JP5114684B2 - 延性に優れた線材及び高強度鋼線並びにそれらの製造方法 - Google Patents
延性に優れた線材及び高強度鋼線並びにそれらの製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP5114684B2 JP5114684B2 JP2009527634A JP2009527634A JP5114684B2 JP 5114684 B2 JP5114684 B2 JP 5114684B2 JP 2009527634 A JP2009527634 A JP 2009527634A JP 2009527634 A JP2009527634 A JP 2009527634A JP 5114684 B2 JP5114684 B2 JP 5114684B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- wire
- less
- pearlite
- steel
- steel wire
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Active
Links
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/52—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length
- C21D9/525—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length for wire, for rods
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
- B21C—MANUFACTURE OF METAL SHEETS, WIRE, RODS, TUBES OR PROFILES, OTHERWISE THAN BY ROLLING; AUXILIARY OPERATIONS USED IN CONNECTION WITH METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL
- B21C1/00—Manufacture of metal sheets, metal wire, metal rods, metal tubes by drawing
- B21C1/003—Drawing materials of special alloys so far as the composition of the alloy requires or permits special drawing methods or sequences
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/007—Heat treatment of ferrous alloys containing Co
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/06—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires
- C21D8/065—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires of ferrous alloys
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/10—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing cobalt
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/20—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with copper
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/30—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with cobalt
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
-
- D—TEXTILES; PAPER
- D07—ROPES; CABLES OTHER THAN ELECTRIC
- D07B—ROPES OR CABLES IN GENERAL
- D07B1/00—Constructional features of ropes or cables
- D07B1/06—Ropes or cables built-up from metal wires, e.g. of section wires around a hemp core
- D07B1/0606—Reinforcing cords for rubber or plastic articles
- D07B1/066—Reinforcing cords for rubber or plastic articles the wires being made from special alloy or special steel composition
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/009—Pearlite
-
- D—TEXTILES; PAPER
- D07—ROPES; CABLES OTHER THAN ELECTRIC
- D07B—ROPES OR CABLES IN GENERAL
- D07B2205/00—Rope or cable materials
