JP2021195566A - High carbon steel wire - Google Patents

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JP2021195566A JP2020100163A JP2020100163A JP2021195566A JP 2021195566 A JP2021195566 A JP 2021195566A JP 2020100163 A JP2020100163 A JP 2020100163A JP 2020100163 A JP2020100163 A JP 2020100163A JP 2021195566 A JP2021195566 A JP 2021195566A
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真吾 山▲崎▼
Shingo Yamazaki
一 長谷川
Hajime Hasegawa
昭夫 喜多
Akio Kita
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Abstract

To provide a steel wire material excellent in wire drawability.SOLUTION: A high carbon steel wire excellent in wire drawability has a predetermined chemical composition. A metallographic structure includes perlite of 97.0% or more in a surface fraction and the remainder consisting of bainite, pseudo perlite and pro-eutectoid ferrite; when the average of carbon concentration by mass% in a region from the center to 17% of the radius of a steel wire material on a C cross section is defined as C17, the average of carbon concentration by mass% in a region from the surface to 10% or less of the radius of the steel wire material is defined as CS10 and the average of carbon concentration by mass% in the entire C cross section is defined as C0, C17/C0 is 0.99 or less, and CS10/C0 is 0.98 or less; a wire diameter is 4.0-6.0 mm; and a tensile strength is 1000-1400 MPa.SELECTED DRAWING: Figure 2

Description

本発明は、高炭素鋼線材に関する。詳しくは、例えば自動車のラジアルタイヤ、各種産業用ベルトおよびホースの補強材として用いられるスチールコード、更には、ソーイングワイヤなどの用途に好適な高炭素鋼線材に関する。 The present invention relates to high carbon steel wire rods. More specifically, the present invention relates to steel cords used as reinforcing materials for, for example, radial tires of automobiles, various industrial belts and hoses, and high carbon steel wire rods suitable for applications such as sewing wires.

自動車のラジアルタイヤ、各種のベルトおよびホースの補強材として用いられるスチールコード用の極細鋼線、あるいは、ソーイングワイヤ用の極細鋼線は、一般に、以下の方法により得られる。熱間圧延後に調整冷却した線径(直径)が4〜6mmの鋼線材を、1次伸線加工して線径を3〜4mmにし、次いで、中間パテンティング処理を行い、更に2次伸線加工して1〜2mmの線径にする。この後、最終パテンティング処理を行い、次いで、ブラスメッキを施し、更に最終湿式伸線加工を施して0.15〜0.40mmの線径にする。このようにして得られた極細鋼線を、更に撚り加工で複数本撚り合わせて撚鋼線とすることでスチールコードが製造される。また、0.15mm未満の線径に伸線加工することで、ソーイングワイヤが製造される。 Extra-fine steel wires for steel cords used as reinforcing materials for radial tires of automobiles, various belts and hoses, or ultra-fine steel wires for sewing wires are generally obtained by the following methods. A steel wire having a wire diameter (diameter) of 4 to 6 mm that has been adjusted and cooled after hot rolling is subjected to primary wire drawing to a wire diameter of 3 to 4 mm, then intermediate patterning is performed, and then secondary wire drawing is performed. Process to a wire diameter of 1 to 2 mm. After that, a final patterning treatment is performed, then brass plating is performed, and then a final wet wire drawing process is performed to obtain a wire diameter of 0.15 to 0.40 mm. A steel cord is manufactured by twisting a plurality of the ultrafine steel wires thus obtained by further twisting to form a twisted steel wire. Further, the sewing wire is manufactured by drawing a wire having a wire diameter of less than 0.15 mm.

近年、製造コストの低減を目的として、上記の中間パテンティングを省略し、調整冷却した熱間圧延後の鋼線材から、最終パテンティング処理に供する線径である1〜2mmまでダイレクトに伸線することが多く行われている。このため、調整冷却した熱間圧延後の鋼線材に対して、鋼線材からのダイレクト伸線特性、いわゆる生引き性が要求されるようになり、鋼線材の高延性および高加工性に対する要求が極めて大きくなっている。 In recent years, for the purpose of reducing the manufacturing cost, the above intermediate patenting is omitted, and the steel wire rod after hot rolling that has been adjusted and cooled is directly drawn to a wire diameter of 1 to 2 mm to be subjected to the final patenting treatment. Many things are done. For this reason, the steel wire after hot rolling that has been adjusted and cooled is required to have direct wire drawing characteristics from the steel wire, so-called raw pullability, and the steel wire is required to have high ductility and high workability. It is extremely large.

更に、近年、種々の目的からスチールコードなどを軽量化する傾向が高まっている。このため、前記の各種製品に対して高強度が要求されるようになり、C含有量が0.9質量%未満の炭素鋼線材などでは、所望の高強度が得られなくなっており、0.9質量%以上のC含有量の鋼線材を用いることが多くなっている。しかし、C含有量を高めると、初析セメンタイトの生成により伸線加工性が低下するので、断線頻度が高くなる。このため、C含有量を高くすることで鋼線材に高い強度を確保させ、しかも伸線加工性にも優れた鋼線材に対する要求が極めて大きくなっている。 Furthermore, in recent years, there has been an increasing tendency to reduce the weight of steel cords and the like for various purposes. Therefore, high strength is required for the above-mentioned various products, and a carbon steel wire having a C content of less than 0.9% by mass cannot obtain the desired high strength. Steel wires with a C content of 9% by mass or more are often used. However, when the C content is increased, the wire drawing workability is lowered due to the formation of proeutectoid cementite, so that the frequency of wire breakage increases. Therefore, there is an extremely large demand for a steel wire rod having a high C content to ensure high strength in the steel wire rod and having excellent wire drawing workability.

上記した近年の産業界からの要求に対して、種々の高炭素鋼線材の製造技術が提案されている。例えば特許文献1には、特定の化学組成を有する鋼材からなり、初析セメンタイトの含有平均面積率を規定した「高強度高靱性極細鋼線用線材、高強度高靱性極細鋼線、および該極細鋼線を用いた撚り製品、並びに該極細鋼線の製造方法」が開示されている。しかし、特許文献1で提案された線材は、高価な元素であるNi及びCoの1種以上を必須の成分として含有するため、製造コストが嵩む場合がある。 In response to the above-mentioned demands from the industrial world in recent years, various manufacturing techniques for high carbon steel wire rods have been proposed. For example, Patent Document 1 describes "high-strength, high-toughness ultrafine steel wire, high-strength, high-toughness ultrafine steel wire, and the ultrafine steel", which are made of steel having a specific chemical composition and define the average area ratio of cementite contained in the initial analysis. A twisted product using a steel wire and a method for manufacturing the ultrafine steel wire are disclosed. However, since the wire rod proposed in Patent Document 1 contains one or more of expensive elements Ni and Co as essential components, the manufacturing cost may increase.

特許文献2では、0.6%以上のAlを添加することで、C含有量が1%を超える高炭素鋼において、初析セメンタイトの生成を抑制する技術が提案されている。しかしながら、Alは強脱酸元素であり、伸線における断線の原因となる硬質介在物量が増加するため、スチールコードのような極細鋼線用の鋼線材に適用することが難しい場合がある。 Patent Document 2 proposes a technique for suppressing the formation of proeutectoid cementite in high carbon steel having a C content of more than 1% by adding Al of 0.6% or more. However, Al is a strongly deoxidizing element, and since the amount of hard inclusions that cause disconnection in wire drawing increases, it may be difficult to apply it to steel wire rods for ultrafine steel wires such as steel cords.

特許文献3では、高炭素線材をオーステナイト温度域に加熱後、823〜1023Kの温度範囲に冷却し、この温度域で加工度:15〜80%の塑性加工を行った後、823〜923Kの温度域で恒温変態させることで、初析セメンタイトの析出を抑制する技術が提案されている。しかしながら、このような温度域で所定の加工を施すためには大掛かりな設備投資が必要であり、製造コストの増加を引き起こす場合がある。 In Patent Document 3, a high carbon wire rod is heated to an austenite temperature range, cooled to a temperature range of 823 to 1023 K, and subjected to plastic machining with a workability of 15 to 80% in this temperature range, and then has a temperature of 823 to 923 K. A technique for suppressing the precipitation of austenitic cementite by constant temperature transformation in the region has been proposed. However, a large amount of capital investment is required to perform a predetermined process in such a temperature range, which may cause an increase in manufacturing cost.

一方、熱間圧延後の鋼線材のパテンティング処理時に冷却速度が小さく、初析セメンタイトの生成し易い鋼線材中心部のC偏析度を低下させる技術も提案されている。例えば特許文献4には、溶鋼の連続鋳造において鋳片内部溶鋼が凝固を完了するクレーターエンド近傍にて鍛圧加工を施し、鋳片軸芯部におけるC含有量を平均の0.8〜1.05倍とし、ついでこの鋳片を熱間圧延することで、高炭素鋼線材の加工性を向上させる技術が開示されている。しかしながら、この方法はコストが掛かる上、高炭素鋼線材においてC偏析度が低減されている領域が明確ではない。 On the other hand, a technique has also been proposed in which the cooling rate is low during the patenting treatment of the steel wire after hot rolling, and the C segregation degree in the center of the steel wire in which proeutectoid cementite is easily generated is reduced. For example, in Patent Document 4, in continuous casting of molten steel, forging is performed in the vicinity of the crater end where the molten steel inside the slab completes solidification, and the C content in the slab shaft core is 0.8 to 1.05 on average. A technique for improving the workability of a high carbon steel wire rod by doubling the number and then hot rolling the slab is disclosed. However, this method is costly, and the region where the C segregation degree is reduced in the high carbon steel wire rod is not clear.

特許文献5では、未凝固圧下方法により、鋳片中心部のC偏析度を低減する技術が開示されている。しかしながら、偏析中心部におけるC偏析度は最小でも0.97程度であり、0.9%を超えるCを含有する鋼線材、特に1.0%を超えるCを含有する鋼線材の初析セメンタイトを抑制するには不十分である。 Patent Document 5 discloses a technique for reducing the degree of C segregation at the center of a slab by a non-solidification reduction method. However, the degree of C segregation in the center of segregation is at least about 0.97, and the initial cementite of the steel wire containing more than 0.9% C, especially the steel wire containing more than 1.0% C. Not enough to suppress.

