JP2011225990A - 伸線加工性および伸線後の疲労特性に優れた高炭素鋼線材 - Google Patents

Abstract

【課題】鋼線材としての高強度を有すると共に、優れた伸線加工性を有し、しかも伸線後の疲労特性にも優れた高炭素鋼線材を提供する。
【解決手段】本発明の高炭素鋼線材は、化学成分組成を適切に調整すると共に、パーライト組織の面積率が９０％以上であって、パーライト組織２０００μｍ²中に円相当直径が１００ｎｍ以上、１０００ｎｍ未満のＢＮ系化合物が１００個以下（０個を含む)、円相当直径が１０００ｎｍ以上であるＢＮ系化合物が１０個以下（０個を含む)である。
【選択図】なし

Description

本発明は、スチールコード、半導体切断用ソーワイヤ、ホースワイヤ等に使用される高炭素鋼線材に関するものであり、特に伸線加工性および伸線後の疲労特性を改善した高炭素鋼線材に関するものである。

スチールコード、半導体切断用ソーワイヤ、ホースワイヤ等に使用される高炭素鋼線材は、高強度、高疲労特性に加え、生産性の観点から良好な伸線加工性が求められる。こうしたことから、従来から、上記要求に応じた高品質の鋼線用線材、鋼線が様々開発されている。

例えば特許文献１には、伸線前組織を焼戻し下部ベイナイトにすることで、冷間線引き用硬鋼線材の伸線加工性と疲労特性を改善する技術が提案されている。この技術では、炭化物形状から伸線加工に適していると考えられる下部ベイナイト組織を伸線することによって、優れた伸線加工性と伸線後の疲労特性を実現するようにしている。しかしながら、ベイナイト組織の加工硬化能はパーライト組織に比べて低いものとなり、最終的な線材強度は３５００ＭＰａ程度に留まっている。

また特許文献２には、全酸素量および非粘性介在物組成と個数を制御することによって、伸線加工性および伸線後の耐疲労性を向上させる技術が提案されている。しかしながら、この技術では引張強さに対する疲労限応力が０．３程度にしかならず、十分な疲労特性が発揮されているとはいえない。

特許文献３では、鋼線中の介在物のアスペクト比を制御することで、高強度線材の疲労特性を向上させる技術が開示している。しかしながら、この技術においては、引張強さに対する疲労限応力が最大で約０．３程度であり、上記特許文献２と同様に十分な疲労強度が得られるに至っていない。

特許文献４には、伸線材のパーライト組織中のラメラセメンタイトをアモルファスセメンタイトで形成すること、および線材強度を線径と炭素量で規定された範囲に制御することによって、高強度高炭素鋼線の耐ひずみ時効脆化特性を向上させる技術が開示されている。この技術によって、縦割れ性を向上させた細径高強度高炭素鋼線を製造することができるが、高強度、高疲労強度を満足するには至っていない。

一方、特許文献５には、パーライトノジュールサイズおよび第２相フェライトの最大長さを制御することで、伸線性、捻回性を向上させる技術が提案されている。この技術によって、伸線性に優れた高強度高炭素鋼線材を得ることができるが、高強度、高疲労強度を満足するには至っていない。

特開平０７−２５８７８７号公報 特許第３２９４２４５号公報 特開平０６−３４０９５０号公報 特開２００３−８２４３７号公報 特開２００２−１４６４７９号公報

本発明はこうした従来技術における課題を解決する為になされたものであって、その目的は、鋼線材としての高強度を有すると共に、優れた伸線加工性を有し、しかも伸線後の疲労特性にも優れた高炭素鋼線材を提供することにある。

上記課題を解決することのできた本発明の高炭素鋼線材とは、Ｃ：０．７０〜１．２％（「質量％」の意味、化学成分組成について以下同じ）、Ｓｉ：０．１〜１．５％、Ｍｎ：０．１〜１．５％、Ｐ：０．０１５％以下（０％を含まない)、Ｓ：０．０１５％以下（０％を含まない)、Ａｌ：０．００５％以下（０％を含まない)、Ｂ：０．０００５〜０．０１０％、Ｎ：０．００２〜０．００５％を夫々含有すると共に、固溶Ｎが０．００１５％以下（０％を含む)であり、残部が鉄および不可避的不純物からなり、パーライト組織の面積率が９０％以上であって、パーライト組織２０００μｍ²中に円相当直径が１００ｎｍ以上、１０００ｎｍ未満のＢＮ系化合物が１００個以下（０個を含む)、円相当直径が１０００ｎｍ以上であるＢＮ系化合物が１０個以下（０個を含む)である点に要旨を有するものである。

