JP2007131945A - High strength steel wire having excellent ductility and its production method - Google Patents

High strength steel wire having excellent ductility and its production method Download PDF

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JP2007131945A
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Inventor
Makio Kikuchi
Tsugunori Nishida
Shingo Yamazaki
真吾 山崎
真樹夫 菊地
世紀 西田
Original Assignee
Nippon Steel Corp
新日本製鐵株式会社
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Abstract

PROBLEM TO BE SOLVED: To obtain a wire rod having excellent wire drawability, and to inexpensively provide a steel wire using the same as the stock with high productivity in a high yield.
SOLUTION: A high steel wire rod having specified components is heated to a specified temperature range, so as to be reaustenitized, and is thereafter subjected to patenting treatment, so as to obtain a high carbon steel wire having excellent ductility which has a pearlitic structure in ≥97% by area, and the balance nonpearlitic structure composed of bainite, pseudo pearlite and proeutectoid ferrite, and in which fracture reduction of area RA satisfies the following equations (1), (2) and (3): RA≥a-b×pearlite block grain size (μm) (1), a=-0.0114×(TS(MPa))2+3.1178×TS(MPa)-151.32 (2), and b=0.0073×TS(MPa)-0.3753 (3).
COPYRIGHT: (C)2007,JPO&INPIT

Description

本発明は、鋼線材、鋼線及びそれらの製造方法に関する。 The present invention, steel wires, steel wire and a manufacturing method thereof. より詳しくは、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ースの補強材として用いられるスチールコード、更には、ソーイングワイヤなどの用途に好適な圧延線材とその製造方法、および前記の圧延線材を素材とする鋼線に関する。 More specifically, for example, a radial tire of an automobile, a steel cord used as a reinforcing material for various industrial belts and hoses, furthermore, applications suitable rolled wire and manufacturing method thereof in such sawing wires, and the rolled wire the on steel wire to the material.

自動車のラジアルタイヤや、各種のベルト、ホースの補強材として用いられるスチールコード用鋼線、あるいは、ソーイングワイヤ用の鋼線は、一般に、熱間圧延後調整冷却した線径(直径)が5〜6mmの鋼線材を、1次伸線加工して直径を3〜4mmにし、次いで、パテンティング処理を行い、更に2次伸線加工して1〜2mmの直径にする。 Cars and radial tires, various belts, steel cord steel wire used as a reinforcement of the hose, or steel wire for sawing wire is generally hot rolled after adjustment cooled diameter (diameter) of 5 the steel wire rod 6 mm, and the diameter and primary drawing processed into 3-4 mm, then subjected to patenting treatment, and the diameter of 1~2mm further secondary drawing process. この後、最終パテンティング処理を行い、次いで、ブラスメッキを施し、更に最終湿式伸線加工を施して直径0.15〜0.40mmにする。 Thereafter, perform final patenting treatment and then, subjected to a brass plating, further the diameter 0.15~0.40mm subjected to final wet wire drawing. このようにして得られた極細鋼線を、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ールコードが製造される。 Thus the fine steel wire obtained, steel cord is manufactured by a steel wire twisted to fit a plurality of twisted by further twisting.

一般に、線材を鋼線に加工する際や鋼線を撚り加工する際に断線が生ずると、生産性と歩留りが大きく低下してしまう。 In general, the breakage of the wire during the processing of twisted steel wires and in processing the steel wire is produced, productivity and yield greatly decreases. したがって、上記技術分野に属する線材や鋼線は、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。 Therefore, the technical wire or steel wires belonging to the field, it is strongly required not to break during drawing and during twisting. 伸線加工のうちでも最終湿式伸線加工の場合には、被処理鋼線の線径が極めて細いため、特に断線が発生しやすい。 On the last wet drawing Among the drawing, since wire diameter of the treated steel wire is very thin, especially disconnection easily occurs.

更に、近年、種々の目的からスチールコードなどを軽量化する動きが高まってきた。 Furthermore, in recent years, there has been an increased movement to lighter and steel cords of various purposes. このため、前記の各種製品に対して高強度が要求されるようになり、C含有量が0.7質量%未満の炭素鋼線材などでは、所望の高強度が得られなくなっており、0.75質量%以上のC含有量の鋼線を用いることが多くなっている。 Therefore, now high strength is required for the various products, in a C content of 0.7 wt% less than carbon steel wire rod, the desired high strength has not be obtained, 0. It has been often used steel wire C content of more than 75 wt%. しかし、C含有量を高めると伸線加工性が低下するので、断線頻度が高くなる。 However, since the wire drawability is reduced when increasing the C content, breakage frequency is increased. このため、C含有量が高くて鋼線に高い強度を確保させることができ、しかも伸線加工性にも優れた線材に対する要求が極めて大きくなっている。 Therefore, high C content can be secure high strength steel wire, moreover demand for better wire in wire drawing workability becomes extremely large.

上記した近年の産業界からの要望に対して、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技術が提案されている。 Against demands from recent industry mentioned above, and controls the segregation and microstructure, is a technique for improving wire drawability of a high carbon wire rod by the inclusion of certain elements have been proposed.