特許第2609387号公報Japanese Patent No. 2609387 特開2003−193129号公報Japanese Unexamined Patent Publication No. 2003-193129 特開平8−283867号公報Japanese Unexamined Patent Publication No. 8-283867 特許第2927823号公報Japanese Patent No. 2927823 特許第3119203号公報Japanese Patent No. 3119203

本発明は、上記現状に鑑みなされたものであり、伸線加工性に優れた高炭素鋼線材を提供することを目的とする。 The present invention has been made in view of the above situation, and an object of the present invention is to provide a high carbon steel wire rod having excellent wire drawing workability.

本発明の要旨は、以下の通りである。 The gist of the present invention is as follows.

[1] 本発明の一態様に係る高炭素鋼線材は、質量%で、
C:0.80〜1.20%、
Si:0.10%以上、0.30%未満、
Mn:0.10〜1.00%、
N:40ppm以下、
O:40ppm以下、
P:0.020%以下、および
S:0.020%以下を含有し、
残部はFe及び不純物からなり、
金属組織が、面積分率で、パーライトを97.0%以上含有し、残部がベイナイト、擬似パーライトおよび初析フェライトからなり、
C断面で、中心〜前記中心から鋼線材半径の17%以内の領域(鋼線材中心から半径の17%までの領域)における炭素濃度の質量%での平均値をC17とし、表面〜前記表面から前記鋼線材半径の10%以下の領域(鋼線材表面から半径の10%までの深さの領域)における炭素濃度の質量%での平均値をCS10とし、前記C断面全体の炭素濃度の質量%での平均値をCとしたとき、C17/Cが0.99以下、CS10/Cが0.98以下であり、
線径が4.0〜6.0mm、引張強度が1000〜1400MPaである。
[2] 上記[1]に記載の高炭素鋼線材は、質量%で、
Al:0%超、0.010%以下、
Ti:0%超、0.010%以下、
Cr:0%超、0.50%以下、
Ni:0%超、0.50%以下、
Co:0%超、0.50%以下、
V:0%超、0.50%以下、
Cu:0%超、0.20%以下、
Nb:0%超、0.10%以下、
Mo:0%超、0.20%以下、
W:0%超、0.20%以下および
B:0ppm超、30ppm以下
よりなる群から選択される少なくとも1種以上を含有してもよい。
[3] 上記[1]または[2]に記載の高炭素鋼線材は、前記C断面で、kを1〜Nの自然数とし、前記中心から(k−1)×30μm〜前記中心からk×30μmの領域における炭素濃度の質量%での平均値をCavekとしたとき、Cavek/Cが1.10以下であってもよい。
[1] The high carbon steel wire rod according to one aspect of the present invention is in mass%.
C: 0.80-1.20%,
Si: 0.10% or more, less than 0.30%,
Mn: 0.10 to 1.00%,
N: 40 ppm or less,
O: 40 ppm or less,
P: 0.020% or less, and S: 0.020% or less,
The rest consists of Fe and impurities
The metallographic structure contains 97.0% or more of pearlite in area fraction, and the balance consists of bainite, pseudo-pearlite and proeutectoid ferrite.
In the C cross section, the average value of carbon concentration in mass% in the region from the center to within 17% of the radius of the steel wire (the region from the center of the steel wire to 17% of the radius) is defined as C 17 , and the surface to the surface. The average value of the carbon concentration in the mass% by mass% of the carbon concentration in the region of 10% or less of the radius of the steel wire (the region of the depth from the surface of the steel wire to 10% of the radius) is defined as CS10, and the carbon concentration of the entire C cross section is defined as CS10. When the average value in% by mass is C 0 , C 17 / C 0 is 0.99 or less, and CS 10 / C 0 is 0.98 or less.
The wire diameter is 4.0 to 6.0 mm, and the tensile strength is 1000 to 1400 MPa.
[2] The high carbon steel wire rod according to the above [1] is in mass%.
Al: Over 0%, 0.010% or less,
Ti: Over 0%, 0.010% or less,
Cr: Over 0%, 0.50% or less,
Ni: Over 0%, 0.50% or less,
Co: Over 0%, 0.50% or less,
V: Over 0%, 0.50% or less,
Cu: Over 0%, 0.20% or less,
Nb: Over 0%, 0.10% or less,
Mo: Over 0%, 0.20% or less,
It may contain at least one selected from the group consisting of W: more than 0% and 0.20% or less and B: more than 0 ppm and 30 ppm or less.
[3] The high carbon steel wire rod according to the above [1] or [2] has a natural number of 1 to N in the C cross section, and is (k-1) × 30 μm from the center to k × from the center. when the average value of the percentage by weight of carbon concentration in the 30μm region was C avek, C avek / C 0 may be 1.10 or less.

本発明に係る上記態様によれば、伸線加工性に優れた高炭素鋼線材を提供することができる。上記態様に係る高炭素鋼線材は、ダイレクト伸線特性、いわゆる生引き性に優れるため、スチールコードおよびソーイングワイヤ等の用途に好適である。 According to the above aspect according to the present invention, it is possible to provide a high carbon steel wire rod having excellent wire drawing workability. The high carbon steel wire rod according to the above aspect is suitable for applications such as steel cords and sewing wires because it is excellent in direct wire drawing characteristics, so-called raw pullability.

C断面における炭素濃度の測定方法を説明する図である。It is a figure explaining the method of measuring the carbon concentration in the C cross section. 実施例における鋼線材のTSと、20度アプローチ角のダイスによる伸線加工において断線する限界の真ひずみとの関係を示す図である。It is a figure which shows the relationship between the TS of a steel wire rod in an Example, and the true strain of the limit which breaks in wire drawing with a die of a 20 degree approach angle.

本発明者らは、高炭素鋼線材(以下、単に鋼線材と記載する場合がある)の化学組成および機械的特性が伸線加工性に及ぼす影響について調査および研究を重ねた。その結果、本発明者らは、下記の知見を得て、本発明を完成するに至った。 The present inventors have repeatedly investigated and studied the effects of the chemical composition and mechanical properties of high carbon steel wire rods (hereinafter, sometimes simply referred to as steel wire rods) on wire drawing workability. As a result, the present inventors have obtained the following findings and have completed the present invention.

(a)0.80質量%以上、特に0.90質量%以上の炭素を含有する高炭素鋼線材を圧延後、衝風により冷却するステルモア処理を行うに際し、鋼線材中心部には炭素が偏析し易く、この炭素の偏析部において初析セメンタイトが生成し易くなる。初析セメンタイトは伸線加工の際にき裂発生の起点となり、断線を誘発する。ほとんどのき裂は鋼線材の中心から鋼線材半径の17%までの領域に発生するため、この領域における炭素の偏析を抑制し、初析セメンタイトの生成を抑制することが、断線発生の抑制、すなわち伸線加工性の向上に有効である。 (A) When a high carbon steel wire containing 0.80% by mass or more, particularly 0.90% by mass or more of carbon is rolled and then subjected to a stellmore treatment of cooling by an impulse, carbon segregates in the center of the steel wire. It is easy to make it easy, and it becomes easy to generate pregelatinized cementite in the segregated portion of this carbon. Initialized cementite becomes the starting point of crack generation during wire drawing and induces disconnection. Since most cracks occur in the region from the center of the steel wire to 17% of the radius of the steel wire, suppressing the segregation of carbon in this region and suppressing the formation of proeutectoid cementite suppresses the occurrence of disconnection. That is, it is effective in improving the wire drawing workability.

(b)鋼線材の中心から鋼線材半径の17%までの領域の炭素量を、鋼線材の平均炭素量の99%以下に抑制することで、初析セメンタイトに起因する断線を大幅に抑制できる。上記領域の炭素量を鋼線材の平均炭素量の99%以下に抑制するためには、鋳型内において凝固界面に20cm/s以上の流速を付与するとともに、凝固が完了する前に鋳片の圧下を行うことが必要である。 (B) By suppressing the carbon content in the region from the center of the steel wire rod to 17% of the steel wire rod radius to 99% or less of the average carbon content of the steel wire rod, the disconnection due to the proeutectoid cementite can be significantly suppressed. .. In order to suppress the carbon content in the above region to 99% or less of the average carbon content of the steel wire, a flow velocity of 20 cm / s or more is applied to the solidification interface in the mold, and the slab is reduced before solidification is completed. It is necessary to do.

(c)鋼線材表層における炭素量を下げることで、伸線加工後のワイヤの表層硬さが低下し、撚り加工の際の縦割れ(デラミネーション)の発生が抑制される。撚り加工の際の縦割れの発生を抑制するためには、鋼線材表面から半径の10%までの深さの領域の炭素量を、鋼線材の平均炭素量の98%以下とすることが必要である。この領域における炭素量を低減させる方法としては、加熱炉における鋼線材の脱炭、または凝固界面における流速付与が挙げられる。 (C) By reducing the amount of carbon in the surface layer of the steel wire rod, the surface hardness of the wire after the wire drawing process is reduced, and the occurrence of vertical cracks (delamination) during the twisting process is suppressed. In order to suppress the occurrence of vertical cracks during twisting, it is necessary to set the carbon content in the region from the surface of the steel wire to a depth of 10% of the radius to 98% or less of the average carbon content of the steel wire. Is. Examples of the method for reducing the amount of carbon in this region include decarburization of the steel wire in a heating furnace or application of a flow velocity at the solidification interface.

以下、本発明の好適な実施形態について詳細に説明する。ただし、本発明は本実施形態に開示の構成のみに制限されることなく、本発明の趣旨を逸脱しない範囲で種々の変更が可能である。
以下に記載する数値限定範囲には、下限値および上限値がその範囲に含まれる。「未満」または「超」と示す数値には、その値が数値範囲に含まれない。化学組成についての%は質量%を示し、ppmは質量ppmを示す。
Hereinafter, preferred embodiments of the present invention will be described in detail. However, the present invention is not limited to the configuration disclosed in the present embodiment, and various modifications can be made without departing from the spirit of the present invention.
The numerical limitation range described below includes the lower limit value and the upper limit value. Numerical values marked "less than" or "greater than" do not fall within the numerical range. For the chemical composition,% indicates mass% and ppm indicates mass ppm.