尚、本発明において、「円相当直径」とは、ＢＮ系化合物の大きさに着目し、同一面積に換算したときの直径を意味する。また、本発明で対象とする「ＢＮ系化合物」とは、ＢＮを主体とするものであるが、ＭｎＳを核にしたＢＮ化合物を含むことを許容するものである。

本発明の高炭素鋼線材には、必要によって、更に（ａ）Ｃｕ：０．２５％以下（０％を含まない）、（ｂ）Ｃｒ：１．０％以下（０％を含まない）、等を含有させることも有用であり、こうした元素を含有させることによって、その種類に応じて高炭素鋼線材の特性が更に改善されることになる。

本発明では、化学成分組成を適切に調整すると共に、パーライト組織の面積割合を調整し、且つパーライト組織中に含まれるＢＮ系化合物を、その大きさに応じて個数を規定することによって、伸線加工性および伸線後の疲労特性に優れた高強度な高炭素鋼線材が実現でき、このような高炭素鋼線材は、スチールコード、半導体切断用ソーワイヤ、ホースワイヤ等の素材として極めて有用である。

本発明者らは、高強度高炭素鋼線材における伸線加工性および伸線後の疲労特性を改善するべく、様々な角度から検討した。その結果、次のような知見が得られた。パーライト組織を冷間で強度の伸線加工を施せば、伸線加工性および疲労特性が劣化するのであるが、伸線前組織のパーライト組織の面積率を９０％以上とすると共に、固溶ＮをＢで固定することによって低減し、析出したＢＮ系化合物についてはパーライト組織２０００μｍ²中に、円相当直径が１００ｎｍ以上、１０００ｎｍ未満のＢＮ系化合物が１００個以下（０個を含む)となるように、また円相当直径が１０００ｎｍ以上であるＢＮ系化合物が１０個以下（０個を含む)となるように微細化すれば、伸線加工性および疲労特性の劣化が抑制でき、優れた特性が発揮されることを見出し、本発明を完成した。

本発明に係る高炭素鋼線材は、（ａ）固溶Ｎ量を規定していること、（ｂ）伸線加工前組織のパーライト面積率を規定していること、（ｃ）ＢＮ系化合物の析出サイズおよび個数を所定の範囲とすることが重要な要件である。即ち、伸線加工時に時効脆化の原因となる固溶ＮをＢＮ系化合物として析出させるとすることで、伸線加工中および伸線後の時効脆化を抑制することができる。また、伸線加工前組織のパーライト面積率を９０％以上にすることで、初析フェライトによる伸線加工中の時効脆化を抑制することができる。そして、本発明の線材においては、円相当直径が１００ｎｍ未満の微細なＢＮ系化合物をパーライト相中に析出させることが重要であり、円相当直径が１００ｎｍ以上のＢＮ系化合物は伸線性および疲労特性に悪影響を及ぼすことになる。よって、円相当直径が１００ｎｍ以上のＢＮ系化合物は存在しないことが好ましいが、本発明の規定範囲内に制限することで、その影響を最小限に抑えることができる。

本発明の高炭素鋼線材において、パーライト面積率、ＢＮ系化合物の析出形態（析出サイズおよび個数）等の要件を規定した理由は下記の通りである。

［パーライト組織の面積率：９０％以上］
本発明の高炭素鋼線材は、パーライト組織を主相とするものである。パーライト組織以外に、初析フェライト相やベイナイト相からなる組織が含まれるが、これらの組織が増加すると、加工硬化能の低下が引き起こされることになる。こうしたことから、パーライト組織の面積率を９０％以上とする必要がある。