- D07B2205/30—Inorganic materials
- D07B2205/3021—Metals
- D07B2205/3025—Steel
- D07B2205/3035—Pearlite
-
- D—TEXTILES; PAPER
- D07—ROPES; CABLES OTHER THAN ELECTRIC
- D07B—ROPES OR CABLES IN GENERAL
- D07B2205/00—Rope or cable materials
- D07B2205/30—Inorganic materials
- D07B2205/3021—Metals
- D07B2205/3025—Steel
- D07B2205/3046—Steel characterised by the carbon content
- D07B2205/3057—Steel characterised by the carbon content having a high carbon content, e.g. greater than 0,8 percent respectively SHT or UHT wires
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Manufacturing & Machinery (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Strip Materials And Filament Materials (AREA)
Description
伸線工程では、4〜6mmの圧延線材を1次伸線加工して直径を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の直径にする。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直径0.15〜0.40mmの鋼線にする。
近年、製造コスト低減の目的から、中間パテンティングを省略し、調整冷却後の圧延線材から、最終パテンティング線径である1〜2mmまでダイレクトに伸線する場合が多くなってきた。このため、圧延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、圧延線材の延性および加工性に対する要求が極めて大きくなっている。
線材の延性を示す指標である絞り値は、オーステナイト粒径に依存し、オーステナイト粒径を微細化することによって向上する。このことから、Nb、Ti、B等の炭化物や窒化物をピニング粒子として用いることによって、オーステナイト粒径を微細化する試みがなされている。
例えば、特開平8−3639号公報には、Nb:0.01〜0.1%、Zr:0.05〜0.1%、Mo:0.02〜0.5%の1種以上を添加元素として含有させることにより、極細鋼線の靱延性を一層高める技術が開示されている。
特開2001−131697号公報にも、NbCを用いたオーステナイト粒径の微細化が提案されている。
しかし、これらの添加元素は高価なため、コスト増を招くことになる。また、Nbは粗大な炭化物、窒化物を、Tiは粗大な酸化物を形成するため、直径0.40mm以下の細い線径まで伸線すると断線する場合があった。さらに、本発明者らによる検証によれば、BNのピニングでは、絞り値に影響を及ぼすほどオーステナイト粒径を微細化することは難しいことが確認されている。
一方、特開平8−3639号公報に示されるように、パテンティング温度を低下させて線材の組織をベイナイトに調整し、これによって高炭素線材の伸線加工性を高める技術も提案されている。しかし、インラインで圧延線材をベイナイト組織にするためには、溶融ソルトに浸漬する必要があり、さらに、高コストを招くおそれがあると同時に、メカニカルデスケーリング性を低下させるおそれもある。
本発明者らは、線材の延性を劣化させる要因について伸線過程で発生する粗大なボイドに着目した。そして、そのようなボイドの発生を抑制することができれば、線材の生引き性が向上するとともに、撚り線性が向上した鋼線を得られることを知見した。
そのような知見に基づき、本発明は、下記(1)、(2)に示す線材、(3)に示す鋼線、(4)に示す線材の製造方法、(5)に示す鋼線の製造方法によって、上記課題を解決する。
(1) 成分が、質量%または質量ppmで、C:0.80〜1.20%、Si:0.1〜1.5%、Mn:0.1〜1.0%、Al:0.01%以下、Ti:0.01%以下、W:0.005〜0.2%とMo:0.003〜0.2%のいずれか1種または2種、N:10〜30ppm、B:4〜30ppm(内、固溶Bが3ppm以上)、O:10〜40ppmを含有し、残部はFe及び不純物からなり、パーライト組織の面積率が97%以上、残部がベイナイト、擬似パーライト、初析フェライトからなる非パーライト組織であり、非パーライト組織の面積率と見かけのラメラ間隔が600nm以上である粗いパーライト組織の面積率の合計が15%以下であることを特徴とする、延性に優れた高強度鋼線用線材。
(2) 成分として、更に、質量%で、Cr:0.5%以下、Ni:0.5%以下、Co:0.5%以下、V:0.5%以下、Cu:0.2%以下、Nb:0.1%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、(1)に記載の延性に優れた高強度鋼線用線材。
(3) (1)または(2)に記載の線材を、パテンティング処理した後に伸線した鋼線であって、引張り強さが3600MPa以上であり、その中心部における長さ5μm以上のボイド数密度が100個/mm2以下であることを特徴とする、延性に優れた高強度鋼線。
(4) (1)または(2)に記載の成分の鋼片を、線径3〜7mmの線材に熱間圧延し、その線材を800〜950℃の温度域にて巻き取りした後、800℃から700℃まで冷却される間の冷却速度が20℃/s以上であるような冷却方法にてパテンティング処理を行うことを特徴とする、(1)または(2)に記載の延性に優れた高強度鋼線用線材の製造方法。
