JP2017128745A - High strength ultra fine steel wire and manufacturing method therefor - Google Patents

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Abstract

PROBLEM TO BE SOLVED: To provide a high strength ultra fine steel wire excellent in stranded-wire disconnection resistance and adhesiveness with a rubber.SOLUTION: There is provided a high strength ultra fine steel wire 10 having wire diameter of 0.18 to 0.45 mm and tensile strength of 3000 MPa or more, in which a base material 1 has a predetermined composition and a metallic structure, a plating layer 2 has a Cu plating layer formed on a surface of the base material and a brass plating layer formed on an outside of the Cu plating layer and having a ratio of Cu and Zn of 1.2 to 2.3, a first boundary surface, which is a boundary surface between the plating layer 2 and the base material 1 has a first flat part extending along outer face shape of the high strength ultra fine steel wire 10 and a first invaginated part invaginated toward inside of the base material 1 from the first flat part and a second boundary surface, which is a boundary surface between the Cu plating layer and the brass plating layer has a second flat part extending along the shape of the first boundary surface and a second invaginated part formed by being invaginated toward inside of the brass plating layer from the second flat part.SELECTED DRAWING: Figure 1

Description

本発明は、タイヤ、ベルト、高圧ホース等、ゴム及び有機材料の補強用に使用されるスチールコードや、シリコンインゴットのスライス加工に使用されるソーワイヤなどの高強度極細鋼線およびその製造方法に関するものである。   The present invention relates to a steel cord used for reinforcing rubber and organic materials such as tires, belts, high-pressure hoses, etc., high-strength ultrafine steel wires such as saw wires used for slicing processing of silicon ingots, and a method for producing the same. It is.

近年、タイヤの軽量化、高性能化の要望に応えるために、スチールコードの高強度化が急速に進展し、引張強さで３０００ＭＰａ以上の極細鋼線が主流になりつつある。また、タイヤ、ベルト、高圧ホース等の補強材に極細鋼線を使用する場合、通常、複数本の極細鋼線を高速で撚り合わせる撚り線加工が行われる。極細鋼線の引張強さが高くなると延性が低下し、伸線加工時だけでなく、撚り線加工時にも捻じりによる断線が発生しやすくなる。   In recent years, in order to meet the demand for weight reduction and high performance of tires, the strength of steel cords has rapidly increased, and ultra fine steel wires having a tensile strength of 3000 MPa or more are becoming mainstream. Moreover, when using an ultra fine steel wire for reinforcement materials, such as a tire, a belt, and a high pressure hose, the strand wire process which twists several ultra fine steel wires at high speed normally is performed. When the tensile strength of the ultra fine steel wire is increased, the ductility is lowered and breakage due to twisting is liable to occur not only at the time of wire drawing but also at the time of stranded wire processing.

極細鋼線は、熱間圧延ままの線材にパテンティングを施し、乾式伸線を行った後、パテンティングを施し、更に湿式伸線を行って製造される。パテンティングは、金属組織をパーライトに恒温変態させる熱処理である。パーライトは、フェライトとセメンタイトとが層状に交互に重なるラメラ組織であり、伸線加工に適している。なお、熱間圧延後、調整冷却を施して、金属組織をパーライトに恒温変態させることにより、パテンティングを省略することも可能である。   The ultra fine steel wire is manufactured by applying patenting to a wire rod as hot-rolled, performing dry drawing, then applying patenting, and further performing wet drawing. Patenting is a heat treatment that transforms the metal structure to pearlite at a constant temperature. Pearlite is a lamellar structure in which ferrite and cementite are alternately stacked in layers, and is suitable for wire drawing. In addition, it is also possible to omit patenting by performing adjustment cooling after hot rolling and transforming the metal structure to pearlite at a constant temperature.

伸線加工の間に複数回のパテンティングを施す場合、製品の線径まで湿式伸線する直前に行うパテンティングは最終パテンティング、それ以前の乾式伸線後に施されるパテンティングは中間パテンティングと呼ばれる。最終パテンティングを行った後、湿式伸線に必要とされる潤滑性を確保するために、鋼線に銅めっきやブラス（黄銅）めっきが施される。ブラスめっき層は、鋼線に銅めっきと亜鉛めっきとを別々に施した後、拡散熱処理を施して形成されることが多い。   When performing patenting multiple times during wire drawing, the final patenting is performed immediately before wet drawing to the product wire diameter, and intermediate patenting is performed after the previous dry wire drawing. Called. After final patenting, the steel wire is subjected to copper plating or brass (brass) plating in order to ensure the lubricity required for wet drawing. The brass plating layer is often formed by subjecting a steel wire to copper plating and zinc plating separately, followed by diffusion heat treatment.

このように、極細鋼線の製造には、パテンティング及び拡散熱処理など、複数回の熱処理が行われている。しかし、これらの熱処理には、生産性の低下や、製造コストの上昇という問題がある。
そのため、熱間圧延後の線材の伸線加工性を向上させて、パテンティングの回数を減らしたり、熱処理を省略したりする技術が提案されている（例えば、特許文献１〜３、参照）。これらの技術は、初析フェライト、初析セメンタイト、ベイナイトなどの非パーライト組織の生成を制限し、パーライトブロックやパーライトコロニーを微細化し、伸線加工による断線や、撚り線加工時の縦割れの発生を防止するものである。 As described above, a plurality of heat treatments such as patenting and diffusion heat treatment are performed in the production of the ultra fine steel wire. However, these heat treatments have problems such as a decrease in productivity and an increase in manufacturing cost.
Therefore, techniques for improving the wire drawing workability of the wire after hot rolling to reduce the number of patenting or omitting the heat treatment have been proposed (see, for example, Patent Documents 1 to 3). These technologies limit the formation of non-pearlite structures such as pro-eutectoid ferrite, pro-eutectoid cementite, and bainite, refine pearlite blocks and pearlite colonies, and cause wire breakage and longitudinal cracks during stranded wire processing. Is to prevent.

また、環境への配慮からシアン浴を用いたブラスめっきを避け、かつ、拡散熱処理を省略するため、湿式伸線前の鋼線に銅めっき及び亜鉛めっきを施した後、そのまま伸線加工する方法が提案されている（例えば、特許文献４、参照）。特許文献４の方法は、鋼線に、銅めっき及び亜鉛めっきを交互に２回以上繰り返して施し、伸線加工時の加工熱及び圧力によって銅と亜鉛とを拡散させるものである。   Also, in order to avoid brass plating using a cyan bath for environmental considerations and to omit diffusion heat treatment, a method of drawing wire as it is after copper plating and galvanization are applied to the steel wire before wet drawing Has been proposed (see, for example, Patent Document 4). In the method of Patent Document 4, copper plating and zinc plating are alternately and repeatedly applied to a steel wire two times or more, and copper and zinc are diffused by processing heat and pressure during wire drawing.

近年では、シアン化合物を含まない非シアン浴を用いて電気めっきを行う、ブラスめっき方法が開発されつつある。伸線加工及び拡散熱処理による表面への酸化皮膜の形成を避け、ゴムとの接着性を向上させるため、一次めっき後、伸線加工を行い、非シアン浴を用いて合金めっきを施す方法が提案されている（例えば、特許文献５、参照）。特許文献５の合金めっきを施す方法では、銅塩、亜鉛塩及びピロりん酸アルカリ金属塩からなる非シアン浴や、ピロりん酸銅、ピロりん酸亜鉛、ピロりん酸アルカリ金属塩からなる非シアン浴などを用いる。   In recent years, a brass plating method in which electroplating is performed using a non-cyan bath not containing a cyanide compound is being developed. In order to avoid the formation of oxide film on the surface by wire drawing and diffusion heat treatment, and improve the adhesion to rubber, a method of wire drawing after primary plating and alloy plating using non-cyan bath is proposed (For example, refer to Patent Document 5). In the method of performing alloy plating in Patent Document 5, a non-cyan bath composed of a copper salt, a zinc salt and an alkali metal pyrophosphate, or a non-cyan composed of copper pyrophosphate, zinc pyrophosphate and an alkali metal pyrophosphate. Use a bath.

特開２００１−１８１７８９号公報JP 2001-181789 A 特開２０１０−２０２９１３号公報JP 2010-202913 A 特開２０１０−２０２９２０号公報JP 2010-202920 A 特開昭５８−６１２９７号公報JP 58-61297 A 特開２０１２−３６５４３号公報JP 2012-36543 A

極細鋼線の強度は、最終パテンティング後の湿式伸線の加工歪み（真歪）、即ち、湿式伸線の前後の線径によって調整される。特許文献４の方法では加工歪みが小さく、現在、要求される高強度には達しないと考えられる。また、特許文献５には、湿式伸線の前後の線径が記載されていないので、極細鋼線の強度は不明である。   The strength of the ultrafine steel wire is adjusted by the processing strain (true strain) of the wet wire drawing after the final patenting, that is, the wire diameter before and after the wet wire drawing. In the method of Patent Document 4, processing distortion is small, and it is considered that the required high strength is not reached at present. Moreover, since the wire diameter before and behind wet drawing is not described in patent document 5, the intensity | strength of a very fine steel wire is unknown.

このように、従来技術では、伸線加工後の線径が０．１８〜０．４５ｍｍである極細鋼線の引張強さを３０００ＭＰａ以上とし、かつ、十分な延性を確保することはできなかった。
本発明は、このような実情に鑑みてなされたものであり、線径が０．１８〜０．４５ｍｍ、引張強さが３０００ＭＰａ以上で、かつ優れた延性を有し、更にはゴムとの接着性にも優れた高強度極細鋼線およびその製造方法を提供することを課題とするものである。 Thus, in the prior art, the tensile strength of the ultra fine steel wire having a wire diameter of 0.18 to 0.45 mm after wire drawing was set to 3000 MPa or more, and sufficient ductility could not be ensured. .
The present invention has been made in view of such circumstances, and has a wire diameter of 0.18 to 0.45 mm, a tensile strength of 3000 MPa or more, excellent ductility, and adhesion to rubber. It is an object of the present invention to provide a high-strength ultrafine steel wire excellent in properties and a method for producing the same.

本発明者らは、極細鋼線を撚り線加工する際に、個々の極細鋼線の表面に作用する周方向の偏応力によって、断線が発生することを見出した。そして、母材の表面に、Ｃｕめっき層とブラスめっき層とがこの順に配置され、ブラスめっき層の内部にＣｕめっき層が不均一に食い込んでいるめっき層であって、母材の内部に向かって不均一に食い込んだ陥入部を有するめっき層を備えた極細鋼線とすることで、撚り線加工時の断線を防止できるという知見を得た。   The inventors of the present invention have found that, when twisting an ultrafine steel wire, disconnection occurs due to a circumferential bias stress acting on the surface of each ultrafine steel wire. Then, a Cu plating layer and a brass plating layer are arranged in this order on the surface of the base material, and the Cu plating layer is unevenly embedded in the brass plating layer, and is directed toward the inside of the base material. In other words, it was found that by using an ultrafine steel wire provided with a plating layer having an indented portion that has bite in unevenly, disconnection during stranded wire processing can be prevented.

これは、ブラスめっき層の内部にＣｕめっき層が不均一に食い込んでいるめっき層であって、母材の内部に向かって不均一に食い込んだ陥入部を有するめっき層が、撚り線加工時に、極細鋼線の母材に作用する偏応力を緩和させる応力緩和性を発現することによるものと推定される。更に、このめっき層は、撚り線加工に対する抵抗（流動抵抗）が小さいため、撚り線加工時に、極細鋼線の母材に作用する応力の集中を抑制する。これらのことにより、断線の頻度を低減できることがわかった。   This is a plating layer in which the Cu plating layer bites non-uniformly inside the brass plating layer, and the plating layer having an indented portion that bites non-uniformly toward the inside of the base material is at the time of stranded wire processing, This is presumed to be due to the development of stress relaxation properties that relieve the partial stress acting on the base material of the ultrafine steel wire. Furthermore, since this plating layer has low resistance (flow resistance) to stranded wire processing, it suppresses concentration of stress acting on the base material of the ultrafine steel wire during stranded wire processing. From these, it was found that the frequency of disconnection can be reduced.

また、このようなめっき層を有する極細鋼線は、表面にＣｕめっき層とブラスめっき層とが形成された線材を伸線加工することにより製造できる。表面にＣｕめっき層とブラスめっき層とが形成された線材は、伸線加工におけるダイスとの摩擦抵抗が極めて低いものである。このため、伸線加工中の加工発熱が小さく、極細鋼線の母材の表層におけるセメンタイトの分解が抑制される。その結果、時効硬化が抑制され、延性劣化の少ない極細鋼線となる。   Moreover, the ultra fine steel wire which has such a plating layer can be manufactured by wire-drawing the wire in which the Cu plating layer and the brass plating layer were formed on the surface. A wire rod having a Cu plating layer and a brass plating layer formed on the surface has extremely low frictional resistance with a die in wire drawing. For this reason, the process heat_generation | fever during wire drawing is small and decomposition | disassembly of the cementite in the surface layer of the preform | base_material of an ultra fine steel wire is suppressed. As a result, age hardening is suppressed, and an ultrafine steel wire with little ductility deterioration is obtained.

更に、めっき層がブラスめっき層とＣｕめっき層とを有しているため、例えば、極細鋼線の外面にゴム部材が配置される場合に、めっき層中のＣｕめっき層が、極細鋼線とゴム部材との密着性を高めるＣｕの供給源となる。しかも、ブラスめっき層の内部に向かってＣｕめっき層が不均一に食い込んでいるので、Ｃｕめっき層およびブラスめっき層の厚みが均一である場合と比較して、Ｃｕめっき層とブラスめっき層との接触面積が広い。このため、Ｃｕめっき層からブラスめっき層へのＣｕ元素の供給が生じやすく、極細鋼線の外面とタイヤなどのゴム部材との接着性の劣化を抑制できる。   Furthermore, since the plating layer has a brass plating layer and a Cu plating layer, for example, when a rubber member is disposed on the outer surface of the ultrafine steel wire, the Cu plating layer in the plating layer is an ultrafine steel wire. It becomes a supply source of Cu that enhances adhesion to the rubber member. Moreover, since the Cu plating layer bites into the brass plating layer non-uniformly, the Cu plating layer and the brass plating layer are compared with the case where the thickness of the Cu plating layer and the brass plating layer is uniform. Wide contact area. For this reason, the Cu element is easily supplied from the Cu plating layer to the brass plating layer, and deterioration of the adhesion between the outer surface of the ultrafine steel wire and a rubber member such as a tire can be suppressed.

更に、本発明者らは、鋭意研究を重ね、母材が特定の成分組成および組織を有するものである場合に、線径が０．１８〜０．４５ｍｍであり、引張強さ３０００ＭＰａ以上であって、しかも撚り線加工時の断線を防止できる高強度極細鋼線を実現できることを見出し、本発明を想到した。
本発明は、このような知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。 Furthermore, the present inventors have conducted intensive research, and when the base material has a specific component composition and structure, the wire diameter is 0.18 to 0.45 mm, and the tensile strength is 3000 MPa or more. In addition, the present inventors have found that a high-strength ultrafine steel wire that can prevent breakage during twisted wire processing can be realized, and have arrived at the present invention.
This invention is made | formed based on such knowledge, The summary is as follows.

［１］母材と、前記母材の表面に形成されためっき層とを有し、線径が０．１８〜０．４５ｍｍであり、引張強さが３０００ＭＰａ以上である高強度極細鋼線であって、
前記母材は、質量％で、
Ｃ：０．６０％〜０．８０％、
Ｓｉ：０．０５〜０．３５％、
Ｍｎ：０．２０〜０．９０％
を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、
金属組織は、面積率で８５．０％以上がパーライトであり、伸線方向に垂直な断面における前記母材表面から深さ方向に２０μｍまでの領域に存在するパーライトコロニー粒界の湾曲の曲率半径が５．０〜１０．０μｍ、パーライトコロニーの幅が０．２〜１．５μｍであり、
前記めっき層は、前記母材表面に形成されたＣｕ含有量が９０質量％以上であるＣｕめっき層と、前記Ｃｕめっき層の外側に形成されたＣｕとＺｎとの比率（Ｃｕ含有量（質量％）／Ｚｎ含有量（質量％））が１．２〜２．３であるブラスめっき層とを有し、
前記めっき層と前記母材との界面である第１界面は、前記高強度極細鋼線の外面形状に沿って延在する第１平坦部と、前記第１平坦部から前記母材の内部に向かって陥入している第１陥入部とを有し、
前記Ｃｕめっき層と前記ブラスめっき層との界面である第２界面は、前記第１界面の形状に沿って延在する第２平坦部と、前記第２平坦部から前記ブラスめっき層の内部に向かって陥入して形成されている第２陥入部とを有することを特徴とする高強度極細鋼線。 [1] A high-strength ultrafine steel wire having a base material and a plating layer formed on the surface of the base material, having a wire diameter of 0.18 to 0.45 mm and a tensile strength of 3000 MPa or more. There,
The base material is mass%,
C: 0.60% to 0.80%,
Si: 0.05 to 0.35%,
Mn: 0.20 to 0.90%
The balance consists of Fe and impurities,
The metal structure is pearlite with an area ratio of 85.0% or more, and the curvature radius of curvature of the pearlite colony grain boundary existing in the region from the base material surface to the depth direction of 20 μm in the cross section perpendicular to the wire drawing direction. Is 5.0 to 10.0 μm, the width of the pearlite colony is 0.2 to 1.5 μm,
The plating layer includes a Cu plating layer having a Cu content of 90% by mass or more formed on the surface of the base material, and a ratio of Cu and Zn formed on the outside of the Cu plating layer (Cu content (mass %) / Zn content (mass%)) having a brass plating layer of 1.2 to 2.3,
A first interface, which is an interface between the plating layer and the base material, includes a first flat portion extending along an outer surface shape of the high-strength ultrafine steel wire, and the first flat portion to the inside of the base material. Having a first indentation that is
A second interface which is an interface between the Cu plating layer and the brass plating layer includes a second flat portion extending along the shape of the first interface, and the second flat portion to the inside of the brass plating layer. A high-strength ultra-fine steel wire having a second indented portion formed by indenting toward the top.

