JP4464511B2

JP4464511B2 - Method for producing high-strength ultrafine steel wire with excellent ductility and fatigue properties

Info

Publication number: JP4464511B2
Application number: JP2000030144A
Authority: JP
Inventors: 敏三樽井; 直紀丸山
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2000-02-08
Filing date: 2000-02-08
Publication date: 2010-05-19
Anticipated expiration: 2020-02-08
Also published as: JP2001220649A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、スチールタイヤコード、スチールベルトコード等の素線として使用され、延性及び疲労特性に優れた引張強さが４２００ＭＰａ以上の高強度極細鋼線に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
軽量化などのために極細鋼線に対する高強度化の要求は一段と高まっている。従来、自動車用タイヤ、産業用各種ベルト類などの補強用に使用されている極細鋼線は、高炭素鋼の熱間圧延線材から中間伸線、パテンティング処理を繰り返し所定の線径にした後、最終パテンティング処理を行い、伸線加工性及びゴムとの接着性を向上させるめっき処理を施し所定の線径まで湿式伸線加工することにより製造される。例えばスチールタイヤコードは、上記のように製造される素線を最終的にダブルツイスタなどの撚り線機を用いて撚り線加工することによって製造される。
【０００３】
上記のような製造工程において、極細鋼線の高強度化を図るためには、最終パテンティング処理後の強度を上げるか、最終の伸線加工歪みを増加させる必要がある。ところが、最終パテンティング処理後の強度ないしは伸線加工歪を増加させて極細鋼線の高強度化を図っても、強度が４２００ＭＰａを超えると延性の低下が著しく（デラミネーションの発生）、実用化することが極めて困難となる。更に、極細鋼線を高強度化しても疲労特性は向上せず、むしろ劣化するという問題点があり、極細鋼線の高強度化を阻害する要因の一つであった。
【０００４】
これに対して、延性低下の少ない高強度化手段の従来の知見としては、例えば特開昭６０−２０４８６５号、特開昭６３−２４０４６号、特公平３−２３６７４号の各公報にはそれぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ等の化学成分を規制した高強度で高延性の極細鋼線用高炭素線材が提案されている。しかし、これらの公報で開示されている実施例からもわかるように鋼線の引張強さは最大でも３５００〜３６００ＭＰａであり、極細鋼線の高強度化には限界があった。また、特開平６−１４５８９５号公報では化学成分と非金属介在物組成及び初析セメンタイトの面積分率を制御した高強度高靭性鋼線材が提案されている。更に、特開平７−１１３１１９号公報では鋼の化学成分と最終ダイスでの減面率を制御する高強度高靭延性極細鋼線の製造方法が開示されている。しかし、いずれの技術でも引張強さが４２００ＭＰａを超えると高延性を有する極細鋼線を実現することは困難であった。一方、極細鋼線の疲労特性を向上させる手段として、例えば特開平２−１７９３３３号公報には極細鋼線にショットピーニング処理を適用する技術が開示されており、極細線表面層の引張残留応力を圧縮残留応力に改善して耐疲労性の高い極細鋼線を製造する方法が提案されている。本発明者らの詳細な試験によれば、ショットピーニング処理によって極細鋼線表面の引張残留応力を圧縮残留応力に改善することは可能であるが、圧縮残留応力に変えるためには非常に強いショットピーニング処理が必要である。このようなショットピーニング処理を行うと、伸線加工によって非常に薄くなった極細鋼線表層のブラスめっき層が剥離してしまい、ゴムとの密着性が劣化するという問題点が生じ、極細鋼線の疲労特性を改善するためには限界があった。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は上記の如き実状に鑑みなされたものであって、線径が０．０５〜０．４ｍｍの極細鋼線を高強度化する際に問題となる延性低下と疲労特性の劣化を防止し、強度が４２００ＭＰａ以上で且つ延性と疲労特性に優れた高強度極細鋼線の製造方法を提供することを目的とするものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは高炭素極細鋼線の高強度化の阻害要因である延性の支配要因について種々解析した結果、伸線加工中に生じる不均一なセメンタイト分解が延性に対して著しく影響することを見出した。即ち、伸線加工歪みの増加とともにセメンタイトが分解しフェライト中のＣ濃度は増加していくが、このセメンタイト分解が場所によって不均一に生じるためにＣ濃度が不均一となり、この結果、高強度鋼線の延性が低下すると言う全く新たな事実を見出した。更に、高強度極細鋼線の疲労特性に対してもセメンタイト分解挙動が大きく影響し、フェライト中のＣ濃度が不均一であると疲労強度が低下することを初めて明らかにした。