(5) (4)に記載の製造方法によって製造された線材を伸線し、中間パテンティング後さらに冷間伸線を施すことを特徴とする、(3)に記載の延性に優れた高強度鋼線の製造方法。
本発明を適用することにより、スチールコードやソーイングワイヤなどに用いられる延性、特に撚り線性に優れた高強度鋼線を、延性に優れた高強度線材から高い生産性の下に歩留りよく廉価に得ることができる。
図2は、Moを含有する鋼を用いた鋼線のボイド数密度と撚り線断線時の破断応力(40%は破断無しを示す)との関係を示す図である。
図3は、Moを含有する鋼を用いた圧延線材の、巻き取り後の800〜700℃における冷却速度と、冷却後のコースパーライトと非パーライトの面積率の合計値との関係を示す図である。
図4は、Wを含有する鋼を用いた圧延線材のコースパーライトと非パーライトの面積率の合計値と伸線後のボイド率との関係を示す図である。
図5は、Wを含有する鋼を用いた鋼線のボイド数密度と撚り線断線時の破断応力(40%は破断無しを示す)との関係を示す図である。
図6は、Wを含有する鋼を用いた圧延線材の、巻き取り後の800〜700℃における冷却速度と、冷却後のコースパーライトと非パーライトの面積率の合計値との関係を示す図である。
図7は、線材の組織を説明するための写真を用いた図であり、(a)は非パーライト組織の例を、(b)はコースパーライト組織の例をそれぞれ示す。
図8は、伸線後の鋼線中に形成された粗大なボイドを説明するための写真を用いた図である。
(a)伸線加工性は、一般的には、C量を低下させ、軟質相であるフェライト、擬似パーライト及びベイナイト(以下、これらを非パーライト組織と称する)を増加させることにより向上する。これは、ネットワーク状に分散した非パーライト組織が加工によるひずみを受け、加工硬化がマクロ的には均一に進行するためである。
しかしながら、高強度の鋼線を安定して得るために、C量を0.7%以上、特に0.8%以上に増加させると、非パーライト組織分率は低下し、点在して存在するようになる。図7(a)にそのような非パーライト組織の一例を示す。
このような分散状態の非パーライト組織は、伸線加工時に局所的に大きなひずみを受け、早期にボイドが発生する。特に、大きな非パーライト組織が分散していると粗大なボイドが発生し、後の中間パテンティング、最終伸線時に引き継がれ、その伸線特性を劣化させる。図8に粗大なボイドの一例を示す。
(b)ラメラ構造を有したパーライト組織ではあるが、ラメラ間隔が平均的ラメラ間隔の数倍であるようなラメラ構造を有する粗いパーライト組織は、軟質部であり、上記と同様の理由で、最終伸線時の伸線特性を劣化させる。
線材圧延後のステルモアによるパテンティング時において、巻き取られた線材のリング重なり部では冷却速度が低下する傾向にある。このような粗いパーライトは、冷却速度の低下に起因する比較的高い温度で生成したパーライト組織と考えられる。
伸線時の延性劣化を抑制するためには、粗いパーライト組織の面積率を低下させ、粗大なボイドの発生を抑制することが有効である。SEMによる観察の結果、見かけ上のラメラ間隔が600nm以上であるような組織(以下、コースパーライトと称する)が増加するとボイド率が増加する。なお、図7(b)にコースパーライト組織の一例を示す。
(c)非パーライト組織およびコースパーライトに起因する粗大なボイドの発生を抑制し、伸線時の延性の劣化を抑制するためには、パーライト分率を97%以上とするとともに、非パーライト面積率とコースパーライト面積率の合計を15%以下とすることが有効である。
(d)Mo及びWは、パーライトと母相オーステナイトの界面に濃縮し、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。これらの元素を適量添加することにより、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、従来の設備を用いて、生産性を低下させることなく、コースパーライトの生成を抑制することができる。
さらに、Mo及びWは、焼き入れ性を向上させてフェライト生成を抑制する効果も有し、非パーライト組織の低減にも有効である。
しかし、これらの元素は過剰に添加されると、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Mo2C炭化物やW2C炭化物が析出し、伸線加工性が低下する。
(e)Bはオーステナイト粒界に偏析し、パテンティング処理時のオーステナイト温度からの冷却中に、オーステナイト粒界から発生するフェライト、擬似パーライト、ベイナイト等の非パーライト組織の発生を抑制するとともに、このような焼入れ性の向上効果によりコースパーライトの生成も抑制される。
BはNと化合物を形成するため、粒界に偏析するB量はトータルのB量、N量およびパーライト変態前の加熱温度によって決定される。固溶Bの量が少ないと上記効果は小さく、過剰であるとパーライト変態に先立ち、粗大なFe23(CB)6が析出し、伸線加工性が低下する。
(f)Mo、Wの1種または2種とBとを複合添加し、固溶Bを確保できるような熱処理条件でパテンティング処理を行うことにより、非パーライト組織とコースパーライトの生成が更に抑制される。
(g)上記のように非パーライト組織とコースパーライトの面積率を抑制した線材を用いて伸線され、その結果、粗大なボイドの生成が抑制された鋼線は撚り線性に優れる。特に、鋼線中に存在する長さ5μm以上のボイドは亀裂に発展することがあり、そのようなボイド数密度を100個/mm2以下に抑制することが出来れば、撚り線時の断線を抑制することが可能である。
本発明は、上記の知見に基づいてなされたものである。以下、本発明について順次説明する。なお、以下の説明で、成分の含有量の%、ppmは、それぞれ質量%、質量ppmを意味する。
線材の組織、ボイドについて:
線材は、熱間圧延後の調整冷却によってパテンティング処理され、パーライト組織の面積率が97%以上、残部がベイナイト、擬似パーライト、初析フェライトからなる非パーライト組織とされる。97%未満であると、必要な線材の強度が確保できず、かつ伸線時の延性が低下するためである。
パーライト変態は、オーステナイト粒界においてパーライト組織が核生成し、成長することによって進行する。パーライト組織の核となる層状組織が形成されるまでには、フェライト、セメンタイトが不規則に成長した非パーライト組織となるため、通常は、線材のパーライト組織が100%となることはない。
パテンティング処理された圧延線材の生引き性は、線材中の非パーライト組織およびコースパーライト組織の面積率と相関があり、非パーライト組織とコースパーライト組織の面積率の合計を15%以下に抑制することができれば、伸線時における早期のボイド発生が抑制され、中間パテンティング後の最終伸線時の伸線性(延性)が向上する。
また、線材の非パーライト組織とコースパーライト組織の面積率の合計を15%以下にすると、伸線後の鋼線に残留する粗大なボイドの密度が低減し、鋼線の延性が向上し、撚り線加工の際に断線することが非常に少なくなる。
鋼線中に残留するボイドは、図8に示すように伸線方向に長く伸びて存在している。本発明者らの検討によれば、鋼線の延性に影響を及ぼすのは長さ5μm以上の粗大なボイドであり、線材の非パーライト組織とコースパーライト組織の面積率の合計を15%以下にすると、そのようなボイドの数密度が鋼線の中心部において100個/mm2以下となり、鋼線の撚り線性が向上することが分かった。
図1に、後述の実施例1(Moを単独で含有する鋼を用いた例)で得られた値を用いて作成した、伸線前の線材の非パーライト組織とコースパーライト組織の面積率の合計と伸線後の鋼線のボイド数密度との関係を示す。また、図2に、同様にして作成した鋼線のボイド数密度と撚り線断線時の破断応力(40%は破断無しを示す)との関係を示す。
これらの図には、線材の非パーライトとコースパーライトの面積率の合計を15%以下にすると、鋼線のボイドの数密度が100個/mm2以下となり、破断なく撚り線加工できることが示されている。
これら非パーライト組織とコースパーライト組織の低減には、鋼片のC、Si、Mn量を所定の範囲に調整するのに加え、前述のように、Mo、Wの1種または2種とBとを、Mo:0.003〜0.2%、W:0.005〜0.2%、B:4〜30ppmの範囲で複合添加した上で、該鋼片を、線径3〜7mmに熱間圧延して800〜950℃の温度域にて巻き取り、その後、800℃から700℃まで冷却される間の冷却速度が20℃/s以上であるような冷却方法にてパテンティング処理を行うことが有効である。
図3に、後述の実施例1で得られた、パテンティング処理時の800〜700℃の間の冷却速度とパテンティング処理後の非パーライト組織とコースパーライト組織の面積率の合計との関係を示す。
20℃/sより冷却速度を小さくすると、上記の成分の鋼を用いても、BがBNとして析出し、固溶B量が低下するため、非パーライト組織やコースパーライト組織を抑制することが難しい。好ましい冷却速度は25℃/s以上である。冷却速度の上限は特に限定していないが、あまりに冷却速度を大きくすると、パーライト変態後の引張強度(TS)が必要以上に高くなり生引き性を損なうため、50℃/s以下であることが好ましい。
冷却速度の調整は、ステルモアにおいては、エアのブロアをリング重なり部に集中的に配置することや、側面にブロアを取り付けるなどによって、リング重なり部の冷却速度が20℃/s以上になるように制御する。
なお、パーライト組織のラメラ間隔は温度に依存し、ラメラ間隔の粗いコースパーライトは650℃近傍で生成すると推定される。実際のリング状線材の製造工程においては、リングの重なり部が必ず存在する。重なり部においては、冷却速度が必然的に周囲の平均的な部位より低下するため、オーステナイト温度域の冷却速度を20℃/s以上に制御したとしても、重なり部において、局所的に650℃近傍まで上昇することを抑制することは極めて困難である。そのため、MoやWとBを添加することでコースパーライトの生成を抑制することはできても、それをゼロとすることは事実上不可能といえる。
上記において、巻き取り温度範囲を800〜950℃の温度域に指定しているのは、デスケーリング性を確保するとともに、Bの炭化物や窒化物の析出を抑制して固溶Bを確保すること、ならびにオーステナイト粒径の粗大化を抑制することで、非パーライト組織およびコースパーライト組織を微細化し、これら組織を起点に発生するボイドのサイズを微細化することを目的としている。
線材及び鋼線の成分組成:
C:Cは、強度を高めるのに有効な元素である。その含有量が0.80%未満の場合には、3600MPa以上の高い強度を安定して最終製品である鋼線に付与させることが困難となり、同時に、オーステナイト粒界に初析フェライトの析出が促進され、必要なパーライト組織面積率を得ることが困難となる。一方、Cの含有量が1.20%を超えて多くなるとオーステナイト粒界にネット状の初析セメンタイトが生成して伸線加工時に断線が発生しやすくなるだけでなく、最終伸線後における極細線材の靱性・延性を著しく劣化させる。したがって、Cの含有量を0.80〜1.20%とした。
Si:Siは強度を高めるのに有効な元素である。更に脱酸剤として有用な元素であり、Alを含有しない鋼線材を対象とする際にも必要な元素である。その含有量が0.1%未満では脱酸作用が過少である。−方、Si量が1.5%を超えて多くなると過共析鋼においても初析フェライトの析出を促進するとともに、伸線加工での限界加工度が低下する。更にメカニカルデスケーリング(以下、MDと略記する。)による伸線工程が困難になる。したがって、Siの含有量を0.1〜1.5%とした。Si量の好ましい上限は0.6%未満、より好ましくは0.35%未満である。