［ＢＮ系化合物の析出形態］
分塊圧延前加熱温度、分塊圧延開始後の冷却速度を調整し（後述する）、析出するＢＮ系化合物の円相当直径を１００ｎｍ未満に微細化することによって、線材の伸線加工性および疲労強度を改善することができる。円相当直径が１００ｎｍ以上のＢＮ系化合物は存在しないことが好ましいが、本発明で規定する範囲内に制限することでその影響を最小限にすることができるので、円相当直径が１００ｎｍ以上のＢＮ系化合物の析出形態をその大きさに応じて下記のように規定した。尚、ＢＮ系化合物の組成は、ＥＤＸ（Ｅｎｅｒｇｙ Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ−ｒａｙ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｅｒ）を用いて、必要によってＥＤＸとＷＤＳ（Ｗａｖｅｌｅｎｇｔｈ Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ−ｒａｙ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｅｒ）を併用して確認することができる。

（パーライト組織２０００μｍ²中に円相当直径が１００ｎｍ以上、１０００ｎｍ未満のＢＮ系化合物が１００個以下（０個を含む)）
Ｎの固定によって析出するＢＮ系化合物を微細にすることは、伸線加工性および疲労強度を改善するために有効であり、所定範囲のサイズとする必要がある。比較的微細なＢＮ系化合物のサイズを円相当直径で１００ｎｍ以上、１０００ｎｍ未満に制御し、パーライト組織２０００μｍ²中に１００個以下（０個を含む）に制御することで、伸線加工性および疲労強度を改善することができる。

（パーライト組織２０００μｍ²中に円相当直径が１０００ｎｍ以上のＢＮ系化合物が１０個以下（０個を含む)）
本発明の高炭素鋼線材において、円相当直径が１０００ｎｍ以上と比較的大き目のサイズのＢＮ系化合物の析出を抑制することも重要である。このようなＢＮ系化合物の析出個数が多くなると、伸線加工性および疲労強度を著しく低下させるため、析出個数をパーライト組織２０００μｍ²中に１０個以下（０個を含む）に制御することで、伸線加工性および疲労強度を改善することができる。

本発明の高炭素鋼線材においては、その化学成分組成も適切に調整する必要がある。上記した固溶Ｎ量も含めて、その化学成分組成における各成分（元素）による範囲限定理由は次の通りである。

［Ｃ：０．７０〜１．２％］
Ｃは、経済的且つ有効な強化元素であり、Ｃの含有量の増加に伴って伸線時の加工硬化量、伸線後の強度が増大する。Ｃ含有量が０．７０％未満になると、面積率で９０％以上のパーライト組織を得ることが困難となる。一方、Ｃ含有量が過剰になると、オーステナイト粒界にネット状の初析セメンタイト相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。こうしたことから、Ｃ含有量は０．７０〜１．２％と規定した。

［Ｓｉ：０．１〜１．５％］
Ｓｉは鋼の脱酸のために必要な元素である。またパーライト組織中のフェライト相に固溶し、パテンティング後の強度を上げる効果もある。Ｃの含有量が０．１％未満と少ない場合には、脱酸効果や強度向上効果が不十分となるため、下限は０．１％とする。一方、Ｓｉの含有量が過剰になると、前記パーライト組織中のフェライト相の延性を低下させ、伸線後の極細線の延性を低下させるため、その上限を１．５％と規定した。

［Ｍｎ：０．１〜１．５％］
ＭｎはＳｉと同様に、脱酸剤として有用な元素である。また線材の強度を高めるのにも有効である。更に、Ｍｎは、鋼の焼入れ性を高めて圧延材の初析フェライトを低減させる効果がある。こうした効果を発揮させるためには、Ｍｎの含有量は０．１％以上とする必要がある。一方、Ｍｎは偏析しやすい元素であり、含有量が１．５％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。こうしたことから、Ｍｎ含有量は０．１〜１．５％とした。

［Ｐ：０．０１５％以下（０％を含まない）］
Ｐは不可避的不純物であり、できるだけ少ないほうが好ましい。特に、粒界に偏析し脆化を引き起こすために、伸線加工性の劣化への影響が大きいので、本発明では０．０１５％以下とした。

［Ｓ：０．０１５％以下（０％を含まない）］
Ｓは不可避的不純物であり、できるだけ少ないほうが好ましい。特に、粒界に偏析し脆化を引き起こすために、伸線加工性の劣化への影響が大きいので、本発明では０．０１５％以下とした。

［Ａｌ：０．００５％以下（０％を含まない）］
Ａｌは脱酸元素として有効であるが、硬質非変形のアルミナ系非金属介在物（Ａｌ₂Ｏ₃）を生成する。この非金属介在物は、極細鋼線の延性を阻害し、伸線加工性を著しく妨げるため、本発明の鋼線材では０．００５％以下にする必要がある。