[化学組成]
本実施形態に係る高炭素鋼線材は、化学組成が、質量%で、C:0.80〜1.20%、Si:0.10%以上、0.30%未満、Mn:0.10〜1.00%、N:40ppm以下、O:40ppm以下、P:0.020%以下およびS:0.020%以下を含有する。
[Chemical composition]
The high carbon steel wire rod according to the present embodiment has a chemical composition of mass%, C: 0.80 to 1.20%, Si: 0.10% or more, less than 0.30%, Mn: 0.10 to 10. It contains 1.00%, N: 40 ppm or less, O: 40 ppm or less, P: 0.020% or less, and S: 0.020% or less.

C:0.80〜1.20%
Cは、鋼線材の強度を高めるのに有効な元素である。C含有量が0.80%未満の場合には、所望の強度を安定して最終製品に付与させることが困難であると同時に、オーステナイト粒界において初析フェライトの析出が促進され、所望のパーライトの面積分率を得ることが困難となる。そのため、C含有量は0.80%以上とする。C含有量は、好ましくは0.90%以上である。一方、C含有量が多すぎると、オーステナイト粒界にネット状の初析セメンタイトが生成して伸線加工時に断線が発生し易くなるだけでなく、最終伸線加工後の極細鋼線の靱性および延性を著しく劣化させる。したがって、Cの含有量を1.20%以下とする。C含有量は、好ましくは1.10%以下である。
C: 0.80-1.20%
C is an element effective for increasing the strength of the steel wire rod. When the C content is less than 0.80%, it is difficult to stably impart the desired strength to the final product, and at the same time, the precipitation of proeutectoid ferrite is promoted at the austenite grain boundaries, and the desired pearlite is promoted. It becomes difficult to obtain the area fraction of. Therefore, the C content is set to 0.80% or more. The C content is preferably 0.90% or more. On the other hand, if the C content is too high, net-like ductile cementite is generated at the austenite grain boundaries, and not only is it easy for wire breakage to occur during wire drawing, but also the toughness of the ultrafine steel wire after final wire drawing and the toughness of the ultrafine steel wire. Significantly deteriorates ductility. Therefore, the content of C is set to 1.20% or less. The C content is preferably 1.10% or less.

Si:0.10%以上、0.30%未満
Siは鋼線材の強度を高めるのに有効な元素である。更にSiは、脱酸剤として有用な元素であり、鋼線材にAlを含有させない場合に必要な元素である。Si含有量が0.10%未満では十分な脱酸作用が得られない。そのため、Si含有量は0.10%以上とする。Si含有量は、好ましくは0.20%以上である。一方、Si含有量が多すぎると、過共析鋼においても初析フェライトの析出を促進するとともに、伸線加工時の限界加工度が低下する。更に、メカニカルデスケーリング(以下、MDと略記する。)によって伸線加工が困難になる。したがって、Si含有量は0.30%未満とする。即ち、Si含有量を0.30%未満とすることにより、ラメラーフェライトを軟質化させ、伸線加工時の限界加工度を真ひずみで4以上として、鋼線としたときの引張強度を4000MPa以上とすることができる。また、パテンティングを、より低温短時間の処理とすることができる。
Si: 0.10% or more and less than 0.30% Si is an element effective for increasing the strength of steel wire. Further, Si is an element useful as a deoxidizing agent and is an element necessary when Al is not contained in the steel wire rod. If the Si content is less than 0.10%, a sufficient deoxidizing action cannot be obtained. Therefore, the Si content is set to 0.10% or more. The Si content is preferably 0.20% or more. On the other hand, if the Si content is too high, the precipitation of proeutectoid ferrite is promoted even in hypereutectoid steel, and the limit workability during wire drawing is lowered. Further, mechanical descaling (hereinafter abbreviated as MD) makes wire drawing difficult. Therefore, the Si content is set to less than 0.30%. That is, by setting the Si content to less than 0.30%, the lamellar ferrite is softened, the limit workability during wire drawing is set to 4 or more in true strain, and the tensile strength when made into steel wire is 4000 MPa or more. Can be. Further, the patenting can be performed at a lower temperature for a shorter time.

Mn:0.10〜1.00%
MnもSiと同様、脱酸剤として有用な元素である。またMnは、焼き入れ性を向上させ、鋼線材の強度を高める作用を有する。更にMnは、鋼中のSをMnSとして固定して、鋼線材の熱間脆性を防止する作用を有する。Mn含有量が0.10%未満では上記効果が得難いため、Mn含有量は0.10%以上とする。Mn含有量は、好ましくは0.30%以上である。一方、Mnは偏析しやすい元素であり、Mn含有量が1.00%を超えると、特に鋼線材の中心部にMnが偏析し、その偏析部にはマルテンサイトやベイナイトが生成するので、鋼線材の伸線加工性が低下する。したがって、Mn含有量は1.00%以下とする。Mn含有量は好ましくは0.80%以下である。
Mn: 0.10 to 1.00%
Like Si, Mn is a useful element as a deoxidizing agent. Further, Mn has an effect of improving hardenability and increasing the strength of the steel wire rod. Further, Mn has an action of fixing S in the steel as MnS and preventing hot brittleness of the steel wire rod. Since it is difficult to obtain the above effect when the Mn content is less than 0.10%, the Mn content is set to 0.10% or more. The Mn content is preferably 0.30% or more. On the other hand, Mn is an element that is easily segregated, and when the Mn content exceeds 1.00%, Mn segregates particularly in the center of the steel wire rod, and martensite and bainite are generated in the segregated portion. The wire drawing workability of the wire is reduced. Therefore, the Mn content is set to 1.00% or less. The Mn content is preferably 0.80% or less.

N:40ppm以下
Nは、鋼材がTiを含有していると硬質な窒化物を形成しやすく、伸線加工中の断線の起点となりやすい。さらに、固溶Nが伸線加工中の時効を促進する場合がある。そのため、N含有量は40ppm以下とする。N含有量は、好ましくは30ppm以下である。
N: 40 ppm or less N tends to form a hard nitride when the steel material contains Ti, and tends to be the starting point of disconnection during wire drawing. Further, the solid solution N may accelerate the aging during the wire drawing process. Therefore, the N content is set to 40 ppm or less. The N content is preferably 30 ppm or less.

O:40ppm以下
Oは、酸化物を形成しやすい元素であり、Alと共に線材に存在すると、硬質なAlを主成分とする酸化物系介在物を形成して伸線加工性を低下させる元素でもある。特に、O含有量が40ppmを超えると、Al含有量を上述の範囲内に制限しても酸化物系介在物が粗大化して、伸線加工中に断線が多発し、伸線加工性の低下が著しくなる。そこで、O含有量を40ppm以下に制限する。好ましくは30ppm以下である。
O: 40 ppm or less O is an element that easily forms an oxide, and when it is present in the wire together with Al, it forms a hard oxide-based inclusion containing Al 2 O 3 as a main component and reduces the wire drawing workability. It is also an element that makes you. In particular, when the O content exceeds 40 ppm, the oxide-based inclusions become coarse even if the Al content is limited to the above range, and wire breakage occurs frequently during wire drawing, resulting in deterioration of wire drawing workability. Becomes remarkable. Therefore, the O content is limited to 40 ppm or less. It is preferably 30 ppm or less.

P:0.020%以下およびS:0.020%以下
不純物であるPとSは、従来の極細鋼線と同様に延性を確保する観点から、各々0.020%以下とすることが望ましい。P含有量およびS含有量を過剰に低減すると精錬コストの増大を引き起こすため、P含有量およびS含有量は0.002%以上、0.005%以上としてもよい。
P: 0.020% or less and S: 0.020% or less The impurities P and S are preferably 0.020% or less, respectively, from the viewpoint of ensuring ductility as in the case of conventional ultrafine steel wire. Since excessive reduction of the P content and the S content causes an increase in the refining cost, the P content and the S content may be 0.002% or more and 0.005% or more.

本実施形態に係る高炭素鋼線材の化学組成の残部は、Fe及び不純物からなる。本実施形態において、不純物とは、高炭素鋼線材を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、または製造環境等から混入されるものであって、本実施形態に係る高炭素鋼線材の特性に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。本実施形態に係る高炭素鋼線材は上記元素を基本成分とするが、更にAl、Ti、Cr、Ni、Co、V、Cu、Nb、Mo、WおよびBよりなる群のうちを1種または2種以上を積極的に含有してもよい。積極的に含有させる場合、これらの元素の下限値は0%超としてもよい。なお、これらの元素を含有しない場合、下限値は0%である。 The balance of the chemical composition of the high carbon steel wire rod according to the present embodiment consists of Fe and impurities. In the present embodiment, the impurities are mixed from ore, scrap, manufacturing environment, etc. as a raw material when the high carbon steel wire rod is industrially manufactured, and the high carbon steel according to the present embodiment. It means that it is acceptable as long as it does not adversely affect the characteristics of the wire. The high carbon steel wire rod according to the present embodiment contains the above elements as basic components, but one of the group consisting of Al, Ti, Cr, Ni, Co, V, Cu, Nb, Mo, W and B or Two or more kinds may be positively contained. When positively contained, the lower limit of these elements may be more than 0%. When these elements are not contained, the lower limit is 0%.

Al:0〜0.010%
Alは、Alを主成分とする酸化物系介在物を形成して、線材の伸線加工性を低下させる元素である。特にAl含有量が0.010%を超えると、酸化物系介在物が粗大化して伸線加工中に断線が多発し、伸線加工性の低下が著しくなる。そこで、Al含有量は0.010%以下に制限する。Al含有量は、好ましくは0.002%以下である。
Al: 0 to 0.010%
Al is an element that forms oxide-based inclusions containing Al 2 O 3 as a main component and reduces the wire drawing processability of the wire rod. In particular, when the Al content exceeds 0.010%, the oxide-based inclusions are coarsened and disconnection occurs frequently during the wire drawing process, and the wire drawing workability is significantly deteriorated. Therefore, the Al content is limited to 0.010% or less. The Al content is preferably 0.002% or less.