Mn:MnもSiと同様、脱酸剤として有用な元素である。また、焼き入れ性を向上させ、線材の強度を高めるのにも有効である。更にMnは、鋼中のSをMnSとして固定して熱間脆性を防止する作用を有する。その含有量が0.1%未満では前記の効果が得難い。一方、Mnは偏析しやすい元素であり、1.0%を超えると特に線材の中心部に偏析し、その偏析部にはマルテンサイトやベイナイトが生成するので、伸線加工性が低下する。したがって、Mnの含有量を0.1〜1.0%とした。
Al:Alは、硬質非変形のアルミナ系非金属介在物を生成して延性劣化と伸線性劣化の原因となるため、そのような劣化を招かないようにAlの含有量は0%を含む0.01%以下とした。
Ti:Tiは、硬質非変形の酸化物を生成して延性劣化と伸線性劣化の原因となるため、そのような劣化を招かないようにTiの含有量は0%を含む0.01%以下と規定した。
Mo、W:MoおよびWは、パーライトと母相オーステナイトの界面に濃縮し、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り、それぞれ単独で、あるいは組み合わせて添加される。
Moでは0.003%以上、Wでは0.005%以上添加することにより、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、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及びWは、焼き入れ性の向上効果も有し、フェライトの生成を抑制して非パーライト組織を低減させるにも有効である。
しかし、いずれも0.2%を超えて過剰に添加されると、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Mo2C炭化物やW2C炭化物が析出し、伸線加工性が低下する。
したがって、Moの含有量を0.003〜0.2%とし、Wの含有量を0.005〜0.2%とした。MoとWの両方を添加する場合は、合計量を0.2%以下とすることが好ましく、さらに0.16%以下とすることがより好ましい。
Moの好ましい範囲は、0.01%以上0.15%以下であり、より好ましい範囲は、0.02%以上0.10%以下であり、さらに好ましい範囲は、0.04%以上0.08%以下である。
また、Wの好ましい範囲は、0.01%以上0.15%以下であり、より好ましい範囲は、0.02%以上0.10%以下であり、さらに好ましい範囲は、0.04%以上0.08%以下である。
N:Nは、鋼中でBと窒化物を生成し、加熱時におけるオーステナイト粒度の粗大化を防止する作用があり、その効果は10ppm以上含有させることによって有効に発揮される。しかし、含有量が30ppmを超えて多くなり過ぎると、窒化物量が増大し過ぎて、オーステナイト中の固溶B量を低下させる。さらに固溶Nが伸線中の時効を促進する恐れが生じてくる。したがって、Nの含有量を10〜30ppmとした。
O:Oは、Siその他と複合介在物を形成することで、伸線特性への悪影響を及ぼさない軟質介在物を形成させることが可能となる。このような軟質介在物は圧延後に微細分散させることが可能で、ピニング効果によりγ粒径を微細化し、パテンティング線材の延性を向上させる効果がある。そのため下限を10ppmより多い値とした。しかし、含有量が40ppmを超えて多くなり過ぎると、硬質な介在物を形成し、伸線特性が劣化するので、Oの含有量を10ppm超〜40ppmとした。
なお、Moを単独で含有させる場合には、Oを20ppmを超えて含有させるのが好ましい。
B:Bは固溶状態でオーステナイト中に存在する場合、粒界に濃化してフェライト、擬似パーライト、ベイナイト等の非パーライト組織の生成を抑制する。このために固溶Bは3ppm以上必要である。一方、Bを添加しすぎるとオーステナイト中において粗大なFe3(CB)6炭化物の析出を促進し、伸線性に悪影響を及ぼす。以上を満足するためにB含有量の下限値を4ppm、上限値を30ppm(内、固溶Bは3ppm以上)とした。
Bの好ましい範囲は、6ppm以上20ppm以下であり、より好ましい範囲は、8ppm以上15ppm以下であり、さらに好ましい範囲は、10ppm以上13ppm以下である。また、固溶Bの好ましい範囲は、5ppm以上15ppm以下であり、より好ましい範囲は、6ppm以上12ppm以下であり、さらに好ましい範囲は、8ppm以上10ppm以下である。
P、S:これらは不純物であり、特に含有量を規定しないが、従来の極細鋼線と同様に延性を確保する観点から、各々0.02%以下とすることが望ましい。
本発明に用いられる鋼線材は上記元素を基本成分とするものであるが、更に強度、靭性、延性等の機械的特性の向上を目的として、以下の様な元素を1種または2種以上積極的に添加してもよい。
Cr:0.5%以下、Ni:0.5%以下、Co:0.5%以下、V:0.5%以下、Cu:0.2%以下、Nb:0.1%以下。
以下、各元素について説明する。
Cr:Crはパーライトのラメラ間隔を微細化し、鋼線の強度や線材の伸線加工性を向上させるのに有効な元素である。この様な作用を有効に発揮させるには0.1%以上の添加が好ましい。一方、Cr量が多過ぎると変態終了時間が長くなり、熱間圧延後の線材中にマルテンサイトやベイナイトなどの過冷組織が生じる恐れがあるほか、メカニカルデスケーリング性も悪くなるので、添加する場合の上限を0.5%とした。
Ni:Niは鋼線の強度上昇にはあまり寄与しないが、靭性を高める元素である。この様な作用を有効に発揮させるには0.1%以上の添加が好ましい。一方、Niを過剰に添加すると変態終了時間が長くなるので、添加する場合の上限値を0.5%とした。
Co:Coは、圧延線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。この様な作用を有効に発揮させるには0.1%以上の添加が好ましい。一方、Coを過剰に添加してもその効果は飽和して経済的に無駄であるので、添加する場合の上限値を0.5%とした。