［Ｂ：０．０００５〜０．０１０％］
Ｂは固溶ＮをＢＮ系化合物として微細析出することで、線材の伸線加工性および伸線後の疲労特性を向上させるのに有効な元素である。ＢＮ系化合物を十分に析出させるためには、Ｂ含有量は０．０００５％以上とする必要がある。また０．０１０％を超えて過剰に含有されると、ＢＮ系化合物が粗大化し易くなり、疲労強度を劣化させることになる。また、Ｂの一部を固溶Ｂとすることで初析フェライトの生成抑制にも有効であり、Ｂ添加量をＮ添加量で割った値が０．９以上となることが好ましく、より好ましくは１．０以上となることが好ましい。

［Ｎ：０．００２〜０．００５％（但し、固溶Ｎは０．００１５％以下）］
Ｎは、固溶状態では伸線中に脆化を引き起こし、伸線加工性を劣化させるため、ＢによってＢＮ系化合物を析出させ、固溶Ｎを０．００１５％以下とすることが必要である。固溶Ｎを０．００１５％以下とするためには、下記式（１）を満たすようにすればよい。また、Ｎが多すぎるとＢによる固定が不十分となり、固溶Ｎが増加するためその上限を０．００５％とした。一方、Ｎ含有量を０．００２％未満にするには、製造コストから現実的でないため、その下限は０．００２％以上とした。
［Ｂ］−（[Ｎ]−０．００１５）×０．７７≧０．００００ …（１）
但し、［Ｂ］および[Ｎ]は、夫々ＢおよびＮの含有量（質量％）を示す。

本発明に係る高炭素鋼線材における基本成分は上記の通りであり、残部は鉄および不可避的不純物（上記Ｐ，Ｓ以外の不純物）であるが、該不可避的不純物として、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる元素の混入が許容され得る。また、本発明の高炭素鋼線材には、必要によって、更に（ａ）Ｃｕ：０．２５％以下（０％を含まない）、（ｂ）Ｃｒ：１．０％以下（０％を含まない）、等を含有させることも有用であり、こうした元素を含有させることによって、その種類に応じて高炭素鋼線材の特性が更に改善されることになる。

［Ｃｕ：０．２５％以下（０％を含まない）］
Ｃｕは鋼線の耐食性を高めると共に、メカニカルデスケーリング（ＭＤ）時のスケール剥離性を向上し、ダイスの焼き付き等のトラブルを防止するのに有効な元素である。しかしながら、過剰に含有させると、熱間圧延後の線材載置温度を９００℃程度の高温にした場合でさえ、線材表面にブリスターが生成し、このブリスター下の鋼母材にマグネタイトが生成するため、ＭＤ性が劣化する。更に、ＣｕはＳと反応して粒界中にＣｕＳを偏析するので、線材製造過程で鋼塊や線材等に疵を発生させる。この様な悪影響を防止するために、Ｃｕ含有量は０．２５％以下とすることが好ましい。

［Ｃｒ：１．０％以下（０％を含まない）］
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である。しかしながら、Ｃｒ含有量が過剰になると、未溶解セメンタイトが生成し易くなったり、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等の過冷組織が生じる恐れが生じる他、ＭＤ性も悪くなるので、その上限を１．０％以下とすることが好ましい。

上記のようなＢＮ化合物の形態に制御して、本発明の高炭鋼線材を製造するに当たっては、上記のような化学成分組成を有する鋳片に対して、分塊圧延での加熱温度およびその後の冷却速度を制御すれば良い。即ち、分塊圧延前の加熱温度を１３００℃以上とすると共に、分塊圧延開始後の１３００〜１１００℃の温度範囲での冷却速度を０．５℃／秒以上に制御することが有効である。

分塊圧延前の加熱温度を１３００℃以上とすることによって、ＢＮ系化合物を十分に鋼中に固溶させ、その後、分塊圧延開始後の１３００〜１１００℃の温度範囲での冷却速度を０．５℃／秒以上に制御することで、パーライト組織２０００μｍ²中に円相当直径が１００ｎｍ以上、１０００ｎｍ未満であるＢＮ系化合物を１００個以下、円相当直径が１０００ｎｍ以上であるＢＮ系化合物を１０個以下にすることができ、これによって伸線加工性および伸線後の疲労特性に優れた高炭素鋼線材が実現できる。