Ti:0〜0.010%
Tiは、本実施形態に係る高炭素鋼線材に含まれても含まれなくてもよい。そのため、Ti含有量の下限は0%である。脱酸の効果を確実に得るため、Ti含有量は0.001%以上としてもよい。一方、Ti含有量が多すぎると、硬質非変形の酸化物が生成して線材の延性の劣化および伸線加工性の劣化を引き起こすため、Ti含有量は0.010%以下とする。
Ti: 0 to 0.010%
Ti may or may not be contained in the high carbon steel wire rod according to the present embodiment. Therefore, the lower limit of the Ti content is 0%. The Ti content may be 0.001% or more in order to ensure the effect of deoxidation. On the other hand, if the Ti content is too high, hard non-deformable oxides are generated, which causes deterioration of ductility and wire drawing processability of the wire, so the Ti content is set to 0.010% or less.

Cr:0〜0.50%
Crはパーライトのラメラ間隔を微細化し、鋼線材の強度および伸線加工性等を向上させるのに有効な元素である。この作用を確実に発揮させるには、Cr含有量を0.10%以上とすることが好ましい。一方、Cr含有量が多過ぎると、オーステナイトから過冷組織への変態終了時間が長くなり、変態後の鋼線材中にマルテンサイトおよびベイナイトなどの過冷組織が生じる場合がある他、メカニカルデスケーリング性も悪くなる場合がある。そのため、Cr含有量を0.50%以下とすることが好ましい。
Cr: 0 to 0.50%
Cr is an element effective for reducing the lamellar spacing of pearlite and improving the strength and wire drawing workability of steel wire rods. In order to ensure this effect, the Cr content is preferably 0.10% or more. On the other hand, if the Cr content is too high, the transformation completion time from austenite to the supercooled structure becomes long, and supercooled structures such as martensite and bainite may occur in the transformed steel wire, and mechanical descaling. The sex may also get worse. Therefore, the Cr content is preferably 0.50% or less.

Ni:0〜0.50%
Niは鋼線材の強度上昇にはあまり寄与しないが、鋼線材の靭性を高める元素である。この作用を確実に発揮させるには、Ni含有量を0.10%以上とすることが好ましい。一方、Niを過剰に含有させると、オーステナイトから過冷組織への変態終了時間が長くなり、熱間圧延線材中にマルテンサイトおよびベイナイトなどの過冷組織が生じる場合があるので、Ni含有量は0.50%以下とすることが好ましい。
Ni: 0 to 0.50%
Ni does not contribute much to the increase in the strength of the steel wire, but is an element that enhances the toughness of the steel wire. In order to ensure this effect, the Ni content is preferably 0.10% or more. On the other hand, if Ni is excessively contained, the transformation completion time from austenite to the supercooled structure becomes long, and supercooled structures such as martensite and bainite may occur in the hot-rolled wire, so the Ni content is high. It is preferably 0.50% or less.

Co:0〜0.50%
Coは、鋼線材圧延材における初析セメンタイトの析出を抑制するのに有効な元素である。この作用を確実に発揮させるには、Co含有量を0.10%以上とすることが好ましい。一方、Coを過剰に含有させても上記効果は飽和して経済的に好ましくないので、Co含有量は0.50%以下とすることが好ましい。
Co: 0 to 0.50%
Co is an element effective in suppressing the precipitation of proeutectoid cementite in rolled steel wire rods. In order to ensure this effect, the Co content is preferably 0.10% or more. On the other hand, even if Co is excessively contained, the above effect is saturated and economically unfavorable. Therefore, the Co content is preferably 0.50% or less.

V:0〜0.50%
Vはフェライト中に微細な炭窒化物を形成することにより、加熱時のオーステナイト粒の粗大化を防止するとともに、圧延後の強度上昇にも寄与する。これらの作用を確実に発揮させるには、V含有量を0.05%以上とすることが好ましい。しかし、Vを過剰に含有させると、炭窒化物の形成量が多くなり過ぎると共に、炭窒化物の粒子径も大きくなり、伸線限界が低下する場合がある。そのため、V含有量は0.50%以下とすることが好ましい。
V: 0 to 0.50%
By forming fine carbonitrides in the ferrite, V prevents coarsening of austenite grains during heating and also contributes to an increase in strength after rolling. In order to ensure that these effects are exhibited, the V content is preferably 0.05% or more. However, if V is excessively contained, the amount of carbonitride formed becomes too large, the particle size of the carbonitride also increases, and the wire drawing limit may decrease. Therefore, the V content is preferably 0.50% or less.

Cu:0〜0.20%
Cuは、極細鋼線の耐食性を高める効果がある。この作用を確実に発揮させるには、Cu含有量を0.10%以上とすることが好ましい。しかし、Cuを過剰に含有させると、CuがSと反応して粒界中にCuSとして偏析するため、鋼線材の製造過程で鋼塊や鋼線材などに疵を発生させる場合がある。この様な悪影響を防止するために、Cu含有量は0.20%以下とすることが好ましい。
Cu: 0 to 0.20%
Cu has the effect of increasing the corrosion resistance of ultrafine steel wire. In order to ensure this effect, the Cu content is preferably 0.10% or more. However, if Cu is excessively contained, Cu reacts with S and segregates as CuS in the grain boundaries, which may cause defects in the ingot or steel wire in the process of manufacturing the steel wire. In order to prevent such an adverse effect, the Cu content is preferably 0.20% or less.

Nb:0〜0.10%
Nbは、極細鋼線の耐食性を高める作用がある。この作用を確実に発揮させるには、Nb含有量を0.05%以上とすることが好ましい。一方、Nbを過剰に含有させると、オーステナイトから過冷組織への変態終了時間が長くなり、熱間圧延線材中にマルテンサイトおよびベイナイトなどの過冷組織が生じる場合があるので、Nb含有量は0.10%以下とすることが好ましい。
Nb: 0 to 0.10%
Nb has the effect of increasing the corrosion resistance of ultrafine steel wire. In order to ensure this effect, the Nb content is preferably 0.05% or more. On the other hand, if Nb is excessively contained, the transformation completion time from austenite to the supercooled structure becomes long, and supercooled structures such as martensite and bainite may occur in the hot-rolled wire, so the Nb content is high. It is preferably 0.10% or less.

Mo:0〜0.20%
Moはパーライトの成長界面に偏析し、いわゆるソリュートドラッグ効果によりパーライトの成長を抑制する効果がある。適量のMoを含有させることにより、600℃以上の高温域におけるパーライトの成長のみを抑制することが可能であり、ラメラ間隔が大きいコースパーライトの生成を抑制することができる。また、Moはフェライト生成を抑制する効果および焼き入れ性向上の効果を有し、非パーライト組織の低減にも有効な元素である。これらの効果を確実に発揮させるには、Mo含有量を0.05%以上とすることが好ましい。一方、Moを過剰に含有させると、全温度域におけるパーライト成長が抑制され、パテンティングに長時間を要し、生産性の低下を引き起こすと共に、粗大なMoC炭化物が析出し、鋼線材の伸線加工性が低下する場合がある。したがって、Mo含有量は0.20%以下とすることが好ましい。
Mo: 0 to 0.20%
Mo segregates at the growth interface of pearlite and has the effect of suppressing the growth of pearlite by the so-called solution drug effect. By containing an appropriate amount of Mo, it is possible to suppress only the growth of pearlite in a high temperature region of 600 ° C. or higher, and it is possible to suppress the formation of course pearlite having a large lamella interval. In addition, Mo has an effect of suppressing ferrite formation and an effect of improving hardenability, and is an element effective in reducing non-pearlite structure. In order to ensure that these effects are exhibited, the Mo content is preferably 0.05% or more. On the other hand, when Mo is excessively contained, the growth of pearlite in the entire temperature range is suppressed, the patenting takes a long time, the productivity is lowered, and the coarse Mo 2 C carbide is precipitated to form the steel wire rod. Wire drawing workability may decrease. Therefore, the Mo content is preferably 0.20% or less.

W:0〜0.20%
Wはパーライトの成長界面に偏析し、いわゆるソリュートドラッグ効果によりパーライトの成長を抑制する効果がある。適量のWを含有させることにより、600℃以上の高温域におけるパーライトの成長のみを抑制することが可能であり、ラメラ間隔が大きいコースパーライトの生成を抑制することができる。また、Wはフェライト生成を抑制する効果および焼き入れ性向上の効果を有し、非パーライト組織の低減にも有効な元素である。これらの効果を確実に発揮させるには、W含有量を0.05%以上とすることが好ましい。一方、Wを過剰に含有させると、全温度域におけるパーライト成長が抑制され、パテンティングに長時間を要し、生産性の低下を招くと共に、粗大なWC炭化物が析出し、伸線加工性が低下する場合がある。したがって、W含有量は0.20%以下とすることが好ましい。
W: 0 to 0.20%
W segregates at the growth interface of pearlite and has the effect of suppressing the growth of pearlite by the so-called solution drug effect. By containing an appropriate amount of W, it is possible to suppress only the growth of pearlite in a high temperature region of 600 ° C. or higher, and it is possible to suppress the formation of course pearlite having a large lamella interval. Further, W has an effect of suppressing ferrite formation and an effect of improving hardenability, and is an element effective in reducing non-pearlite structure. In order to ensure that these effects are exhibited, the W content is preferably 0.05% or more. On the other hand, if excessively contained the W, pearlite growth is suppressed in the entire temperature range, a long time is required for patenting, with the productivity is reduced, coarse W 2 C carbides are precipitated, wire drawing Sex may be reduced. Therefore, the W content is preferably 0.20% or less.