例えば特許文献1には、特定の化学組成を有する鋼材からなり、初析セメンタイトの含有平均面積率を規定した「高強度高靱性極細鋼線用線材、高強度高靱性極細鋼線、および該極細鋼線を用いた撚り製品、並びに該極細鋼線の製造方法」が開示されている。 For example, Patent Document 1, made of a steel material having a specific chemical composition, defining the content average area ratio of the pro-eutectoid cementite "high strength and high toughness fine steel wire for wire, high strength and high toughness fine steel wire, and ultrafine product twisted with steel wire, and manufacturing method of polar Hosoko line "is disclosed. しかし、この文献で提案された線材は、高価な元素であるNi及びCoの1種以上を必須の成分として含有するため、製造コストが嵩む。 However, the wire that has been proposed in this document, because it contains as an essential ingredient one or more of an expensive element Ni, and Co, increase in manufacturing cost.

一方、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。 On the other hand, the aperture value of patenting wire depends on the austenite grain size, because of improving the aperture value by refining the austenite grain size, using Nb, Ti, carbides and nitrides such as B as pinning particles attempts have also been made to refine the austenite grain size by. 特許文献1には、成分元素として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種以上を含有させて極細鋼線の靱延性を一層高める技術が開示されている。 Patent Document 1, Nb as constituent elements: 0.01 to 0.1 wt%, Zr: 0.05 to 0.1 wt%, Mo: 0.02 to 0.5 1 or from the group consisting wt% techniques to increase the toughness and ductility of ultrafine steel wire more is disclosed contain a higher. 特許文献2でも、NbCによるオーステナイト粒径の微細化が提案されている。 Any patent document 2, finer austenite grain size has been proposed by NbC. しかしこれら添加元素は高価なためコスト増を招くこと、Nbは粗大な炭化物、窒化物を、Tiは粗大な酸化物を形成するため細い線径、例えば、直径0.40mm以下の線径にまで伸線すると、断線する場合があった。 But these additive elements leads to increased costs for expensive, Nb is coarse carbides, nitrides, a thin wire diameter because Ti forms coarse oxides, for example, to a wire diameter of less diameter 0.40mm when the drawing, there is a case to be broken. また、本発明者らによる検証によれば、BNのピニングにでは、絞り値に影響を及ぼすほどオーステナイト粒径を微細化することは難しい。 Further, according to verification by the present inventors, than the pinning of BN, it is difficult to refine the austenite grain size as to affect the aperture.

さらに、特許文献3、特許文献4、特許文献5のように、Ti,Bにより固溶Nを固定することにより高炭素線材の伸線加工性を高める技術も提案されている。 Furthermore, Patent Document 3, Patent Document 4, as described in Patent Document 5, Ti, and a technique for improving wire drawability of a high carbon wire rod is also proposed by fixing dissolved N by B. しかし、近年の報告によれば、伸線中に線材中のセメンタイトが分解し、固溶C量が高まるため、伸線前の固溶Nを固定しても伸線加工性を高めることは困難と考えられる。 However, according to recent reports, it decomposed cementite in the wire during wire drawing, since the amount of solid solution C increases, difficult to improve the wire drawability be fixed solute N before drawing it is conceivable that.

また、特許文献6、特許文献7では、固溶Bによりフェライト析出を抑制する技術も提案されているが、一方で固溶Bにより析出が促進される粗大なセメンタイト、Fe 23 (CB) 6への配慮がなされておらず、断線の可能性が高い。 Further, Patent Document 6, Patent Document 7, although suppressing technology has also been proposed ferrite precipitated by solid solution B, while the coarse cementite precipitation by solid solution B is promoted, the Fe 23 (CB) 6 consideration has not been made, there is a high possibility of disconnection.

特許第2609387号公報 Patent No. 2609387 Publication 特開2001−131697号公報 JP 2001-131697 JP 特開2000−309849号公報 JP 2000-309849 JP 特開昭56−44747号公報 JP-A-56-44747 JP 特開平01−316420号公報 JP 01-316420 discloses 特開2000−355736号公報 JP 2000-355736 JP 特開2004−137597号公報 JP 2004-137597 JP

本発明は、上記現状に鑑みなされたもので、その目的は、スチールコードやソーイングワイヤなどの用途に好適な伸線加工性などの冷間加工性に優れた線材を得るとともに、前記の線材を素材とする鋼線を高い生産性の下に歩留りよく廉価に提供することである。 The present invention has been made in view of the above circumstances, and its object is with obtaining excellent wire cold workability such as suitable wire drawability in applications such as steel cord and sawing wires, the wires of to provide a steel wire for a material under a high productivity good yield at low cost.

上記課題を解決することのできた本発明に係る製造方法の構成は、下記(1)から(3)に示す鋼線材、(4)に示す鋼線材の製造方法、および(5)に示す高強度鋼線にある。 Structure of a manufacturing method according to the present invention that has solved the above problems, a steel wire material shown from the following (1) to (3), high intensity indicated in a method of manufacturing a steel wire rod shown in (4), and (5) in the steel wire.