［２］ 前記母材が、更に、質量％で、
Ｃｒ：０．０１〜１．００％、
を含有することを特徴とする上記［１］に記載の高強度極細鋼線。
［３］ 前記母材が、更に、質量％で、
Ｎｂ：０．０１０〜０．２００％、
Ｖ ：０．０１〜０．５０％、
Ｍｏ：０．０１〜０．５０％、
Ｂ ：０．０００４〜０．００３０％
Ａｌ：０．００２〜０．１００％、
Ｔｉ：０．００２〜０．１００％
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記［１］又は［２］に記載の高強度極細鋼線。 [2] The base material is further in mass%,
Cr: 0.01 to 1.00%,
The high-strength ultrafine steel wire according to the above [1], comprising:
[3] The base material is further in mass%,
Nb: 0.010-0.200%
V: 0.01 to 0.50%,
Mo: 0.01 to 0.50%,
B: 0.0004 to 0.0030%
Al: 0.002 to 0.100%,
Ti: 0.002 to 0.100%
The high-strength ultrafine steel wire according to the above [1] or [2], comprising one or more of the above.

［４］［１］〜［３］のいずれかに記載の成分組成からなり、面積率で８５．０％以上がパーライトであり、パーライトブロックのサイズが１０〜３０μｍであり、線径が２．５〜４．５ｍｍである熱間圧延線材を製造する工程と、
前記熱間圧延線材上にＣｕめっき層を形成するＣｕめっき工程と、
前記Ｃｕめっき工程後の前記熱間圧延線材上にブラスめっき層を形成するブラスめっき工程と、
前記ブラスめっき工程後の前記熱間圧延線材を、加工発熱を抑制しながら伸線加工することにより、線径０．１８〜０．４５ｍｍとする伸線加工工程とを有することを特徴とする［１］〜［３］のいずれかに記載の高強度極細鋼線の製造方法。 [4] The component composition according to any one of [1] to [3], wherein the area ratio is 85.0% or more of pearlite, the size of the pearlite block is 10 to 30 μm, and the wire diameter is 2. Producing a hot-rolled wire that is 5 to 4.5 mm;
A Cu plating step of forming a Cu plating layer on the hot-rolled wire,
A brass plating step of forming a brass plating layer on the hot-rolled wire after the Cu plating step;
The hot-rolled wire after the brass plating step has a wire drawing step of drawing a wire diameter of 0.18 to 0.45 mm by wire drawing while suppressing processing heat generation. [1] A method for producing a high-strength ultrafine steel wire according to any one of [3].

本発明の高強度極細鋼線およびその製造方法によれば、線径が０．１８〜０．４５ｍｍであり、引張強さが３０００ＭＰａ以上である高強度極細鋼線を提供できる。しかも、本発明の高強度極細鋼線は、優れた延性を有するものであるため、撚り線加工を行う場合に断線を防止できる。また、本発明によれば、タイヤなどのゴムとの優れた接着性が長期にわたって得られる高強度極細鋼線を提供できる。   According to the high-strength ultrafine steel wire and the method for producing the same of the present invention, a high-strength ultrafine steel wire having a wire diameter of 0.18 to 0.45 mm and a tensile strength of 3000 MPa or more can be provided. Moreover, since the high-strength ultrafine steel wire of the present invention has excellent ductility, disconnection can be prevented when stranded wire processing is performed. Moreover, according to this invention, the high intensity | strength extra fine steel wire from which the outstanding adhesiveness with rubber | gum, such as a tire, is obtained over a long term can be provided.

本発明の高強度極細鋼線の一例を示した斜視図である。It is the perspective view which showed an example of the high intensity | strength extra fine steel wire of this invention. 図２は、図１に示す高強度極細鋼線の伸線方向に垂直な断面におけるめっき層を拡大して示した模式図である。FIG. 2 is an enlarged schematic view showing a plating layer in a cross section perpendicular to the drawing direction of the high-strength ultrafine steel wire shown in FIG. 図１に示す高強度極細鋼線の伸線方向に垂直な断面を示した模式図である。It is the schematic diagram which showed the cross section perpendicular | vertical to the drawing direction of the high intensity | strength extra fine steel wire shown in FIG. 図１に示す高強度極細鋼線の一部を拡大して示した模式図であり、伸線加工前の熱間圧延線材中のパーライトブロック１つ分に相当する部分の模式図である。It is the schematic diagram which expanded and showed a part of high-strength extra fine steel wire shown in FIG. 1, and is the schematic diagram of the part corresponded to one pearlite block in the hot rolling wire before a wire drawing process. 図５（ａ）は、伸線加工によって変形した複数のパーライトコロニー３、３の側面図である。また、図５（ｂ）および図５（ｃ）は、図４に示す複数のパーライトコロニー３のうちの一つを拡大して示した模式図である。図５（ｂ）は、パーライトコロニー３の側面図である。図５（ｃ）は、図５（ｂ）に示すパーライトコロニー３の伸線方向に垂直な断面であり、図５（ｂ）に示したＡ−Ａ´線に対応する断面図である。FIG. 5A is a side view of a plurality of pearlite colonies 3 and 3 deformed by wire drawing. FIGS. 5B and 5C are schematic views showing one of the plurality of pearlite colonies 3 shown in FIG. 4 in an enlarged manner. FIG. 5B is a side view of the pearlite colony 3. FIG.5 (c) is a cross section perpendicular | vertical to the extending direction of the pearlite colony 3 shown in FIG.5 (b), and is sectional drawing corresponding to the AA 'line shown in FIG.5 (b). 本発明の高強度極細鋼線の製造方法において用いる熱間圧延線材の一例に含まれるパーライトブロックを示した模式図である。It is the schematic diagram which showed the pearlite block contained in an example of the hot rolling wire used in the manufacturing method of the high strength extra fine steel wire of this invention.

「高強度極細鋼線」
本発明者らは、まず、熱間圧延線材に、非シアン浴を用いた湿式電解プロセスによりブラスめっきを施し、拡散熱処理を行わずに、０．１８〜０．４５ｍｍの最終線径まで伸線加工することが可能か否か、検討を行った。 "High-strength extra-fine steel wire"
The inventors first performed brass plating on a hot-rolled wire by a wet electrolytic process using a non-cyan bath, and drawn the wire to a final wire diameter of 0.18 to 0.45 mm without performing diffusion heat treatment. We examined whether it was possible to process.

その結果、熱間圧延線材にＣｕめっきを施した後、ブラスめっきを施すことにより、優れた延性が得られ、伸線加工が可能になることがわかった。さらに、熱間圧延線材として、特定の成分組成を有し、線径が２．５〜４．５ｍｍであり、パーライトの面積率が８５．０％以上、パーライトブロックのサイズが１０〜３０μｍの熱間圧延線材を使用し、加工発熱を抑制しながら伸線加工を行うことにより、伸線加工により断線することなく、強度が３０００ＭＰａ以上の極細鋼線を得ることが可能であるという知見を得た。   As a result, it was found that by applying Cu plating to the hot-rolled wire, excellent ductility can be obtained and wire drawing can be performed by applying brass plating. Furthermore, as a hot-rolled wire, it has a specific component composition, a wire diameter of 2.5 to 4.5 mm, a pearlite area ratio of 85.0% or more, and a pearlite block size of 10 to 30 μm. We obtained the knowledge that it is possible to obtain an extra fine steel wire with a strength of 3000 MPa or more without disconnection by wire drawing by using a cold-rolled wire and performing wire drawing while suppressing processing heat generation. .

極細鋼線の製造時に行う伸線加工においては、母材となる熱間圧延線材上にＣｕめっき層とブラスめっき層とが形成されているので、熱間圧延線材とブラスめっき層との間に存在する軟質のＣｕめっき層による応力緩和性によって、優れた伸線加工性が得られる。また、本実施形態では、加工発熱を抑制しながら伸線加工を行うので、Ｃｕめっき層とブラスめっき層との合金化が抑制される。したがって、伸線加工後に得られた極細鋼線においても、Ｃｕめっき層とブラスめっき層とは分離された状態となっており、その界面は明確である。また、加工発熱を抑制しながら伸線加工を行うことにより、加工硬化していない軟質のめっき層が得られる。   In the wire drawing performed at the time of manufacturing an ultra fine steel wire, since a Cu plating layer and a brass plating layer are formed on a hot rolled wire that is a base material, a gap between the hot rolled wire and the brass plating layer is formed. Excellent wire drawing workability can be obtained by the stress relaxation property of the existing soft Cu plating layer. Moreover, in this embodiment, since a wire drawing process is performed, suppressing process heat_generation | fever, alloying with a Cu plating layer and a brass plating layer is suppressed. Therefore, even in the ultra fine steel wire obtained after the wire drawing process, the Cu plating layer and the brass plating layer are separated, and the interface is clear. Further, by performing wire drawing while suppressing processing heat generation, a soft plating layer that is not work hardened can be obtained.

本実施形態において伸線加工される熱間圧延線材上には、Ｃｕめっき層、ブラスめっき層の順に、それぞれ略一定の厚みで形成されてなる２層構造のめっき層が形成されている。伸線加工を行う際には、２層構造のめっき層を有する熱間圧延線材の外面は、超硬工具製のダイスで完全な円錐形状に拘束されつつ摺動される。このことにより、２層構造のめっき層を形成していたＣｕめっき層は、ブラスめっき層の内部に向かって不均一に食い込みつつ長手方向に伸長する。また、めっき層（Ｃｕめっき層およびブラスめっき層）は、母材となる熱間圧延線材の内部に向かって不均一に食い込みつつ長手方向に伸長する。また、伸線加工された極細鋼線の外面は、滑らかな円形形状とされる。   On the hot-rolled wire rod that is subjected to wire drawing in the present embodiment, a two-layered plating layer formed with a substantially constant thickness is formed in the order of the Cu plating layer and the brass plating layer. When wire drawing is performed, the outer surface of the hot-rolled wire having a two-layered plating layer is slid while being constrained to a complete conical shape by a die made of cemented carbide tool. As a result, the Cu plating layer forming the two-layered plating layer extends in the longitudinal direction while biting unevenly toward the inside of the brass plating layer. Moreover, the plating layer (Cu plating layer and brass plating layer) extends in the longitudinal direction while biting unevenly toward the inside of the hot-rolled wire rod as the base material. Further, the outer surface of the drawn ultrafine steel wire has a smooth circular shape.

したがって、伸線加工後に得られた極細鋼線は、めっき層と母材との界面である第１界面が、高強度極細鋼線の外面形状に沿って延在する第１平坦部と、第１平坦部から前記母材の内部に向かって陥入している第１陥入部とを有し、Ｃｕめっき層とブラスめっき層との界面である第２界面が、第１界面の形状に沿って延在する第２平坦部と、第２平坦部からブラスめっき層の内部に向かって陥入して形成されている第２陥入部とを有するものとなる。このような極細鋼線では、軟質なＣｕめっき層が、Ｃｕめっき層よりも硬質なブラスめっき層に食い込んだ複雑な形状となっており、複雑な形状を有するＣｕめっき層とブラスめっき層とからなるめっき層も、めっき層よりも硬質な母材に食い込んだ複雑な形状となっている。したがって、極細鋼線の表面には、硬さの異なるＣｕめっき層と、ブラスめっき層と、母材とが、厚み方向および面方向に互いに複雑に入り込んだ構造が形成されている。   Therefore, in the ultra fine steel wire obtained after the wire drawing process, the first interface, which is the interface between the plating layer and the base material, extends along the outer surface shape of the high strength ultra fine steel wire, And a second interface that is an interface between the Cu plating layer and the brass plating layer follows the shape of the first interface. And a second flat portion extending from the second flat portion toward the inside of the brass plating layer. In such an ultra fine steel wire, the soft Cu plating layer has a complicated shape that has digged into a harder brass plating layer than the Cu plating layer. From the Cu plating layer and the brass plating layer having a complicated shape, The resulting plating layer also has a complicated shape that is bitten into a base material harder than the plating layer. Therefore, a structure in which the Cu plating layer, the brass plating layer, and the base material having different hardnesses are intricately inserted into each other in the thickness direction and the surface direction is formed on the surface of the ultra fine steel wire.

このような極細鋼線では、撚り線加工時に、硬さの異なる各層（Ｃｕめっき層、ブラスめっき層、母材）が互いに複雑に入り込んでいる構造によって、極細鋼線の表面に作用する周方向の偏応力が効率よく吸収される。したがって、母材に作用する応力が抑制されるとともに応力集中が緩和される。その結果、優れた耐撚り線加工性が得られる。
これに対し、例えば、母材上に、均一な厚みを有するＣｕめっき層とブラスめっき層とを形成した場合、撚り線加工時に、Ｃｕめっき層とブラスめっき層とが母材上で独立して応力を吸収するのみであり、撚り線加工に伴う周方向の偏応力を緩和する作用は十分に得られない。 In such an extra fine steel wire, the circumferential direction acting on the surface of the extra fine steel wire due to the structure in which each layer (Cu plating layer, brass plating layer, base material) having different hardness is intruded into each other at the time of stranded wire processing Is effectively absorbed. Therefore, stress acting on the base material is suppressed and stress concentration is relaxed. As a result, excellent stranded wire processability is obtained.
On the other hand, for example, when a Cu plating layer and a brass plating layer having a uniform thickness are formed on the base material, the Cu plating layer and the brass plating layer are independently formed on the base material during stranded wire processing. It only absorbs stress and does not provide a sufficient effect of mitigating the circumferential stress due to stranded wire processing.

なお、伸線加工に伴うＣｕめっき層、ブラスめっき層、母材の変形は、ダイス内部の十分に高い静水圧的な応力状態によって生じる。したがって、上記の各部材は、材質によって決定される各部材の硬さに関わらずに塑性変形する。このため、伸線加工を行うことにより、上述したように、Ｃｕめっき層がＣｕよりも硬いブラスめっき層に食い込み、母材を形成している鋼よりもはるかに柔らかいめっき層（Ｃｕめっき層およびブラスめっき層）が母材に食い込む。また、本実施形態では、伸線加工に伴うＣｕめっき層およびブラスめっき層の変形によって、母材とブラスめっき層とが直接接触する領域が形成されたり、母材上にＣｕめっき層とブラスめっき層のうち一方が存在しない部分が領域されたりする場合がある。   Note that the deformation of the Cu plating layer, the brass plating layer, and the base material accompanying the wire drawing process is caused by a sufficiently high hydrostatic stress state inside the die. Therefore, each member described above is plastically deformed regardless of the hardness of each member determined by the material. For this reason, by performing the wire drawing process, as described above, the Cu plating layer bites into the brass plating layer harder than Cu, and the plating layer that is much softer than the steel forming the base material (Cu plating layer and Brass plating layer) bites into the base material. Further, in this embodiment, a region where the base material and the brass plating layer are in direct contact is formed by deformation of the Cu plating layer and the brass plating layer accompanying the wire drawing process, or the Cu plating layer and the brass plating are formed on the base material. There may be a region where one of the layers does not exist.