B:0〜30ppm
Bは、固溶状態でオーステナイト中に存在する場合、粒界に濃化してフェライト、擬似パーライトおよびベイナイト等の非パーライト析出の生成を抑制する。この効果を確実に発揮させるには、固溶Bの含有量を3ppm以上とすることが必要であり、これを満足するために、B含有量は4ppm以上とすることが好ましい。一方、Bを含有させすぎると、オーステナイト中において粗大なFe(CB)炭化物の析出を促進し、鋼線材の伸線加工性に悪影響を及ぼす場合がある。そのため、B含有量は30ppm以下とすることが好ましい。
B: 0 to 30 ppm
When B is present in austenite in a solid solution state, it concentrates at the grain boundaries and suppresses the formation of non-pearlite precipitates such as ferrite, pseudo-pearlite and bainite. In order to surely exert this effect, the content of the solid solution B needs to be 3 ppm or more, and in order to satisfy this, the B content is preferably 4 ppm or more. On the other hand, if B is contained too much, the precipitation of coarse Fe 3 (CB) 6 carbides in austenite may be promoted, which may adversely affect the wire drawing workability of the steel wire rod. Therefore, the B content is preferably 30 ppm or less.

本実施形態では、CはJIS G 1211−3:2018に、SはJIS G 1215−4:2018に、NはJIS G1228に準拠して測定し、他の元素は、JIS G 1253:2013に準拠して測定する。 In this embodiment, C is measured according to JIS G 1213-1: 2018, S is measured according to JIS G 1215-4: 2018, N is measured according to JIS G 1228, and other elements are measured according to JIS G 1253: 2013. And measure.

本実施形態に係る高炭素鋼線材は、不純物として、例えば、Pb,Ca,Mg,Sb,Bi,As,Ta,Sn,In,Zr,Te,Se,Zn等の元素を含有しても伸線加工性に影響を与えず、特段の問題は生じない。 The high carbon steel wire rod according to the present embodiment is stretched even if it contains elements such as Pb, Ca, Mg, Sb, Bi, As, Ta, Sn, In, Zr, Te, Se, and Zn as impurities. It does not affect the line workability and does not cause any particular problem.

[金属組織]
本実施形態に係る高炭素鋼線材は、金属組織が、面積分率で、パーライトを97.0%以上含有し、残部組織がベイナイト、擬似パーライトおよび初析フェライトからなる。パーライトの面積分率が97.0%未満では、所望の伸線加工性が得られない。パーライトの面積分率は、98.0%以上、99.0%以上が好ましい。残部組織の面積分率は3.0%以下であり、2.0%以下または1.0%以下とすることが好ましい。なお、擬似パーライトとは、フェライト中にセメンタイトが点列状に存在する組織であり、パーライト(フェライトとセメンタイトとからなる層状組織)とはSEM観察で判別できる。
[Metallic structure]
In the high carbon steel wire rod according to the present embodiment, the metal structure contains 97.0% or more of pearlite in terms of area fraction, and the balance structure is composed of bainite, pseudo-pearlite and proeutectoid ferrite. If the surface integral of pearlite is less than 97.0%, the desired wire drawing workability cannot be obtained. The surface integral of pearlite is preferably 98.0% or more and 99.0% or more. The surface integral of the remaining structure is 3.0% or less, preferably 2.0% or less or 1.0% or less. The pseudo-pearlite is a structure in which cementite is present in a dotted line in ferrite, and pearlite (a layered structure composed of ferrite and cementite) can be distinguished from pearlite by SEM observation.

[金属組織の測定方法]
本実施形態において、金属組織の面積分率の測定は以下の方法により行う。
まず、鋼線材の所定の位置から長さ10mmの試料を切り出し、C断面(鋼線材の長手方向に垂直な断面)を観察できるように樹脂埋め込みをした後、アルミナ研磨し、飽和ピクラールにて腐食する。次に、走査型電子顕微鏡(SEM)を用いて、中心から鋼線材半径の25%以内の領域における金属組織について、倍率3000倍で100μm×100μmの領域を少なくとも10視野観察し、パーライト、ベイナイト、擬似パーライトおよび初析フェライトの面積分率を求め、それらの平均を算出することで、各金属組織の面積分率を得る。
[Measurement method of metal structure]
In the present embodiment, the surface integral of the metal structure is measured by the following method.
First, a sample with a length of 10 mm is cut out from a predetermined position of the steel wire, embedded with resin so that the C cross section (cross section perpendicular to the longitudinal direction of the steel wire) can be observed, then polished with alumina and corroded with saturated picral. do. Next, using a scanning electron microscope (SEM), for the metal structure in the region within 25% of the steel wire radius from the center, at least 10 visual fields of 100 μm × 100 μm at a magnification of 3000 times were observed, and pearlite, bainite, etc. The area fraction of each metal structure is obtained by obtaining the area fraction of pseudo-pearlite and bainite and calculating the average of them.

[C断面のC濃度]
17/C:0.99以下
本実施形態に係る高炭素鋼線材は、C断面(鋼線材の長手方向に垂直な断面)で、中心〜中心から鋼線材半径の17%以内の領域における炭素濃度の質量%での平均値をC17とし、C断面全体の炭素濃度の質量%での平均値をCとしたとき、C17/Cが0.99以下である。
C含有量が0.8%以上の鋼線材の製造工程では、熱間圧延後のステルモア処理の際に、鋼線材の中心部に炭素が偏析する。炭素の偏析部には、伸線加工時に断線の起点となる初析セメンタイトが生成しやすくなる。そこで、本実施形態に係る高炭素鋼線材は、C断面で、中心〜中心から鋼線材半径の17%以内の領域におけるC17/Cを0.99以下とすることで、鋼線材中心部における初析セメンタイトの生成を抑制し、伸線加工性を向上させる。C断面の上記領域におけるC17/Cが0.99超では、所望の伸線加工性が得られない。C断面の上記領域におけるC17/Cは、0.98以下、0.97以下とすることが好ましい。
[C concentration in C cross section]
C 17 / C 0 : 0.99 or less The high carbon steel wire rod according to this embodiment has a C cross section (cross section perpendicular to the longitudinal direction of the steel wire rod) in a region within 17% of the steel wire rod radius from the center to the center. When the average value of carbon concentration in mass% is C 17, and the average value of carbon concentration in mass% of the entire C cross section is C 0 , C 17 / C 0 is 0.99 or less.
In the manufacturing process of a steel wire having a C content of 0.8% or more, carbon segregates in the center of the steel wire during the stealmore treatment after hot rolling. Initially deposited cementite, which is the starting point of wire breakage during wire drawing, is likely to be generated in the segregated portion of carbon. Therefore, in the high carbon steel wire rod according to the present embodiment, the C 17 / C 0 in the region from the center to the center within 17% of the steel wire rod radius is set to 0.99 or less in the C cross section, so that the central portion of the steel wire rod Suppresses the formation of pro-eutectoid cementite and improves wire drawing workability. If C 17 / C 0 in the above region of the C cross section exceeds 0.99, the desired wire drawing workability cannot be obtained. C 17 / C 0 in the above region of the C cross section is preferably 0.98 or less and 0.97 or less.

S10/C:0.98以下
本実施形態に係る高炭素鋼線材は、C断面で、表面〜表面から鋼線材半径の10%以下の領域における炭素濃度の質量%での平均値をCS10としたとき、CS10/Cが0.98以下である。CS10/Cを0.98以下とすることで、伸線加工後のワイヤの表層硬さを低下でき、撚り加工の際の縦割れ(デラミネーション)の発生を抑制することができる。
C S10 / C 0 : 0.98 or less The high carbon steel wire rod according to this embodiment has a C cross section, and the average value of the carbon concentration in the region from the surface to the surface to the steel wire rod radius of 10% or less is C. S10 and the time, C S10 / C 0 is 0.98 or less. C S10 / C 0 to be to 0.98 or less, can reduce the surface hardness of the wire after drawing, the occurrence of longitudinal crack during twisting (delamination) can be suppressed.

avek/C:1.10以下
本実施形態に係る高炭素鋼線材では、C断面で、kを1〜Nの自然数とし、中心から(k−1)×30μm〜中心からk×30μmの領域における炭素濃度の質量%での平均値をCavekとしたとき、Cavek/Cを1.10以下としてもよい。Cavek/Cを1.10以下とすることで、鋼線材の伸線加工性をより向上することができる。Cavek/Cが1.10以下であるとは、後述するCave1、Cave2…CaveNのうちの最大値をCで除した値が1.10以下であると換言できる。なお、Nは自然数であり、その上限は鋼線材の半径によって異なる。k=1のとき(Cave1)は、鋼線材の中心〜中心から30μmの領域における炭素濃度の質量%である。
Cable / C 0 : 1.10 or less In the high carbon steel wire rod according to the present embodiment, k is a natural number of 1 to N in the C cross section, and is (k-1) × 30 μm from the center to k × 30 μm from the center. When the average value of the carbon concentration in the region in mass% is Cavek , Cavek / C 0 may be 1.10 or less. By setting Coverk / C 0 to 1.10 or less, the wire drawing workability of the steel wire can be further improved. C and Avek / C 0 is 1.10 or less, can in other words the value which the maximum value was divided by C 0 of C ave1, C ave2 ... C Aven described below is 1.10 or less. N is a natural number, and the upper limit thereof depends on the radius of the steel wire. When k = 1, ( Cave 1) is the mass% of the carbon concentration in the region from the center to the center of the steel wire rod 30 μm.