【０００７】
以上の新知見に基づき、強加工したパーライト組織におけるフェライト中の最大と最小のＣ濃度差を低減すれば、高強度極細鋼線の延性低下を防止することができるとともに疲労強度も大幅に向上するとの結論に達し本発明をなしたものである。
【０００８】
本発明の要旨とするところは、質量％で、Ｃ：０．８５〜１．１％、Ｓｉ：０．０５〜２．０％、Ｍｎ：０．２〜２．０％を含有するし、あるいは更に、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｖ：０．０１〜０．５％、Ｎｂ：０．００１〜０．１％の１種または２種以上を含むとともに残部はＦｅ及び不可避的不純物からなり、伸線加工されたパーライト組織を有し、かつフェライト中のＣ濃度の最大値と最小値の差が１．３原子％以下である極細鋼線の製造方法であって、上記化学成分を有する鋼線に、パテンティング材強度が１４５０ＭＰａ以上になるように最終パテンティング処理を行い、真歪３．５以上、５．５以下の伸線加工を行い、かつ、該伸線加工中に矯直加工を行う工程、及び、該伸線加工後、矯直加工を施し、更に１５０〜５００℃の温度に加熱する工程、の一方又は双方を行うことを特徴とする延性及び疲労特性の優れた高強度極細鋼線の製造方法、更に、最終パテンティング処理以降の製造工程で、下記のＢ〜Ｇ、Ｉのうち、２種以上を組み合わせることを特徴とする請求項１又は２に記載の延性及び疲労特性の優れた高強度極細鋼線の製造方法にある。
ここで、
Ｂ：アプローチ角度が８〜１２°、ベアリング長さが０．２〜０．５Ｄ（Ｄ：ダイス径）であるダイスを用いて伸線加工を行う、
Ｃ：ダイヤモンドダイスを使用する、
Ｄ：伸線材の温度を５０℃以下に制御して伸線加工を行う、
Ｅ：ダイスと伸線材の摩擦係数が０．１以下の潤滑剤を使用する、
Ｆ：伸線加工において、真歪みが１までの伸線加工の初期は、１ダイス当たりの減面率を２０〜４０％にするが、合計で真歪みが３．５以上の伸線加工とする、
Ｇ：最終ダイスの減面率を１０％以下にする、
Ｉ：伸線加工後、２００〜５００℃の温度に加熱する、
である。
【０００９】
ここで、伸線加工されたパーライト組織とは、パテンティング処理でパーライト組織にした後に真歪みで３．５以上の伸線加工をした組織を意味する。
【００１０】
【発明の実施の形態】
以下に本発明を詳細に説明する。
【００１１】
はじめに、本発明の成分限定理由について述べる。
【００１２】
Ｃ：Ｃはパテンティング処理後の引張強さの増加及び伸線加工硬化率を高める効果があり、より少ない伸線加工歪で極細鋼線の引張強さを高めることができる。Ｃが０．８５％未満では本発明で目的とする４２００ＭＰａ以上の高強度の極細鋼線を製造することが困難となり、一方、１．１％を超えるとパテンティング処理時に初析セメンタイトがオーステナイト粒界に析出して伸線加工性が劣化し伸線加工工程あるいは撚り線加工工程で断線が頻発するため、Ｃを０．８５〜１．１％の範囲に限定した。
【００１３】
Ｓｉ：Ｓｉはパーライト中のフェライトを強化させるためと鋼の脱酸のために有効な元素である。０．０５％未満では上記の効果が期待できず、一方２．０％を超えると伸線加工性に対して有害な硬質のＳｉＯ₂系介在物が発生しやすくなるため、０．０５〜２．０％の範囲に制限した。
【００１４】
Ｍｎ：Ｍｎは脱酸、脱硫のために必要であるばかりでなく、鋼の焼入性を向上させパテンティング処理後の引張強さを高めるために有効な元素であるが、０．２％未満では上記の効果が得られず、一方２．０％を超えると上記の効果が飽和しさらにパテンティング処理時のパーライト変態を完了させるための処理時間が長くなりすぎて生産性が低下するため、０．２〜２．０％の範囲に限定した。
【００１５】
本発明による高強度極細鋼線においては、上記の元素に加えて、更にＣｒ：０．０５〜２．０％、Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｖ：０．０１〜０．５％、Ｎｂ：０．００１〜０．１％の範囲で１種または２種以上を含有することができる。
【００１６】
Ｃｒ：Ｃｒはパーライトのセメンタイト間隔を微細化しパテンティング処理後の引張強さを高めるとともに特に伸線加工硬化率を向上させる有効な元素であるが、０．０５％未満では前記作用の効果が少なく、一方２．０％を越えるとパテンティング処理時のパーライト変態終了時間が長くなり生産性が低下するため、０．０５〜２．０％の範囲に限定した。
【００１７】