また、本実施形態の極細鋼線の有するＣｕめっき層は、極細鋼線の表面に存在するブラスめっき層へのＣｕの供給源となる。本実施形態の極細鋼線では、伸線加工時の変形によって、Ｃｕめっき層とブラスめっき層との界面である第２界面が、第１界面の形状に沿って延在する第２平坦部と、第２平坦部からブラスめっき層の内部に向かって陥入して形成されている第２陥入部とを有している。このため、Ｃｕめっき層およびブラスめっき層の厚みが均一である場合と比較して、Ｃｕめっき層とブラスめっき層との接触面積が広いものであり、Ｃｕめっき層からブラスめっき層へのＣｕ元素の供給が生じやすいものとなっている。したがって、例えば、本実施形態の極細鋼線をタイヤの補強用に使用した場合、Ｃｕめっき層からブラスめっき層に供給されたＣｕ元素が、極細鋼線の表面でのＣｕ元素とタイヤを形成しているゴム中のＳ元素との反応に寄与すると考えられる。
また、伸線加工に伴うＣｕめっき層およびブラスめっき層の変形によって、極細鋼線の外面上にＣｕめっき層が露出している場合には、Ｃｕめっき層中のＣｕ元素が、極細鋼線の表面でのＣｕ元素とタイヤを形成しているゴム中のＳ元素との反応に寄与すると考えられる。その結果、本実施形態の極細鋼線では、長期にわたって優れたゴム接着性が得られるものと考えられる。 In addition, the Cu plating layer of the ultrafine steel wire of this embodiment is a supply source of Cu to the brass plating layer existing on the surface of the ultrafine steel wire. In the ultrafine steel wire of the present embodiment, the second interface, which is the interface between the Cu plating layer and the brass plating layer, is deformed during wire drawing, and the second flat portion extends along the shape of the first interface. And a second indented portion formed by indenting from the second flat portion toward the inside of the brass plating layer. For this reason, compared with the case where the thickness of Cu plating layer and a brass plating layer is uniform, the contact area of Cu plating layer and a brass plating layer is a large thing, and Cu element from a Cu plating layer to a brass plating layer Supply is likely to occur. Therefore, for example, when the ultra fine steel wire of the present embodiment is used for tire reinforcement, the Cu element supplied from the Cu plating layer to the brass plating layer forms a tire with the Cu element on the surface of the ultra fine steel wire. It is thought that it contributes to the reaction with the S element in the rubber.
In addition, when the Cu plating layer is exposed on the outer surface of the ultra fine steel wire due to the deformation of the Cu plating layer and the brass plating layer accompanying the wire drawing, the Cu element in the Cu plating layer is It is considered that it contributes to the reaction between the Cu element on the surface and the S element in the rubber forming the tire. As a result, it is considered that the ultrafine steel wire of this embodiment can provide excellent rubber adhesion over a long period of time.

また、極細鋼線の母材の表層近傍は、極細鋼線を製造するための伸線加工によって導入される歪の影響を受け易い部位である。このため、本発明者らは、極細鋼線の強度および延性と、母材の結晶方位との関係の明確化を試みた。
その結果、極細鋼線において優れた強度および延性を得るには、極細鋼線の母材を、伸線方向に垂直な断面における母材表面から深さ方向に２０μｍまでの領域に存在するパーライトコロニー粒界の湾曲の曲率半径が５．０〜１０．０μｍ、パーライトコロニーの幅が０．２〜１．５μｍであるものとする必要があることが分かった。 Further, the vicinity of the surface layer of the base material of the ultrafine steel wire is a portion that is susceptible to the influence of strain introduced by wire drawing for producing the ultrafine steel wire. For this reason, the present inventors tried to clarify the relationship between the strength and ductility of the ultrafine steel wire and the crystal orientation of the base metal.
As a result, in order to obtain excellent strength and ductility in the ultra fine steel wire, the base material of the ultra fine steel wire is a pearlite colony existing in a region from the base material surface to a depth direction of 20 μm in the cross section perpendicular to the drawing direction It was found that the curvature radius of the grain boundary curvature must be 5.0 to 10.0 μm and the width of the pearlite colony should be 0.2 to 1.5 μm.

図１は、本発明の高強度極細鋼線の一例を示した斜視図である。図１に示す高強度極細鋼線１０は、母材１と、母材１の表面１ａに形成されためっき層２とを有している。
図２は、図１に示す高強度極細鋼線１０の伸線方向に垂直な断面１１におけるめっき層２を拡大して示した模式図である。図２に示すように、めっき層２は、ブラスめっき層２ａとＣｕめっき層２ｂとを有している。 FIG. 1 is a perspective view showing an example of a high-strength ultrafine steel wire according to the present invention. A high-strength ultrafine steel wire 10 shown in FIG. 1 has a base material 1 and a plating layer 2 formed on the surface 1 a of the base material 1.
FIG. 2 is an enlarged schematic view showing the plating layer 2 in the cross section 11 perpendicular to the drawing direction of the high-strength ultrafine steel wire 10 shown in FIG. As shown in FIG. 2, the plating layer 2 has a brass plating layer 2a and a Cu plating layer 2b.

本実施形態の極細鋼線１０の有するめっき層２においては、Ｚｎ含有量が２０％以上の領域をブラスめっき層２ａと定義し、Ｃｕ含有量が９０％以上の領域をＣｕめっき層２ｂと定義する。この場合、ブラスめっき層２ａはＣｕとＺｎとの比率（Ｃｕ含有量（質量％）／Ｚｎ含有量（質量％）、以下「Ｃｕ／Ｚｎ」と略記する場合がある）が１．２〜２．３であるものとなる。   In the plating layer 2 of the ultrafine steel wire 10 of this embodiment, a region having a Zn content of 20% or more is defined as a brass plating layer 2a, and a region having a Cu content of 90% or more is defined as a Cu plating layer 2b. To do. In this case, the brass plating layer 2a has a ratio of Cu to Zn (Cu content (mass%) / Zn content (mass%), hereinafter may be abbreviated as “Cu / Zn”) in a range of 1.2 to 2. .3.

図２に示すように、Ｃｕめっき層２ｂおよびブラスめっき層２ａの厚みは不均一となっており、Ｃｕめっき層２ｂとブラスめっき層２ａとの界面は、曲線となっている。また、Ｃｕめっき層２ｂとブラスめっき層２ａとは分離された状態となっており、その境界は明確である。   As shown in FIG. 2, the thicknesses of the Cu plating layer 2b and the brass plating layer 2a are not uniform, and the interface between the Cu plating layer 2b and the brass plating layer 2a is a curve. Further, the Cu plating layer 2b and the brass plating layer 2a are separated from each other, and the boundary is clear.

図２に示すように、めっき層２と母材１との界面（母材１の表面１ａ）である第１界面は、第１平坦部１ｂと第１陥入部１ｃとを有している。第１平坦部１ｂは、極細鋼線１０の外面６の形状に沿って延在している。また、第１陥入部１ｃは、第１平坦部１ｂから母材１の内部に向かって陥入している（図２においては２箇所）。
また、図２に示すように、Ｃｕめっき層２ｂとブラスめっき層２ａとの界面である第２界面２１ａは、第２平坦部２１ｂと第２陥入部２１ｃとを有している。第２平坦部２１ｂは、第１界面の形状に沿って延在している。第２陥入部２１ｃは、第２平坦部２１ｂからブラスめっき層２ａの内部に向かって陥入して形成されている。 As shown in FIG. 2, the first interface, which is the interface between the plating layer 2 and the base material 1 (the surface 1a of the base material 1), has a first flat portion 1b and a first indented portion 1c. The first flat portion 1b extends along the shape of the outer surface 6 of the ultrafine steel wire 10. The first indented portion 1c is indented from the first flat portion 1b toward the inside of the base material 1 (two locations in FIG. 2).
As shown in FIG. 2, the second interface 21a, which is the interface between the Cu plating layer 2b and the brass plating layer 2a, has a second flat portion 21b and a second indented portion 21c. The second flat portion 21b extends along the shape of the first interface. The second indented portion 21c is formed by indenting from the second flat portion 21b toward the inside of the brass plating layer 2a.

Ｃｕめっき層２ｂの厚みは、相対的にブラスめっき層２ａよりも薄いものとなっている。本実施形態においては、母材１上に、伸線加工時のＣｕめっき層の変形によって、部分的にＣｕめっき層２ｂの存在しない領域が存在していても許容される。母材１上におけるＣｕめっき層２ｂの形成されている領域の面積率は、２０％以上であることが好ましい。上記の面積率は、耐撚り線断線性を向上させるためには高いほど好ましい。   The thickness of the Cu plating layer 2b is relatively thinner than the brass plating layer 2a. In the present embodiment, even if a region where the Cu plating layer 2b does not exist partially exists on the base material 1 due to deformation of the Cu plating layer during wire drawing, it is allowed. The area ratio of the region where the Cu plating layer 2b is formed on the base material 1 is preferably 20% or more. The area ratio is preferably as high as possible in order to improve the stranded wire breakage resistance.

図２に示すように、Ｃｕめっき層２ｂは、ブラスめっき層２ａと極細鋼線１０の母材１の表面１ａとの間に存在している。ブラスめっき層２ａと極細鋼線１０の母材１の表面１ａとの間に、全くＣｕめっき層２ｂが存在していない場合には、極細鋼線１０の耐撚り線断線性が不十分となり、デラミネーションが発生する。
なお、本実施形態では、極細鋼線１０の母材１の表面１ａ上にＣｕめっき層２ｂが存在していて、Ｃｕめっき層２ｂ上にブラスめっき層２ａが存在していない領域（めっき層２の表面にＣｕめっき層２ｂが露出している領域）は、ブラスめっき層２ａと母材１の表面１ａとの間にＣｕめっき層２ｂが存在している領域と見なす。 As shown in FIG. 2, the Cu plating layer 2 b exists between the brass plating layer 2 a and the surface 1 a of the base material 1 of the ultrafine steel wire 10. When there is no Cu plating layer 2b between the brass plating layer 2a and the surface 1a of the base material 1 of the ultrafine steel wire 10, the wire breakage resistance of the ultrafine steel wire 10 becomes insufficient, Delamination occurs.
In the present embodiment, the Cu plating layer 2b is present on the surface 1a of the base material 1 of the ultrafine steel wire 10, and the brass plating layer 2a is not present on the Cu plating layer 2b (plating layer 2). The region where the Cu plating layer 2b is exposed on the surface of the base plate 1) is regarded as a region where the Cu plating layer 2b exists between the brass plating layer 2a and the surface 1a of the base material 1.

ブラスめっき層２ａと母材１の表面１ａとの間に、Ｃｕめっき層が形成されていたとしても、Ｃｕめっき層２ｂのＣｕ含有量が９０％未満である場合には、Ｃｕめっき層２ｂを有することによる応力緩和性が不足する。このため、十分に高い耐撚り線断線性を得ることができず、極細鋼線１０におけるデラミネーションの発生を十分に防止できない。   Even if a Cu plating layer is formed between the brass plating layer 2a and the surface 1a of the base material 1, if the Cu content of the Cu plating layer 2b is less than 90%, the Cu plating layer 2b Insufficient stress relaxation is achieved. For this reason, it is not possible to obtain a sufficiently high stranded wire breakage, and it is not possible to sufficiently prevent the occurrence of delamination in the ultrafine steel wire 10.

Ｃｕめっき層２ｂのＣｕ含有量は、９０％以上であり、Ｃｕめっき層２ｂによる応力緩和性をより向上させるために、９２％以上であることが好ましい。Ｃｕめっき層２ｂのＣｕ含有量は、経済性の観点から９５％以下であることがより好ましい。
また、Ｃｕめっき層２ｂは、ブラスめっき層２ａへのＣｕの供給源となる。タイヤでは、タイヤに埋め込まれた極細鋼線（スチールコード）のブラスめっき層に含まれるＣｕと、タイヤのゴムに含まれるＳとが反応して、接着性が得られる。しかし、タイヤの使用中にＣｕ元素がゴム中に拡散するため、接着性が次第に劣化する。本実施形態においては、Ｃｕめっき層２ｂがブラスめっき層２ａへのＣｕの供給源となるため、めっき層２を有する極細鋼線１０では、長期にわたって優れたゴム接着性が維持される。 The Cu content of the Cu plating layer 2b is 90% or more, and is preferably 92% or more in order to further improve the stress relaxation properties of the Cu plating layer 2b. The Cu content of the Cu plating layer 2b is more preferably 95% or less from the viewpoint of economy.
The Cu plating layer 2b is a supply source of Cu to the brass plating layer 2a. In the tire, Cu contained in the brass plating layer of the ultra fine steel wire (steel cord) embedded in the tire reacts with S contained in the rubber of the tire to obtain adhesiveness. However, since the Cu element diffuses into the rubber during use of the tire, the adhesiveness gradually deteriorates. In the present embodiment, since the Cu plating layer 2b serves as a supply source of Cu to the brass plating layer 2a, the ultrafine steel wire 10 having the plating layer 2 maintains excellent rubber adhesion over a long period of time.

Ｃｕめっき層２ｂのＣｕ含有率が１００％でない場合、Ｃｕめっき層２ｂはＣｕの他に、Ｚｎ、Ｆｅを含むものとすることができ、ＣｕとＺｎと不可避的不純物からなるものであることが好ましい。Ｃｕめっき層２ｂがＺｎを含むものである場合、Ｃｕめっき層２ｂ中のＺｎは、極細鋼線１０を製造するための伸線加工時に、ブラスめっき層から供給されたものであってもよい。   When the Cu content of the Cu plating layer 2b is not 100%, the Cu plating layer 2b can contain Zn and Fe in addition to Cu, and is preferably made of Cu, Zn and inevitable impurities. When the Cu plating layer 2b contains Zn, the Zn in the Cu plating layer 2b may be supplied from the brass plating layer at the time of wire drawing for manufacturing the ultrafine steel wire 10.

母材１の表面１ａ上におけるＣｕめっき層２ｂの面積割合は、特に限定されるものではないが、２０％以上が望ましい。より好ましくは３０％以上である。
Ｃｕめっき層２ｂの面積率は、伸線加工前に行われるＣｕめっき工程におけるＣｕめっきの電流密度、処理時間などで制御可能である。 The area ratio of the Cu plating layer 2b on the surface 1a of the base material 1 is not particularly limited, but is preferably 20% or more. More preferably, it is 30% or more.
The area ratio of the Cu plating layer 2b can be controlled by the current density of Cu plating, the processing time, and the like in the Cu plating step performed before the wire drawing.

図２に示すように、めっき層２は、ブラスめっき層２ａを有している。本実施形態においては、母材１上に、伸線加工時のブラスめっき層の変形によって、部分的にブラスめっき層２ａの存在しない領域が存在していてもよい。
母材１上におけるブラスめっき層２ａの形成されている領域の面積率は、８０％以上であることが好ましい。上記の面積率は、伸線加工時の潤滑性と、極細鋼線１０のゴム接着性とを向上させるために高いほど好ましく、母材１上の全面にブラスめっき層２ａが形成されていることが最も好ましい。
ブラスめっき層２ａはＺｎとＣｕの他に、Ｆｅを含むものとすることができ、ＣｕとＺｎと不可避的不純物からなるものであることが好ましい。 As shown in FIG. 2, the plating layer 2 has a brass plating layer 2a. In the present embodiment, a region where the brass plating layer 2a does not exist partially may exist on the base material 1 due to deformation of the brass plating layer during wire drawing.
The area ratio of the region where the brass plating layer 2a is formed on the base material 1 is preferably 80% or more. The area ratio is preferably as high as possible in order to improve the lubricity during wire drawing and the rubber adhesion of the ultrafine steel wire 10, and the brass plating layer 2 a is formed on the entire surface of the base material 1. Is most preferred.
The brass plating layer 2a can contain Fe in addition to Zn and Cu, and is preferably made of Cu, Zn and inevitable impurities.

本実施形態において、ブラスめっき層２ａのＣｕとＺｎとの比率（Ｃｕ／Ｚｎ）は１．２〜２．３の範囲である。上記比率（Ｃｕ／Ｚｎ）は、１．５以上であることが好ましい。また、上記比率（Ｃｕ／Ｚｎ）は、２．０以下であることが好ましい。
ブラスめっき層２ａのＣｕとＺｎとの比率（Ｃｕ／Ｚｎ）が１．２未満であると、相対的にブラスめっき層２ａ中のＣｕ含有量が少ないものとなり、ブラスめっき層２ａが硬くなる。このため、伸線加工中にめっき層が母材１の表面１ａから剥離しやすくなり、ブラスめっき層２ａによるゴム接着性を向上させる効果が十分に得られない。また、母材１の表面１ａからめっき層が剥離すると、撚り線加工時に断線が発生し易くなる。 In the present embodiment, the ratio of Cu to Zn (Cu / Zn) in the brass plating layer 2a is in the range of 1.2 to 2.3. The ratio (Cu / Zn) is preferably 1.5 or more. The ratio (Cu / Zn) is preferably 2.0 or less.
When the ratio of Cu to Zn (Cu / Zn) in the brass plating layer 2a is less than 1.2, the content of Cu in the brass plating layer 2a is relatively small, and the brass plating layer 2a becomes hard. For this reason, a plating layer becomes easy to peel from the surface 1a of the base material 1 during a wire drawing process, and the effect which improves the rubber adhesiveness by the brass plating layer 2a is not fully acquired. Further, if the plating layer is peeled off from the surface 1a of the base material 1, disconnection is likely to occur during stranded wire processing.