本発明の高炭素鋼線材は、パーライト組織の面積率を９０％以上とするものであるが、こうした組織とするためには、熱間圧延後の巻取り温度と、その後の冷却速度を制御すれば良い。即ち、熱間圧延後の巻取り温度を８５０℃以上、９５０℃以下で行ない、その後６００℃までの冷却速度を１０〜３５℃／秒となるように冷却（例えば、ステルモア衝風冷却）を行なえばよい。

熱間圧延後の巻取り温度は、圧延機への負荷が過大とならないように、８５０℃以上とする必要があるが、この巻取り温度を９５０℃以下とすることで、再結晶、粒成長を制御してノジュールを微細化することができる。その後６００℃までの冷却速度は、初析フェライトを抑制するために１０℃／秒以上とし、急冷でマルテンサイトおよびベイナイト組織が生じないように３５℃／秒以下とする必要がある。

以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記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包含される。

（実施例１）
下記表１、２に示す化学成分組成の鋼（鋼種Ａ〜Ｔ、Ａ１〜Ｎ１）を、転炉出鋼後、二次精錬処理を行って溶製し、連続鋳造法により鋳造した鋳片を製造した。尚、下記表１、２に示した固溶Ｎ量は下記の方法によって測定したものである。

［固溶Ｎ量の測定方法］
本発明における「固溶Ｎ量」の値は、ＪＩＳ Ｇ １２２８に準拠し、鋼中の全Ｎ量から全Ｎ化合物量を差し引くことで、鋼中の固溶Ｎ量を算出した。
（ａ）鋼中の全Ｎ量は、不活性ガス融解法−熱伝導度法を用いる。供試鋼素材からサンプルを切り出し、サンプルをるつぼに入れ、不活性ガス気流中で融解してＮを抽出し、熱伝導度セルに搬送して熱伝導度の変化を測定する。
（ｂ）鋼中の全Ｎ化合物量は、アンモニア蒸留分離インドフェノール青吸光光度法を用いる。供試鋼素材からサンプルを切り出し、１０％ＡＡ系電解液（鋼表面に不働態皮膜を生成させない非水溶媒系の電解液であり、具体的には１０％アセチルアセトン、１０％塩化テトラメチルアンモニウム、残部：メタノール）中で、定電流電解を行なう。約０．５ｇサンプルを溶解させ、不溶解残渣（Ｎ化合物）を穴サイズが０．１μｍのポリカーボネート製のフィルタでろ過する。不溶解残渣を硫酸、硫酸カリウムおよび純Ｃｕチップ中で加熱して分解し、ろ液に合わせる。この溶液を水酸化ナトリウムでアルカリ性にした後、水蒸気蒸留を行い、留出したアンモニアを希硫酸に吸収させる。フェノール、次亜塩素酸ナトリウムおよびペンタシアノニトロシル鉄（III）酸ナトリウムを加えて青色錯体を生成させ、光度計を用いて、その吸光度を測定する。

上記の方法によって求めた鋼中の全Ｎ量から全Ｎ化合物量を差し引くことで、鋼中の固溶Ｎ量を算出する。

各鋼種の鋳片に対して、分塊圧延前の加熱温度、分塊圧延開始後の冷却速度（１３００〜１１００℃での冷却速度）、熱間圧延後の巻取り温度（圧延巻取り温度）、および巻取り後６００℃までの冷却速度（巻取り後冷却速度）を、下記表３、４に示すように制御した。また分塊圧延後の鋼片を、熱間圧延（後述する）して得られた線材（熱間圧延線材）について、下記の方法によって、パーライト面積率、ＢＮ系化合物の形態（サイズ、個数）を測定した。その結果を、下記表３、４に併記する。

［パーライト面積率の測定方法］
パーライト面積率は、熱間圧延線材の横断面の表層、Ｄ／４、Ｄ／２（Ｄ：線材の直径）の各位置において、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、光学顕微鏡により、互いに９０度をなす４箇所にて夫々１視野撮影した（倍率：４００倍で２００μｍ×２００μｍの領域）。光学顕微鏡写真の画像をプリントアウトして、透明フィルムを重ねた上から白い部分を黒マジックで塗りつぶした後（光学顕微鏡写真の画像が白い部分をフェライトおよび下部ベイナイトとした）、透明フィルムをスキャナーでパーソナルコンピューターに取り込み、画像解析ソフト（「Ｉｍａｇｅ Ｐｒｏ Ｐｌｕｓ」商品名：Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社製）を用いて、画像を２値化した後、パーライト面積率を求め、平均値を算出した。尚、表層に脱炭層が存在する場合には、ＪＩＳ Ｇ ００５８で規定される全脱炭部は測定部位から除外した。