Ｎｉ：Ｎｉはパテンティング処理時に変態生成するパーライトを伸線加工性の良好なものにする作用を有するが、０．１％未満では上記の効果が得られず、１．０％を超えても添加量に見合うだけの効果が少ないためこれを上限とした。
【００１８】
Ｖ：Ｖはパーライトのセメンタイト間隔を微細化しパテンティング処理後の引張強さを高める効果があるが、この効果は０．０１％未満では不十分であり、一方０．５％を超えると効果が飽和するため０．０１〜０．５％の範囲に制限した。
【００１９】
Ｎｂ：ＮｂはＶと同様にパーライトのセメンタイト間隔を微細化しパテンティング処理後の引張強さを高める効果があるが、０．００１％未満では不十分であり、一方０．１％を超えて添加しても効果が飽和するため０．００１〜０．１％の範囲に制限した。
【００２０】
他の元素は特に限定しないが、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｎ：０．００７０％以下が望ましい範囲である。これらの元素は、不可避的不純物元素として鋼中に含有される。また、Ａｌは０．００５％を超えると鋼中の介在物の中で最も硬質なＡｌ₂Ｏ₃系介在物が生成しやすくなり、伸線加工あるいは撚り線加工の際の断線原因となるため、０．００５％以下が好ましい範囲である。
【００２１】
次に、本発明で目的とする高強度極細鋼線の延性低下の防止と疲労強度を向上させる上で極めて重要となるパーライト組織におけるフェライト中のＣ濃度差の限定理由について述べる。
【００２２】
本発明では鋼線の延性をねじり試験を用いて、デラミネーション発生の有無で評価している。ここで、デラミネーションが発生する鋼線は延性が低いことを意味している。
【００２３】
図１は種々の条件で伸線加工を行った線径が０．２０ｍｍの極細鋼線におけるフェライト中の最大と最小のＣ濃度差とデラミネーション発生の有無の関係について解析した一例である。極細鋼線の引張強さは、鋼の化学成分、伸線加工歪み及び伸線加工方法を変化させることによって、４７００〜４８００ＭＰａに調整したものである。同図から明らかなように、強加工を受けたパーライト組織におけるフェライト中のＣ濃度差が１．３原子％を超えるとデラミネーションが発生することがわかる。また、極細鋼線の線径、強度を種々に変化させた場合についても全く同様の結果が得られた。
【００２４】
更に、図２に高強度極細鋼線の疲労強度とフェライト中のＣ濃度差の関係について解析した一例を示す。疲労強度は、温度が２０〜２５℃、湿度が５０〜６０％の環境での１０⁷サイクルの回転曲げ疲労試験で評価した結果であり、試料は図１で示したものと同一である。最大と最小のＣ濃度差が増加するほど疲労強度が低下することがわかる。特に、Ｃ濃度差が１．３原子％を超えると疲労強度が低下する傾向が強くなる。以上のようなデラミネーション発生と疲労強度に及ぼすＣ濃度差の影響の解析結果から、フェライト中の最大と最小のＣ濃度差を１．３原子％以下に制限した。ねじり試験におけるねじり回数を高める点で、好ましいＣ濃度差は１．０原子％以下である。
【００２５】
上記のようにセメンタイト分解の不均一性に起因して生じるフェライト中のＣ濃度の不均一性は、延性指標であるデラミネーション発生特性及び疲労強度に対して大きく影響する。この原因は以下のように考えられる。セメンタイトが分解することにより生じた固溶Ｃは、伸線加工によって生じたフェライト中の高密度の転位に偏析し、転位を固着していると考えられる。フェライト中のＣ濃度が場所によって異なることは、Ｃによる転位固着強化量が場所によって異なり、ミクロ的な強度の不均一性が起きていることを意味している。Ｃ濃度差が大きな鋼線をねじり試験すると、強度の低い領域、即ちＣ濃度の低い領域にねじり変形が集中するために亀裂が発生し、デラミネーションが起きるものと考えている。これに対して、Ｃ濃度差が小さければ、強度が均一であるために、ねじり変形は一様になりデラミネーションは発生しなくなる。また、疲労破壊に対しても同様であり、フェライト中のＣ濃度の不均一性が増加、即ち強度の不均一性が増加すると、疲労による変形が一様でなくなるために、高炭素鋼線の高強度下に対応した疲労強度の増加が得られなくなると考えている。
【００２６】
フェライト中のＣ濃度は、アトムプローブ電界イオン顕微鏡を用いれば、簡単に且つ正確に測定することができる。本発明において、フェライト中のＣ濃度Ｘは、アトムプローブ電界イオン顕微鏡による分析から、全検出イオン数をＹ（ｔｏｔａｌ）、Ｃの検出イオン数をＹ（ｃａｒｂｏｎ）とした時に、下式により求めた。
Ｘ＝［Ｙ（ｃａｒｂｏｎ）／Ｙ（ｔｏｔａｌ）］×１００（原子％）
また、フェライト中のＣ濃度の最大値と最小値は、同一の鋼線から採取した１０本以上の試料を用いて、フェライト領域のＣ分析を行い求めた。
【００２７】
