び研磨によりＬ断面を出現させ、表層部分において、ＳＥＭ観察により２０００倍の倍率で深さ４０μｍ×幅１００μｍの領域の組織写真を５視野ずつ撮影し、画像解析によりその面積率の平均値を測定した。
この測定により、伸線前の非パーライト組織面積率と伸線後の非パーライト組織面積率はほぼ一致することを確認した。
なお、表層に脱炭層が存在する場合、ＪＩＳ Ｇ ０５５８の４で規定される全脱炭部は測定部位から除外した。
引張強さＴＳについては、ゲージ長さを２００ｍｍとし、１０ｍｍ／ｍｉｎの速度で引っ張り試験を行い、ｎ＝３の平均値を測定した。
固溶Ｂについては、パテンティング線材の電解抽出残渣中に化合物として存在するＢ量をクルクミン吸光光度法にて測定し、トータルＢ量との差を求めることによって得た。
非パーライト組織分率については、パテンティング線材及び伸線材を埋め込み研磨し、ピクリン酸を用いた化学腐食を実施した後、ＳＥＭ観察によって、線材の長さ方向と平行な断面（Ｌ断面）における非パーライト組織率を決定した。
圧延線材の非パーライト組織率については、線材の中心から半径の±５％の部位にて切断及び研磨によりＬ断面を出現させ、表層部分において、ＳＥＭ観察により２０００倍の倍率で深さ１００μｍ×幅１００μｍの領域の組織写真を５視野ずつ撮影し、画像解析によりその面積率の平均値を測定した。
伸線された鋼線の非パーライト組織率については、線材の中心から半径の±５％の部位にて切断及び研磨によりＬ断面を出現させ、表層部分において、ＳＥＭ観察により２０００倍の倍率で深さ４０μｍ×幅１００μｍの領域の組織写真を５視野ずつ撮影し、画像解析によりその面積率の平均値を測定した。
この測定により、伸線前の非パーライト組織面積率と伸線後の非パーライト組織面積率はほぼ一致することを確認した。
なお、表層に脱炭層が存在する場合、ＪＩＳ Ｇ ０５５８の４で規定される全脱炭部は測定部位から除外した。
引張強さＴＳについては、ゲージ長さを２００ｍｍとし、１０ｍｍ／ｍｉｎの速度で引っ張り試験を行い、ｎ＝３の平均値を測定した。
以下、表１中のＮｏ．１〜１５及びＮｏ．３１〜４３に示す各サンプルにおける評価試験の条件及び結果の一覧を表２に示す。
表１及び表２において、Ｎｏ．１〜１５に示す各サンプルは、本発明に係る伸線特性に優れた高強度線材（本発明鋼）であり、Ｎｏ．３１〜４３に示す各サンプルは、従来の線材（比較鋼）である。
表２に示すように、Ｎｏ．１〜１５に示すサンプル（本発明鋼）の線材は、何れもＢの含有量が０．０００４〜０．００６０％で与えられる範囲を満たし、且つ巻き取り後パテンティング開始までの時間がｔ１＝０．００１３×（Ｔｒ−８１５）２＋７×（Ｂ−０．０００３）／（Ｎ−Ｔｉ／３．４１−Ｂ＋０．０００３）以下を満足している。このため、何れも固溶Ｂ量が０．０００２％以上となり、線材表層から中心部までの断面内における非パーライト組織面積率が５％以下となった。また、何れのパテンティング材強度も、ＴＳ＝（１０００×Ｃ［％］−１０×線径［ｍｍ］＋４５０）で示される強度（ＴＳしきい値）を上回っている。
なお、Ｎｏ．１１のサンプル（本発明鋼）だけは、ソルト温度が５０５℃と、本発明の範囲内であるものの低めであったため、線材表層の非パーライト面積率は１０％を超えており、伸線後のデラミネーションが発生している。一方、Ｎｏ．１１のサンプル以外の本発明鋼は、鉛もしくはソルト温度が５２０℃以上であるため、線材表層の非パーライト面積率が１０％以下に抑制されている。
これに対して、Ｎｏ．３１に示すサンプル（比較鋼）の線材では、巻き取り温度が７５０℃と低いため、パテンティング処理前にＢの炭化物が析出し、非パーライト組織を抑制できなかった。
また、Ｎｏ．３２，３７に示すサンプル（比較鋼）の線材では、巻き取り後、パテンティング開始までの時間がｔ１＝０．００１３×（Ｔｒ−８１５）２＋７×（Ｂ−０．０００３）／（Ｎ−Ｔｉ／３．４１−Ｂ＋０．０００３）より長かったため、固溶Ｂを確保できず、非パーライト組織を抑制できなかった。
また、Ｎｏ．３８に示すサンプル（比較鋼）の線材では、パテンティング時の溶融鉛温度が４５０℃と規定より低かったために、非パーライト組織の発生を抑制できなかった。
また、Ｎｏ．３３，４１に示すサンプル（比較鋼）の線材では、Ｂの含有量が所定の量より過剰であり、Ｂ炭化物及び初析セメンタイトが析出してしまった。