V: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。この様な作用を有効に発揮させるには0.05%以上の添加が好ましい。しかし、過剰に添加し過ぎると、炭窒化物の形成量が多くなり過ぎると共に、炭窒化物の粒子径も大きくなるため、添加する場合の上限を0.5%とした。
Cu:Cuは、鋼線の耐食性を高める効果がある。この様な作用を有効に発揮させるには0.1%以上の添加が好ましい。しかし過剰に添加すると、Sと反応して粒界中にCuSを偏析するため、線材製造過程で鋼塊や線材などに疵を発生させる。この様な悪影響を防止するために、添加する場合の上限を0.2%とした。
Nb:Nbは、鋼線の耐食性を高める効果がある。この様な作用を有効に発揮させるには0.05%以上の添加が好ましい。一方、Nbを過剰に添加すると変態終了時間が長くなるので、添加する場合の上限を0.1%とした。
圧延線材の製造条件:
上記のような成分からなる鋼のビレット(鋼片)を加熱後、熱間圧延により、最終製品径に応じた線径3〜7mmの圧延線材とする。その際、前述のように巻き取り温度を800〜950℃の温度域にするとともに、巻き取り後の冷却において、800℃から700℃まで冷却される間の冷却速度を20℃/s以上とすることで、初析フェライトやコースパーライトの生成を抑制する。
伸線条件:
上記のような製造条件で製造され、上記のような成分組成、組織の条件を満足する延性に優れた鋼線材を冷間伸線し、途中に1回の最終パテンティング処理を施した後、最終の冷間伸線をして、引張り強さが3600MPa以上であり、鋼線の中心における長さ5μm以上のボイド数密度が100個/mm2以下である高強度鋼線を得る。その際、冷間伸線の真ひずみは、3以上、望ましくは3.5以上とする。
(実施例1)
Moを含有する鋼を用いた場合の実施例であり、表1に示す化学成分の鋼を用いたビレットを加熱後、熱間圧延により直径3〜7mmの線材とし、圧延後の線材を所定の温度にてリング状に巻き取った後、ステルモアによるパテンティング処理を施した。
ステルモアによるパテンティング処理の際、線材の重なり部は冷却速度が低下するため、変態温度が高くなり、コースパーライトが発生しやすい。800℃から700℃までの冷却速度は、ステルモアコンベア上で、リング重なり部の温度を非接触タイプの温度計を用いて0.5mおきに測定することによって、800℃から700℃までの冷却される所要時間tを測定し、冷却速度を(800−700)/tとして求めた。
パテンティング後の圧延線材について、所定のサンプルを切り出して引張り試験を実施するとともに、非パーライト組織およびコースパーライト組織の面積率測定のため、直径1.0〜1.5mのリング状の線材リングを8等分し、これら8本の線材から10mm長さのサンプルを切り出し、線材長手方向(L方向)中心部の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、飽和ピクラールにて腐食し、SEM観察を実施した。
SEMの観察領域は1/4D部分を、200×300μmの領域を2000倍で測定し、セメンタイトが粒状に分散した擬似パーライト部、板状セメンタイトが周囲のパーライトラメラ間隔の3倍以上の間隔で粗く分散しているベイナイト部、オーステナイトに沿って析出した初析フェライト部の面積率を、非パーライト組織として、画像解析によって測定した。また、見かけ上のラメラ間隔が600nm以上のコースパーライト組織の面積分率を画像解析装置により測定した。これらの測定を上記8個のサンプルを用いて行い、その平均値および最大値を求めた。
線材の伸線特性を得るために、パテンティング処理後の圧延線材のスケールを酸洗にて除去した後、ボンデ処理によりリン酸亜鉛皮膜を付与した長さ10mの線材を用意し、1パス当たりの減面率16〜20%の単頭式伸線を行い、途中で一度、鉛炉(LP)あるいは流動床(FBP)によるパテンティング(最終パテンティング)を実施し、その後線径0.15〜0.3mmまで湿式連続伸線し、最終伸線径の鋼線を得た。得られた鋼線から、サンプルを取り出し、引張り試験とボイド数密度の測定を実施した。
伸線された鋼線中のボイド数密度は、長さ10mmの鋼線のL断面中心部の観察が可能なように埋め込み研磨し、飽和ピクラールにて腐食し、SEMにて線材中心部の長さ10mm、幅20μmの領域を5000倍で撮影し、長さ5μm以上のボイド数を測定し、観察面積で除することで得た。
つぎに、このように作成した鋼線を用いて、鋼線強度TSの40%の張力、10000rpmの条件で撚り線加工を実施し、断線の発生の有無、及び破断した際の破断応力を調べた。破断応力は、鋼線強度TSに対する破断したときの張力の比で示した。上記の加工条件では、40%は破断の無いことを示す。
結果を表2に示す。表2において、No.1〜29は、それぞれ、表1の対応するNo.1〜29の鋼を用いたものであり、No.1〜16は本発明例、No.17〜29は比較例である。比較例の鋼線の特性欄が「−」のものは、最終伸線パスあるいはその前のパスで断線したものであり、最終伸線径はそのときのパス径を記載した。
表2の値に基づき、図1に、非パーライト組織とコースパーライト組織の面積率の合計値と最終伸線後の鋼線のボイド数密度との関係を示し、図2に、鋼線のボイド数密度と撚り線断線時の破断応力との関係を示した。また、図3に、巻き取り後の線材の800〜700℃における冷却速度と、コースパーライト組織と非パーライト組織の面積率の合計値との関係を示した。
図1には、本発明例において、非パーライトおよびコースパーライトの分率を15%以下に抑制すると、伸線後の鋼線において、長さ5μm以上の粗大なボイドの発生を100個/mm2以下に抑制できること、また、図2には、本発明例において、ボイドの発生を100個/mm2以下に抑制すると、断線なく撚り線加工できることが示されている。さらに、図3には、線材の800〜700℃における冷却速度を20℃/s以上とすることにより、非パーライトおよびコースパーライトの分率を15%以下に抑制できることが示されている。