(1)パテンティング後のパーライト組織の面積率が97%以上、残部がベイナイト、擬似パーライト、初析フェライトからなる非パーライト組織であり、破断絞り値RAが次式(1)、(2)、(3)、引張り強さTSが式(4)を満足することを特徴とする鋼線材。 (1) the area ratio of the pearlite structure after patenting is 97% or more, the balance is bainite, pseudo pearlite, non-pearlite structures consisting of pro-eutectoid ferrite, fracture aperture RA is the following equation (1), (2), (3), the steel wire rod in tensile strength TS is characterized by satisfying the equation (4).
RA≧a−b×パーライトブロック粒径(μm) ・・(1) RA ≧ a-b × perlite block particle size (μm) ·· (1)
a=−0.0114×(TS(MPa)) 2 +3.1178×TS(MPa)−151.32 ・・(2) a = -0.0114 × (TS (MPa )) 2 + 3.1178 × TS (MPa) -151.32 ·· (2)
b=0.0073×TS(MPa)−0.3753 ・・(3) b = 0.0073 × TS (MPa) -0.3753 ·· (3)
TS≧1000×C(%)−10×線径(mm)+320 MPa ・・(4) TS ≧ 1000 × C (%) - 10 × wire diameter (mm) +320 MPa ·· (4)
(2)質量%で、C:0.70〜1.10%、Si:0.1〜1.5%、Mn:0.1〜1.0%、Al:0.01%以下、Ti:0.01%以下、N:10〜60質量ppm、B:(0.77×N(ppm)−17.4)質量ppm、もしくは3質量ppmのいずれか高い量以上、52質量ppm以下を含有し、残部はFe及び不純物からなることを特徴とする請求項1に記載の鋼線材。 (2) in mass%, C: 0.70~1.10%, Si: 0.1~1.5%, Mn: 0.1~1.0%, Al: 0.01% or less, Ti: 0.01% or less, N: 10 to 60 mass ppm, B: (0.77 × N (ppm) -17.4) mass ppm, or 3 ppm by weight or higher amounts or more, containing the following 52 mass ppm and the balance being a steel wire according to claim 1, characterized in that it consists of Fe and impurities.
(3)更に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2に記載の鋼線材。 (3) Further Cr: 0.5% or less (not including 0%), Ni: 0.5% or less (not including 0%), Co: 0.5% or less (not including 0%), V 0.5% or less (not including 0%), Cu: 0.2% or less (not including 0%), Mo: 0.2% or less (not including 0%), W: 0.2% or less (not including 0%), Nb: 0.1% or less (not including 0%), the steel according to claim 2, characterized in that it contains at least one selected from the group consisting of wire.
(4)(2)乃至(3)に記載の化学組成を有する線材を、次に示す温度Tmin〜1100℃に加熱し、500〜650℃の雰囲気中で、800〜650℃の冷速が50℃/s以上であるようなパテンティング処理を行うことを特徴とする、(1)に記載の鋼線材の製造方法。 (4) (2) to a wire having a chemical composition according to (3), and heated to a temperature Tmin~1100 ° C. shown below, in an atmosphere of 500 to 650 ° C., cooling rate 800 to 650 ° C. is 50 ° C. / and performing patenting treatment such that s or more, manufacturing process of the steel wire material according to (1).
B(ppm)−0.77×N(ppm)>0.0の場合は加熱最低温度Tminは850℃、 B (ppm) -0.77 × N (ppm)> heating minimum temperature Tmin is 850 ° C. For 0.0,
B(ppm)−0.77×N(ppm)≦0.0の場合は、加熱最低温度Tminは、 For the B (ppm) -0.77 × N (ppm) ≦ 0.0, heating minimum temperature Tmin is
Tmin=1000+1450/(B(ppm)−0.77×N(ppm)―10) Tmin = 1000 + 1450 / (B (ppm) -0.77 × N (ppm) -10)
(5)(1)に記載の鋼線材を冷間伸線することによって製造する、引張り強さが2800MPa以上であることを特徴とする延性に優れた高強度鋼線。 (5) High strength steel wire the steel wire rod is produced by cold drawing, the tensile strength and excellent ductility, characterized in that at least 2800MPa according to (1).

本発明者らは、線材の化学組成と機械的性質が伸線加工性に及ぼす影響について調査・研究を重ね、その結果、下記の知見を得た。 The present inventors have found that the chemical composition and mechanical properties of the wire material superimposed surveys and studies the influence on the drawing workability, resulting in a following findings.
(a)引張強さを高めるためには、C、Si、Mn、Crなどの合金元素の含有量を増やせばよいが、これら合金元素の含有量の増加は伸線加工性の低下、つまり、伸線加工時の限界加工度の低下を招くため、断線する頻度が増加する。 To increase the tensile strength (a) is, C, Si, Mn, or is by increasing the content of alloying elements such as Cr, decrease in wire drawability is increase in the content of alloy elements, that is, for lowering the limit working ratio at the time of drawing, the frequency of breakage increases.
(b)伸線加工性は、伸線加工前、つまり熱処理後の引張り強さと破断絞り値とから推定できる。 (B) drawing workability, before drawing, i.e. it can be estimated from the tensile strength and fracture aperture after heat treatment. 特に、最終熱処理後の伸線加工性は最終熱処理後の引張り強さ及び絞り値とよい相関を示し、絞り値が引張り強さに応じたある一定値以上の場合に極めて良好な伸線加工性が得られる。 In particular, wire drawability after the final heat treatment indicates the tensile strength and the aperture value and good correlation after the final heat treatment, very good drawability in the case of more than a predetermined value according to the aperture value is the tensile strength It is obtained.
(c)BはNと化合物を形成し、固溶B量はトータルのB量、N量およびパーライト変態前の加熱温度によって決定される。 (C) B forms a N and the compound, the amount of solid solution B is B amount of total, is determined by the heating temperature before N amount and pearlite transformation. 固溶Bはオーステナイト粒界に偏析し、パテンティング処理に際するオーステナイト温度からの冷却中に、オーステナイト粒界から発生するベイナイト、フェライト、擬似パーライト等の、ミクロ組織が粗く低強度な組織、特にベイナイトの発生を抑制する。 Solid solute B segregates in austenite grain boundaries during cooling from the austenite temperature at which time the patenting treatment, bainite generated from austenite grain boundaries, ferrite, such as pseudo-pearlite microstructure is coarse low strength tissue, especially to suppress the generation of bainite. これら非パーライト組織の内、伸線性に最も悪影響を及ぼす組織はベイナイトである。 Of these non-pearlite structures, most adversely affect tissue drawability is bainite. 非パーライト組織の内、ベイナイトが占める割合は、60%以上である。 Among the non-pearlite structure, the proportion of the bainite is 60% or more. 固溶Bが少ないと上記効果は小さく、過剰であるとパーライト変態に先立ち、粗大なFe 23 (CB) 6が析出し、伸線加工性が低下する。 And less solid solution B above effect is small, before pearlite transformation and is excessive, coarse Fe 23 (CB) 6 precipitates, wire drawability is reduced.