また、ブラスめっき層２ａのＣｕとＺｎとの比率（Ｃｕ／Ｚｎ）が２．３を超えると、ブラスめっき層２ａ中のＣｕ含有量が過剰となり、ブラスめっき層２ａが軟らかくなる。このため、ブラスめっき層２ａと母材１との硬さの差が大きくなり、伸線加工中にめっき層が母材１の表面１ａから剥離しやすくなる。また、ＣｕとＺｎとの比率（Ｃｕ／Ｚｎ）が２．３を超えると、ブラスめっき層２ａ中のＣｕ含有量が過剰になるため、ブラスめっき層２ａに接したゴムの表面が脆くなって、極細鋼線１０のゴム接着性が劣化する。   On the other hand, if the ratio of Cu and Zn (Cu / Zn) in the brass plating layer 2a exceeds 2.3, the Cu content in the brass plating layer 2a becomes excessive, and the brass plating layer 2a becomes soft. For this reason, the difference in hardness between the brass plating layer 2a and the base material 1 becomes large, and the plating layer easily peels from the surface 1a of the base material 1 during the wire drawing. Further, if the ratio of Cu to Zn (Cu / Zn) exceeds 2.3, the Cu content in the brass plating layer 2a becomes excessive, and the surface of the rubber in contact with the brass plating layer 2a becomes brittle. The rubber adhesiveness of the ultra fine steel wire 10 is deteriorated.

また、ブラスめっき層２ａの平均厚さは、特に限定されるものではないが、伸線加工時の鋼線の潤滑性と、極細鋼線１０のゴム接着性とをより向上させるために、０．２μｍ以上であることが好ましく、０．５μｍ以上であることがより好ましい。また、ブラスめっき層２ａの平均厚さは、母材１の表面１ａからの剥離を防止するために、４μｍ以下とすることが好ましく、より好ましくは１μｍ以下である。
ブラスめっき層２ａの厚さ及び組成は、伸線加工前に行われるブラスめっき工程において使用されるめっき浴のＣｕの含有量及びＺｎの含有量、電流密度、処理時間などによって制御可能である。 Further, the average thickness of the brass plating layer 2a is not particularly limited, but is 0 in order to further improve the lubricity of the steel wire during wire drawing and the rubber adhesion of the ultrafine steel wire 10. It is preferably 2 μm or more, and more preferably 0.5 μm or more. Moreover, in order to prevent peeling from the surface 1a of the base material 1, the average thickness of the brass plating layer 2a is preferably 4 μm or less, and more preferably 1 μm or less.
The thickness and composition of the brass plating layer 2a can be controlled by the Cu content, Zn content, current density, processing time, etc. of the plating bath used in the brass plating process performed before the wire drawing.

図１に示す母材１の金属組織は、面積率で８５．０％以上がパーライトであり、複数のパーライトコロニーが存在している。図１に示す母材１の伸線方向に垂直な断面１１における母材１の表面１ａから深さ方向に２０μｍまでの領域２１（図３参照）には、複数のパーライトコロニーが存在している。   The metal structure of the base material 1 shown in FIG. 1 has an area ratio of 85.0% or more of pearlite, and a plurality of pearlite colonies exist. A plurality of pearlite colonies exist in a region 21 (see FIG. 3) from the surface 1a of the base material 1 to a depth direction of 20 μm in the cross section 11 perpendicular to the wire drawing direction of the base material 1 shown in FIG. .

図４は、図１に示す極細鋼線１０における母材１の表面１ａから深さ方向に２０μｍまでの領域２１（図３参照）の一部を拡大して示した模式図であり、伸線加工前の熱間圧延線材中のパーライトブロック１つ分に相当する部分３１の模式図である。図４に示す部分３１には、伸線加工によって変形した複数のパーライトコロニー３、３が存在している。図５（ａ）は、伸線加工によって変形した複数のパーライトコロニー３、３の側面図である。また、図５（ｂ）および図５（ｃ）は、図４に示す複数のパーライトコロニー３のうちの一つを拡大して示した模式図である。図５（ｂ）は、パーライトコロニー３の側面図である。図５（ｃ）は、図５（ｂ）に示すパーライトコロニー３の伸線方向に垂直な断面であり、図５（ｂ）に示したＡ−Ａ´線に対応する断面図である。図５（ｃ）に示すように、母材１の伸線方向に垂直な断面１１の領域２１に存在するパーライトコロニー３は湾曲している。   FIG. 4 is a schematic diagram showing an enlarged part of a region 21 (see FIG. 3) extending from the surface 1a of the base material 1 to 20 μm in the depth direction in the ultrafine steel wire 10 shown in FIG. It is a schematic diagram of the part 31 corresponded to one pearlite block in the hot-rolled wire before a process. In the portion 31 shown in FIG. 4, there are a plurality of pearlite colonies 3 and 3 deformed by wire drawing. FIG. 5A is a side view of a plurality of pearlite colonies 3 and 3 deformed by wire drawing. FIGS. 5B and 5C are schematic views showing one of the plurality of pearlite colonies 3 shown in FIG. 4 in an enlarged manner. FIG. 5B is a side view of the pearlite colony 3. FIG.5 (c) is a cross section perpendicular | vertical to the extending direction of the pearlite colony 3 shown in FIG.5 (b), and is sectional drawing corresponding to the AA 'line shown in FIG.5 (b). As shown in FIG. 5 (c), the pearlite colony 3 existing in the region 21 of the cross section 11 perpendicular to the drawing direction of the base material 1 is curved.

図４および図５（ａ）〜（ｃ）に示す湾曲しているパーライトコロニー３の粒界３ａの湾曲の曲率半径及びパーライトコロニー３の幅３ｂは、極細鋼線１０を製造する際の伸線加工度に対応して変化する。すなわち、伸線加工の真歪が大きくなるほど、パーライトコロニー３の粒界３ａの湾曲の曲率半径は小さくなり、パーライトコロニー３の幅３ｂは細くなる。パーライトコロニー３、３は、伸線加工によって、互いに幾何学的に拘束しつつ塑性変形し、図５（ａ）および図５（ｂ）に示すように、長さ方向中心部が太く、両端部が尖っている略紡錘型の形状を有し、図５（ｂ）および図５（ｃ）に示すように、断面視外側に向かって厚みが薄くなる形状となっている。   The curvature radius of the curvature of the grain boundary 3a of the curved pearlite colony 3 and the width 3b of the pearlite colony 3 shown in FIGS. 4 and 5 (a) to (c) are drawn when the ultrafine steel wire 10 is manufactured. It changes according to the degree of processing. That is, as the true strain of wire drawing increases, the curvature radius of the curvature of the grain boundary 3a of the pearlite colony 3 decreases, and the width 3b of the pearlite colony 3 decreases. The pearlite colonies 3 and 3 are plastically deformed while being geometrically constrained by wire drawing, as shown in FIGS. 5 (a) and 5 (b). As shown in FIGS. 5 (b) and 5 (c), it has a shape in which the thickness decreases toward the outer side in cross section.

パーライトコロニー３の粒界３ａの湾曲の曲率半径とは、図５（ｃ）に示すように、パーライトコロニー３の伸線方向に垂直な断面において、厚み中心線３ｃの全長Ｌを５分割したとき、外側に存在する２箇所の分割位置における曲率半径の平均値を意味する。
パーライトコロニー３の幅３ｂは、パーライトコロニー３の長さ方向略中心部の伸線方向に垂直な断面において、図５（ｃ）に示す厚み中心線３ｃの全長Ｌを５分割したとき、外側に存在する２箇所の分割位置における厚み平均を意味する。パーライトコロニー３の粒界３ａの幅３ｂを、パーライトコロニー３の長さ方向略中心部で測定する理由は、紡錘型のパーライトコロニー３の幅３ｂがパーライトコロニー３の長さ方向の位置で変動するためである。 The curvature radius of the curvature of the grain boundary 3a of the pearlite colony 3 is, as shown in FIG. 5 (c), when the total length L of the thickness center line 3c is divided into five in a cross section perpendicular to the drawing direction of the pearlite colony 3 Means the average value of the curvature radii at the two divided positions existing outside.
The width 3b of the pearlite colony 3 is such that when the full length L of the thickness center line 3c shown in FIG. It means an average thickness at two existing division positions. The reason why the width 3b of the grain boundary 3a of the pearlite colony 3 is measured at substantially the center in the length direction of the pearlite colony 3 is that the width 3b of the spindle-type pearlite colony 3 varies depending on the position of the pearlite colony 3 in the length direction. Because.

図１に示す極細鋼線１０は、図４および図５（ａ）〜（ｃ）に示すパーライトコロニー３の粒界３ａの湾曲の曲率半径が５．０〜１０．０μｍであり、パーライトコロニー３の幅３ｂが０．２〜１．５μｍであるものである。
極細鋼線１０の延性をより一層向上させるためには、上記の曲率半径は６．０μｍ以上であることが好ましく、パーライトコロニー３の幅３ｂは０．４μｍ以上であることが好ましい。極細鋼線１０を製造する際の伸線加工の真歪が過剰に大きくなると、上記の曲率半径が５．０μｍ未満になる、及び／又は、パーライトコロニー３の幅３ｂが０．２μｍ未満になる。その結果、極細鋼線１０の延性が低下して、極細鋼線１０を撚り線加工する際にデラミネーションが発生し易くなる。 The ultrafine steel wire 10 shown in FIG. 1 has a curvature radius of curvature of the grain boundary 3a of the pearlite colony 3 shown in FIGS. 4 and 5 (a) to (c) of 5.0 to 10.0 μm, and the pearlite colony 3 The width 3b is 0.2 to 1.5 μm.
In order to further improve the ductility of the ultrafine steel wire 10, the radius of curvature is preferably 6.0 μm or more, and the width 3b of the pearlite colony 3 is preferably 0.4 μm or more. When the true strain of the wire drawing process when manufacturing the ultrafine steel wire 10 becomes excessively large, the radius of curvature becomes less than 5.0 μm and / or the width 3b of the pearlite colony 3 becomes less than 0.2 μm. . As a result, the ductility of the ultrafine steel wire 10 is reduced, and delamination is likely to occur when the ultrafine steel wire 10 is processed into a stranded wire.

線径が０．１８〜０．４５ｍｍであり、強度が３０００ＭＰａ以上である本実施形態の極細鋼線１０では、パーライトコロニー３の粒界３ａの湾曲の曲率半径が１０．０μｍ以下で、かつパーライトコロニー３の幅３ｂが１．５μｍ以下になっている。引張強度が３５００ＭＰａ以上の極細鋼線を得るためには、極細鋼線１０を製造する際の伸線加工の真歪を大きくして、上記の曲率半径を７．５μｍ以下とし、かつ、パーライトコロニー３の幅３ｂを１．０μｍ以下としてもよい。極細鋼線１０を製造する際の伸線加工の真歪が不十分であると、上記の曲率半径が１０．０μｍ超える、及び／又は、パーライトコロニー３の幅３ｂが１．５μｍ超えになり、極細鋼線１０の強度が低下する。   In the ultrafine steel wire 10 of this embodiment having a wire diameter of 0.18 to 0.45 mm and a strength of 3000 MPa or more, the curvature radius of the curvature of the grain boundary 3a of the pearlite colony 3 is 10.0 μm or less, and the pearlite The width 3b of the colony 3 is 1.5 μm or less. In order to obtain an ultrafine steel wire having a tensile strength of 3500 MPa or more, the true strain of the wire drawing process when producing the ultrafine steel wire 10 is increased so that the curvature radius is 7.5 μm or less, and the pearlite colony 3 may be 1.0 μm or less. When the true strain of the wire drawing process when producing the ultrafine steel wire 10 is insufficient, the radius of curvature exceeds 10.0 μm, and / or the width 3b of the pearlite colony 3 exceeds 1.5 μm, The strength of the ultra fine steel wire 10 is reduced.

本実施形態の極細鋼線１０の母材１における金属組織は、面積率で８５．０％以上がパーライトである。母材１のパーライト面積率は、伸線加工前の素材である熱間圧延線材のパーライト面積率と同等である。即ち、熱間圧延線材に存在する非パーライト組織の割合は、伸線加工によって変化しない。非パーライト組織とパーライトとでは、伸線加工による塑性加工挙動が異なる。そのため、伸線加工時に非パーライト組織とパーライトとの界面に歪が集中し、破壊の起点となるボイドが形成される場合がある。極細鋼線１０の母材１の非パーライト組織が多い場合は、伸線加工前の素材である熱間圧延線材の非パーライト組織も多いので、伸線加工時に欠陥が発生し易くなる。   The metal structure in the base material 1 of the ultrafine steel wire 10 of the present embodiment is pearlite with an area ratio of 85.0% or more. The pearlite area ratio of the base material 1 is equivalent to the pearlite area ratio of a hot-rolled wire that is a material before wire drawing. That is, the ratio of the non-pearlite structure existing in the hot-rolled wire does not change by wire drawing. The non-pearlite structure and pearlite have different plastic working behavior due to wire drawing. For this reason, strain may concentrate at the interface between the non-pearlite structure and pearlite during wire drawing, and voids may be formed as starting points of fracture. When the non-pearlite structure of the base material 1 of the ultrafine steel wire 10 is large, there are also many non-pearlite structures of the hot-rolled wire that is the material before the drawing process, and thus defects are easily generated during the drawing process.

本実施形態の極細鋼線１０では、母材１のパーライトの面積率が８５．０％以上であり、素材である熱間圧延線材の伸線加工性が優れている。したがって、極細鋼線１０は、製造する際の伸線加工時における欠陥の発生が抑制されたものとなり、耐撚り線断線性が良好となる。母材１のパーライトの面積率は、より一層極細鋼線１０の耐撚り線断線性を向上させるために、９５．０％以上であることが好ましく、１００％であることがより好ましい。   In the ultra fine steel wire 10 of this embodiment, the area ratio of the pearlite of the base material 1 is 85.0% or more, and the wire drawing workability of the hot-rolled wire material is excellent. Therefore, the extra fine steel wire 10 is one in which the occurrence of defects during wire drawing during production is suppressed, and the stranded wire breakage resistance is improved. The area ratio of the pearlite of the base material 1 is preferably 95.0% or more and more preferably 100% in order to further improve the stranded wire breakability of the ultrafine steel wire 10.

「母材の成分組成」
次に、極細鋼線の母材の成分組成について説明する。なお、成分組成の含有量の「％」は「質量％」を意味する。なお、残部はＦｅおよび不純物である。
Ｃ：０．６０〜０．８０％
Ｃは、鋼線のパーライトの面積率を高め、優れた伸線加工性及び高強度を得るために必要な元素である。極細鋼線では、主に、伸線加工によってラメラ間隔（フェライトの幅）を微細にし、強度を高める。しかし、Ｃ含有量が０．６０％未満であると、非パーライト組織が増加したり、強度を高めるために伸線加工における加工度を高めたりする必要が生じる。このため、伸線加工によって、延性を損なわずに安定して十分な引張強さを得ることが難しくなる。したがって、極細鋼線の強度と延性を確保するために、Ｃ含有量の下限は０．６０％以上とし、０．６２％以上であることが好ましい。一方、Ｃ含有量が０．８０％を超えると、強度が高くなり過ぎて、延性を確保することが難しくなる。このため、Ｃ含有量の上限を０．８０％以下とし、０．７５％以下とすることが好ましい。 “Component composition of the base material”
Next, the component composition of the base material of the ultra fine steel wire will be described. In addition, “%” of the content of the component composition means “% by mass”. The balance is Fe and impurities.
C: 0.60 to 0.80%
C is an element necessary for increasing the pearlite area ratio of the steel wire and obtaining excellent wire drawing workability and high strength. In ultra-fine steel wire, the lamella spacing (ferrite width) is refined mainly by wire drawing to increase the strength. However, if the C content is less than 0.60%, it is necessary to increase the non-pearlite structure or increase the degree of processing in wire drawing in order to increase the strength. For this reason, it becomes difficult to obtain sufficient tensile strength stably without impairing ductility by wire drawing. Therefore, in order to ensure the strength and ductility of the ultrafine steel wire, the lower limit of the C content is set to 0.60% or more, and preferably 0.62% or more. On the other hand, if the C content exceeds 0.80%, the strength becomes too high, and it becomes difficult to ensure ductility. For this reason, the upper limit of the C content is set to 0.80% or less and preferably 0.75% or less.