［ＢＮ系化合物の形態の測定］
熱間圧延線材の横断面のＤ／４(Ｄ：線材の直径)の位置において、互いに９０度をなす４箇所にて夫々１視野撮影した（倍率：２０００倍でのＦＥ-ＳＥＭ観察）。尚、１視野を２０００μｍ²として、画像解析ソフト（「Ｉｍａｇｅ Ｐｒｏ Ｐｌｕｓ」商品名：Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社製）を用いて、画像を２値化した後、円相当直径が１００ｎｍ以上、１０００ｎｍ未満、および１０００ｎｍ以上の析出物を判定し、ＥＤＸによりＢＮ系化合物の組成を確認した。その後、各視野のＢＮ系化合物の個数を測定し、４視野の平均個数を算出した。

［スチールコードの試作］
分塊圧延により得られた鋼片を、９００℃以上、１１００℃以下に加熱後、熱間圧延を実施し、直径：５．５ｍｍφのコイルを得た。得られたコイルを、メカニカルデスケーリング、ボラックス処理で伸線前処理を行い、乾式伸線により直径：１．４ｍｍφの伸線材を得た。その一部（後記表５の試験Ｎｏ．１０〜１９、表６の試験Ｎｏ．３０、３８〜４０、４３）については、乾式伸線工程途中に直径：３．０ｍｍφで、鉛パテンティングによる中間熱処理を施した。その後、鉛パテンティングによる最終パテンティング、ブラスめっき処理を施し、ダイスアプローチ角８度のダイスを用いた湿式伸線（線速：５００ｍ／分）により、直径：０．１８ｍｍφのスチールコードを試作した。

上記で得られた各スチールコードについて、下記の方法によって、疲労強度を測定すると共に、伸線加工性の判定を判定した。

［疲労強度の測定］
疲労強度は、試作したスチールコードの疲労試験を実施することにより測定した。ハンター疲労試験機は、ＢＥＫＡＥＲＴ社製のハンター疲労試験機を使用し、試験応力σを９００〜１９００ＭＰａ、ヤング率Ｅを１９６２００ＭＰａとして、下記式（２）からサンプル長さＬ（ｍｍ）、チャックブッシングＣ（ｍｍ）を決定した。試験応力σを９００〜１９００ＭＰａまで５０ＭＰａ刻みとして、各試験応力で５本試験を行った。５本すべてのサンプルが回転数１０００万回を達成した最も高い試験応力を、そのサンプルの疲労強度とし、その疲労強度を線材素線強度（測定は島津製作所製のオートグラフを使用し、歪み速度：１０ｍｍ／ｍｉｎとした）で割った値（疲労強度／素線強度）が０．３５以上の場合に疲労強度に優れると判断した。また、ハンター疲労試験室は、室温２０℃、湿度３５％に管理した。
Ｃ＝１．１９８×Ｅ×ｄ／σ …（２）
但し、ｄ：素線径（ｍｍ）、Ｌ＝２．１９×Ｃ＋チャック挿入長さ（ｍｍ）

［伸線加工性の判定］
伸線加工性は、試作したスチールコード（直径：０．１８ｍｍφのもの）の捻回試験を実施することにより判定した。このときの捻回試験は、前川試験機製作所製のねじり試験機を使用し、ＧＬ（チャック間距離）＝５０ｍｍとした。破断後の破面に縦割れがないものを伸線加工性良好（○）、縦割れが生じているものを伸線加工性不良（×）として判定した。

これらの結果（素線強度、疲労強度、疲労強度／素線強度、伸線加工性）を、用いた鋼種と共に下記表５、６（試験Ｎｏ．１〜４３）に示す。

これらの結果から、次のように考察できる（尚、下記Ｎｏ．は、表５、６の試験Ｎｏ．を示す）。Ｎｏ．１〜２０は、本発明で規定する要件を満足する例であり、化学成分組成およびＢＮ系化合物の形態（サイズ、個数）が適切に制御されており（前記表３）、伸線加工性、および伸線加工後の疲労特性が良好であることが分かる。