本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものである。 The present invention has been completed based on the above findings.

以下、本発明の各要件について詳しく説明する。 It will be described in detail below each requirement of the present invention.

線材の組織および機械的性質: Organization and mechanical properties of the wire:
パテンティング線材の絞り値は、オーステナイト粒径にほぼ比例するパーライトブロック粒径を10μm以下に微細化すれば改善されること、TiN、AlNやNbC等の析出物がオーステナイト粒の微細化に寄与することが知られている。 Aperture patenting wire may be improved by refining the 10μm below the pearlite block grain size substantially proportional to the austenite grain size, TiN, which contributes to miniaturization precipitates of austenite grains, such as AlN and NbC It is known. しかしスチールコード用線材においては、TiやAlの添加は断線の原因となる粗大な酸化物を形成するため困難である。 However, in the steel cord wire, the addition of Ti and Al is difficult to form a coarse oxides causing disconnection. Nbについても粗大なNbCの生成が懸念するため、その利用は困難である。 In order to concern even formation of coarse NbC For Nb, its use is difficult. これらの析出物を利用することなくパーライトブロック粒を微細化するには、オーステナイト加熱温度を低下させること、加熱時間短縮する必要がある。 To refine the pearlite block grain without utilizing these precipitates, reducing the austenite heating temperature, it is necessary to shorten the heating time. しかし、このような方法によってオーステナイト粒径を安定して微細にコントロールすることは極めて難しく、実操業においては困難であった。 However, it is extremely difficult, difficult in actual operation to be stably finely control the austenite grain size by such a method. これに対し、本発明では、パテンティング後の線材中の、フェライト、擬似パーライト、ベイナイトからなる非パーライト組織を3%以下に抑制することで、ブロック粒径の大幅な微細化を必要とすることなく線材の絞り値を高めたことに特徴がある。 In contrast, in the present invention, the wire in after patenting, ferrite, pseudo pearlite, by suppressing the non-pearlite structures consisting of bainite 3% or less, the need for substantial miniaturization of the block diameter it is characterized in having an increased aperture of without wires.

発明者らの検討によれば、従来用いられてきた線材用鋼の破断絞り値RAはTSならびにパーライトブロック粒径と相関があり、次の関係にあることが判明した。 According to the study of the inventors, fracture aperture RA of conventionally used wire steel is correlated with TS and pearlite block grain size was found to be in the following relationship.
RA<a−b×パーライトブロック粒径(μm) RA <a-b × pearlite block grain diameter ([mu] m)
a=−0.0114×(TS(MPa)) 2 +3.1178×TS(MPa)−151.32 ・・(2) a = -0.0114 × (TS (MPa )) 2 + 3.1178 × TS (MPa) -151.32 ·· (2)
b=0.0073×TS(MPa)−0.3753 ・・(3) b = 0.0073 × TS (MPa) -0.3753 ·· (3)

また、引張試験の際に亀裂の発生起点となるのは旧γ粒界に発生した初析フェライトまたはベイナイトあるいは擬似パーライトといった、規則的なラメラ組織を呈しない非パーライト組織であることを明らかにし、この非パーライト組織率を3%以下に抑制できれば破断絞り値を飛躍的に改善できること、非パーライト組織の低減にはB添加と、パテンティング処理前の加熱温度を添加B量に応じて調整すること、具体的には次式に示す加熱下限温度Tmin〜1100℃に加熱し、500〜650℃の雰囲気中で、800〜650℃の冷速が50℃/s以上であるようなパテンティング処理を行うことが有効であることを見出した。 The tensile during testing of the starting points of cracks, such as pro-eutectoid ferrite or bainite or pseudo pearlite occurs in old γ grain boundaries, it clear that a non-pearlite structure which does not exhibit a regular lamellar structure, the fracture aperture if suppressing the non-pearlite structure ratio below 3% may dramatically improved, and the added B in reducing non-pearlite structure to be adjusted according to the addition amount of B and the heating temperature before patenting treatment , specifically heated to a heating limit temperature Tmin~1100 ° C. in the following equation, in an atmosphere of 500 to 650 ° C., the patenting treatment, such as cooling rate 800-650 ° C. is at 50 ° C. / s or higher it was found that it is effective to perform.
B(ppm)−0.77×N(ppm)>0.0の場合は加熱最低温度Tminは850℃、 B (ppm) -0.77 × N (ppm)> heating minimum temperature Tmin is 850 ° C. For 0.0,
B(ppm)−0.77×N(ppm)≦0.0の場合は、加熱最低温度Tminは、 For the B (ppm) -0.77 × N (ppm) ≦ 0.0, heating minimum temperature Tmin is
Tmin=1000+1450/(B(ppm)−0.77×N(ppm)―10) Tmin = 1000 + 1450 / (B (ppm) -0.77 × N (ppm) -10)
これにより、式(1)で示される以上の絞り値を有する高強度線材を得ることができる。 Thus, it is possible to obtain a high strength wire rod having the above aperture of the formula (1).