Ｓｉ：０．０５〜０．３５％
Ｓｉは、脱酸元素であり、パーライト中のフェライトの強化にも寄与する。この効果を得るには、０．０５％以上のＳｉを添加することが必要であり、０．１５％以上含有することが好ましい。一方、０．３５％を超えるＳｉを添加しても上記効果が飽和するため、Ｓｉ量の上限を０．３５％以下とし、０．３０％以下とすることが好ましい。 Si: 0.05 to 0.35%
Si is a deoxidizing element and contributes to strengthening of ferrite in pearlite. In order to obtain this effect, it is necessary to add 0.05% or more of Si, and it is preferable to contain 0.15% or more. On the other hand, even if Si exceeding 0.35% is added, the above effect is saturated. Therefore, the upper limit of the amount of Si is preferably 0.35% or less, and preferably 0.30% or less.

Ｍｎ：０．２０〜０．９０％
Ｍｎは、Ｓｉと同様に脱酸に用いられる元素であり、また、焼入性を向上させて、非パーライト組織である初析フェライトの生成の抑制にも寄与する。この効果を得るには、０．２５％以上のＭｎを添加することが必要であり、０．３０％以上含有することが好ましい。一方、Ｍｎ含有量が０．９％を超えると、Ｍｎ偏析が生じ、非パーライト組織であるベイナイトなど硬質な相が過剰に生成する。そのため、過剰なＭｎの含有は、伸線加工中の破断の発生や、極細鋼線の延性の劣化の原因にもなる。したがって、Ｍｎ含有量の上限を０．９０％以下とし、０．８５％以下とすることが好ましい。 Mn: 0.20 to 0.90%
Mn is an element used for deoxidation like Si, and also improves hardenability and contributes to suppression of the formation of proeutectoid ferrite, which is a non-pearlite structure. In order to obtain this effect, it is necessary to add 0.25% or more of Mn, and it is preferable to contain 0.30% or more. On the other hand, when the Mn content exceeds 0.9%, Mn segregation occurs, and a hard phase such as bainite that is a non-pearlite structure is excessively generated. Therefore, the excessive Mn content also causes breakage during wire drawing and causes deterioration of the ductility of the ultrafine steel wire. Therefore, the upper limit of the Mn content is preferably 0.90% or less and preferably 0.85% or less.

不純物であるＰとＳは特に規定しないが、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。   Impurities P and S are not particularly defined, but are preferably 0.02% or less from the viewpoint of ensuring ductility.

更に、伸線加工性、強度、延性等を向上させるために、Ｃｒを含有させてもよい。
Ｃｒ：０．０１〜１．００％
Ｃｒは、パーライトのラメラ間隔を微細化し、引張強さや伸線加工性の向上に寄与する元素である。この効果を得るためには、０．０１％以上のＣｒを添加することが好ましく、０．０２％以上含有することがより好ましい。一方、Ｃｒを過剰に添加すると、パーライト変態が遅延することがあるため、Ｃｒ含有量の上限を１．００％以下とすることが好ましく、０．５０％以下とすることがより好ましい。 Furthermore, in order to improve wire drawing workability, strength, ductility, etc., Cr may be included.
Cr: 0.01-1.00%
Cr is an element that contributes to improving the tensile strength and wire drawing workability by reducing the lamella spacing of pearlite. In order to obtain this effect, it is preferable to add 0.01% or more of Cr, and more preferably 0.02% or more. On the other hand, when Cr is added excessively, pearlite transformation may be delayed, so the upper limit of Cr content is preferably 1.00% or less, and more preferably 0.50% or less.

更に、伸線加工性、強度、延性等の向上を目的として、以下の元素を選択的に１種又は２種以上含有させてもよい。   Furthermore, for the purpose of improving wire drawing workability, strength, ductility and the like, one or more of the following elements may be selectively contained.

Ｎｂ：０．０１０〜０．２００％
Ｎｂは、鋼中のＣと結合して炭化物を形成し、結晶粒径を細粒化させる元素である。伸線加工性を高めるには、０．０１０％以上のＮｂを添加することが好ましく、０．０２％以上含有することがより好ましい。一方、Ｎｂを過剰に添加すると、粗大なＮｂＣなどの炭化物が生成して、伸線加工性を損なう場合があるため、Ｎｂ含有量の上限を０．２００％以下にすることが好ましく、０．１８％以下とすることがより好ましい。 Nb: 0.010-0.200%
Nb is an element that combines with C in the steel to form carbides and refines the crystal grain size. In order to improve the wire drawing workability, 0.010% or more of Nb is preferably added, and more preferably 0.02% or more. On the other hand, when Nb is added excessively, coarse carbides such as NbC may be generated and wire drawing workability may be impaired. Therefore, the upper limit of the Nb content is preferably 0.200% or less. More preferably, it is 18% or less.

Ｖ：０．０１〜０．５０％
Ｖは、Ｎｂと同様、結晶粒径の細粒化に寄与する元素である。伸線加工性を高めるには、０．０１％以上のＶを添加することが好ましく、０．０２％以上含有することがより好ましい。一方、Ｖを過剰に添加すると、粗大なＶ４Ｃ３などの炭化物が生成して、伸線加工性を損なう場合がある。したがって、Ｖ含有量の上限を０．５０％以下にすることが好ましく、０．４５％以下とすることがより好ましい。 V: 0.01 to 0.50%
V, like Nb, is an element that contributes to finer grain size. In order to improve wire drawing workability, it is preferable to add 0.01% or more of V, and more preferably 0.02% or more. On the other hand, when V is added excessively, coarse carbides such as V 4 C 3 are generated, and wire drawing workability may be impaired. Therefore, the upper limit of the V content is preferably 0.50% or less, and more preferably 0.45% or less.

Ｍｏ：０．０１〜０．５０％
Ｍｏは、焼入性を高めて、非パーライト組織である初析フェライトの生成の抑制に寄与する元素である。この効果を得るには、０．０１％以上のＭｏを添加することが好ましく、０．０２％以上含有することがより好ましい。一方、Ｍｏを過剰に添加すると、非パーライト組織であるベイナイトが生成し、伸線加工性を損なう場合がある。したがって、Ｍｏ含有量の上限を０．５０％以下とすることが好ましく、０．４５％以下とすることがより好ましい。 Mo: 0.01 to 0.50%
Mo is an element that enhances hardenability and contributes to suppression of the formation of pro-eutectoid ferrite that is a non-pearlite structure. In order to obtain this effect, it is preferable to add 0.01% or more of Mo, and more preferably 0.02% or more. On the other hand, when Mo is added excessively, bainite which is a non-pearlite structure is generated, and the wire drawing workability may be impaired. Therefore, the upper limit of the Mo content is preferably 0.50% or less, and more preferably 0.45% or less.

Ｂ：０．０００４〜０．００３０％
Ｂは、微量の添加で焼入れ性の向上に寄与する元素である。非パーライト組織である初析フェライトの生成を抑制するには、０．０００４％以上のＢを添加することが好ましく、０．０００５％以上含有することがより好ましい。一方、Ｂを過剰に添加すると、粗大なＦｅ３（ＣＢ）６などの炭化物を生成し、延性を損なう場合がある。したがって、Ｂ量の上限を０．００３０％以下にすることが好ましく、０．００２５％以下とすることがより好ましい。 B: 0.0004 to 0.0030%
B is an element that contributes to the improvement of hardenability by adding a small amount. In order to suppress the formation of proeutectoid ferrite having a non-pearlite structure, 0.0004% or more of B is preferably added, and more preferably 0.0005% or more. On the other hand, when B is added excessively, coarse carbides such as Fe 3 (CB) 6 may be generated, and ductility may be impaired. Therefore, the upper limit of the amount of B is preferably 0.0030% or less, and more preferably 0.0025% or less.

Ａｌ：０．００２〜０．１００％
Ｔｉ：０．００２〜０．１００％
Ａｌ、Ｔｉは、結晶粒径を微細化させるために、一方又は両方を、０．００２％以上添加することが好ましく、０．００３％以上含有することがより好ましい。一方、これらを過剰に添加すると、粗大な酸化物や窒化物を生成し、延性を損なう場合がある。したがって、Ａｌ、Ｔｉの一方又は両方の含有量の上限は、０．１００％以下が好ましく、より好ましくは０．０５％以下とする。 Al: 0.002 to 0.100%
Ti: 0.002 to 0.100%
One or both of Al and Ti are preferably added in an amount of 0.002% or more, and more preferably 0.003% or more, in order to reduce the crystal grain size. On the other hand, when these are added excessively, coarse oxides and nitrides are formed, and ductility may be impaired. Therefore, the upper limit of the content of one or both of Al and Ti is preferably 0.100% or less, more preferably 0.05% or less.

本発明の高強度極細鋼線の線径は０．１８〜０．４５ｍｍであり、上記範囲内で用途に応じて適宜決定できる。極細鋼線の線径は、０．１８ｍｍ未満になると、伸線加工の減面率が大きくなりすぎ、延性が損なわれる場合がある。このため、極細鋼線の線径は、０．１８ｍｍ以上とし、好ましくは０．２０ｍｍ以上とする。一方、極細鋼線の線径が０．４５ｍｍを超えると、伸線加工の減面率が不足し、強度が低下する。このため、極細鋼線の線径は０．４５ｍｍ以下とし、好ましくは０．３８ｍｍ以下とする。   The wire diameter of the high-strength ultrafine steel wire of the present invention is 0.18 to 0.45 mm, and can be appropriately determined depending on the application within the above range. When the wire diameter of the ultra fine steel wire is less than 0.18 mm, the area reduction rate of the wire drawing process becomes too large, and the ductility may be impaired. For this reason, the wire diameter of the ultra fine steel wire is 0.18 mm or more, preferably 0.20 mm or more. On the other hand, when the wire diameter of the ultrafine steel wire exceeds 0.45 mm, the area reduction rate of the wire drawing process is insufficient, and the strength is reduced. For this reason, the wire diameter of the ultra fine steel wire is 0.45 mm or less, preferably 0.38 mm or less.

「製造方法」
本発明の高強度極細鋼線は、例えば、以下に示す製造方法を用いて製造できる。
まず、上記のいずれかの母材の成分組成からなり、面積率で８５．０％以上がパーライトであり、図６に示すパーライトブロック４のサイズが１０〜３０μｍであり、線径が２．５〜４．５ｍｍである熱間圧延線材を製造する。熱間圧延線材は、高強度極細鋼線１０の素材として用いるものである。 "Production method"
The high-strength ultrafine steel wire of the present invention can be manufactured using, for example, the following manufacturing method.
First, it consists of the composition of any of the above-mentioned base materials, the area ratio is 85.0% or more is pearlite, the size of the pearlite block 4 shown in FIG. 6 is 10 to 30 μm, and the wire diameter is 2.5. A hot rolled wire rod of ~ 4.5 mm is produced. The hot-rolled wire is used as a material for the high-strength ultrafine steel wire 10.

素材となる熱間圧延線材は、例えば、鋼片を１０００〜１１００℃に加熱し、最終の線径が２．５〜４．５ｍｍ、好ましくは３．０〜３．６ｍｍになるように熱間圧延を行って製造することが好ましい。熱間圧延の仕上温度は９００℃〜１１００℃が、最終の圧延速度は６０〜１００ｍ／ｓが、それぞれ好ましい範囲である。   The hot-rolled wire used as a raw material is, for example, heated so that the steel slab is heated to 1000 to 1100 ° C. and the final wire diameter is 2.5 to 4.5 mm, preferably 3.0 to 3.6 mm. It is preferable to manufacture by rolling. The finishing temperature of hot rolling is 900 ° C. to 1100 ° C., and the final rolling speed is preferably 60 to 100 m / s.

熱間圧延後は、パテンティングを行ってもよいし、調整冷却を施すことにより、パテンティングを省略してもよい。パテンティングを省略することで、生産性が向上する。パテンティングまたは調整冷却を行うことにより、金属組織をパーライトに恒温変態させることができる。調整冷却としては、例えば、塩を約５５０℃近傍で加熱して液体化し、その中に熱間圧延線材を通すソルト浴冷却、ミストを含有した空気または泡などが挙げられる。
このような条件で製造された熱間圧延線材は、パーライトの面積率が８５．０％以上、パーライトブロック４のサイズが１０〜３０μｍとなる。 After hot rolling, patenting may be performed, or patenting may be omitted by adjusting cooling. Productivity is improved by omitting patenting. By performing patenting or controlled cooling, the metal structure can be transformed to pearlite at a constant temperature. Examples of the controlled cooling include salt bath cooling in which the salt is heated to be liquefied in the vicinity of about 550 ° C., and the hot-rolled wire is passed therethrough, air or bubbles containing mist, and the like.
The hot-rolled wire manufactured under such conditions has a pearlite area ratio of 85.0% or more and a pearlite block 4 size of 10 to 30 μm.

素材となる熱間圧延線材の線径は、４．５ｍｍを超えると、０．１８〜０．４５ｍｍの極細鋼線を得るための伸線加工の減面率が大きくなりすぎ、伸線後の極細鋼線の延性が損なわれる場合がある。したがって、熱間圧延線材の線径は４．５ｍｍ以下が好ましく、より好ましくは４．０ｍｍ以下とする。一方、熱間圧延線材の線径が２．５ｍｍ未満であると、伸線加工の減面率が不足し、極細鋼線の強度が低下する場合がある。したがって、熱間圧延線材の線径は２．５ｍｍ以上が好ましく、より好ましくは３．０ｍｍ以上とする。   When the wire diameter of the hot-rolled wire rod used as the raw material exceeds 4.5 mm, the area reduction rate of the wire drawing for obtaining an ultrafine steel wire of 0.18 to 0.45 mm becomes too large, and The ductility of the extra fine steel wire may be impaired. Therefore, the wire diameter of the hot rolled wire is preferably 4.5 mm or less, and more preferably 4.0 mm or less. On the other hand, if the wire diameter of the hot-rolled wire is less than 2.5 mm, the area reduction rate of wire drawing may be insufficient, and the strength of the ultrafine steel wire may be reduced. Therefore, the wire diameter of the hot rolled wire is preferably 2.5 mm or more, more preferably 3.0 mm or more.

素材となる熱間圧延線材のパーライトブロック４のサイズが小さくなると、伸線加工性に有害な非パーライト組織が増加する場合がある。このため、パーライトブロック４のサイズは１０μｍ以上とし、好ましくは１５μｍ以上とする。また、熱間圧延線材のパーライトブロック４のサイズが大きくなると、伸線加工の初期にクラックが発生し、極細鋼線の延性を損なう場合がある。このため、パーライトブロック４のサイズは３０μｍ以下とし、好ましくは２５μｍ以下とする。   If the size of the pearlite block 4 of the hot-rolled wire rod that is the raw material is reduced, the non-pearlite structure that is harmful to the wire drawing workability may increase. For this reason, the size of the pearlite block 4 is 10 μm or more, preferably 15 μm or more. Moreover, when the size of the pearlite block 4 of the hot rolled wire becomes large, cracks may occur at the initial stage of the wire drawing process, which may impair the ductility of the ultrafine steel wire. Therefore, the size of the pearlite block 4 is 30 μm or less, preferably 25 μm or less.

次に、必要に応じて、熱間圧延線材の表面の酸化スケールを酸洗により除去する。
その後、熱間圧延線材上に、例えば、湿式電解プロセスにより、電気Ｃｕめっきを施すことによりＣｕめっき層を形成する（Ｃｕめっき工程）。
Ｃｕめっき工程において形成されたＣｕめっき層２ｂのＣｕ含有率は、９０％以上である。Ｃｕめっき層のＣｕ含有率は、後述する伸線加工後に、Ｃｕ含有率が９０％以上のＣｕめっき層２ｂを有するめっき層２を形成できればよく、１００％であってもよい。 Next, if necessary, the oxide scale on the surface of the hot rolled wire is removed by pickling.
Thereafter, a Cu plating layer is formed on the hot-rolled wire rod by, for example, electro Cu plating by a wet electrolysis process (Cu plating step).
The Cu content of the Cu plating layer 2b formed in the Cu plating step is 90% or more. The Cu content of the Cu plating layer may be 100% as long as the plating layer 2 having the Cu plating layer 2b having a Cu content of 90% or more can be formed after the drawing process described later.

更に、Ｃｕめっき工程後の熱間圧延線材上に、電気ブラスめっきを施すことによりブラスめっき層を形成する（ブラスめっき工程）。ブラスめっき工においては、めっき浴としてＣｕとＺｎとを含むものを用いることができ、特に限定されないが、シアン化合物を含まない非シアン浴を用いることが好ましい。ブラスめっき工程において形成されたブラスめっき層２ａのＣｕとＺｎとの比率は、後述する伸線加工後のブラスめっき層２ａにおけるＣｕとＺｎとの比率が１．２〜２．３となる範囲であればよい。   Furthermore, a brass plating layer is formed on the hot-rolled wire rod after the Cu plating step by applying electric brass plating (brass plating step). In the brass plating process, a plating bath containing Cu and Zn can be used, and although not particularly limited, it is preferable to use a non-cyan bath containing no cyanide compound. The ratio of Cu and Zn in the brass plating layer 2a formed in the brass plating step is such that the ratio of Cu and Zn in the brass plating layer 2a after wire drawing described later is 1.2 to 2.3. I just need it.