これに対して、Ｎｏ．２１〜４３は、本発明で規定するいずれかの要件を外れる例であり（表４）、少なくともいずれかの特性が劣っている。このうちＮｏ．２１〜２９は、化学成分組成は本発明で規定する要件を満足するが、分塊圧延前の加熱温度が低くなっており、ＢＮ系化合物の形態が適切に制御されておらず、少なくとも良好な疲労強度が得られていない。尚、表６において、「伸線不可」と表記したのはスチールコードに試作の段階で破断（断線）が生じたことを意味する（従って、素線強度、疲労強度等は評価せず）。

Ｎｏ．３０は、Ｃ含有量が本発明で規定する範囲を超える例であり、伸線加工時に断線が生じている(伸線不可)。Ｎｏ．３１は、Ｃ含有量が本発明で規定する範囲に満たない例であり、パーライト面積率が９０％以上になっておらず、加工硬化能が低下し、良好な疲労強度が得られていない。

Ｎｏ．３２は、Ｓｉ含有量が本発明で規定する範囲を超える例であり、パーライト中のフェライトの延性が低下し、伸線限界が低下して、伸線加工時に断線が生じている(伸線不可)。Ｎｏ．３３は、Ｂが含有されておらず、微細なＢＮ系化合物が析出していないことで、疲労強度が劣化している。

Ｎｏ．３４は、Ｍｎ含有量が過剰になっている例であり、Ｍｎ偏析部にマルテンサイト、ベイナイトが生成し、伸線限界が低下して、伸線加工時に断線が生じている(伸線不可)。Ｎｏ．３５のものは、Ｐ含有量が過剰になっている例であり、疲労強度および伸線加工性のいずれも劣化している。

Ｎｏ．３６は、Ｓ含有量が過剰になっている例であり、疲労強度および伸線加工性のいずれも劣化している。Ｎｏ．３７は、Ａｌ含有量が過剰になっている例であり、アルミナ系非金属介在物が生成して、疲労強度および伸線加工性のいずれも劣化している。

Ｎｏ．３８のものは、Ｂ含有量が過剰になっている例であり、ＢＮ系化合物が多量に析出することによって、疲労強度および伸線加工性のいずれも劣化している。Ｎｏ．３９のものは、Ｂが含有されておらず、微細なＢＮ系化合物が析出していないことで、疲労強度および伸線加工性のいずれも劣化している。Ｎｏ．４０は、Ｎ含有量が過剰になっている例であり、前記式（１）の関係を満たしておらず、よって時効脆化が顕著に生じ、疲労強度が低下すると共に、伸線加工時に断線が生じている(伸線不可)。

Ｎｏ．４１〜４３は、１３００〜１１００℃の温度範囲での冷却速度が適正でないので、ＢＮ系化合物の形態が適正に制御されておらず、疲労強度および伸線加工性のいずれも劣化している。

Claims (3)

1. Ｃ：０．７０〜１．２％（「質量％」の意味、化学成分組成について以下同じ）、Ｓｉ：０．１〜１．５％、Ｍｎ：０．１〜１．５％、Ｐ：０．０１５％以下（０％を含まない)、Ｓ：０．０１５％以下（０％を含まない)、Ａｌ：０．００５％以下（０％を含まない)、Ｂ：０．０００５〜０．０１０％、Ｎ：０．００２〜０．００５％を夫々含有すると共に、固溶Ｎが０．００１５％以下（０％を含む)であり、残部が鉄および不可避的不純物からなり、パーライト組織の面積率が９０％以上であって、パーライト組織２０００μｍ²中に円相当直径が１００ｎｍ以上、１０００ｎｍ未満のＢＮ系化合物が１００個以下（０個を含む)、円相当直径が１０００ｎｍ以上であるＢＮ系化合物が１０個以下（０個を含む)であることを特徴とする伸線加工性および伸線後の疲労特性に優れた高炭素鋼線材。
2. 更に、Ｃｕ：０．２５％以下（０％を含まない）を含有する請求項１に記載の高炭素鋼線材。
3. 更に、Ｃｒ：１．０％以下（０％を含まない）を含有する請求項１または２に記載の高炭素鋼線材。