成分組成: Component composition:
C:Cは、線材の強度を高めるのに有効な元素であり、その含有量が0.70%未満の場合には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。 C: C is an element effective for increasing the strength of the wire, and its content is difficult to impart a stable and final product a high strength in the case of less than 0.70% at the same time, precipitation of pro-eutectoid ferrite to austenite grain boundaries is accelerated, it is difficult to obtain a uniform pearlite structure. 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。 On the other hand, not only disconnection is likely to occur during wire drawing to produce the eutectoid cementite net shape content is too multi austenite grain boundaries and C, the toughness and ductility of ultrafine wire after final drawing significantly degrade. したがって、Cの含有量を0.70〜1.10質量%とした。 Accordingly, the content of C is set to 0.70 to 1.10 mass%.

Si:Siは強度を高めるのに有効な元素である。 Si: Si is an element effective for increasing the strength. 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。 A further element useful as a deoxidizing agent, it is necessary element even when intended for steel wire rod not containing Al. 0.1質量%未満では脱酸作用が過少である。 It is less than 0.1 mass% is too small deoxidizing action. −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。 - How, while promoting the precipitation of pro-eutectoid ferrite also in the over-eutectoid steel Si content is too high, decrease is limited degree of working in wire drawing. 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。 Further mechanical descaling (hereinafter abbreviated as MD.) Wire drawing step due becomes difficult. したがって、Siの含有量を0.1〜1.5質量%とした。 Accordingly, the content of Si is set to 0.1 to 1.5 mass%.

Mn:MnもSiと同様、脱酸剤として有用な元素である。 Mn: Mn is also similar to Si, is an element useful as a deoxidizing agent. 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。 Moreover, to improve the hardenability, it is also effective to increase the strength of the wire. 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。 Furthermore Mn has the effect of securing the S in the steel as MnS to prevent the hot shortness. その含有量が0.1質量%未満では前記の効果が得難い。 Its content is difficult to obtain the effect is less than 0.1 wt%. 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。 Meanwhile, Mn is easily segregated elements, in particular when it exceeds 1.0 mass% segregated at the center of the wire, since martensite and bainite is produced in the segregation area, wire drawability is reduced. したがって、Mnの含有量を0.1〜1.0質量%とした。 Therefore, the content of Mn is 0.1 to 1.0 mass%.

Al:0.01%以下:Alの含有量は、硬質非変形のアルミナ系非金属介在物が生成して鋼線の延性劣化と伸線性劣化を招かないように0%を含む0.01%以下と規定した。 Al: 0.01% or less: the Al content is 0.01% alumina-based nonmetallic inclusions rigid non-deformable is generated containing 0% to not incur ductility deterioration and drawability deterioration of the steel wire It was defined as below.

Ti:0.01%以下:Tiの含有量は、硬質非変形の酸化物が生成して鋼線の延性劣化と伸線性劣化を招かないように0%を含む0.01%以下と規定した。 Ti: 0.01% or less: the content of Ti was defined as oxide hard non-deformable is generated 0.01% or less including 0%, as not to cause ductility deterioration and drawability deterioration of the steel wire .

N:10〜60ppm:Nは、鋼中でB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10ppm以上含有させることによって有効に発揮される。 N: 10~60ppm: N generates B and nitrides in steel, has the effect of preventing the coarsening of austenite grain size during the heating, the effect is effectively exhibited by containing more than 10 ppm. しかし、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。 However, if too much content, nitriding amount is too increased, reducing the solid solution B content in the austenite. さらに固溶Nが伸線中の時効を促進する恐れが生じてくるので、上限を60ppmとした。 Furthermore, since solute N is arises a possibility of promoting aging in wire drawing, the upper limit was made 60 ppm.

B:3または(0.77×N(ppm)−17.4)〜50ppm:Bは固溶状態でオーステナイト中に存在する場合、粒界に濃化してフェライト、擬似パーライト、ベイナイト等の非パーライト析出の生成を抑制する。 B: 3 or (0.77 × N (ppm) -17.4) ~50ppm: If B is present in the austenite in a solid solution state, ferrite and concentrated in the grain boundary, pseudo pearlite, non pearlite bainite such inhibiting the formation of precipitation. 一方、Bを添加しすぎるとオーステナイト中において粗大なFe 3 (CB) 6炭化物の析出を促進し、伸線性に悪影響を及ぼす。 On the other hand, promote coarse Fe 3 (CB) 6 carbides precipitated during austenite excessively added B, adversely affects the wire drawability. したがってBの含有量の下限値を3または(0.77×N(ppm)−17.4)のいずれか大きい値、上限値を50質量ppmとした。 Thus, whichever is larger the lower limit of the content 3, or (0.77 × N (ppm) -17.4) of B, and the upper limit is 50 mass ppm.

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。 Although P and S are impurity is not particularly specified, in order to ensure the ductility as with conventional ultrafine steel wire, it is preferable to respectively 0.02% or less.

本発明に用いられる鋼線材は上記元素を基本成分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、以下の様な選択的許容添加元素を1種または2種以上、積極的に含有してもよい。 Although the steel wire material for use in the present invention are those having a basic component of the above elements, further strength, toughness, for the purpose of improving the mechanical properties of ductility, etc., one or less such selective acceptable additive element 2 or more, it may contain positively.
Cr:0.5%以下,Ni:0.5%以下,Co:0.5%以下,V :0.5%以下,Cu:0.2%以下、Mo:0.2%以下、W:0.2%以下、Nb:0.1%以下(いずれも0%を含まない) 。 Cr: 0.5% or less, Ni: 0.5% or less, Co: 0.5% or less, V: 0.5% or less, Cu: 0.2% or less, Mo: 0.2% or less, W: 0.2% or less, Nb: 0.1% or less (both not including 0%). 以下、各元素について説明する。 The following describes each element.