[C断面の炭素濃度の測定方法]
以下に、本実施形態におけるC断面の炭素濃度(質量%)の測定方法について図1を参照しつつ説明する。図1には、本実施形態に係る高炭素鋼線材100のC断面が示されている。
巻取り後のリング状の鋼線材1リング分を8等分し、これら8本の鋼線材から長さ10mmの試料を切り出す。これら試料のC断面を観察できるように樹脂埋め込みした後、アルミナ研磨し、EPMA(Electron Probe Micro Analyzer)を用いてC断面の炭素濃度を分析する。
EPMAによる炭素濃度分析は、C断面の中心Oから表面までの任意の線分上、例えば図1の線分1上で、スポットサイズ1μm、3μmピッチで線分析を行う。次に、その線分と45°の角をなす線(図1の線分2又は線分8)において同様の線分析を行う。このような線分析をC断面上の8本の線分(図1の線分1〜線分8)で行う。これにより、C断面の中心Oから表面までの8本の線分上における、3μm毎の炭素濃度を得る。
[Measurement method of carbon concentration in C cross section]
Hereinafter, a method for measuring the carbon concentration (mass%) of the C cross section in the present embodiment will be described with reference to FIG. 1. FIG. 1 shows a C cross section of the high carbon steel wire rod 100 according to the present embodiment.
One ring of ring-shaped steel wire after winding is divided into eight equal parts, and a sample having a length of 10 mm is cut out from these eight steel wires. After embedding the C cross section of these samples with resin so that they can be observed, alumina polishing is performed, and the carbon concentration of the C cross section is analyzed using EPMA (Electron Probe Micro Analyzer).
In the carbon concentration analysis by EPMA, a line analysis is performed on an arbitrary line segment from the center O of the C cross section to the surface, for example, on the line segment 1 in FIG. 1, with a spot size of 1 μm and a pitch of 3 μm. Next, the same line analysis is performed on the line forming an angle of 45 ° with the line segment (line segment 2 or line segment 8 in FIG. 1). Such line analysis is performed on eight line segments (line segments 1 to 8 in FIG. 1) on the C cross section. As a result, the carbon concentration every 3 μm is obtained on eight line segments from the center O of the C cross section to the surface.

次に、C断面の中心Oから、1線分上で線分析した10点毎を1組と定義し、各線分上の1組毎の炭素濃度の平均(合計80点毎の平均)を算出することで、中心からk組目(中心から(k−1)×30μm〜中心からk×30μmの領域、図1の領域10)の炭素濃度の平均であるCavekを得る。例えば、中心から1組目のCave1は、線分1〜8上の、1点目から10点目(中心〜30μmの領域)までの炭素濃度の平均であり、中心から2組目のCave2は、線分1〜8上の、11点目から20点目(30〜60μmの領域)までの炭素濃度の平均である。ここで、例えば鋼線材の半径が2mm(2000μm)の場合、中心から67組目では、各線分上の分析点は7点(中心から1980μm位置〜中心から1998μm位置)のみになる。この場合、Cave67は、線分1〜8上の、中心から67組目の計56点における炭素濃度の平均を算出することで得る。
なお、kは1〜Nの自然数であり、鋼線材の半径が2mm(2000μm)の場合のkの上限(N)は67である。
以上の方法で得られたCave1、Cave2…CaveN(Nは線径によって異なる)の平均値を算出することで、C断面全体の炭素濃度の平均値Cを得る。
Next, from the center O of the C cross section, every 10 points line-analyzed on one line segment is defined as one set, and the average carbon concentration of each set on each line segment (average every 80 points in total) is calculated. doing, obtain (from (k-1) × 30 microns to the center from the center k × 30 [mu] m region, region 10 in FIG. 1) from the k-th set around the C Avek is the average of the concentration of carbon. For example, the first set of Cave1 from the center is the average of the carbon concentrations from the first point to the tenth point (the region from the center to 30 μm) on the line segments 1 to 8, and the second set of C from the center. ave2 is the average carbon concentration from the 11th point to the 20th point (region of 30 to 60 μm) on the line segments 1 to 8. Here, for example, when the radius of the steel wire rod is 2 mm (2000 μm), in the 67th set from the center, there are only 7 analysis points on each line segment (1980 μm position from the center to 1998 μm position from the center). In this case, Cave67 is obtained by calculating the average carbon concentration at a total of 56 points in the 67th set from the center on the line segments 1 to 8.
Note that k is a natural number of 1 to N, and the upper limit (N) of k when the radius of the steel wire is 2 mm (2000 μm) is 67.
By calculating the average value of Cave1 , Cave2 ... CaveN (N varies depending on the wire diameter) obtained by the above method, the average value C 0 of the carbon concentration of the entire C cross section is obtained.

次に、C17およびCS10の求め方について説明する。
C断面の中心〜中心から鋼線材半径の17%以内の領域における炭素濃度の平均値C17の算出には、式(r=30×n)を用いる。式中のnに1から順に自然数を代入していき、r(μm)が鋼線材半径の17%を超えない最大n17を求める。上述の方法に得られたCave1、Cave2…CaveNから、Cave1、Cave2…Caven17の平均値を算出することで、C17を得る。
Next, how to obtain C 17 and CS 10 will be described.
The calculation of the average value C 17 in carbon concentration in a region within 17% of the steel wire rod radius from the center-center of C cross-section, using equation (r n = 30 × n) . Continue to substitute the order natural number from 1 to n in the formula, the maximum n 17 where r n ([mu] m) does not exceed 17% of the radial steel wire rod. From C ave1, C ave2 ... C aveN obtained in the method described above, by calculating the average value of C ave1, C ave2 ... C aven17 , obtain C 17.

S10は、式(r=30×n)中のnに1から順に自然数を代入していき、r(μm)が鋼線材半径の90%以上になる最小n90を求める。上述の方法により得られたCave1、Cave2…CaveNから、Caven90、Caven91…CaveNの平均値を算出することで、CS10を得る。 C S10 is gradually substituting the order natural number from 1 to n in formula (r n = 30 × n) , determining the minimum n 90 where r n ([mu] m) is more than 90% of the radius steel wire rod. From C ave1, C ave2 ... C aveN obtained by the above method, by calculating the average value of C aven90, C aven91 ... C aveN , obtain C S10.

線径:4.0〜6.0mm
鋼線材の線径を4.0mm未満にしようとすると、熱間圧延時のハンドリングが困難となる。また、鋼線材の線径が6.0mmであると、伸線加工して極細鋼線を製造する際の加工率が大きくなり、極細鋼線の製造が困難となる。そのため、本実施形態に係る鋼線材の線径は4.0〜6.0mmとする。
Wire diameter: 4.0-6.0 mm
If the wire diameter of the steel wire is made less than 4.0 mm, handling during hot rolling becomes difficult. Further, when the wire diameter of the steel wire is 6.0 mm, the processing rate at the time of wire drawing to manufacture the ultrafine steel wire becomes large, and it becomes difficult to manufacture the ultrafine steel wire. Therefore, the wire diameter of the steel wire rod according to the present embodiment is set to 4.0 to 6.0 mm.

引張強度:1000〜1400MPa
引張強度が1000MPa未満であると、強度が低すぎて、極細鋼線に適用することが困難となる。引張強度が1400MPa超であると、伸線加工して極細鋼線に加工することが困難となる。そのため、本実施形態に係る鋼線材の引張強度は1000〜1400MPaとする。本実施形態では、引張強度はJIS Z 2241:2015に従って測定する。
Tensile strength: 1000 to 1400 MPa
If the tensile strength is less than 1000 MPa, the strength is too low and it becomes difficult to apply it to ultrafine steel wire. If the tensile strength is more than 1400 MPa, it becomes difficult to wire the wire into an ultrafine steel wire. Therefore, the tensile strength of the steel wire rod according to this embodiment is set to 1000 to 1400 MPa. In this embodiment, the tensile strength is measured according to JIS Z 2241: 2015.

[製造方法]
本実施形態に係る高炭素鋼線材の製造方法は、上述の化学組成を有する鋼を連続鋳造するにあたり、鋳型内において凝固界面に20cm/s以上の流速を付与するとともに、凝固が完了する前に鋳片の圧下を行うことが必要である。なお、凝固界面とは、鋳型メニスカス位置〜深さ300mmの範囲である。
[Production method]
In the method for producing a high carbon steel wire rod according to the present embodiment, when continuously casting steel having the above-mentioned chemical composition, a flow velocity of 20 cm / s or more is applied to the solidification interface in the mold, and before solidification is completed. It is necessary to reduce the slab. The solidification interface is in the range from the position of the mold meniscus to the depth of 300 mm.

鋳型内において凝固界面に20cm/s以上の流速を付与する理由は、柱状晶を溶断させる、あるいは等軸晶の生成を促進することで、粒状晶を生成させるためである。粒状晶は炭素の固液分配効果により、周囲の溶鋼に比べて炭素濃度が低く、溶鋼に比べて密度が大きいので凝固中に沈降する。沈降した粒状晶は鋳片の中心部近傍に存在するため、結果としてC17(中心から鋼線材半径の17%以内の領域における炭素濃度の質量%での平均値)を抑制できる。これにより、C17/Cを0.99以下とすることができ、鋼線材の伸線加工性を向上することができる。また、CS10(表面〜表面から鋼線材半径の10%以下の領域における炭素濃度の質量%での平均値)を低減することができ、CS10/Cを0.98以下とすることもできる。 The reason for imparting a flow rate of 20 cm / s or more to the solidification interface in the mold is to generate granular crystals by fusing the columnar crystals or promoting the formation of equiaxed crystals. Due to the solid-liquid distribution effect of carbon, the granular crystals have a lower carbon concentration than the surrounding molten steel and a higher density than the molten steel, so that they settle during solidification. Since the precipitated granular crystals are present near the center of the slab, C 17 (the average value in mass% of the carbon concentration in the region within 17% of the radius of the steel wire from the center) can be suppressed as a result. As a result, C 17 / C 0 can be set to 0.99 or less, and the wire drawing workability of the steel wire can be improved. Also, C S10 (average value in mass% of carbon concentration from the surface - the surface at 10% or less of the area of the steel wire rod radius) can be reduced, also the C S10 / C 0 0.98 or less can.