また、Ｎｏ．３４に示すサンプル（比較鋼）では、Ｓｉの含有量が１．６％と過剰なため、非パーライト組織の生成を抑制できなかった。
また、Ｎｏ．３５に示すサンプル（比較鋼）の線材では、Ｃの含有量が１．３％と過剰なため、初析セメンタイト析出を抑制できなかった。
また、Ｎｏ．３６に示すサンプル（比較鋼）の線材では、Ｍｎの含有量が１．５％と過剰なため、ミクロマルテンサイトの生成を抑制できなかった。
また、Ｎｏ．３９，４０に示すサンプル（比較鋼）の線材では、パテンティング処理時の冷速が規定の冷速より小さくしたため、所定のＬＰ材での引張強さ及び伸線後の引張強さを満足できなかった。
また、Ｎｏ．４２，４３に示すサンプル（比較鋼）の線材では、Ｂの含有量が規定の量に満たなかったため、非パーライト組織の生成を抑制できず、５％以上となっている。
また、Ｎｏ．３２，３７に示すサンプル（比較鋼）の線材では、巻き取り後、パテンティング開始までの時間がｔ１＝０．００１３×（Ｔｒ−８１５）２＋７×（Ｂ−０．０００３）／（Ｎ−Ｔｉ／３．４１−Ｂ＋０．０００３）より長かったため、固溶Ｂを確保できず、非パーライト組織を抑制できなかった。
また、Ｎｏ．３８に示すサンプル（比較鋼）の線材では、パテンティング時の溶融鉛温度が４５０℃と規定より低かったために、非パーライト組織の発生を抑制できなかった。
また、Ｎｏ．３３，４１に示すサンプル（比較鋼）の線材では、Ｂの含有量が所定の量より過剰であり、Ｂ炭化物及び初析セメンタイトが析出してしまった。
また、Ｎｏ．３４に示すサンプル（比較鋼）では、Ｓｉの含有量が１．６％と過剰なため、非パーライト組織の生成を抑制できなかった。
また、Ｎｏ．３５に示すサンプル（比較鋼）の線材では、Ｃの含有量が１．３％と過剰なため、初析セメンタイト析出を抑制できなかった。
また、Ｎｏ．３６に示すサンプル（比較鋼）の線材では、Ｍｎの含有量が１．５％と過剰なため、ミクロマルテンサイトの生成を抑制できなかった。
また、Ｎｏ．３９，４０に示すサンプル（比較鋼）の線材では、パテンティング処理時の冷速が規定の冷速より小さくしたため、所定のＬＰ材での引張強さ及び伸線後の引張強さを満足できなかった。
また、Ｎｏ．４２，４３に示すサンプル（比較鋼）の線材では、Ｂの含有量が規定の量に満たなかったため、非パーライト組織の生成を抑制できず、５％以上となっている。
次に、表３中のＮｏ．１６〜３０及びＮｏ．４４〜５５に示す各サンプルにおける評価試験の条件及び結果の一覧を表４に示す。
表３及び表４において、Ｎｏ．１６〜３０に示す各サンプルは、本発明に係る伸線特性に優れた高強度線材（本発明鋼）であり、Ｎｏ．４４〜５５に示す各サンプルは、従来の線材（比較鋼）である。
表４に示すように、Ｎｏ．１６〜３０に示すサンプル（本発明鋼）の線材は、何れもＢの含有量が０．０００４〜０．００６０％で与えられる範囲を満たし、且つ巻き取り後パテンティング開始までの時間がｔ１＝０．００１３×（Ｔｒ−８１５）２＋７×（Ｂ−０．０００３）／（Ｎ−Ｔｉ／３．４１−Ｂ＋０．０００３）以下を満足している。このため、何れも固溶Ｂ量が０．０００２％以上となり、線材表層から中心部までの断面内における非パーライト組織面積率が５％以下となった。また、何れのパテンティング材強度も、ＴＳ＝（１０００×Ｃ［％］−１０×線径［ｍｍ］＋４５０）で示される強度（ＴＳしきい値）を上回っている。
なお、Ｎｏ．２７のサンプル（本発明鋼）だけは、ソルト温度が４９０℃と、本発明の範囲内であるものの低めであったため、線材表層の非パーライト面積率は１０％を超えており、伸線後のデラミネーションが発生している。一方、Ｎｏ．２７のサンプル以外の本発明鋼は、鉛もしくはソルト温度が５２０℃以上であるため、線材表層の非パーライト面積率が１０％以下に抑制されている。
これに対して、Ｎｏ．４４に示すサンプル（比較鋼）の線材では、巻き取り温度が７５０℃と低いため、パテンティング処理前にＢの炭化物が析出し、非パーライト組織を抑制できなかった。
また、Ｎｏ．５０，５２，５３，５４に示すサンプル（比較鋼）の線材では、巻き取り後、パテンティング開始までの時間がｔ１＝０．００１３×（Ｔｒ−８１５）２＋７×（Ｂ−０．０００３）／（Ｎ−Ｔｉ／３．４１−Ｂ＋０．０００３）より長かったため、固溶Ｂを確保できず、非パーライト組織を抑制できなかった。