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。 Cr: 0.5% or less Cr is finer lamellar spacing of pearlite is an effective element for improving the strength and drawability the like of the wire. この様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。 Preferably the addition of 0.1% or more in order to effectively exhibit such effects. 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、メカニカルでスケーリング性も悪くなるので、その上限を0.5%とした。 On the other hand, the transformation end time Cr amount is too large is increased, in addition there is a risk of supercooled structure is generated such as martensite or bainite in a hot-rolled wire rod, since the scaling property becomes poor in mechanical, the upper limit 0 It was .5%.

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。 Ni: 0.5% or less Ni does not contribute much to increasing the strength of the wire, an element to improve the toughness of the drawn wire. この様な、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。 Such, in order to effectively exhibit the action preferred addition of 0.1% or more. 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。 On the other hand, since the transformation end time and excessively adding Ni becomes longer, the upper limit value is set to 0.5%.

Co:1%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。 Co: 1% or less Co is an element effective in suppressing precipitation of pro-eutectoid cementite in the rolled material. この様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。 Preferably the addition of 0.1% or more in order to effectively exhibit such effects. 一方、Coを過剰に添加してもその効果は飽和して経済的に無駄であるので、その上限値を0.5%とした。 On the other hand, since even excessive addition of Co The effect is uneconomical saturated, thereby defining an upper limit of 0.5%.

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し、延性を向上させるとともに、圧延後の強度上昇にも寄与する。 V: By 0.5% or less V to form fine carbonitrides in the ferrite, to prevent austenite grain coarsening during heating, thereby improving the ductility, it contributes to increasing strength after rolling . この様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。 Preferably the addition of 0.05% or more in order to effectively exhibit such effects. しかし、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。 However, too excessive addition, with too increases the formation of carbonitrides, the upper limit for the particle size also increases the carbonitride was 0.5%.

Cu:0.2%以下 Cuは、極細鋼線の耐食性を高める効果がある。 Cu: 0.2% or less Cu has an effect of increasing the corrosion resistance of the fine steel wire. この様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。 Preferably the addition of 0.1% or more in order to effectively exhibit such effects. しかし過剰に添加すると、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。 But excessive addition, in order to segregate the CuS react with S in the grain boundary, in the wire manufacturing process to generate a flaw in such steel ingot and the wire. この様な悪影響を防止するために、その上限を0.2%とした。 In order to prevent such adverse effect, its upper limit is set to 0.2%.

Mo:Moは、極細鋼線の耐食性を高める効果がある。 Mo: Mo has an effect of increasing the corrosion resistance of the fine steel wire. この様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。 Preferably the addition of 0.1% or more in order to effectively exhibit such effects. 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。 On the other hand, since the transformation end time and adding Mo excessively longer, the upper limit value is set to 0.2%.

W:Wは、極細鋼線の耐食性を高める効果がある。 W: W has an effect of increasing the corrosion resistance of the fine steel wire. この様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。 Preferably the addition of 0.1% or more in order to effectively exhibit such effects. 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。 On the other hand, since the transformation end time and excessively adding W becomes long, the upper limit value is set to 0.2%.

Nb:Nbは、極細鋼線の耐食性を高める効果がある。 Nb: Nb has an effect of increasing the corrosion resistance of the fine steel wire. この様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。 Preferably the addition of 0.05% or more in order to effectively exhibit such effects. 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0.1%とした。 On the other hand, since the transformation end time and excessively adding W becomes long, the upper limit value is set to 0.1%.

伸線条件: Drawing conditions:
請求項1に記載の鋼線材に冷間伸線を施すことにより、引張り強さが2800MPa以上であることを特徴とする延性に優れた高強度鋼線を得ることができる。 By applying cold drawing the steel wire according to claim 1, the tensile strength can be obtained a high-strength steel wire excellent in ductility, characterized in that at least 2800 MPa. 冷間伸線の真ひずみは3以上、望ましくは3.5以上である。 Cold true strain of drawing is 3 or more, preferably 3.5 or more.

次に実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより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当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれる。 Next the present invention will be described by way of examples more specifically, but the present invention is not intended to be well limited to the following examples, practiced with appropriate modifications within the scope adaptable to the gist of the present invention it is also of course possible to, they are both included in the technical scope of the present invention.

表1に示す化学成分の硬鋼線材を使用し、パテンティングと伸線により線径を1.2〜1.6mmに調整した後、鉛炉(以下LPと称する)もしくは流動床(以下FBPと称する)によりパテンティング処理を施した。 Using the hard steel wire rod having a composition shown in Table 1, after adjusting the wire diameter to 1.2~1.6mm by patenting and wire drawing, (hereinafter referred to as LP) Lead furnace or fluidized bed (hereinafter FBP and was subjected to patenting treatment by designated).