本実施形態においては、ブラスめっき工程後、拡散熱処理を行わず、加工発熱を抑制しながら、熱間圧延線材を伸線加工することにより、線径０．１８〜０．４５ｍｍの最終線径まで伸線加工する（伸線加工工程）。   In the present embodiment, after the brass plating process, the diffusion heat treatment is not performed, and the hot rolled wire is drawn while suppressing the heat generated by processing, so that the final wire diameter is 0.18 to 0.45 mm. Drawing process (drawing process).

伸線加工における加工発熱の抑制は、各ダイスの減面率の抑制、ダイスのアプローチ角度、伸線速度の制限、高性能潤滑剤の使用、ダイヤモンドダイスの使用、などによって達成できる。
伸線加工の真歪を大きくすることによって、極細鋼線の強度を向上させることができる。本実施形態においては、線径が２．５〜４．５ｍｍの熱間圧延線材を、０．１８〜０．４５ｍｍまで湿式伸線加工することにより、強度が３０００ＭＰａ以上の極細鋼線を得ることができる。
以上の工程により、本発明の極細鋼線が得られる。 Suppression of processing heat generation in wire drawing can be achieved by suppressing the area reduction rate of each die, approach angle of die, restriction of wire drawing speed, use of high-performance lubricant, use of diamond die, and the like.
By increasing the true strain of wire drawing, the strength of the ultra fine steel wire can be improved. In this embodiment, a hot-rolled wire having a wire diameter of 2.5 to 4.5 mm is wet-drawn to 0.18 to 0.45 mm to obtain an ultrafine steel wire having a strength of 3000 MPa or more. Can do.
By the above process, the ultra fine steel wire of the present invention is obtained.

本実施形態において、伸線加工工程を行う前の熱間圧延線材の表面には、Ｃｕめっき層２ｂおよびブラスめっき層２ａが略均一な厚みで積層されている。Ｃｕめっき層２ｂおよびブラスめっき層２ａは、伸線加工工程を行うことにより変形する。本実施形態の伸線加工工程では、加工発熱を抑制しながら、熱間圧延線材を伸線加工するので、伸線加工工程におけるＣｕめっき層２ｂおよびブラスめっき層２ａの合金化が抑制され、Ｃｕめっき層２ｂとブラスめっき層２ａとが分離された状態を維持したまま変形する。   In the present embodiment, the Cu plating layer 2b and the brass plating layer 2a are laminated with a substantially uniform thickness on the surface of the hot-rolled wire before performing the wire drawing process. The Cu plating layer 2b and the brass plating layer 2a are deformed by performing a wire drawing process. In the wire drawing process of the present embodiment, the hot-rolled wire is drawn while suppressing processing heat generation, so that alloying of the Cu plating layer 2b and the brass plating layer 2a in the wire drawing process is suppressed, and Cu The plating layer 2b and the brass plating layer 2a are deformed while maintaining the separated state.

その結果、伸線加工工程後に、図２に示すように、Ｃｕめっき層２ｂとブラスめっき層２ａとが分離された状態で混在しており、Ｃｕめっき層２ｂとブラスめっき層２ａとの境界が明確であるめっき層２が形成される。また、伸線加工後に得られた極細鋼線１０のめっき層２では、Ｃｕめっき層２ｂおよびブラスめっき層２ａが伸線加工時の応力によって変形したため、Ｃｕめっき層２ｂおよびブラスめっき層２ａの厚みが不均一になっている。   As a result, after the wire drawing step, as shown in FIG. 2, the Cu plating layer 2b and the brass plating layer 2a are mixed and separated, and the boundary between the Cu plating layer 2b and the brass plating layer 2a is present. A clear plating layer 2 is formed. In addition, in the plating layer 2 of the ultra fine steel wire 10 obtained after the wire drawing, the Cu plating layer 2b and the brass plating layer 2a are deformed by the stress during the wire drawing, so the thickness of the Cu plating layer 2b and the brass plating layer 2a. Is uneven.

そして、図２に示すように、めっき層２と母材１との界面（母材１の表面１ａ）である第１界面は、極細鋼線１０の外面６の形状に沿って延在する第１平坦部１ｂと、第１平坦部１ｂから母材１の内部に向かって陥入している第１陥入部１ｃとを有するものとなる。また、Ｃｕめっき層２ｂとブラスめっき層２ａとの界面である第２界面２１ａは、第１界面の形状に沿って延在する第２平坦部２１ｂと、第２平坦部２１ｂからブラスめっき層２ａの内部に向かって陥入して形成されている第２陥入部２１ｃとを有するものとなる。したがって、極細鋼線１０の表面には、硬さの異なるＣｕめっき層２ｂと、ブラスめっき層２ａと、母材１とが、厚み方向および面方向に互いに複雑に入り込んだ構造が形成されている。   And as shown in FIG. 2, the 1st interface which is an interface (surface 1a of the base material 1) of the plating layer 2 and the base material 1 extends along the shape of the outer surface 6 of the ultrafine steel wire 10. 1 flat part 1b and the 1st indented part 1c indented toward the inside of the base material 1 from the 1st flat part 1b. The second interface 21a, which is an interface between the Cu plating layer 2b and the brass plating layer 2a, includes a second flat portion 21b extending along the shape of the first interface, and the brass plating layer 2a from the second flat portion 21b. And a second indented portion 21c formed so as to incline toward the inside. Therefore, a structure in which the Cu plating layer 2b, the brass plating layer 2a, and the base material 1 having different hardnesses enter each other in the thickness direction and the plane direction is formed on the surface of the ultrafine steel wire 10. .

このような極細鋼線１０では、撚り線加工時に、硬さの異なる各層（Ｃｕめっき層２ｂと、ブラスめっき層２ａと、母材１）が互いに複雑に入り込んでいる構造によって、極細鋼線１０の表面に作用する周方向の偏応力が効率よく吸収される。したがって、母材１に作用する応力が抑制されるとともに応力集中が緩和される。その結果、優れた耐撚り線加工性が得られる。   In such an extra fine steel wire 10, due to the structure in which each layer (Cu plating layer 2 b, brass plating layer 2 a, and base material 1) having different hardness is intricately interleaved during stranded wire processing, the extra fine steel wire 10 The circumferential stress acting on the surface is efficiently absorbed. Therefore, stress acting on the base material 1 is suppressed and stress concentration is relaxed. As a result, excellent stranded wire processability is obtained.

本実施形態において用いる熱間圧延線材の組織は、方向性がなく等方的である。このため、伸線加工工程を行う前の熱間圧延線材は、どの方向で切断した切断面においても、同様の組織が観察される。したがって、伸線加工工程を行う前は、図６に示すパーライトブロック４中に存在するパーライトコロニー４ａの形状も、どの方向で熱間圧延線材を切断した切断面においても同じである。   The structure of the hot rolled wire used in the present embodiment is isotropic with no directionality. For this reason, the same structure | tissue is observed in the cut surface cut | disconnected in any direction with the hot-rolled wire before performing a wire drawing process. Therefore, before performing the wire drawing process, the shape of the pearlite colony 4a existing in the pearlite block 4 shown in FIG. 6 is the same in the cut surface obtained by cutting the hot-rolled wire in any direction.

熱間圧延線材中のパーライトコロニー４ａは、熱間圧延線材に伸線加工工程を行うことにより変形する。その結果、伸線加工工程後に得られた極細鋼線１０では、図４および図５（ａ）〜（ｃ）に示すように、母材１の伸線方向に垂直な断面１１の領域２１に存在するパーライトコロニー３が湾曲しているものとなる。   The pearlite colony 4a in the hot rolled wire is deformed by performing a wire drawing process on the hot rolled wire. As a result, in the ultrafine steel wire 10 obtained after the wire drawing process, as shown in FIGS. 4 and 5A to 5C, in the region 21 of the cross section 11 perpendicular to the wire drawing direction of the base material 1. The existing pearlite colony 3 is curved.

本実施形態の高強度極細鋼線の製造方法では、所定の成分組成、組織、線径の熱間圧延線材を製造し、これに対してブラスめっき工程とブラスめっき工程とを順に施した後、加工発熱を抑制しながら伸線加工することにより、線径０．１８〜０．４５ｍｍとする。その結果、引張強さが３０００ＭＰａ以上で、かつ優れた延性を有し、更にはゴムとの接着性にも優れた本実施形態の高強度極細鋼線が得られる。
また、本実施形態の製造方法では、ブラスめっき工程を行うことによりブラスめっき層を形成している。このため、本実施形態の製造方法は、銅めっきと亜鉛めっきとを別々に施した後、銅と亜鉛とを合金化するための拡散熱処理を施してブラスめっき層を形成する場合と比較して、生産性に優れている。また、本実施形態の製造方法では、中間パテンティングおよび最終パテンティングを省略できるので、生産性に優れている。よって、本実施形態の製造方法は、省エネルギー化が可能であり、産業上の貢献が極めて顕著である。 In the method for producing a high-strength ultrafine steel wire according to the present embodiment, a hot-rolled wire rod having a predetermined component composition, structure, and wire diameter is produced, and a brass plating step and a brass plating step are sequentially performed on this, The wire diameter is set to 0.18 to 0.45 mm by performing wire drawing while suppressing processing heat generation. As a result, the high-strength ultrafine steel wire of this embodiment having a tensile strength of 3000 MPa or more, excellent ductility, and excellent adhesion to rubber can be obtained.
Moreover, in the manufacturing method of this embodiment, the brass plating layer is formed by performing a brass plating process. For this reason, the manufacturing method of this embodiment is compared with the case where the brass plating layer is formed by performing diffusion heat treatment for alloying copper and zinc after copper plating and zinc plating are separately performed. , Excellent in productivity. Moreover, in the manufacturing method of this embodiment, since intermediate patenting and final patenting can be omitted, the productivity is excellent. Therefore, the manufacturing method of this embodiment can save energy, and the industrial contribution is extremely remarkable.

本実施形態の極細鋼線１０の製造方法では、ブラスめっき工程とブラスめっき工程とを順に施した後に伸線加工工程を行うので、軟質のＣｕめっき層２ｂによる応力緩和性によって優れた伸線加工性が得られる。   In the manufacturing method of the ultra fine steel wire 10 according to the present embodiment, the wire drawing process is performed after the brass plating process and the brass plating process are sequentially performed. Therefore, the wire drawing process is excellent due to the stress relaxation by the soft Cu plating layer 2b. Sex is obtained.

また、本実施形態の極細鋼線１０では、伸線加工時の変形によって、断面視でのＣｕめっき層２ｂとブラスめっき層２ａとの界面が曲線となっている。このため、Ｃｕめっき層２ｂおよびブラスめっき層２ａの厚みが均一である場合と比較して、Ｃｕめっき層２ｂとブラスめっき層２ａとの接触面積が広くなっており、Ｃｕめっき層２ｂからブラスめっき層２ａへのＣｕ元素の供給が生じやすい。このため、本実施形態の極細鋼線１０では、長期にわたって優れたゴム接着性が維持される。   Moreover, in the ultra fine steel wire 10 of this embodiment, the interface between the Cu plating layer 2b and the brass plating layer 2a in a cross-sectional view is a curve due to deformation during wire drawing. For this reason, compared with the case where the thickness of Cu plating layer 2b and brass plating layer 2a is uniform, the contact area of Cu plating layer 2b and brass plating layer 2a is large, and it is brass plating from Cu plating layer 2b. Cu element is likely to be supplied to the layer 2a. For this reason, in the ultra fine steel wire 10 of this embodiment, the rubber adhesiveness outstanding over the long term is maintained.

以下に実施例を示す。なお、この実施例は具体的な例に沿って説明を行うものであり、本発明の内容を限定するものではない。   Examples are shown below. In addition, this Example demonstrates along a specific example and does not limit the content of this invention.

素材となる熱間圧延線材は、１２２ｍｍ角断面で１８ｍ長さのビレットを約１１００℃に約１時間保持してオーステナイト組織とし、最終の圧延速度が８０ｍ／ｓとなるようにして圧延し、製造した。圧延後の組織が粗大化しないように中間で水冷を行い、仕上げ圧延中の最高温度が９６０℃程度となるように調整した。熱間圧延線材のパーライトブロックサイズを、以下に示す測定方法により、ＥＢＳＤによって測定した。   The hot-rolled wire used as a raw material is manufactured by holding a billet of 18 m in a 122 mm square section at about 1100 ° C. for about 1 hour to form an austenite structure, and a final rolling speed of 80 m / s. did. Water cooling was performed in the middle so that the structure after rolling did not become coarse, and the maximum temperature during finish rolling was adjusted to about 960 ° C. The pearlite block size of the hot-rolled wire rod was measured by EBSD by the measurement method shown below.

熱間圧延線材の表面の酸化スケールを、酸洗によって除去し、ピロリン酸Ｃｕ水溶液を用いてＣｕめっき層を形成する電気めっき（Ｃｕめっき工程）を行った。その後、酒石酸Ｎａ・Ｋをキレ−ト剤として含有する硫酸Ｃｕ、Ｚｎ水溶液を用いて、ブラスめっき層を形成する電気ブラスめっき（ブラスめっき工程）を施した。なお、比較のため、一部の熱間圧延線材は、酸洗後、電気ブラスめっきのみを施した。
Ｃｕめっき工程において形成されたＣｕめっき層の組成は、Ｃｕを９４％含むものであった。また、ブラスめっき工程において形成されたブラスめっき層の組成は、Ｃｕを６３％含み、Ｚｎを３７％含むものであった。 The oxide scale on the surface of the hot-rolled wire was removed by pickling, and electroplating (Cu plating step) was performed to form a Cu plating layer using a Cu pyrophosphate aqueous solution. Thereafter, using an aqueous solution of Cu sulfate and Zn containing Na · K tartrate as a chelating agent, electric brass plating (brass plating step) for forming a brass plating layer was performed. For comparison, some hot-rolled wire rods were only subjected to electric brass plating after pickling.
The composition of the Cu plating layer formed in the Cu plating step contained 94% Cu. Further, the composition of the brass plating layer formed in the brass plating step contained 63% Cu and 37% Zn.

その後、これらの電気ブラスめっきを施した線材に、拡散熱処理を行うことなく、湿式伸線加工を行い、極細鋼線を製造した。
湿式伸線加工では、加工発熱を抑制するため、ダイスのアプローチ角度を全角で１０〜１２°とし、湿式伸線加工の後半（線径０．９ｍｍ以下の伸線加工）については、ダイヤモンドダイスを使用した。 Then, wet wire drawing was performed on these wires subjected to the electric brass plating without performing diffusion heat treatment to produce ultra fine steel wires.
In wet wire drawing, the approach angle of the die is set to 10 to 12 ° in order to suppress processing heat generation. For the latter half of the wet wire drawing (wire drawing with a wire diameter of 0.9 mm or less), a diamond die is used. used.

比較のため、一部の熱間圧延線材には、酸洗を施した後、ボラックス被膜を形成して乾式伸線を行い、引き続き、最終パティングを行った。そして、最終パティング後の鋼線に、銅めっきと亜鉛めっきとを別々に施して拡散熱処理を施す拡散ブラスめっき処理を行った。拡散ブラスめっき処理後の鋼線に、湿式伸線加工を行って比較例の極細鋼線を製造した。   For comparison, some hot-rolled wire rods were pickled, then formed with a borax coating and dry-drawn, followed by final putting. The steel wire after the final putting was subjected to diffusion brass plating treatment in which copper plating and zinc plating were separately performed and diffusion heat treatment was performed. The steel wire after the diffusion brass plating treatment was wet-drawn to produce a comparatively fine steel wire.

次に、このようにして得られた実施例および比較例の極細鋼線について、以下の項目の評価を行った。   Next, the following items were evaluated for the ultrafine steel wires of Examples and Comparative Examples thus obtained.

まず、以下に示す測定方法により、伸線方向に垂直な断面における母材表面から深さ方向に２０μｍまでの領域に存在するパーライトコロニーを観察し、パーライトコロニー粒界の湾曲の曲率半径と、パーライトコロニーの幅を測定した。
更に、以下に示す測定方法により、母材のパーライトの面積率を求めた。
また、以下に示す測定方法により、熱間圧延線材のパーライトブロックのサイズを測定した。 First, the pearlite colonies existing in the region from the surface of the base material to 20 μm in the depth direction in the cross section perpendicular to the wire drawing direction are observed by the measurement method shown below, the curvature radius of the pearlite colony grain boundary curve, Colony width was measured.
Furthermore, the pearlite area ratio of the base material was determined by the measurement method described below.
Moreover, the size of the pearlite block of the hot-rolled wire rod was measured by the following measurement method.