表2に示されるように、本発明例においては、いずれも断線することなく引張強度の高い鋼線が得られ、かつ、その鋼線は撚り線断線することなく撚り線に加工できた。
これに対し、比較例では次のような問題があり、伸線過程で断線するか、伸線後の撚り線加工で撚り線断線した。
17は巻き取り温度が低いため、パテンティング処理前にBの窒化物および炭化物が析出し、固溶B量を確保できなかったため、非パーライトおよびコースパーライトを抑制できなかった例である。
18はB量が低いため、非パーライトおよびコースパーライトを抑制できなかった例である。
19はB量が過剰であり、多量のB炭化物および初析セメンタイトがオーステナイト粒界に析出してしまい、伸線特性が悪かった例である。
20はSi量が過剰で、非パーライト(初析フェライト)析出を抑制できなかった例である。
21はC量が過剰で、初析セメンタイト析出を抑制できなかったため、断線により伸線が不可能だった例である。
22はMn量が過剰で、圧延時にパーライト変態が終了しなかったために伸線加工性が低下し、断線した例である。
23は圧延後の巻き取り温度が高すぎたため、冷却過程にBNが多量に析出したこと、加えてまたオーステナイト粒径が粗大化したため、粗大な粒界フェライトが生成し、延性が劣化した例である。
24はMo量が過剰で、圧延時にパーライト変態が終了しなかったため、一次伸線ができなかった例である。
25〜27はB無添加のため、非パーライトおよびコースパーライトを抑制できなかった例である。
28は巻き取り後の冷速が小さいため、引張強度(TS)も低く、非パーライト、コースパーライトともに多い例である。
29は、Mo無添加のため、コースパーライトの生成を抑制できなかった例である。
Moを含有する鋼を用いた場合の実施例であり、表3に示す化学成分の鋼ビレットを用いて、実施例1と同様に直径5mm、5.5mmの線材とし、その線材を所定の温度にてリング状に巻き取った後、ステルモアによるパテンティング処理あるいは溶融ソルトに浸漬するパテンティング処理(DLP)を施した。
パテンティング後の圧延線材について、実施例1と同様にサンプルを取り出し、引張り試験を実施するとともにSEM観察を実施した。
続いて、線材の伸線特性を得るために、実施例1と同様に伸線して、最終伸線径の鋼線を得た。得られた鋼線から、サンプルを取り出し、引張り試験とボイド数密度の測定を実施した。
また、作成した鋼線を用いて、実施例1と同様に撚り線加工を実施し、断線の発生の有無、及び破断した際の破断張力を調べた。
圧延線材の製造条件、圧延線材の伸線途中で行われる最終パテンティング条件、及び、得られた線材及び鋼線の特性を表4に示す。表4において、No.a〜hは、それぞれ、表3の対応するNo.a〜hの鋼を用いたものであり、No.a〜dは本発明例であり、No.e〜hから比較例である。
本発明例においては、いずれも断線することなく引張強度の高い鋼線が得られ、かつ、その鋼線は撚り線断線することなく撚り線に加工できた。
これに対し、比較例では、鋼の成分組成は本発明の条件を満たしており、鋼線に伸線できているが、巻き取り後の冷速が小さいため、線材のコースパーライト、非パーライトともに多く、伸線後に残留するボイド密度も高くなっており、撚り線加工で撚り線断線した。
Wを含有する鋼を主に用い、一部にWとMoの両方を含有する鋼を用いた場合の実施例であり、表5に示す化学成分の鋼ビレットを用いて、実施例1と同様に直径4〜6mmの線材とし、その線材を所定の温度にてリング状に巻き取った後、ステルモアによるパテンティング処理を施した。
パテンティング後の圧延線材について、実施例1と同様にサンプルを取り出し、引張り試験を実施するとともにSEM観察を実施した。
続いて、線材の伸線特性を得るために、実施例1と同様に伸線して、最終伸線径の鋼線を得た。得られた鋼線から、サンプルを取り出し、引張り試験とボイド数密度の測定を実施した。
また、作成した鋼線を用いて、実施例1と同様に撚り線加工を実施し、断線の発生の有無、及び破断した際の破断張力を調べた。
圧延線材の製造条件、圧延線材の伸線途中で行われる最終パテンティング条件、及び、得られた線材及び鋼線の特性を表6に示す。
表6において、No.1〜16は、それぞれ、表5の本発明例のNo.1〜16の鋼を用いた本発明例であり、同様に、17から28は比較例である。比較例の鋼線の特性欄が「−」のものは、最終伸線パスあるいはその前のパスで断線したものであり、最終伸線径はそのときのパス径を記載した。
表6の値に基づき、図4〜6に、実施例1の図1〜3と同様の関係を示した。図4〜6には、Wを含有する鋼を用いた場合でも、Moを含有する鋼を用いた実施例1と同様の関係が得られることが示されている。
表6に示されるように、本発明例においては、いずれも断線することなく引張強度の高い鋼線が得られ、かつ、その鋼線は撚り線断線することなく撚り線に加工できた。
これに対し、比較例では次のような問題があり、伸線過程で断線するか、伸線後の撚り線加工で撚り線断線した。
17は巻き取り温度が低いため、パテンティング処理前にBの窒化物および炭化物が析出し、固溶B量を確保できなかったため、非パーライトおよびコースパーライトを抑制できなかった例である。
18は圧延後の巻き取り温度が高すぎたため、冷却過程にBNが多量に析出したこと、加えてまたオーステナイト粒径が粗大化したため、粗大な粒界フェライトが生成し、延性が劣化した例である。
19、22、24、26、29はB量が低いあるいは無添加のため、非パーライトおよびコースパーライトを抑制できなかった例である。
19、26、30はWが無添加のため、コースパーライトの生成を抑制できなかった例である。
20は冷速が小さいため、TSも低く、コースパーライト、非パーライトともに多い例である。