次に、引張強さが４２００ＭＰａ以上の高強度を達成すべく真歪３．５以上の伸線加工で、強加工された極細鋼線のパーライト組織におけるフェライト中のＣ濃度差を１．３原子％以下に制御するために、最終パテンティング処理以降の製造工程で下記のＡ〜Ｊの製造方法を採用することができ、それぞれ単独ではなく、組み合わせることが重要である。なお、伸線加工としては、真歪３．５以上、５．５以下とすることが好ましい。Ｃ濃度差が１．３原子％以下の極細鋼線を製造するためには、Ａ〜Ｊの内、４種類以上、好ましくは５種類以上の方法を組み合わせることが良い。
【００２８】
Ａ：鋼の化学成分と最終パテンティング処理条件を最適化することにより、パテンティング材強度を１４５０ＭＰａ以上にする。パテンティング処理は、ベイナイトが生成しない温度で行うことが重要であり、５５０℃〜６００℃で行うことが好ましい条件である。
【００２９】
Ｂ：アプローチ角度が８〜１２°、ベアリング長さが０．２〜０．５Ｄ（Ｄ:ダイス径）であるダイスを用いて伸線加工を行う。
【００３０】
Ｃ：超硬ダイスではなく、ダイヤモンドダイスを使用する。
【００３１】
Ｄ：伸線による加工発熱を抑える。好ましくは、伸線材の温度を５０℃以下に制御して伸線加工を行う。
【００３２】
Ｅ：潤滑能力の高い潤滑剤を使用する。好ましくは、ダイスと伸線材の摩擦係数が０．１以下の潤滑剤を使用する。
【００３３】
Ｆ：伸線加工において、真歪みが１までの伸線加工の初期は、１ダイス当たりの減面率を２０〜４０％にするが、合計で真歪みが３．５以上の伸線加工とする。
【００３４】
Ｇ：最終ダイスの減面率を１０％以下にする。
【００３５】
Ｈ：伸線加工中に矯直加工を行う工程を１回以上入れる。
【００３６】
Ｉ：伸線加工後、２００〜５００℃の温度に加熱する。
【００３７】
Ｊ：伸線加工後、矯直加工を施し、更に１５０〜５００℃の温度に加熱する。
【００３８】
【実施例】
以下、実施例により本発明の効果を更に具体的に説明する。
【００３９】
表１に供試材の化学組成を示す。これらの供試材を用いて線径が０．１２〜０．３６ｍｍのブラスめっきを有する極細鋼線を試作した。表２に極細鋼線の製造条件及び引張強さ、フェライト中の最大と最小のＣ濃度及びＣ濃度差、ねじり試験におけるデラミネーション発生の有無、疲労強度を示す。同表において、その他の伸線条件の記号であるＢ〜Ｊは前述した内容である。ねじり試験は、試験片の両端を線径の１００倍のつかみの間隔で固定した条件で行った。また、疲労強度は、温度が２０〜２５℃、湿度が５０〜６０％の環境での１０⁷サイクルの回転曲げ疲労試験で評価した結果である。
【００４０】
【表１】

【００４１】
【表２】

【００４２】
表２において、試験Ｎｏ．１、３〜１７が本発明例であり、Ｎｏ．２は参考例で、その他は比較例である。本発明例、比較例とも全て伸線加工されたパーライト組織を有していた。同表に見られるように、本発明例はいずれも引張強さが４２００ＭＰａ以上であるとともにフェライト中のＣ濃度差が１．３原子％以下に制御されている。この結果、高強度であるにもかかわらず、ねじり試験においてデラミネーションの発生が無く高延性の極細鋼線が実現できている。更に、極細鋼線の高強度化に対応した高い疲労強度も達成されている。
【００４３】
これに対して比較例であるＮｏ．２７、２９は、いずれも鋼の化学成分が不適切な例である。即ち、Ｎｏ．２７はＣ量が０．７１％と低いために４２００ＭＰａ以上の高強度化が達成できていない例である。更に、Ｎｏ．２９はＣ含有量が高すぎるためにパテンティング処理時に初析セメンタイトが析出した例である。この結果、伸線加工性が劣化し、伸線加工時に断線が頻発したものである。
【００４４】
また、比較例であるＮｏ．１８〜２６、２８、３０〜３３は、いずれの極細鋼線もフェライト中のＣ濃度差が１．３原子％を超えているため、デラミネーションが発生し、更に疲労強度も本発明例に比べ大幅に低下した。
【００４５】
【発明の効果】
以上の実施例からも明かなように、本発明は引張強さが４２００ＭＰａ以上の高強度極細鋼線における延性低下（デラミネーション発生）と疲労強度低下の両者に対して、フェライト中の最大Ｃ濃度と最小Ｃ濃度のＣ濃度差を低減することが極めて有効であることを見出し、高延性で且つ疲労強度の高い高強度極細鋼線を実現してものであり、産業上の効果は極めて顕著なものがある。
【図面の簡単な説明】
【図１】極細鋼線のフェライト中のＣ濃度差（最大と最小の差）とデラミネーション発生の有無の関係について解析した一例の図である。
【図２】極細鋼線のフェライト中のＣ濃度差（最大と最小の差）と疲労強度の関係について解析した一例の図である。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a high-strength ultrafine steel wire that is used as a strand of a steel tire cord, a steel belt cord or the like and has an excellent ductility and fatigue characteristics and has a tensile strength of 4200 MPa or more.