また、Ｎｏ．４９に示すサンプル（比較鋼）の線材では、パテンティング時の溶融鉛温度が４５０℃と規定より低かったために、非パーライト組織の発生を抑制できなかった。
また、Ｎｏ．４５に示すサンプル（比較鋼）の線材では、Ｂの含有量が所定の量より過剰であり、Ｂ炭化物及び初析セメンタイトが析出してしまった。
また、Ｎｏ．４６に示すサンプル（比較鋼）の線材では、Ｓｉの含有量が１．６％と過剰なため、非パーライト組織の生成を抑制できなかった。
また、Ｎｏ．４７に示すサンプル（比較鋼）の線材では、Ｍｎの含有量が１．６％と過剰なため、ミクロマルテンサイトの生成を抑制できなかった。
また、Ｎｏ．４８，５１，５５に示すサンプル（比較鋼）の線材では、Ｂの含有量が、規定の量に満たなかったため、非パーライト組織の生成を抑制できず、５％以上となっている。
また、Ｎｏ．５０，５２，５３，５４に示すサンプル（比較鋼）の線材では、巻き取り後、パテンティング開始までの時間がｔ１＝０．００１３×（Ｔｒ−８１５）２＋７×（Ｂ−０．０００３）／（Ｎ−Ｔｉ／３．４１−Ｂ＋０．０００３）より長かったため、固溶Ｂを確保できず、非パーライト組織を抑制できなかった。
また、Ｎｏ．４９に示すサンプル（比較鋼）の線材では、パテンティング時の溶融鉛温度が４５０℃と規定より低かったために、非パーライト組織の発生を抑制できなかった。
また、Ｎｏ．４５に示すサンプル（比較鋼）の線材では、Ｂの含有量が所定の量より過剰であり、Ｂ炭化物及び初析セメンタイトが析出してしまった。
また、Ｎｏ．４６に示すサンプル（比較鋼）の線材では、Ｓｉの含有量が１．６％と過剰なため、非パーライト組織の生成を抑制できなかった。
また、Ｎｏ．４７に示すサンプル（比較鋼）の線材では、Ｍｎの含有量が１．６％と過剰なため、ミクロマルテンサイトの生成を抑制できなかった。
また、Ｎｏ．４８，５１，５５に示すサンプル（比較鋼）の線材では、Ｂの含有量が、規定の量に満たなかったため、非パーライト組織の生成を抑制できず、５％以上となっている。
なお、Ｎｏ．１９，２１，２６（本発明鋼）の線材を用いて、φ５．２ｍｍのＰＷＳ用の鋼線を試作したところ、引張強さＴＳが各々２０６９ＭＰａ，２０６０ＭＰａ，２０４０ＭＰａでデラミネーションの発生しない鋼線を作製することができた。一方、Ｎｏ．２７（本発明鋼）の線材を用いて同様の試作を行ったところ、引張強さＴＳが１８９７ＭＰａでデラミネーションは発生しなかったものの、破断捻回回数が前記Ｎｏ．１９，２１，２６の場合と比較して３０％程度低下した。一方、Ｎｏ．５２（比較鋼）の線材を用いて同様の試作を実施したところ、引張強さＴＳが１８３０ＭＰａでデラミネーションが発生した。
また、図３は、パテンティング処理後の線材における線径と、線材表面から中心部の断面内における非パーライト組織の面積率との関係を示したグラフである。なお、図３中において、◆は、Ｎｏ．１〜１５の各サンプル（本発明鋼）を示し、◇は、Ｎｏ．３１〜４３の各サンプル（比較鋼）を示す。また、●は、Ｎｏ．１６〜３０の各サンプル（本発明鋼）を示し、○は、Ｎｏ．４４〜５５の各サンプル（比較鋼）を示す。
図３に示すグラフからは、本発明に係る高強度線材（◆，●）では、線径に関わらず安定して非パーライト面積率が５％以下であるの対し、比較例の従来の線材（◇，○）では、非パーライト組織の面積率が何れも５％を超えた数値となっている。
図３に示すグラフからは、本発明に係る高強度線材（◆，●）では、線径に関わらず安定して非パーライト面積率が５％以下であるの対し、比較例の従来の線材（◇，○）では、非パーライト組織の面積率が何れも５％を超えた数値となっている。
また、図４は、パテンティング処理後の線材における引張強さＴＳと絞り値との関係を示したグラフである。なお、図４中において、◆は、Ｎｏ．１〜１５の各サンプル（本発明鋼）を示し、◇は、Ｎｏ．３１〜４３の各サンプル（比較鋼）を示す。また、●は、Ｎｏ．１６〜３０の各サンプル（本発明鋼）を示し、○は、Ｎｏ．４４〜５５の各サンプル（比較鋼）を示す。
図４に示すグラフからは、引張強さＴＳが同じである場合、本発明に係る高強度線材（◆，●）の絞り値は、比較例の従来線材（◇，○）に比べて優れていることは明らかである。
図４に示すグラフからは、引張強さＴＳが同じである場合、本発明に係る高強度線材（◆，●）の絞り値は、比較例の従来線材（◇，○）に比べて優れていることは明らかである。