また、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）及びエネルギー分散形Ｘ線分光装置（ＥＤＳ）を用いて、以下に示す測定方法により、母材の表面に形成されているＣｕめっき層のＣｕ含有率を求めた。また、以下に示す測定方法により、ブラスめっき層のＣｕ含有率およびＺｎ含有率を求め、ブラスめっき層のＣｕとＺｎとの比率（Ｃｕ／Ｚｎ）を算出した。   Further, the Cu content of the Cu plating layer formed on the surface of the base material was determined by the following measurement method using a scanning electron microscope (SEM) and an energy dispersive X-ray spectrometer (EDS). . Moreover, Cu content rate and Zn content rate of a brass plating layer were calculated | required with the measuring method shown below, and ratio (Cu / Zn) of Cu and Zn of a brass plating layer was computed.

また、極細鋼線の引張強さの測定を行った。
また、以下に示す評価方法により、極細鋼線の耐撚り線断線性およびゴム接着性の評価を行った。 In addition, the tensile strength of the ultrafine steel wire was measured.
Moreover, the evaluation method shown below evaluated the twist-proof wire breakage property and rubber adhesiveness of an ultra fine steel wire.

「パーライトコロニー粒界の湾曲の極率半径及び幅の測定」
極細鋼線の伸線方向に垂直な断面で、母材表面から深さ方向に２０μｍまでの領域で、電子線後方散乱回折法（ＥＢＳＤ）による測定を行った。ＥＢＳＤによる測定は、極細鋼線の伸線方向に垂直な断面にＡｒイオンミリングを施し、観察する全断面で行い、２０×２０μｍの領域で、０．０５μｍステップでフェライト結晶方位データマップを採取した。 “Measurement of curvature radius and width of pearlite colony grain boundaries”
Measurement was performed by electron beam backscattering diffraction (EBSD) in a region perpendicular to the drawing direction of the ultrafine steel wire and in a region from the base material surface to 20 μm in the depth direction. The measurement by EBSD was performed on the entire cross section observed by performing Ar ion milling on the cross section perpendicular to the drawing direction of the ultra fine steel wire, and a ferrite crystal orientation data map was taken in a 0.05 μm step in a 20 × 20 μm region. .

パーライト鋼を伸線加工して得られた高強度極細鋼線は、高密度の転位が導入されているため、従来、伸線ままでは明確な方位データを得ることが困難であった。そこで、本発明では、２５０〜４００℃で１２〜２４時間の焼鈍を施した後、ＥＢＳＤによる測定を行った。焼鈍によって、セメンタイトは分解又は球状化して形状が変化するものの、フェライトは伸線加工ままの結晶方位を保ったまま回復し、転位密度が顕著に減少する。したがって、２５０〜４００℃で１２〜２４時間の焼鈍を施してＥＢＳＤによる測定を行えば、湿式伸線加工の直後と同等のフェライト結晶方位のデータマップが得られる。   A high-strength ultrafine steel wire obtained by drawing pearlite steel has been introduced with high-density dislocations, and conventionally it has been difficult to obtain clear orientation data as it is drawn. Therefore, in the present invention, after annealing at 250 to 400 ° C. for 12 to 24 hours, measurement by EBSD was performed. By annealing, cementite decomposes or spheroidizes and changes in shape, but ferrite recovers while maintaining the crystal orientation as drawn, and the dislocation density decreases significantly. Accordingly, if annealing is performed at 250 to 400 ° C. for 12 to 24 hours and measurement is performed by EBSD, a data map of ferrite crystal orientation equivalent to that immediately after wet wire drawing is obtained.

フェライトは体心立方晶であり、伸線加工によって、多くの結晶粒の立方晶（１１０）面が長手方向に配向するが、伸線方向に垂直な断面への方位は、伸線加工前のパーライトコロニーに相当する単位で異なる。したがって、極細鋼線の伸線方向に垂直な断面の結晶方位マップ上では、パーライトコロニーが伸線後も湾曲した１区画として存在し、明確にその境界を識別することが可能である。パーライトコロニーは結晶方位が揃った領域であり、次のようにして測定することができる。   Ferrite is a body-centered cubic crystal, and the cubic (110) plane of many crystal grains is oriented in the longitudinal direction by wire drawing, but the orientation to the cross section perpendicular to the wire drawing direction is the same as that before wire drawing. Different in units corresponding to perlite colonies. Therefore, on the crystal orientation map of the cross section perpendicular to the drawing direction of the ultra fine steel wire, the pearlite colony exists as one section curved after drawing, and the boundary can be clearly identified. A pearlite colony is a region where crystal orientations are aligned, and can be measured as follows.

一般に、ＥＢＳＤでは、観察領域を六角要素（ピクセル）に区切り、結晶方位情報を取得するため、隣接ピクセル間の方位差を求めることができる。隣接するピクセル間の結晶方位差が１５°以上である場合は、異なるコロニーに属すると判断し、ピクセル間の結晶方位差が１５°未満である場合は同一のコロニーに属すると判断した。このような判断をすべてのピクセル間で行い、フェライト結晶方位マップ上で、パーライトコロニー界面を得た。   In general, in EBSD, an observation region is divided into hexagonal elements (pixels) and crystal orientation information is acquired, so that an orientation difference between adjacent pixels can be obtained. When the difference in crystal orientation between adjacent pixels was 15 ° or more, it was determined to belong to a different colony, and when the difference in crystal orientation between pixels was less than 15 °, it was determined to belong to the same colony. Such a determination was made between all pixels, and a pearlite colony interface was obtained on the ferrite crystal orientation map.

得られたパーライトコロニー界面を用いて、図５（ｃ）に示すように、パーライトコロニーの伸線方向に垂直な断面において、厚み中心線３ｃの全長Ｌを５分割したとき、外側に存在する２箇所の分割位置における曲率半径を測定し、その平均値を算出し、パーライトコロニー粒界の湾曲の曲率半径とした。
また、パーライトコロニーの長さ方向略中心部の伸線方向に垂直な断面において、図５（ｃ）に示す厚み中心線３ｃの全長Ｌを５分割したとき、外側に存在する２箇所の分割位置における厚みを測定し、その平均値を算出し、パーライトコロニーの幅とした。 Using the obtained pearlite colony interface, as shown in FIG. 5 (c), in the cross section perpendicular to the drawing direction of the pearlite colony, when the total length L of the thickness center line 3c is divided into five, 2 exists outside. The radius of curvature at the position where the part was divided was measured and the average value was calculated as the radius of curvature of the curvature of the pearlite colony grain boundary.
In addition, when the full length L of the thickness center line 3c shown in FIG. 5 (c) is divided into five in a cross section perpendicular to the drawing direction at the substantially central portion in the length direction of the pearlite colony, two division positions existing outside The thickness was measured and the average value was calculated as the width of the pearlite colony.

「母材のパーライト面積率の測定」
本発明者らは、極細鋼線の母材におけるパーライトの面積率を測定するため、伸線方向に垂直な断面を電解腐食して、以下に説明するように、ＳＥＭにより組織観察を行った。非パーライト組織は、ベイナイト、初析フェライトなど、パーライト（板状のフェライトとセメンタイトの層状構造）以外の組織である。非パーライト組織は、層状構造であるパーライトと比較して、幅の広い領域のフェライトを有し、ＳＥＭ写真上では黒いコントラストとして観察される。極細鋼線の略円形の伸線方向に垂直な断面の中心近傍と、極細鋼線の最表層から１０μｍ程度の部分と、極細鋼線の線径をＤとしたときＤ／４に対応する位置とにおいて、略円形の伸線方向に垂直な断面の周方向に０°、９０°、１８０°、２７０°の合計１２カ所で、２０００倍で写真撮影を行った。そして、直径０．４μｍに相当する円内の領域に、干渉するセメンタイトが存在しない場合、その円内は非パーライト組織であると判定し、非パーライト組織を除外してパーライトの面積率を求めた。 "Measurement of pearlite area ratio of base material"
In order to measure the area ratio of pearlite in the base material of the ultrafine steel wire, the inventors electrolytically corroded the cross section perpendicular to the wire drawing direction, and observed the structure by SEM as described below. The non-pearlite structure is a structure other than pearlite (a layered structure of plate-like ferrite and cementite) such as bainite and pro-eutectoid ferrite. The non-pearlite structure has a wider area of ferrite than pearlite having a layered structure, and is observed as a black contrast on the SEM photograph. Near the center of the cross section perpendicular to the drawing direction of the substantially circular wire of the ultrafine steel wire, a portion about 10 μm from the outermost surface layer of the ultrafine steel wire, and the position corresponding to D / 4 when the wire diameter of the ultrafine steel wire is D Then, photographs were taken at a magnification of 2000 at a total of 12 locations of 0 °, 90 °, 180 °, and 270 ° in the circumferential direction of the cross section perpendicular to the wire drawing direction. Then, when there is no interfering cementite in an area within a circle corresponding to a diameter of 0.4 μm, it is determined that the circle has a non-pearlite structure, and the area ratio of pearlite was determined by excluding the non-pearlite structure. .

「パーライトブロックサイズの測定」
熱間圧延線材のパーライトブロックのサイズを測定する場合、ＥＢＳＤによって結晶方位差が９°以上の境界をパーライトブロック粒界と定義する。境界の結晶方位差が９°以上の条件が途中で途切れる場合は、パーライトブロック粒界とは見なさず、無視する。このようにして、フェライト結晶方位のマップを作成した領域で、９°以上の結晶方位差を持つ境界を定義し、パーライトブロック粒界がひとつの閉じた領域を包囲する場合、この領域の円相当径をパーライトブロックとして求める。 "Measurement of perlite block size"
When measuring the size of a pearlite block of a hot-rolled wire rod, a boundary having a crystal orientation difference of 9 ° or more is defined as a pearlite block grain boundary by EBSD. When the boundary crystal orientation difference of 9 ° or more is interrupted, it is not regarded as a pearlite block grain boundary and is ignored. In this way, in the region where the ferrite crystal orientation map is created, when a boundary having a crystal orientation difference of 9 ° or more is defined and the pearlite block grain boundary surrounds one closed region, this region corresponds to a circle. The diameter is obtained as a pearlite block.

「ブラスめっき層及びＣｕめっき層のＣｕ含有量及びＺｎ含有量の測定」
めっき層の観察は、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）と、これに付属するエネルギー分散型Ｘ線分光装置（ＥＤＳ）を用いて行った。そして、ＥＤＳにより極細鋼線の伸線方向に垂直な断面のめっき層の組成マップを作成した。ＥＤＳのデータを基に、めっき層にＣｕ、Ｚｎ、Ｆｅの３元素のみが存在するものと仮定して、ＺＡＦ法により、ブラスめっき層及びＣｕめっき層のＣｕ含有量及びＺｎ含有量を算出した。また、得られた組成マップを任意の視野で観察し、面積が５μｍ２以上のＣｕめっき層を目視で判断できる場合は、Ｃｕめっき層が存在すると判断した。 "Measurement of Cu content and Zn content of brass plating layer and Cu plating layer"
The plating layer was observed using a scanning electron microscope (SEM) and an energy dispersive X-ray spectrometer (EDS) attached thereto. And the composition map of the plating layer of a cross section perpendicular | vertical to the wire drawing direction of an ultra fine steel wire was created by EDS. Based on EDS data, assuming that only three elements of Cu, Zn, and Fe exist in the plating layer, the Cu content and the Zn content of the brass plating layer and the Cu plating layer were calculated by the ZAF method. . Further, the obtained composition map was observed with an arbitrary visual field, and when a Cu plating layer having an area of 5 μm 2 or more could be visually determined, it was determined that the Cu plating layer was present.

「耐撚り線断線性の評価」
本発明において、耐撚り線断線性は、極細鋼線の一端を把持して固定し、他端を回転させることにより破断するまで捻じりを加え、極細鋼線の破断部近傍の形態及びトルクの降下で延性を判定することによって、評価した。破断部近傍の形態観察では、鋼線長手方向に対して破断面が垂直で平坦な形状、かつ、捻じり変形中の鋼線のトルクの急激な降下が認められない場合、十分な耐撚り線断線性がある（デラミ無）と判定した。一方、耐撚り線断線性が劣る極細鋼線の場合、捻じり変形によって、いわゆるデラミネーションが発生する（デラミ有）。この場合、捻じり変形中にトルクが急激に降下したり、破断後の鋼線の破断形態が縦割れとなる。 "Evaluation of strand breakage resistance"
In the present invention, the twisted wire breakage resistance is obtained by gripping and fixing one end of the ultrafine steel wire, twisting it until it breaks by rotating the other end, Evaluation was made by determining ductility by descending. In the form observation near the fractured part, if the fracture surface is perpendicular and flat with respect to the longitudinal direction of the steel wire, and there is no sudden drop in the torque of the steel wire during torsional deformation, sufficient twist-resistant wire It was determined that there was a disconnection (no delamination). On the other hand, in the case of an extra fine steel wire having inferior stranded wire breakability, so-called delamination occurs due to twisting deformation (with delamination). In this case, the torque drops abruptly during torsional deformation, or the fracture form of the steel wire after fracture becomes a vertical crack.

「ゴム接着性の評価」
本発明において、ゴム接着性は、極細鋼線をタイヤゴムに埋め込んだ後、湿熱劣化処理を施して評価した。湿熱劣化処理は、経時変化を促進させる処理である。
本発明においては、ゴム接着性は、下記の式で示される湿熱劣化処理前後の引き抜き力の比で評価した。
ゴム接着性（耐湿熱劣化性）＝（湿熱劣化強度Ｂ／初期接着強度Ａ）×１００（％） "Evaluation of rubber adhesion"
In the present invention, the rubber adhesion was evaluated by embedding an ultrafine steel wire in a tire rubber and then performing a wet heat deterioration treatment. The wet heat deterioration process is a process that promotes a change with time.
In the present invention, the rubber adhesion was evaluated by the ratio of the pulling force before and after the wet heat deterioration treatment represented by the following formula.
Rubber adhesion (moisture and heat resistance) = (wet and heat degradation strength B / initial adhesion strength A) x 100 (%)

初期接着強度Ａは、以下に示す方法を用いて測定した。
極細鋼線の片端部を、引張試験器の把持に必要な部分を適宜突き出した状態で、粘土状のタイヤゴムコンパウンド中に所定の長さで埋め込み、約１ｍｍの厚みで覆われるように形成し、評価用試験体とした。次いで、評価用試験体に対して１５０℃の環境下で３０分間加熱する加硫熱処理を行って極細鋼線とゴムとを接着した。その後、評価用試験体の極細鋼線の片端部の突き出した部分と、他端のゴム部とをそれぞれ引張試験装置にチャッキングして引き抜くことにより、初期の接着強度（初期接着強度Ａ）を測定した。 The initial adhesive strength A was measured using the method shown below.
One end of the ultra-fine steel wire is embedded in a clay-like tire rubber compound with a predetermined length in a state where a portion necessary for gripping the tensile tester is appropriately projected, and is formed to be covered with a thickness of about 1 mm. A test specimen for evaluation was used. Next, the test specimen for evaluation was subjected to vulcanization heat treatment for 30 minutes in an environment of 150 ° C. to bond the ultrafine steel wire and the rubber. Then, the initial adhesive strength (initial adhesive strength A) is obtained by chucking and pulling out the protruding portion at one end of the ultrafine steel wire of the test specimen for evaluation and the rubber portion at the other end, respectively. It was measured.

次に、湿熱劣化強度Ｂを、以下に示す方法を用いて測定した。
初期接着強度Ａの測定と同様の条件で加硫熱処理を行った評価用試験体に対し、さらに温度８５℃、湿度９５％の環境で１５０時間保持する湿熱劣化処理を行い、初期接着強度Ａの測定と同様の方法で引き抜くことにより、湿熱劣化処理後の接着強度（湿熱劣化強度Ｂ）を測定した。 Next, the wet heat degradation strength B was measured using the method shown below.
The test specimen for evaluation subjected to the vulcanization heat treatment under the same conditions as the measurement of the initial adhesive strength A was further subjected to a wet heat deterioration treatment for 150 hours in an environment of a temperature of 85 ° C. and a humidity of 95%. By pulling out by the same method as the measurement, the adhesive strength (wet heat deterioration strength B) after the wet heat deterioration treatment was measured.