[0002]
[Prior art]
The demand for higher strength for ultra fine steel wires is increasing for weight reduction. Conventionally, ultra-fine steel wires used for reinforcement of automobile tires, various industrial belts, etc., after hot rolling wire rods of high carbon steel are repeatedly subjected to intermediate wire drawing and patenting treatment to a predetermined wire diameter It is manufactured by performing a final patenting process, performing a plating process for improving the wire drawing workability and the adhesion to rubber, and performing wet wire drawing to a predetermined wire diameter. For example, a steel tire cord is manufactured by finally twisting a wire manufactured as described above using a twisting machine such as a double twister.
[0003]
In the manufacturing process as described above, in order to increase the strength of the ultra fine steel wire, it is necessary to increase the strength after the final patenting process or increase the final wire drawing distortion. However, even if the strength after the final patenting process or the wire drawing strain is increased to increase the strength of the ultrafine steel wire, if the strength exceeds 4200 MPa, the ductility significantly decreases (occurrence of delamination). It becomes extremely difficult to do. Further, even if the strength of the ultrafine steel wire is increased, the fatigue characteristics are not improved, but rather deteriorate, which is one of the factors hindering the increase in strength of the ultrafine steel wire.
[0004]
On the other hand, as conventional knowledge of the high-strength means with little reduction in ductility, for example, JP-A-60-204865, JP-A-63-24046 and JP-B-3-23674 disclose C , Si, Mn, Cr, and other high-carbon wires for ultra-fine steel wires with high strength and high ductility have been proposed. However, as can be seen from the examples disclosed in these publications, the maximum tensile strength of the steel wire is 3500-3600 MPa, and there is a limit to increasing the strength of the ultrafine steel wire. Japanese Patent Laid-Open No. 6-145895 proposes a high-strength and high-toughness steel wire material in which the chemical composition, the composition of non-metallic inclusions, and the area fraction of proeutectoid cementite are controlled. Further, Japanese Patent Application Laid-Open No. 7-113119 discloses a method for producing a high strength and high toughness ultrafine steel wire which controls the chemical composition of steel and the area reduction rate in the final die. However, in any technique, it was difficult to realize an ultrafine steel wire having high ductility when the tensile strength exceeded 4200 MPa. On the other hand, as a means for improving the fatigue characteristics of an ultrafine steel wire, for example, Japanese Patent Laid-Open No. 2-179333 discloses a technique for applying shot peening to an ultrafine steel wire, and the tensile residual stress of the ultrafine wire surface layer is reduced. There has been proposed a method of manufacturing an ultrafine steel wire having high fatigue resistance by improving the compressive residual stress. According to the detailed tests of the present inventors, it is possible to improve the tensile residual stress on the surface of the ultrafine steel wire to compressive residual stress by shot peening treatment, but it is very strong shot to change to compressive residual stress. Peening is required. When such a shot peening treatment is performed, the brass plating layer on the surface of the ultrathin steel wire that has become extremely thin due to the wire drawing process peels off, resulting in a problem that the adhesion with the rubber deteriorates. There were limits to improving the fatigue properties of
[0005]
[Problems to be solved by the invention]
The present invention has been made in view of the actual situation as described above, and prevents deterioration of ductility and deterioration of fatigue characteristics, which are problems when increasing the strength of ultrafine steel wires having a wire diameter of 0.05 to 0.4 mm. An object of the present invention is to provide a method for producing a high-strength ultrafine steel wire having a strength of 4200 MPa or more and excellent in ductility and fatigue characteristics.
[0006]
[Means for Solving the Problems]
As a result of various analyzes on the controlling factors of ductility, which is an impediment to increasing the strength of high-carbon ultrafine steel wires, the present inventors have found that non-uniform cementite decomposition that occurs during wire drawing significantly affects ductility. I found it. That is, the cementite decomposes and the C concentration in the ferrite increases as the wire drawing distortion increases, but the C concentration becomes non-uniform because this cementite decomposition occurs unevenly depending on the location, resulting in high strength steel. We found a completely new fact that the ductility of the line was lowered. Furthermore, it has been clarified for the first time that the cementite decomposition behavior greatly affects the fatigue properties of high-strength ultrafine steel wires, and that fatigue strength decreases if the C concentration in ferrite is not uniform.
[0007]
Based on the above new findings, reducing the difference between the maximum and minimum C concentrations in ferrite in a hard-worked pearlite structure can prevent a decrease in ductility of high-strength ultrafine steel wire and greatly improve fatigue strength. Thus, the present invention has been reached.
[0008]
The gist of the present invention is, in mass%, C: 0.85 to 1.1%, Si: 0.05 to 2.0%, Mn: 0.2 to 2.0%, Alternatively, Cr: 0.05-1.0%, Ni: 0.1-1.0%, V: 0.01-0.5%, Nb: 0.001-0.1% balance with including two or more kinds Ri Do Fe and inevitable impurities, has a drawing perlite tissue, and that the difference between the maximum value and the minimum value of the C concentration in the ferrite at 1.3 atomic% or less A method for producing a very fine steel wire, wherein the steel wire having the above chemical component is subjected to final patenting treatment so that the patenting material strength is 1450 MPa or more, and the true strain is 3.5 or more and 5.5 or less. Performing a wire drawing process and a straightening process during the wire drawing process; and, after the wire drawing process, a straightening process is performed. And further heating to a temperature of 150 to 500 ° C., one or superior method for producing a high-strength fine steel wire of ductility and fatigue properties which is characterized in that both, further, the final patenting treatment after manufacturing In a process, it exists in the manufacturing method of the high-strength extra fine steel wire excellent in ductility and fatigue characteristics of Claim 1 or 2 characterized by combining 2 or more types among following BG, I.
here,
B: Wire drawing is performed using a die having an approach angle of 8 to 12 ° and a bearing length of 0.2 to 0.5D (D: die diameter).