以上のように、本発明では、使用する鋼材の成分組成を特定し、Ｃ、Ｓｉに応じた量の固溶Ｂを、パテンティング処理前のオ−ステナイトに存在させることによって、セメンタイト析出とフェライト析出の駆動力をバランスさせ、パーライトを主体とする組織を有し且つ非パーライト組織の面積率が５％以下であるような硬鋼線を得ることができ、ＰＣ鋼線、亜鉛めっき鋼線、ばね用鋼線、スチールコード用鋼線、吊り橋用ケーブル等としての性能を改善し得る。
Claims (10)
- 質量％で、
Ｃ：０．７〜１．２％、
Ｓｉ：０．３５〜１．５％、
Ｍｎ：０．１〜１．０％、
Ｎ：０．００１〜０．００６％、
Ａｌ：０．００５〜０．１％を含有し、
更に、Ｂを０．０００４〜０．００６０％で与えられる範囲で含有し、且つ固溶Ｂ量が０．０００２％以上であり、残部はＦｅ及び不可避不純物からなり、
引張強さＴＳ［ＭＰａ］が次式（１）で表され、
ＴＳ＞（１０００×Ｃ［％］−１０×線径［ｍｍ］＋４５０）・・・（１）
表層から１００μｍまでの深さの部分において、旧オーステナイト粒界に沿って析出する初析フェライト、擬似パーライトもしくはベイナイトからなる非パーライト組織の面積率が１０％以下であり、残部がパーライト組織であることを特徴とする伸線特性に優れた高強度線材。 - 質量％で、
Ｃ：０．７〜１．２％、
Ｓｉ：０．３５〜１．５％、
Ｍｎ：０．１〜１．０％、
Ｎ：０．００１〜０．００６％、
Ａｌ：０．００５〜０．１％を含有し、
更に、Ｂを０．０００４〜０．００６０％で与えられる範囲で含有し、且つ固溶Ｂ量が０．０００２％以上であり、残部はＦｅ及び不可避不純物からなり、
引張強さＴＳ［ＭＰａ］が次式（１）で表され、
ＴＳ＞（１０００×Ｃ［％］−１０×線径［ｍｍ］＋４５０）・・・（１）
線材表層から中心部への断面内において、旧オーステナイト粒界に沿って析出する初析フェライト、擬似パーライトもしくはベイナイトからなる非パーライト組織の面積率が５％以下であり、残部がパーライト組織であることを特徴とする伸線特性に優れた高強度線材。 - 質量％で、
Ｃ：０．７〜１．２％、
Ｓｉ：０．３５〜１．５％、
Ｍｎ：０．１〜１．０％、
Ｎ：０．００１〜０．００６％、
Ｔｉ：０．００５〜０．１％を含有し、
更に、Ｂを０．０００４〜０．００６０％で与えられる範囲で含有し、且つ固溶Ｂ量が０．０００２％以上であり、残部はＦｅ及び不可避的不純物からなり、
引張強さＴＳ［ＭＰａ］が次式（１）で表され、
ＴＳ＞（１０００×Ｃ［％］−１０×線径［ｍｍ］＋４５０）・・・（１）
表層から１００μｍまでの深さの部分において、旧オーステナイト粒界に沿って析出する初析フェライト、擬似パーライトもしくはベイナイトからなる非パーライト組織の面積率が１０％以下であり、残部がパーライト組織であることを特徴とする伸線特性に優れた高強度線材。 - 質量％で、
Ｃ：０．７〜１．２％、
Ｓｉ：０．３５〜１．５％、
Ｍｎ：０．１〜１．０％、
Ｎ：０．００１〜０．００５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．１％を含有し、
更に、Ｂを０．０００４〜０．００６０％で与えられる範囲で含有し、且つ固溶Ｂ量が０．０００２％以上であり、残部はＦｅ及び不可避的不純物からなり、
引張強さＴＳ［ＭＰａ］が次式（１）で表され、
ＴＳ＞（１０００×Ｃ［％］−１０×線径［ｍｍ］＋４５０）・・・（１）
線材表層から中心部への断面内において、旧オーステナイト粒界に沿って析出する初析フェライト、擬似パーライトもしくはベイナイトからなる非パーライト組織の面積率が５％以下であり、残部がパーライト組織であることを特徴とする伸線特性に優れた高強度線材。 - 更に、質量％で、Ａｌ：０．１％以下を含有することを特徴とする請求項３又は４に記載の伸線特性に優れた高強度線材。
- 更に、質量％で、Ｃｒ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｃｏ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｖ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：０．２％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：０．２％以下（０％を含まない）、Ｗ：０．２％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．１％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも１種以上を含有することを特徴とする請求項１乃至５の何れか一項に記載の伸線特性に優れた高強度線材。