非パーライト体積率の測定のため、圧延線材のL断面を樹脂埋め込み後、アルミナ研磨し、飽和ピクラールにて腐食し、SEM観察を実施した。 For the non-pearlite volume fraction measured after implantation the L cross-section of the rolled wire material resin, and alumina abrasive, and corrosive with saturated picral was performed SEM observation. SEMの観察領域は表層、1/4D、1/2D(Dは線径)部とし、各領域にて、倍率3000にて50×40μmの面積の写真を任意に10枚撮影し、セメンタイトが粒状に分散した擬似パーライト部、板状セメンタイトが周囲より3倍以上の粗いラメラ間隔で分散しているベイナイト部、オーステナイトに沿って析出した初析フェライト部の面積率を、画像解析により測定した値を、非パーライト体積率とした。 Observation region of the SEM surface layer, and a 1 / 4D, 1 / 2D (D is diameter) section, in each region, a photograph of the area of ​​at magnification 3000 50 × 40 [mu] m and optionally shooting ten, cementite granular pseudo pearlite portion dispersed, bainite portion tabular cementite is dispersed in three times more coarse lamellar spacing than the surrounding, the area ratio of the pro-eutectoid ferrite portion deposited along the austenite, the value measured by image analysis and a non-pearlite volume fraction.

パテンティング線材のパーライトブロック粒径は、線材のL断面を、樹脂に埋め込み後切断研磨し、EBSP解析により方位差9°の界面で囲まれた領域を一つのブロック粒として解析し、その平均体積から求めた平均粒径とした。 Pearlite block grain diameter of patenting wire rod, the L section of the wire, and cut and polished after implantation in a resin, analyzes the region surrounded by the interface misorientation 9 ° as a single block grains by EBSP analysis, the average volume It was defined as the average particle diameter determined from.

上記パテンティング線材のスケールを酸洗にて除去した後、ボンデ処理によりリン酸亜鉛皮膜を付与し、アプローチ各10度のダイスを使用して、1パス当たりの減面率16〜20%の連続伸線を行い、直径0.18〜0.30mmの高強度伸線材を得た。 After removal by pickling the scale of the patenting wire, a zinc phosphate coating was applied by bonderizing treatment, using the approach each 10 degrees of the die, continuous reduction of area of ​​16 to 20% per pass perform wire drawing to obtain high strength drawn wire having a diameter 0.18~0.30Mm.

表1は評価材の化学組成、表2は試験条件、ブロック粒径および機械的性質を示す。 Table 1 shows the chemical composition, Table 2 Test conditions, block size and mechanical properties of the evaluation material.

表1、2において、1〜15、A〜Dは本発明鋼、16から28は比較鋼である。 In Tables 1, 2, 1 to 15, to D the present invention steel, 16 to 28 are comparative steels. 式(1)で示される絞り値の最小値はRAminとして示す。 The minimum value of the aperture of the formula (1) are shown as Ramin.

16および22はパテンティング前の加熱温度が低いため、パテンティング処理前にBの窒化物および炭化物が析出し、固溶B量を確保できなかったため、絞り値が低かった例である。 16 and 22 for the heating temperature before patenting is low, a nitride of B before patenting treatment and then carbides are precipitated, because it could not secure a solid solute B amount is aperture is low example. 17および23〜27はB量が低いあるいは無添加のため、絞り値が低かった例である。 17 and 23 to 27 for the B amount is less or no addition, an aperture value is low example. 18はB量が過剰であり、多量のB炭化物および初析セメンタイトがオーステナイト粒界に析出してしまい、絞り値が低かった例である。 18 B amount is excessive, a large amount of B carbides and proeutectoid cementite will be precipitated in the austenite grain boundaries, a diaphragm value was low example. 19はSi量が過剰で、初析フェライト析出を抑制できなかった例である。 19 an excessive amount of Si, an example that can not be suppressed pro-eutectoid ferrite precipitation. 20はC量が過剰で、初析セメンタイト析出を抑制できなかった例である。 20 is an excessive amount of C is an example which could not be inhibited pro-eutectoid cementite precipitation. 21はMn量が過剰で、ミクロマルテンサイトの生成を抑制できなかった例である。 21 an excessive amount Mn, is an example that could not suppress the formation of micro-martensite. 28はパテンティング処理時の冷速が小さく、所定の引張り強さを満足できなかった例である。 28 has a small cooling rate during patenting, it is an example that could not satisfy a predetermined tensile strength.

なお、実施例中の開発鋼A、B、C、Dを用いて、φ0.2mmのスルールコード用鋼線を試作したところ、TSが各々4053MPa、4197MPa、4394MPa、4550MPaでデラミネーションの発生しない鋼線を作製できた。 Note that by using the developed steel A in Example, B, C, and D, were prototyped scan rule cord steel wire of 0.2 mm in diameter, TS are each 4053MPa, 4197MPa, 4394MPa, no occurrence of delamination at 4550MPa It was able to produce a steel wire. 一方、比較鋼の23を用いて同様の試作を行ったところ、TSは4316MPaで、デラミネーションが発生した。 On the other hand, was subjected to the same prototype using 23 of the comparative steel, TS is 4316MPa, delamination occurs.

図1に本発明鋼と比較鋼の非パーライト面積率と絞り値の関係を示す。 Non pearlite area ratio of the comparative steels and the inventive steel 1 and shows the relationship between the aperture value. 非パーライト面積率が3%以下である本発明鋼は、絞り値が高い傾向にあることが分かる。 The present invention steel non pearlite area ratio is 3% or less, it can be seen in the aperture tends to be high. しかし、既述の通り絞り値は引張り強さにも影響されるため、オーバーラップするデータも存在する。 However, since as previously described aperture value which is also influenced by the tensile strength, there data overlap.