C: Use diamond dies,
D: Wire drawing is performed by controlling the temperature of the wire drawing material to 50 ° C. or lower.
E: Use a lubricant having a friction coefficient of 0.1 or less between the die and the wire drawing material.
F: In the wire drawing process, the area reduction per die is 20 to 40% in the initial stage of the wire drawing until the true strain is 1, but the total strain is 3.5 or more. To
G: The area reduction of the final die is 10% or less.
I: After wire drawing, it is heated to a temperature of 200 to 500 ° C.
It is.
[0009]
Here, the drawn pearlite structure means a structure obtained by drawing a pearlite structure by patenting and then drawing a true strain by 3.5 or more.
[0010]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
The present invention is described in detail below.
[0011]
First, the reasons for limiting the components of the present invention will be described.
[0012]
C: C has the effect of increasing the tensile strength after the patenting treatment and increasing the wire drawing work hardening rate, and can increase the tensile strength of the ultra fine steel wire with less wire drawing strain. If C is less than 0.85%, it is difficult to produce the ultrafine steel wire having a strength of 4200 MPa or more as intended in the present invention. On the other hand, if it exceeds 1.1%, proeutectoid cementite is austenite grains during patenting. C was limited to the range of 0.85 to 1.1% because wire drawing processability deteriorated due to precipitation at the boundary and wire breakage frequently occurred in the wire drawing process or the stranding process.
[0013]
Si: Si is an effective element for strengthening ferrite in pearlite and for deoxidizing steel. If the content is less than 0.05%, the above effect cannot be expected. On the other hand, if the content exceeds 2.0%, hard SiO ₂ inclusions harmful to the wire drawing workability are likely to occur. Limited to 0.0% range.
[0014]
Mn: Mn is not only necessary for deoxidation and desulfurization, but also an element effective for improving the hardenability of steel and increasing the tensile strength after patenting treatment, but less than 0.2% In the above, the above effect cannot be obtained, while if it exceeds 2.0%, the above effect is saturated and the processing time for completing the pearlite transformation at the time of the patenting process becomes too long and the productivity is lowered. It was limited to the range of 0.2 to 2.0%.
[0015]
In the high-strength ultrafine steel wire according to the present invention, in addition to the above elements, Cr: 0.05-2.0%, Ni: 0.1-1.0%, V: 0.01-0.5 %, Nb: 0.001 to 0.1% can be contained alone or in combination of two or more.
[0016]
Cr: Cr is an effective element that refines the cementite spacing of pearlite and increases the tensile strength after patenting treatment, and particularly improves the wire drawing work hardening rate. On the other hand, if it exceeds 2.0%, the end time of pearlite transformation during the patenting process becomes long and the productivity is lowered, so the content is limited to 0.05 to 2.0%.
[0017]
Ni: Ni has the effect of making pearlite produced by transformation during the patenting process to have good wire drawing workability, but if it is less than 0.1%, the above effect cannot be obtained, and even if it exceeds 1.0% This is the upper limit because there is little effect to meet the added amount.
[0018]
V: V has the effect of increasing the pearlite cementite spacing and increasing the tensile strength after patenting, but this effect is insufficient if it is less than 0.01%, while it is effective if it exceeds 0.5%. In order to saturate, it limited to 0.01 to 0.5% of range.
[0019]
Nb: Like V, Nb has the effect of increasing the pearlite cementite spacing and increasing the tensile strength after patenting, but it is insufficient if it is less than 0.001%, while it is added in excess of 0.1%. Even if the effect is saturated, the content is limited to a range of 0.001 to 0.1%.
[0020]
Other elements are not particularly limited, but P: 0.015% or less, S: 0.015% or less, and N: 0.0070% or less are preferable ranges. These elements are contained in steel as inevitable impurity elements. Also, if Al exceeds 0.005%, the hardest Al ₂ O ₃ inclusions among the inclusions in the steel are likely to be generated, which may cause disconnection during wire drawing or stranded wire processing. 0.005% or less is a preferable range.
[0021]
Next, the reason for limiting the difference in the C concentration in ferrite in the pearlite structure, which is extremely important in preventing ductility reduction and improving fatigue strength of the high-strength ultrafine steel wire intended in the present invention, will be described.
[0022]
In the present invention, the ductility of a steel wire is evaluated by the presence or absence of delamination using a torsion test. Here, the steel wire in which delamination occurs means that the ductility is low.