- 請求項１乃至６の何れか一項に記載の化学組成を有する鋼片を、熱間圧延後、Ｔｒ＝８００〜９５０℃の温度で巻き取りした後、次いで、熱間圧延後の冷却・巻取り工程後に次式（２）で示される時間ｔ１以内に、４８０〜６５０℃の溶融ソルトに直接浸漬すること、もしくは溶融ソルト、ステルモアあるいは大気放冷等の手段により一旦２００℃以下に冷却した後、９５０℃以上にて再オーステナイト化後、４８０℃〜６５０℃の溶融鉛に浸漬することにてパテンティング処理することを特徴とする伸線特性に優れた高強度線材の製造方法。
ｔ１＝０．００１３×（Ｔｒ−８１５）２＋７×（Ｂ−０．０００３）／（Ｎ−Ｔｉ／３．４１−Ｂ＋０．０００３）・・・（２）
但し、（Ｎ−Ｔｉ／３．４１−Ｂ＋０．０００３）が０以下である、もしくはｔ１が４０ｓより大きい場合は、ｔ１＝４０ｓとする。 - 請求項１乃至６の何れか一項に記載の化学組成を有する鋼片を、熱間圧延直後に冷却し８００〜９５０℃の温度で巻き取りした後、熱間圧延後の冷却・巻取り工程後に式（２）で示される時間ｔ１以内に、冷却速度１５〜１５０℃／ｓｅｃの範囲で４８０〜６５０℃の温度範囲まで冷却し、この温度範囲にてパテンティング処理することを特徴とする伸線特性に優れた高強度線材の製造方法。
- 請求項１乃至６の何れか一項に記載の鋼材を請求項７又は８に記載の方法にて製造した線材を冷間伸線することによって製造される高強度鋼線であって、引張強さＴＳが１６００ＭＰａ以上であり、表層から５０μｍまでの深さの部分において、非パーライト組織の面積率が１０％以下であり、残部がパーライト組織であることを特徴とする高強度鋼線。
- 請求項１乃至６の何れか一項に記載の鋼材を請求項７又は８に記載の方法にて製造した線材を冷間伸線することによって製造される高強度鋼線であって、引張強さＴＳが１６００ＭＰａ以上であり、線材表層から中心部への断面内において、非パーライト組織の面積率が５％以下であり、残部がパーライト組織であることを特徴とする高強度鋼線。
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Cited By (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2010202954A (ja) * | 2009-03-05 | 2010-09-16 | Nippon Steel Corp | 高強度極細鋼線用線材、高強度極細鋼線、及び、これらの製造方法 |
| JP2010229469A (ja) * | 2009-03-26 | 2010-10-14 | Nippon Steel Corp | 冷間加工特性に優れる高強度線材及びその製造方法 |
| WO2014156573A1 (ja) * | 2013-03-27 | 2014-10-02 | 株式会社神戸製鋼所 | 生引き性に優れた高強度鋼線用線材および高強度鋼線 |
| CN104878318A (zh) * | 2015-05-07 | 2015-09-02 | 芜湖品度电子科技有限公司 | 二维码编织机用高韧性抗拉伸弹簧材料组合物和弹簧的制备方法 |
| US9243315B2 (en) | 2009-06-25 | 2016-01-26 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | High-strength Zn—Al coated steel wire for bridges with excellent corrosion resistance and fatigue properties and method for manufacturing the same |
| CN106011635A (zh) * | 2016-08-03 | 2016-10-12 | 苏州市虎丘区浒墅关弹簧厂 | 一种耐冲击抗压型弹簧材料 |