また、実施例および比較例の極細鋼線の伸線方向に垂直な断面を、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて観察し、めっき層と母材との界面である第１界面が、高強度極細鋼線の外面形状に沿って延在する第１平坦部と、前記第１平坦部から前記母材の内部に向かって陥入している第１陥入部とを有し、Ｃｕめっき層とブラスめっき層との界面である第２界面が、第１界面の形状に沿って延在する第２平坦部と、第２平坦部からブラスめっき層の内部に向かって陥入して形成されている第２陥入部とを有するものであるか否かを調べた。
その結果、Ｎｏ．１〜５、Ｎｏ．８〜１２、Ｎｏ．１５〜１９は、上記の第１界面および第２界面を有するものであった。これに対し、Ｎｏ．６、７、１３、１４、２０〜２２では、上記の第１界面および第２界面が形成されていなかった。 Moreover, the cross section perpendicular | vertical to the wire drawing direction of the ultrafine steel wire of an Example and a comparative example is observed using a transmission electron microscope (TEM), The 1st interface which is an interface of a plating layer and a base material is high. A Cu plating layer having a first flat portion extending along the outer surface shape of the strength ultrafine steel wire, and a first indented portion extending from the first flat portion toward the inside of the base material. A second flat portion extending along the shape of the first interface and an indentation from the second flat portion toward the inside of the brass plating layer. It was investigated whether or not it has a second indented portion.
As a result, no. 1-5, no. 8-12, no. 15-19 had said 1st interface and 2nd interface. In contrast, no. In 6, 7, 13, 14, 20-22, the first interface and the second interface were not formed.

表１に、熱間圧延線材の線径（素材径）、熱間圧延線材の組成、熱間圧延線材のパーライトブロックサイズ（ＰＢＳ）、Ｃｕめっき処理の有無、ブラスめっき処理の有無、伸線加工の真歪、湿式伸線加工における各段の減面率を示す。
表１に示す伸線加工の真歪は、湿式伸線加工によって導入された加工歪みであり、素材径（熱間圧延線材の直径）と鋼線径（極細鋼線の直径）から、２ｌｎ（素材径／鋼線径）によって求めた。「ｌｎ」は自然対数である。 Table 1 shows hot rolled wire diameter (material diameter), hot rolled wire composition, hot rolled wire pearlite block size (PBS), Cu plating treatment, brass plating treatment, wire drawing The area reduction ratio of each step in the true strain and wet wire drawing of the steel sheet is shown.
The true strain of the wire drawing shown in Table 1 is a work strain introduced by wet wire drawing, and is 2ln (from the material diameter (diameter of hot rolled wire) and steel wire diameter (diameter of ultrafine steel wire). (Material diameter / steel wire diameter). “Ln” is a natural logarithm.

表２に、極細鋼線の線径（鋼線径）、ブラスめっき層のＣｕとＺｎとの比率（Ｃｕ／Ｚｎ）、Ｃｕめっき層のＣｕ含有量、パーライトコロニー粒界の曲率半径及び幅、母材のパーライトの面積率（Ｐ面積率）、耐撚り線断線性（「デラミ」の有無）、引張強さ、ゴム接着性（耐湿熱劣化性）を示す。   In Table 2, the wire diameter of the ultrafine steel wire (steel wire diameter), the ratio of Cu and Zn in the brass plating layer (Cu / Zn), the Cu content of the Cu plating layer, the radius of curvature and width of the pearlite colony grain boundary, It shows the area ratio (P area ratio) of the pearlite of the base material, the stranded wire breakage (presence of “delamination”), the tensile strength, and the rubber adhesion (wet heat resistance).

Figure 2017128745
Figure 2017128745

Figure 2017128745
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表１および表２に示すように、Ｎｏ．１〜５、Ｎｏ．１５〜１９は、本発明例であり、３０００ＭＰａ以上の引張強さであって、上記の第１界面および第２界面を有し、優れた耐撚り線断線性およびゴム接着性（耐湿熱劣化性）を有する極細鋼線が得られている。   As shown in Table 1 and Table 2, 1-5, no. 15 to 19 are examples of the present invention, have a tensile strength of 3000 MPa or more, have the above-described first interface and second interface, and have excellent stranded wire breakage resistance and rubber adhesion (moisture heat deterioration resistance) ) Has been obtained.

一方、Ｎｏ．６〜１４、Ｎｏ．２０、２１は比較例であり、引張強さ、耐撚り線断線性、ゴム接着性の何れか一つ以上が低下している。
Ｎｏ．６は、前述の拡散ブラスめっき処理を行った後に、湿式伸線加工を行った例である。表１に示すように、Ｎｏ．６では、めっき層にブラスめっき層は存在するが、Ｃｕめっき層が存在せず、上記の第１界面および第２界面が形成されておらず、耐撚り線断線性およびゴム接着性が低下している。 On the other hand, no. 6-14, no. 20 and 21 are comparative examples, and any one or more of tensile strength, stranded wire breakage resistance, and rubber adhesion are reduced.
No. 6 is an example in which wet wire drawing was performed after the above-described diffusion brass plating treatment. As shown in Table 1, no. No. 6, the brass plating layer is present in the plating layer, but the Cu plating layer is not present, the first interface and the second interface are not formed, and the stranded wire breakage resistance and the rubber adhesiveness are reduced. ing.

Ｎｏ．７は、伸線加工中に低応力で破断したため、引張強さが低下した例である。原因は、素材である熱間圧延線材のパーライトブロックサイズ（ＰＢＳ）が粗大であり、伸線の初期に伸線方向に垂直な断面の中心部近傍にシェブロンクラックが発生したことであると推定される。そのため、Ｎｏ．７は、上記の第１界面および第２界面が形成されておらず、耐撚り線断線性も低下している。   No. No. 7 is an example in which the tensile strength was reduced because the wire was fractured with low stress during wire drawing. The cause is presumed that the pearlite block size (PBS) of the hot-rolled wire material is coarse, and chevron cracks occurred near the center of the cross section perpendicular to the wire drawing direction at the beginning of wire drawing. The Therefore, no. In No. 7, the first interface and the second interface are not formed, and the stranded wire breakage resistance is also lowered.

Ｎｏ．８は、母材のパーライトの面積率が低く、耐撚り線断線性が低下した例である。パーライトの面積率は、伸線加工によって変化しないので、Ｎｏ．８は熱間圧延線材のパーライト面積率も低い。そのため、伸線加工中に鋼線に欠陥が生じ、結果として極細鋼線の耐撚り線断線性が低下したと推定される。
Ｎｏ．９及び１０は、パーライトコロニーの曲率半径が小さく、幅が狭い例であり、耐撚り線断線性が低下している。この原因は、伸線加工の真歪が大きく、伸線加工中に鋼線の材質が劣化したことであると推定される。 No. No. 8 is an example in which the area ratio of the pearlite of the base material is low and the stranded wire breakage resistance is lowered. Since the area ratio of pearlite does not change by wire drawing, No. 8 has a low pearlite area ratio of the hot rolled wire rod. For this reason, it is presumed that a defect occurs in the steel wire during the wire drawing process, and as a result, the stranded wire breakability of the ultra fine steel wire is lowered.
No. Nos. 9 and 10 are examples in which the radius of curvature of the pearlite colony is small and the width is narrow, and the strand breakage resistance is reduced. This is presumed to be due to the fact that the true strain of the wire drawing is large and the material of the steel wire is deteriorated during the wire drawing.

Ｎｏ．１１は鋼線のＣ含有量が過剰であり、極細鋼線の耐撚り線断線性が低下した例である。また、Ｎｏ．１２は鋼線のＣ含有量が少ないために、熱間圧延線材の強度が低いものであるにもかかわらず、伸線加工の真歪が不十分だったため、極細鋼線の引張強さが不十分となった例である。   No. No. 11 is an example in which the C content of the steel wire is excessive and the stranded wire breakage resistance of the ultra fine steel wire is lowered. No. No. 12 has a low C content in the steel wire, so that although the strength of the hot-rolled wire is low, the true strain of the wire drawing is insufficient, so the tensile strength of the ultrafine steel wire is inadequate. This is an example.

Ｎｏ．１３は、ブラスめっき層のＣｕ／Ｚｎ比が小さい例である。Ｎｏ．１３は、上記の第１界面および第２界面が形成されておらず、ブラスめっき層が硬いため、十分な応力緩和性が得られず、耐撚り線断線線性が不足しているとともに、ゴム接着性が不足している。
Ｎｏ．１４は、Ｃｕめっきを施さずに、ブラスめっきのみを行った例であり、Ｃｕめっき層が存在しない例である。Ｎｏ．１４は、上記の第１界面および第２界面が形成されておらず、十分な応力緩和性が得られないため耐撚り線断線線性が不足している。また、Ｎｏ．１４は、Ｃｕの供給源であるＣｕめっき層がないためゴム接着性も不足している。 No. 13 is an example in which the Cu / Zn ratio of the brass plating layer is small. No. No. 13, the first interface and the second interface are not formed, and the brass plating layer is hard, so that sufficient stress relaxation properties cannot be obtained, and the stranded wire breakage resistance is insufficient, and the rubber adhesion Lack of sex.
No. No. 14 is an example in which only the brass plating is performed without applying the Cu plating, and there is no Cu plating layer. No. In No. 14, the first interface and the second interface described above are not formed, and sufficient stress relaxation properties cannot be obtained, so that the wire breakage resistance is insufficient. No. No. 14 does not have a Cu plating layer as a Cu supply source, so that the rubber adhesion is insufficient.

Ｎｏ．２０、２１は、ブラスめっき層のＣｕ／Ｚｎ比が大きい例である。Ｎｏ．２０、２１は、上記の第１界面および第２界面が形成されておらず、ブラスめっき層が軟らかいため、ブラスめっき層と母材との硬さの差が大きくなり、耐撚り線断線線性が不足している。また、Ｎｏ．２０、２１では、ブラスめっき層に接したゴムの表面が脆くなったため、極細鋼線のゴム接着性が不足している。   No. 20 and 21 are examples in which the brass plating layer has a large Cu / Zn ratio. No. 20 and 21, since the first interface and the second interface are not formed, and the brass plating layer is soft, the difference in hardness between the brass plating layer and the base material becomes large, and the stranded wire breakage resistance is improved. It is insufficient. No. In Nos. 20 and 21, since the surface of the rubber in contact with the brass plating layer became brittle, the rubber adhesion of the ultrafine steel wire was insufficient.

Ｎｏ．２２は、各段の減面率が高いため伸線加工において加工発熱が抑制されなかった例である。Ｎｏ．２２では、伸線加工時の加工発熱によって、Ｃｕめっき層とブラスめっき層との間で相互拡散が生じ、上記の第１界面および第２界面が形成されなかった。このため、軟質なＣｕ相の作用による応力緩和作用が得られない極細鋼線となり、デラミネーションが発生した。   No. No. 22 is an example in which processing heat generation was not suppressed in the wire drawing because the area reduction rate of each step was high. No. In No. 22, the heat generated during wire drawing caused mutual diffusion between the Cu plating layer and the brass plating layer, and the first interface and the second interface were not formed. For this reason, it became an ultra fine steel wire in which the stress relaxation action by the action of a soft Cu phase was not obtained, and delamination occurred.

１ 母材、１ａ 表面、２ めっき層、２ａ ブラスめっき層、２ｂ Ｃｕめっき層、３ 、４ａパーライトコロニー、４ パーライトブロック、１０ 高強度極細鋼線、１１ 断面   1 Base material, 1a surface, 2 plating layer, 2a brass plating layer, 2b Cu plating layer, 3, 4a pearlite colony, 4 pearlite block, 10 high strength extra fine steel wire, 11 cross section

Claims (4)

母材と、前記母材の表面に形成されためっき層とを有し、線径が０．１８〜０．４５ｍｍであり、引張強さが３０００ＭＰａ以上である高強度極細鋼線であって、
前記母材は、質量％で、
Ｃ：０．６０％〜０．８０％、
Ｓｉ：０．０５〜０．３５％、
Ｍｎ：０．２０〜０．９０％
を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、
金属組織は、面積率で８５．０％以上がパーライトであり、伸線方向に垂直な断面における前記母材表面から深さ方向に２０μｍまでの領域に存在するパーライトコロニー粒界の湾曲の曲率半径が５．０〜１０．０μｍ、パーライトコロニーの幅が０．２〜１．５μｍであり、
前記めっき層は、前記母材表面に形成されたＣｕ含有量が９０質量％以上であるＣｕめっき層と、前記Ｃｕめっき層の外側に形成されたＣｕとＺｎとの比率（Ｃｕ含有量（質量％）／Ｚｎ含有量（質量％））が１．２〜２．３であるブラスめっき層とを有し、
前記めっき層と前記母材との界面である第１界面は、前記高強度極細鋼線の外面形状に沿って延在する第１平坦部と、前記第１平坦部から前記母材の内部に向かって陥入している第１陥入部とを有し、
前記Ｃｕめっき層と前記ブラスめっき層との界面である第２界面は、前記第１界面の形状に沿って延在する第２平坦部と、前記第２平坦部から前記ブラスめっき層の内部に向かって陥入して形成されている第２陥入部とを有することを特徴とする高強度極細鋼線。 A high-strength ultrafine steel wire having a base material and a plating layer formed on the surface of the base material, having a wire diameter of 0.18 to 0.45 mm, and a tensile strength of 3000 MPa or more;
The base material is mass%,
C: 0.60% to 0.80%,
Si: 0.05 to 0.35%,
Mn: 0.20 to 0.90%
The balance consists of Fe and impurities,
The metal structure is pearlite with an area ratio of 85.0% or more, and the curvature radius of curvature of the pearlite colony grain boundary existing in the region from the base material surface to the depth direction of 20 μm in the cross section perpendicular to the wire drawing direction. Is 5.0 to 10.0 μm, the width of the pearlite colony is 0.2 to 1.5 μm,
The plating layer includes a Cu plating layer having a Cu content of 90% by mass or more formed on the surface of the base material, and a ratio of Cu and Zn formed on the outside of the Cu plating layer (Cu content (mass %) / Zn content (mass%)) having a brass plating layer of 1.2 to 2.3,
A first interface, which is an interface between the plating layer and the base material, includes a first flat portion extending along an outer surface shape of the high-strength ultrafine steel wire, and the first flat portion to the inside of the base material. Having a first indentation that is
A second interface which is an interface between the Cu plating layer and the brass plating layer includes a second flat portion extending along the shape of the first interface, and the second flat portion to the inside of the brass plating layer. A high-strength ultra-fine steel wire having a second indented portion formed by indenting toward the top. 前記母材が、更に、質量％で、
Ｃｒ：０．０１〜１．００％、
を含有することを特徴とする請求項１に記載の高強度極細鋼線。 The base material is further in mass%,
Cr: 0.01 to 1.00%,
The high-strength ultrafine steel wire according to claim 1, comprising: 前記母材が、更に、質量％で、
Ｎｂ：０．０１０〜０．２００％、
Ｖ ：０．０１〜０．５０％、
Ｍｏ：０．０１〜０．５０％、
Ｂ ：０．０００４〜０．００３０％
Ａｌ：０．００２〜０．１００％、
Ｔｉ：０．００２〜０．１００％
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１又は請求項２に記載の高強度極細鋼線。 The base material is further in mass%,
Nb: 0.010-0.200%
V: 0.01 to 0.50%,
Mo: 0.01 to 0.50%,
B: 0.0004 to 0.0030%
Al: 0.002 to 0.100%,
Ti: 0.002 to 0.100%
The high-strength ultrafine steel wire according to claim 1 or 2, comprising one or more of the following. 請求項１〜請求項３のいずれか一項に記載の成分組成からなり、面積率で８５．０％以上がパーライトであり、パーライトブロックのサイズが１０〜３０μｍであり、線径が２．５〜４．５ｍｍである熱間圧延線材を製造する工程と、
前記熱間圧延線材上にＣｕめっき層を形成するＣｕめっき工程と、
前記Ｃｕめっき工程後の前記熱間圧延線材上にブラスめっき層を形成するブラスめっき工程と、
前記ブラスめっき工程後の前記熱間圧延線材を、加工発熱を抑制しながら伸線加工することにより、線径０．１８〜０．４５ｍｍとする伸線加工工程とを有することを特徴とする請求項１〜請求項３のいずれか一項に記載の高強度極細鋼線の製造方法。
It consists of the component composition as described in any one of Claims 1-3, 85.0% or more is a pearlite by an area rate, the size of a pearlite block is 10-30 micrometers, and a wire diameter is 2.5. A step of producing a hot-rolled wire that is ~ 4.5 mm;
A Cu plating step of forming a Cu plating layer on the hot-rolled wire,
A brass plating step of forming a brass plating layer on the hot-rolled wire after the Cu plating step;
A wire drawing step of drawing the hot-rolled wire after the brass plating step to a wire diameter of 0.18 to 0.45 mm by drawing the wire while suppressing processing heat generation. The manufacturing method of the high intensity | strength extra fine steel wire as described in any one of Claims 1-3.
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