[0023]
FIG. 1 is an example in which the relationship between the difference between the maximum and minimum C concentration in ferrite and the presence or absence of delamination in an ultrafine steel wire with a wire diameter of 0.20 mm that has been drawn under various conditions is analyzed. The tensile strength of the ultra fine steel wire is adjusted to 4700-4800 MPa by changing the chemical composition of the steel, the drawing strain and the drawing method. As can be seen from the figure, delamination occurs when the difference in C concentration in ferrite in the pearlite structure that has undergone strong processing exceeds 1.3 atomic%. The same results were also obtained when the wire diameter and strength of the ultrafine steel wire were variously changed.
[0024]
Furthermore, FIG. 2 shows an example in which the relationship between the fatigue strength of a high strength extra fine steel wire and the difference in C concentration in ferrite is analyzed. The fatigue strength is a result of evaluation by a 10 ⁷ cycle rotating bending fatigue test in an environment where the temperature is 20 to 25 ° C. and the humidity is 50 to 60%, and the sample is the same as that shown in FIG. It can be seen that the fatigue strength decreases as the difference between the maximum and minimum C concentration increases. In particular, when the C concentration difference exceeds 1.3 atomic%, the tendency for the fatigue strength to decrease increases. From the analysis results of the delamination occurrence and the influence of the C concentration difference on the fatigue strength, the maximum and minimum C concentration difference in the ferrite was limited to 1.3 atomic% or less. In terms of increasing the number of twists in the torsion test, a preferable C concentration difference is 1.0 atomic% or less.
[0025]
As described above, the non-uniformity of the C concentration in the ferrite resulting from the non-uniformity of cementite decomposition greatly affects the delamination generation characteristics and fatigue strength, which are ductility indicators. The cause is considered as follows. It is considered that the solid solution C generated by the decomposition of the cementite segregates to the high-density dislocations in the ferrite generated by the wire drawing work and fixes the dislocations. The fact that the C concentration in the ferrite varies depending on the location means that the amount of dislocation fixation strengthening due to C varies depending on the location, and microscopic strength non-uniformity occurs. When a torsion test is performed on a steel wire having a large difference in C concentration, it is considered that cracking occurs due to concentration of torsional deformation in a low strength region, that is, a region having a low C concentration, and delamination occurs. On the other hand, if the C concentration difference is small, the strength is uniform, and thus the torsional deformation becomes uniform and delamination does not occur. The same applies to fatigue fracture. When the non-uniformity of C concentration in ferrite increases, that is, when the non-uniformity of strength increases, deformation due to fatigue becomes non-uniform. We believe that the increase in fatigue strength corresponding to high strength will not be obtained.
[0026]
The C concentration in ferrite can be easily and accurately measured using an atom probe field ion microscope. In the present invention, the C concentration X in the ferrite was determined by the following equation from the analysis by the atom probe field ion microscope when the total number of detected ions was Y (total) and the number of detected ions of C was Y (carbon). .
X = [Y (carbon) / Y (total)] × 100 (atomic%)
Further, the maximum value and the minimum value of the C concentration in the ferrite were obtained by performing C analysis of the ferrite region using 10 or more samples collected from the same steel wire.
[0027]
Next, the difference in C concentration in the ferrite in the pearlite structure of the ultra-fine steel wire that has been subjected to wire drawing with a true strain of 3.5 or more to achieve a high strength with a tensile strength of 4200 MPa or more is 1.3 atoms. In order to control to below%, it is possible to employ the following production methods A to J in the production steps after the final patenting treatment, and it is important to combine them, not individually. In addition, as a wire drawing process, it is preferable to set it as true distortion 3.5 or more and 5.5 or less. In order to manufacture an ultra fine steel wire having a C concentration difference of 1.3 atomic% or less, it is preferable to combine four or more methods among A to J, preferably five or more methods.
[0028]
A: The patenting material strength is set to 1450 MPa or more by optimizing the chemical composition of steel and the final patenting treatment conditions. It is important that the patenting treatment is performed at a temperature at which bainite is not generated, and it is preferable to perform the patenting treatment at 550 ° C to 600 ° C.
[0029]
B: Wire drawing is performed using a die having an approach angle of 8 to 12 ° and a bearing length of 0.2 to 0.5 D (D: die diameter).
[0030]
C: A diamond die is used instead of a carbide die.
[0031]
D: Processing heat generated by wire drawing is suppressed. Preferably, the wire drawing is performed by controlling the temperature of the wire drawing material to 50 ° C. or lower.
[0032]
E: Use a lubricant having a high lubricating ability. Preferably, a lubricant having a friction coefficient of 0.1 or less between the die and the wire drawing material is used.
[0033]
F: In the wire drawing process, the area reduction per die is 20 to 40% in the initial stage of the wire drawing until the true strain is 1, but the total strain is 3.5 or more. To do.
[0034]
G: The area reduction of the final die is 10% or less.
[0035]
H: The step of straightening during the wire drawing is added one or more times.
[0036]
I: Heated to a temperature of 200 to 500 ° C. after wire drawing.
[0037]
J: After wire drawing, straightening is performed and further heated to a temperature of 150 to 500 ° C.