| WO2017014231A1 (ja) * | 2015-07-21 | 2017-01-26 | 新日鐵住金株式会社 | 高強度ｐｃ鋼線 |
| WO2017014232A1 (ja) * | 2015-07-21 | 2017-01-26 | 新日鐵住金株式会社 | 高強度ｐｃ鋼線 |
| CN108020493A (zh) * | 2017-12-07 | 2018-05-11 | 江苏省沙钢钢铁研究院有限公司 | 高硅高碳钢盘条奥氏体晶粒尺寸测量方法 |
| CN115943225A (zh) * | 2021-06-08 | 2023-04-07 | 住友电气工业株式会社 | 钢线和弹簧 |
-
2006
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Cited By (16)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2010202954A (ja) * | 2009-03-05 | 2010-09-16 | Nippon Steel Corp | 高強度極細鋼線用線材、高強度極細鋼線、及び、これらの製造方法 |
| JP2010229469A (ja) * | 2009-03-26 | 2010-10-14 | Nippon Steel Corp | 冷間加工特性に優れる高強度線材及びその製造方法 |
| US9243315B2 (en) | 2009-06-25 | 2016-01-26 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | High-strength Zn—Al coated steel wire for bridges with excellent corrosion resistance and fatigue properties and method for manufacturing the same |
| WO2014156573A1 (ja) * | 2013-03-27 | 2014-10-02 | 株式会社神戸製鋼所 | 生引き性に優れた高強度鋼線用線材および高強度鋼線 |
| CN104878318A (zh) * | 2015-05-07 | 2015-09-02 | 芜湖品度电子科技有限公司 | 二维码编织机用高韧性抗拉伸弹簧材料组合物和弹簧的制备方法 |
| JP2017025370A (ja) * | 2015-07-21 | 2017-02-02 | 新日鐵住金株式会社 | 高強度ｐｃ鋼線 |
| WO2017014231A1 (ja) * | 2015-07-21 | 2017-01-26 | 新日鐵住金株式会社 | 高強度ｐｃ鋼線 |
| WO2017014232A1 (ja) * | 2015-07-21 | 2017-01-26 | 新日鐵住金株式会社 | 高強度ｐｃ鋼線 |
| JP2017025369A (ja) * | 2015-07-21 | 2017-02-02 | 新日鐵住金株式会社 | 高強度ｐｃ鋼線 |
| EP3327162A4 (en) * | 2015-07-21 | 2019-01-02 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | High-strength pc steel wire |
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| CN106011635A (zh) * | 2016-08-03 | 2016-10-12 | 苏州市虎丘区浒墅关弹簧厂 | 一种耐冲击抗压型弹簧材料 |
| CN108020493A (zh) * | 2017-12-07 | 2018-05-11 | 江苏省沙钢钢铁研究院有限公司 | 高硅高碳钢盘条奥氏体晶粒尺寸测量方法 |
| CN108020493B (zh) * | 2017-12-07 | 2020-08-11 | 江苏省沙钢钢铁研究院有限公司 | 高硅高碳钢盘条奥氏体晶粒尺寸测量方法 |
| CN115943225A (zh) * | 2021-06-08 | 2023-04-07 | 住友电气工业株式会社 | 钢线和弹簧 |
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