鋳型内における流速の付与は電磁撹拌によるものでもよく、浸漬ノズル形状の工夫により鋳造時のノズル吐出流を利用してもよく、ガス吹き込み等の外力を利用してもよい。鋳型内における凝固界面での流速は20cm/s以上であればよいが、好ましくは30cm/s以上、さらに好ましくは50cm/s以上であるとよい。鋳型内における凝固界面での流速が20cm/s未満だと柱状晶の溶断効果がなくなり、十分な量の粒状晶を生成させることができず、結果として上記領域における炭素量を低減できない。また、粒状晶の生成促進のためには、鋳造時の溶鋼過熱度(溶鋼温度と液相線温度との差)を30℃以下に制御するとより効果的である。 The flow velocity in the mold may be applied by electromagnetic stirring, the nozzle discharge flow at the time of casting may be used by devising the shape of the immersion nozzle, or an external force such as gas blowing may be used. The flow velocity at the solidification interface in the mold may be 20 cm / s or more, preferably 30 cm / s or more, and more preferably 50 cm / s or more. If the flow velocity at the solidification interface in the mold is less than 20 cm / s, the effect of fusing the columnar crystals is lost, a sufficient amount of granular crystals cannot be generated, and as a result, the amount of carbon in the above region cannot be reduced. Further, in order to promote the formation of granular crystals, it is more effective to control the degree of superheat of molten steel (difference between molten steel temperature and liquidus temperature) at the time of casting to 30 ° C. or lower.

本実施形態に係る高炭素鋼線材の製造方法では、凝固が完了する前に鋳片の圧下を行う。凝固が完了する前に鋳片の圧下を行う理由は、最終凝固部で炭素が濃化した溶鋼を排出し、局所的に炭素濃度が高くなることを防ぐためである。凝固が完了する前に鋳片の圧下を行うとは、中心固相率fsが0.1〜1.0の範囲で圧下を行うという意味である。特に中心固相率fsが0.3〜0.7の範囲で、凝固収縮に見合うだけの圧下を行うことが好ましい。 In the method for producing a high carbon steel wire rod according to the present embodiment, the slab is reduced before solidification is completed. The reason why the slab is reduced before the solidification is completed is to discharge the carbon-concentrated molten steel at the final solidification portion and prevent the carbon concentration from increasing locally. Performing the reduction of the slab before the solidification is completed means that the reduction is performed in the range of the central solid phase ratio fs of 0.1 to 1.0. In particular, it is preferable to reduce the pressure in the range of 0.3 to 0.7 in the central solid phase ratio fs to match the solidification shrinkage.

中心固相率fsは、溶鋼の液相線温度TLと、固相線温度Tsと、鋳片の厚さ方向の中心温度Tとから、fs=(TL−T)/(TL−Ts)で求める。
中心温度Tは、鋳造速度、鋳片の表面冷却、鋳造鋼種の物性等を考慮した非定常伝熱解析計算によって求めることができる。
The central solid phase ratio fs is fs = (TL-T) / (TL-Ts) from the liquidus temperature TL of the molten steel, the solid phase temperature Ts, and the center temperature T in the thickness direction of the slab. demand.
The center temperature T can be obtained by unsteady heat transfer analysis calculation considering the casting speed, surface cooling of the slab, physical properties of the cast steel grade, and the like.

以上の方法で得られた鋳片を、必要に応じて分塊圧延し、その後熱間圧延する。熱間圧延により、線径4.0〜6.0mmまで圧延し、800〜950℃で巻き取った後、ステルモア処理によりパテンティングして、本実施形態に係る高炭素鋼線材を得る。本実施形態に係る高炭素鋼線材の製造方法では、加熱炉における鋼線材の脱炭を更に行うことで、鋼線材の表層(鋼線材表面から半径の10%までの深さの領域)における炭素量をより低減してもよい。 The slabs obtained by the above method are block-rolled, if necessary, and then hot-rolled. A high carbon steel wire rod according to the present embodiment is obtained by rolling to a wire diameter of 4.0 to 6.0 mm by hot rolling, winding at 800 to 950 ° C., and then patenting by a stealmore treatment. In the method for producing a high carbon steel wire according to the present embodiment, carbon in the surface layer of the steel wire (a region having a depth of up to 10% of the radius from the surface of the steel wire) is further performed by further decarburizing the steel wire in the heating furnace. The amount may be further reduced.

次に実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例に限定されるものではなく、本発明の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれる。 Next, the present invention will be described in more detail with reference to examples, but the present invention is not limited to the following examples as well as the present invention, and the present invention is appropriately modified to the extent that it can be adapted to the gist of the present invention. Of course, they are all within the technical scope of the present invention.

表1に示す化学成分の鋼を連続鋳造するに当たり、溶鋼過熱度を10〜25℃に制御し、鋳型内電磁撹拌装置を用いて鋳型メニスカス位置〜深さ300mmの範囲の凝固界面に60cm/sの流速を付与し、中心固相率fsが0.1〜1.0の範囲でロールによる圧下を行った。こうして得られた鋳片を120〜160mm角ビレットに分塊圧延した。なお、表1の「−」は、当該元素の分析限界以下であることを意味する。また、表2のNo.A−3、No.A−4、No.B−3、No.B−4、No.C−3、No.C−4、No.D−3、No.D−4、No.E−3、No.E−4、No.F−3、No.F−4、No.H−3およびNo.I−2は、凝固界面に流速を付与しなかった。 In continuous casting of steel with the chemical components shown in Table 1, the degree of superheat of molten steel is controlled to 10 to 25 ° C, and 60 cm / s is applied to the solidification interface in the range from the position of the mold meniscus to the depth of 300 mm using an in-mold electromagnetic stirrer. The central solid phase ratio fs was reduced by a roll in the range of 0.1 to 1.0. The slab thus obtained was block-rolled into 120-160 mm square billets. In addition, "-" in Table 1 means that it is equal to or less than the analysis limit of the element. In addition, No. in Table 2 A-3, No. A-4, No. B-3, No. B-4, No. C-3, No. C-4, No. D-3, No. D-4, No. E-3, No. E-4, No. F-3, No. F-4, No. H-3 and No. I-2 did not impart a flow rate to the solidification interface.

ビレットの幅と厚み方向の中心部の1mm×1mmの領域の炭素量をEPMAにてスポットサイズ1μm、ステップ3μmで分析した平均値をそのビレットのレードル値(溶鋼成分の分析値)で除した値を算出することで、ビレット中心部の炭素の偏析度を得た。得られたビレット中心部の炭素の偏析度を表2に示す。 The value obtained by dividing the carbon content of the 1 mm × 1 mm region in the center of the billet width and thickness direction by the ladle value (analyzed value of molten steel component) of the billet, which is the average value analyzed by EPMA with a spot size of 1 μm and a step of 3 μm. Was calculated to obtain the degree of segregation of carbon in the center of the billet. Table 2 shows the degree of segregation of carbon in the center of the obtained billet.

このビレットを加熱後、熱間圧延により表2に示す線径の鋼線材とし、表2に示す温度で巻き取り後、ステルモア処理によって、パテンティング処理を施した。なお、鋼線材の線径は、レーザー線径測定装置により測定した。 After heating this billet, it was hot-rolled to obtain a steel wire having a wire diameter shown in Table 2, wound at the temperature shown in Table 2, and then subjected to a patenting treatment by a stealmore treatment. The wire diameter of the steel wire was measured by a laser wire diameter measuring device.

鋼線材の金属組織の測定は、上述の方法により行った。得られたパーライトの面積分率を表2に示す。なお、パーライト以外の残部組織は、ベイナイト、擬似パーライトおよび初析フェライトの1種以上であった。 The metallographic structure of the steel wire was measured by the method described above. The surface integral of the obtained pearlite is shown in Table 2. The remaining structure other than pearlite was one or more of bainite, pseudo-pearlite and proeutectoid ferrite.

また、上述の方法により、鋼線材のC断面における炭素濃度(C17、C、CaveおよびCS10)を測定した。測定して得られた炭素濃度から、C17/C、Cave/CおよびCS10/Cを算出した。得られたC17/C、Cave/CおよびCS10/Cを表2に示す。 In addition, the carbon concentration (C 17 , C 0 , Ave and CS 10 ) in the C cross section of the steel wire was measured by the above method. From the carbon concentration obtained by the measurement, C 17 / C 0 , Ave / C 0 and CS 10 / C 0 were calculated. The obtained C 17 / C 0 , Ave / C 0 and CS 10 / C 0 are shown in Table 2.

鋼線材の引張強度は、JIS Z 2241:2015に従って測定した。引張強度が1000MPa〜1400MPaの場合を本発明で規定する条件を満たすとして合格と判定した。 The tensile strength of the steel wire was measured according to JIS Z 2241: 2015. When the tensile strength was 1000 MPa to 1400 MPa, it was judged to be acceptable as satisfying the condition specified in the present invention.

鋼線材の伸線加工性は、スケールを酸洗にて除去した後、ボンデ処理によりリン酸亜鉛皮膜を付与した長さ10mの鋼線材を用意し、アプローチ角20度のダイスで1パス当たりの減面率16〜20%の単頭式伸線加工を行い、断線の発生する限界真ひずみ(2×ln(d/d)、d:断線時の線径、d:伸線加工前の線径、lnは自然対数)で評価した。 For the wire drawing workability of the steel wire, after removing the scale by pickling, prepare a steel wire with a length of 10 m to which a zinc phosphate film is applied by bonding, and use a die with an approach angle of 20 degrees per pass. Single-headed wire drawing with a surface reduction rate of 16 to 20% is performed, and the critical true strain at which disconnection occurs (2 x ln (d 0 / d), d: wire diameter at the time of disconnection, d 0 : before wire drawing. The wire diameter and ln were evaluated by the natural logarithm).

Figure 2021195566
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Figure 2021195566
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表1において、鋼A〜F、H、IおよびLは本発明で規定する化学組成を満足する鋼であり、鋼G、J、K、MおよびNは本発明で規定する化学組成を満足しない鋼である。 In Table 1, steels A to F, H, I and L are steels satisfying the chemical composition specified in the present invention, and steels G, J, K, M and N do not satisfy the chemical composition specified in the present invention. It is steel.