図2に本発明鋼と比較鋼のブロック粒径と絞り値の関係を示す。 It shows the relationship between the block diameter of comparative steels and inventive steels and aperture in FIG. 本発明鋼は絞り値が高い傾向にあることが分かる。 The present invention steel may be seen to be the aperture value tends to be high. しかし、既述の通り絞り値は引張り強さにも影響されるため、オーバーラップするデータも存在する。 However, since as previously described aperture value which is also influenced by the tensile strength, there data overlap.

図3は式(1)で示される絞り値の下限値RAminと、実際の絞り値の関係を示す。 Figure 3 shows the lower limit RAmin aperture value of the formula (1), the relationship between the actual aperture. 開発鋼の絞り値はRAminより高いことが分かる。 The aperture value of the developed steel is seen to be higher than RAmin.

図1〜3において、◆は本発明鋼、□は比較鋼を示す。 In Figure 1 to 3, ◆ the present invention steel, □ indicates the comparative steels.

非パーライト面積率と絞り値の関係を示す。 It shows the relationship between aperture and non-pearlite area ratio. パーライトブロック粒径と絞り値の関係を示す。 It shows the relationship between the pearlite block grain diameter and aperture. 式(1)で示される絞り値の下限値RAminと、実際の絞り値の関係を示す。 It shows the lower limit RAmin aperture value of the formula (1), the relationship between the actual aperture.

Claims (5)

  1. パテンティング後のパーライト組織の面積率が97%以上、残部がベイナイト、擬似パーライト、初析フェライトからなる非パーライト組織であり、破断絞り値RAが次式(1)、(2)、(3)、引張り強さTSが式(4)を満足することを特徴とする鋼線材。 Area ratio of pearlite structure after patenting is 97% or more, the balance is bainite, pseudo pearlite, non-pearlite structures consisting of pro-eutectoid ferrite, fracture aperture RA is the following equation (1), (2), (3) steel wire tensile strength TS is characterized by satisfying the equation (4).
    RA≧a−b×パーライトブロック粒径(μm) ・・(1) RA ≧ a-b × perlite block particle size (μm) ·· (1)
    a=−0.0114×(TS(MPa)) 2 +3.1178×TS(MPa)−151.32 ・・(2) a = -0.0114 × (TS (MPa )) 2 + 3.1178 × TS (MPa) -151.32 ·· (2)
    b=0.0073×TS(MPa)−0.3753 ・・(3) b = 0.0073 × TS (MPa) -0.3753 ·· (3)
    TS≧1000×C(%)−10×線径(mm)+320 MPa ・・(4) TS ≧ 1000 × C (%) - 10 × wire diameter (mm) +320 MPa ·· (4)
  2. 質量%で、C:0.70〜1.10%、Si:0.1〜1.5%、Mn:0.1〜1.0%、Al:0.01%以下、Ti:0.01%以下、N:10〜60質量ppm、B:(0.77×N(ppm)−17.4)質量ppm、もしくは3質量ppmのいずれか高い量以上、52質量ppm以下を含有し、残部はFe及び不純物からなることを特徴とする請求項1に記載の鋼線材。 By mass%, C: 0.70~1.10%, Si: 0.1~1.5%, Mn: 0.1~1.0%, Al: 0.01% or less, Ti: 0.01 % or less, N: 10 to 60 mass ppm, B: (0.77 × N (ppm) -17.4) mass ppm, or 3 ppm by weight or higher amounts or more, contained the following 52 mass ppm, the balance steel wire according to claim 1, characterized in that it consists of Fe and impurities.
  3. 更に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2に記載の鋼線材。 Further Cr: 0.5% or less (not including 0%), Ni: 0.5% or less (not including 0%), Co: 0.5% or less (not including 0%), V: 0. 5% (excluding 0%), Cu: 0.2% or less (not including 0%), Mo: 0.2% or less (not including 0%), W: 0.2% or less (0 % to not including), Nb: 0.1% or less (not including 0%), the steel wire rod according to claim 2, characterized in that it contains at least one selected from the group consisting of.
  4. 請求項2又は3に記載の化学組成を有する線材を、次に示す温度Tmin〜1100℃に加熱し、500〜650℃の雰囲気中で、800〜650℃の冷速が50℃/s以上であるようなパテンティング処理を行うことを特徴とする、請求項1に記載の鋼線材の製造方法。 In a wire having a chemical composition according to claim 2 or 3, and heated to a temperature Tmin~1100 ° C. shown below, in an atmosphere of 500 to 650 ° C., cooling rate 800 to 650 ° C. is 50 ° C. / s or higher and performing certain such patenting treatment, method of manufacturing the steel wire rod according to claim 1.
    B(ppm)−0.77×N(ppm)>0.0の場合は加熱最低温度Tminは850℃、 B (ppm) -0.77 × N (ppm)> heating minimum temperature Tmin is 850 ° C. For 0.0,
    B(ppm)−0.77×N(ppm)≦0.0の場合は、加熱最低温度Tminは、 For the B (ppm) -0.77 × N (ppm) ≦ 0.0, heating minimum temperature Tmin is
    Tmin=1000+1450/(B(ppm)−0.77×N(ppm)―10) Tmin = 1000 + 1450 / (B (ppm) -0.77 × N (ppm) -10)
  5. 請求項1に記載の鋼線材を冷間伸線することによって製造する、引張り強さが2800MPa以上であることを特徴とする延性に優れた高強度鋼線。 High-strength steel wire excellent in ductility, characterized in that the steel wire rod according to claim 1 prepared by the cold drawing, the tensile strength is not less than 2800 MPa.
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