[0038]
【Example】
Hereinafter, the effects of the present invention will be described more specifically with reference to examples.
[0039]
Table 1 shows the chemical composition of the test materials. Using these specimens, an ultrafine steel wire having brass plating with a wire diameter of 0.12 to 0.36 mm was prototyped. Table 2 shows the production conditions and tensile strength of the ultrafine steel wire, the maximum and minimum C concentrations in ferrite, the difference in C concentration, the presence or absence of delamination in the torsion test, and the fatigue strength. In the table, B to J, which are symbols for other wire drawing conditions, are the contents described above. The torsion test was performed under the condition where both ends of the test piece were fixed at a gripping distance 100 times the wire diameter. Further, the fatigue strength is a result of evaluation by a 10 ⁷ cycle rotating bending fatigue test in an environment where the temperature is 20 to 25 ° C. and the humidity is 50 to 60%.
[0040]
[Table 1]

[0041]
[Table 2]

[0042]
In Table 2, test no. 1 , 3-17 are examples of the present invention . 2 is a reference example, and others are comparative examples. Both the inventive examples and the comparative examples had a pearlite structure that was drawn. As can be seen from the table, in all of the inventive examples, the tensile strength is 4200 MPa or more and the C concentration difference in the ferrite is controlled to 1.3 atomic% or less. As a result, despite the high strength, there is no occurrence of delamination in the torsion test, and a highly ductile ultrafine steel wire can be realized. Furthermore, high fatigue strength corresponding to high strength of ultra fine steel wire has been achieved.
[0043]
On the other hand, No. which is a comparative example. 27 and 29 are examples in which the chemical composition of steel is inappropriate. That is, no. No. 27 is an example in which high strength of 4200 MPa or more cannot be achieved because the C content is as low as 0.71%. Furthermore, no. No. 29 is an example in which pro-eutectoid cementite precipitated during the patenting process because the C content was too high. As a result, wire drawing workability deteriorates, and disconnection frequently occurs during wire drawing.
[0044]
Moreover, No. which is a comparative example. 18 to 26, 28, and 30 to 33 have a C concentration difference in ferrite exceeding 1.3 atomic% in any of the ultra fine steel wires, so that delamination occurs and the fatigue strength is also higher than that of the examples of the present invention. Decreased significantly.
[0045]
【The invention's effect】
As is clear from the above examples, the present invention has the maximum C concentration in ferrite with respect to both ductility reduction (delamination occurrence) and fatigue strength reduction in a high strength ultrafine steel wire having a tensile strength of 4200 MPa or more. It is found that it is extremely effective to reduce the difference in C concentration between the minimum C concentration and the minimum C concentration, and realizes a high-strength ultrafine steel wire having high ductility and high fatigue strength, and the industrial effect is extremely remarkable. There is something.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is an example of an analysis of the relationship between the difference in C concentration (maximum and minimum difference) in ferrite of an ultrafine steel wire and the presence or absence of delamination.
FIG. 2 is an example of an analysis of the relationship between the C concentration difference (maximum and minimum difference) in ferrite of an ultrafine steel wire and the fatigue strength.

Claims

% By mass
C: 0.85-1.1%
Si: 0.05-2.0%,
Mn: 0.2 to 2.0%,
Balance Ri Do Fe and inevitable impurities, it has a drawing perlite tissue, and the production of fine steel wire the difference between the maximum value and the minimum value of the C concentration in the ferrite is not more than 1.3 atomic% A method, wherein the steel wire having the chemical component is subjected to a final patenting treatment so that the patenting material strength is 1450 MPa or more, and a true strain of 3.5 or more and 5.5 or less is drawn. And it is characterized by performing one or both of a step of straightening during the wire drawing, and a step of straightening after the wire drawing and further heating to a temperature of 150 to 500 ° C. A method for producing a high-strength ultrafine steel wire having excellent ductility and fatigue properties.

The steel wire is further mass%,
Cr: 0.05-2.0%,
Ni: 0.1 to 1.0%,
V: 0.01-0.5%
Nb: 0.001 to 0.1%
The method for producing a high-strength ultrafine steel wire excellent in ductility and fatigue characteristics according to claim 1, comprising one or more of the following.

Furthermore, in the manufacturing process after the final patenting treatment, two or more of the following B to G and I are combined, and the high strength ultrafine material with excellent ductility and fatigue characteristics according to claim 1 or 2 Manufacturing method of steel wire.
here,
B: Wire drawing is performed using a die having an approach angle of 8 to 12 ° and a bearing length of 0.2 to 0.5D (D: die diameter).
C: Use diamond dies,
D: Wire drawing is performed by controlling the temperature of the wire drawing material to 50 ° C or lower.
E: Use a lubricant having a friction coefficient of 0.1 or less between the die and the wire drawing material.
F: In the wire drawing process, the area reduction per die is 20 to 40% in the initial stage of the wire drawing until the true strain is 1, but the total strain is 3.5 or more. To
G: The area reduction of the final die is 10% or less.
I: After wire drawing, it is heated to a temperature of 200 to 500 ° C.
It is.