表2において、No.A−1、No.A−2、No.B−1、No.B−2、No.C−1、No.C−2、No.D−1、No.D−2、No.E−1、No.E−2、No.F−1、No.F−2、No.H−1、No.H−2、No.I−1およびNo.L−1は、化学組成、金属組織およびC断面の炭素濃度が本発明で規定する条件を満たす本発明例であり、優れた伸線加工性が得られた例である。一方、表2のNo.A−3、No.A−4、No.B−3、No.B−4、No.C−3、No.C−4、No.D−3、No.D−4、No.E−3、No.E−4、No.F−3、No.F−4、No.G−1、No.H−3、No.I−2、No.J−1、No.K−1、No.M−1およびNo.N−1は、化学組成、金属組織およびC断面の炭素濃度のいずれか1つ以上が本発明で規定する条件を外れる比較例であり、伸線加工性が劣った例である。表2の発明例および比較例について、引張強度と20度アプローチ角のダイスによる伸線加工において断線する限界の真ひずみとの関係を図2に示す。図2によれば、発明例は、その発明例と同程度の引張強度(TS)を有する比較例に比べて優れた伸線加工性を有することが分かる。 In Table 2, No. A-1, No. A-2, No. B-1, No. B-2, No. C-1, No. C-2, No. D-1, No. D-2, No. E-1, No. E-2, No. F-1, No. F-2, No. H-1, No. H-2, No. I-1 and No. L-1 is an example of the present invention in which the chemical composition, the metal structure, and the carbon concentration of the C cross section satisfy the conditions specified in the present invention, and is an example in which excellent wire drawing processability is obtained. On the other hand, No. in Table 2 A-3, No. A-4, No. B-3, No. B-4, No. C-3, No. C-4, No. D-3, No. D-4, No. E-3, No. E-4, No. F-3, No. F-4, No. G-1, No. H-3, No. I-2, No. J-1, No. K-1, No. M-1 and No. N-1 is a comparative example in which any one or more of the chemical composition, the metal structure, and the carbon concentration of the C cross section does not meet the conditions specified in the present invention, and is an example in which the wire drawing processability is inferior. For the invention examples and comparative examples in Table 2, FIG. 2 shows the relationship between the tensile strength and the true strain at the limit of wire breakage in wire drawing with a die having a 20-degree approach angle. According to FIG. 2, it can be seen that the invention example has excellent wire drawing workability as compared with the comparative example having the same tensile strength (TS) as the invention example.

No.A−3、およびNo.E−3は、C17/Cが0.99超であり、CS10/Cが0.98超であり、かつCavek/Cの最大値が1.10を超えたため、初析セメンタイトが中心部の広い範囲で生成し、同程度の引張強度を有する発明例と比較した場合に、断線発生時の真ひずみが低かった例である。
No.B−3、No.C−3およびNo.F−4はC17/Cが0.99超であり、CS10/Cが0.98超であったため、初析セメンタイトが中心部の広い範囲で生成し、同程度の引張強度を有する発明例と比較した場合に、断線発生時の真ひずみが低かった例である。
No.A−4、No.B−4、No.C−4、No.D−3、No.E−4、No.F−3、No.H−3およびNo.I−2はC17/Cが0.99を超えたため、初析セメンタイトが生成し、同程度の引張強度を有する発明例と比較した場合に、断線発生時の真ひずみが低かった例である。
No. A-3 and No. In E-3, C 17 / C 0 was more than 0.99, CS 10 / C 0 was more than 0.98, and the maximum value of Cavek / C 0 was more than 1.10. This is an example in which the true strain at the time of disconnection was low when compared with the invention example in which cementite was generated in a wide range in the central portion and had the same tensile strength.
No. B-3, No. C-3 and No. Since C 17 / C 0 was more than 0.99 and CS 10 / C 0 was more than 0.98 in F-4, proeutectoid cementite was generated in a wide range in the center, and the same tensile strength was obtained. This is an example in which the true strain at the time of disconnection was low when compared with the example of the invention having the invention.
No. A-4, No. B-4, No. C-4, No. D-3, No. E-4, No. F-3, No. H-3 and No. In I-2, since C 17 / C 0 exceeded 0.99, proeutectoid cementite was generated, and when compared with the invention example having the same tensile strength, the true strain at the time of disconnection was low. be.

No.G−1はC含有量が過剰であったため、CS10/Cが0.98超となり、ステルモアでは初析セメンタイトの生成を抑制できず、断線発生時の真ひずみが非常に低かった例である。
No.J−1はSi含有量が過剰であったため、CS10/Cが0.98超となり、また非パーライト組織(初析フェライト)の析出を抑制できず、パーライトの面積分率が不足し、断線発生時の真ひずみが低かった例である。
No.K−1はSi含有量およびMn含有量が過剰であったため、ミクロマルテンサイトの生成を抑制できず、パーライトの面積分率が不足し、断線発生時の真ひずみが低かった例である。
No.M−1はO含有量が過剰であったため、断線発生時の真ひずみが低かった例である。
No.N−1はN含有量が過剰であったため、断線発生時の真ひずみが低かった例である。
No. For G-1 was excessive C content, C S10 / C 0 is 0.98 ultra next can not suppress the generation of pro-eutectoid cementite in Suterumoa, a true strain was very low example when disconnection occurs be.
No. Since J-1 was excessive Si content, C S10 / C 0 is 0.98 ultra next, also can not suppress the precipitation of non-pearlite structures (pro-eutectoid ferrite), area fraction of pearlite is insufficient, This is an example in which the true strain at the time of disconnection was low.
No. Since K-1 had an excessive Si content and Mn content, the formation of micromartensite could not be suppressed, the surface integral of pearlite was insufficient, and the true strain at the time of disconnection was low.
No. M-1 is an example in which the true strain at the time of disconnection was low because the O content was excessive.
No. N-1 is an example in which the true strain at the time of disconnection was low because the N content was excessive.

本発明に係る上記態様によれば、伸線加工性に優れた高炭素鋼線材を提供することができる。上記態様に係る高炭素鋼線材は、ダイレクト伸線特性、いわゆる生引き性に優れるため、スチールコードおよびソーイングワイヤなどに好適に適用できる。 According to the above aspect according to the present invention, it is possible to provide a high carbon steel wire rod having excellent wire drawing workability. Since the high carbon steel wire rod according to the above aspect is excellent in direct wire drawing property, so-called raw pullability, it can be suitably applied to steel cords, sewing wires and the like.

10 中心から(k−1)×30μm〜中心からk×30μmの領域
100 高炭素鋼線材
10 Area from center (k-1) x 30 μm to center k x 30 μm 100 High carbon steel wire

Claims (3)

質量%で、
C:0.80〜1.20%、
Si:0.10%以上、0.30%未満、
Mn:0.10〜1.00%、
N:40ppm以下、
O:40ppm以下、
P:0.020%以下、および
S:0.020%以下を含有し、
残部はFe及び不純物からなり、
金属組織が、面積分率で、パーライトを97.0%以上含有し、残部がベイナイト、擬似パーライトおよび初析フェライトからなり、
C断面で、中心〜前記中心から鋼線材半径の17%以内の領域における炭素濃度の質量%での平均値をC17とし、表面〜前記表面から前記鋼線材半径の10%以下の領域における炭素濃度の質量%での平均値をCS10とし、前記C断面全体の炭素濃度の質量%での平均値をCとしたとき、C17/Cが0.99以下、CS10/Cが0.98以下であり、
線径が4.0〜6.0mm、引張強度が1000〜1400MPaであることを特徴とする、伸線加工性に優れた高炭素鋼線材。
By mass%,
C: 0.80-1.20%,
Si: 0.10% or more, less than 0.30%,
Mn: 0.10 to 1.00%,
N: 40 ppm or less,
O: 40 ppm or less,
P: 0.020% or less, and S: 0.020% or less,
The rest consists of Fe and impurities
The metallographic structure contains 97.0% or more of pearlite in area fraction, and the balance consists of bainite, pseudo-pearlite and proeutectoid ferrite.
In the C cross section, the average value in mass% of the carbon concentration in the region from the center to within 17% of the radius of the steel wire is defined as C 17, and the carbon in the region from the surface to the surface to 10% or less of the radius of the steel wire. the average value of the mass percent concentration of C S10, when the average value of the percentage by weight of carbon concentration of the entire C cross section and C 0, C 17 / C 0 is 0.99 or less, C S10 / C 0 Is 0.98 or less,
A high carbon steel wire having excellent wire drawing workability, characterized in that the wire diameter is 4.0 to 6.0 mm and the tensile strength is 1000 to 1400 MPa.
質量%で、
Al:0%超、0.010%以下、
Ti:0%超、0.010%以下、
Cr:0%超、0.50%以下、
Ni:0%超、0.50%以下、
Co:0%超、0.50%以下、
V:0%超、0.50%以下、
Cu:0%超、0.20%以下、
Nb:0%超、0.10%以下、
Mo:0%超、0.20%以下、
W:0%超、0.20%以下および
B:0ppm超、30ppm以下
よりなる群から選択される少なくとも1種以上を含有することを特徴とする請求項1に記載の伸線加工性に優れた高炭素鋼線材。
By mass%,
Al: Over 0%, 0.010% or less,
Ti: Over 0%, 0.010% or less,
Cr: Over 0%, 0.50% or less,
Ni: Over 0%, 0.50% or less,
Co: Over 0%, 0.50% or less,
V: Over 0%, 0.50% or less,
Cu: Over 0%, 0.20% or less,
Nb: Over 0%, 0.10% or less,
Mo: Over 0%, 0.20% or less,
The excellent wire drawing workability according to claim 1, wherein it contains at least one selected from the group consisting of W: more than 0% and 0.20% or less and B: more than 0 ppm and 30 ppm or less. High carbon steel wire rod.
前記C断面で、kを1〜Nの自然数とし、前記中心から(k−1)×30μm〜前記中心からk×30μmの領域における炭素濃度の質量%での平均値をCavekとしたとき、Cavek/Cが1.10以下であることを特徴とする、請求項1または2に記載の伸線加工性に優れた高炭素鋼線材。 In the C cross section, when k is a natural number of 1 to N and the average value in mass% of the carbon concentration in the region from (k-1) × 30 μm from the center to k × 30 μm from the center is Cavek . The high carbon steel wire rod having excellent wire drawing workability according to claim 1 or 2, wherein Cavek / C 0 is 1.10 or less.
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