21はB量が過剰であり、多量のB炭化物および初析セメンタイトがオーステナイト粒界に析出してしまい、伸線特性が悪かった例である。
23はSi量が過剰で、非パーライト(初析フェライト)析出を抑制できなかった例である。
25はC量が過剰で、初析セメンタイト析出を抑制できなかったため、一次伸線で断線した例である。
27はMn量が過剰で、圧延時にパーライト変態が終了しなかったために伸線加工性が低下し、断線した例である。
28はW量が過剰で、圧延時にパーライト変態が終了しなかったため、一次伸線で断線した例である。
Wを含有する鋼を用いた場合の実施例であり、表7に示す化学成分の鋼ビレットを用いて、実施例1と同様に直径4mm、5.5mmの線材とし、その線材を所定の温度にてリング状に巻き取った後、ステルモアによるパテンティング処理あるいは溶融ソルトに浸漬するパテンティング処理(DLP)を施した。
パテンティング後の圧延線材について、実施例1と同様にサンプルを取り出し、引張り試験を実施するとともにSEM観察を実施した。
続いて、線材の伸線特性を得るために、実施例1と同様に伸線して、最終伸線径の鋼線を得た。得られた鋼線から、サンプルを取り出し、引張り試験とボイド数密度の測定を実施した。
また、得られた鋼線を用いて、実施例1と同様に撚り線加工を実施し、断線の発生の有無、及び破断した際の破断張力を調べた。
圧延線材の製造条件、圧延線材の伸線途中で行われる最終パテンティング条件、及び、得られた線材及び鋼線の特性を表8に示す。
表8において、No.a〜hは、それぞれ、表7の対応するNo.a〜hの鋼を用いたものであり、No.a〜dは本発明例であり、No.e〜hから比較例である。
本発明例においては、いずれも断線することなく引張強度の高い鋼線が得られ、かつ、その鋼線は撚り線断線することなく撚り線に加工できた。
これに対し、比較例では、鋼の成分組成は本発明の条件を満たしており、鋼線に伸線できているが、巻き取り後の冷速が小さいため、線材のコースパーライト、非パーライトともに多く、伸線後に残留するボイド密度も高くなっており、撚り線加工で撚り線断線した。
Claims (5)
- 成分が、質量%または質量ppmで、C:0.80〜1.20%、Si:0.1〜1.5%、Mn:0.1〜1.0%、Al:0.01%以下、Ti:0.01%以下、W:0.005〜0.2%とMo:0.003〜0.2%のいずれか1種または2種、N:10〜30ppm、B:4〜30ppm(内、固溶Bが3ppm以上)、O:10〜40ppmを含有し、残部はFe及び不純物からなり、パーライト組織の面積率が97%以上、残部がベイナイト、擬似パーライト、初析フェライトからなる非パーライト組織であり、非パーライト組織の面積率と見かけのラメラ間隔が600nm以上である粗いパーライト組織の面積率の合計が15%以下であることを特徴とする、延性に優れた高強度鋼線用線材。
- 成分として、更に、質量%で、Cr:0.5%以下、Ni:0.5%以下、Co:0.5%以下、V:0.5%以下、Cu:0.2%以下、Nb:0.1%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、請求の範囲1に記載の延性に優れた高強度鋼線用線材。
- 請求の範囲1または2に記載の線材を、パテンティング処理した後に伸線した鋼線であって、引張り強さが3600MPa以上であり、その中心部における長さ5μm以上のボイド数密度が100個/mm2以下であることを特徴とする、延性に優れた高強度鋼線。
- 請求の範囲1または2に記載の成分の鋼片を、線径3〜7mmの線材に熱間圧延し、その線材を800〜950℃の温度域にて巻き取りした後、800℃から700℃まで冷却される間の冷却速度が20℃/s以上であるような冷却方法にてパテンティング処理を行うことを特徴とする、請求の範囲1または2に記載の延性に優れた高強度鋼線用線材の製造方法。
- 請求の範囲4に記載の製造方法によって製造された線材を伸線し、中間パテンティング後さらに冷間伸線を施すことを特徴とする、請求の範囲3に記載の延性に優れた高強度鋼線の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2009527634A JP5114684B2 (ja) | 2008-03-25 | 2009-03-09 | 延性に優れた線材及び高強度鋼線並びにそれらの製造方法 |
Applications Claiming Priority (6)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2008078146 | 2008-03-25 | ||
JP2008078146 | 2008-03-25 | ||
JP2008100385 | 2008-04-08 | ||
JP2008100385 | 2008-04-08 | ||
JP2009527634A JP5114684B2 (ja) | 2008-03-25 | 2009-03-09 | 延性に優れた線材及び高強度鋼線並びにそれらの製造方法 |
PCT/JP2009/054967 WO2009119359A1 (ja) | 2008-03-25 | 2009-03-09 | 延性に優れた線材及び高強度鋼線並びにそれらの製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPWO2009119359A1 JPWO2009119359A1 (ja) | 2011-07-21 |
JP5114684B2 true JP5114684B2 (ja) | 2013-01-09 |
Family
ID=41113557
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP2009527634A Active JP5114684B2 (ja) | 2008-03-25 | 2009-03-09 | 延性に優れた線材及び高強度鋼線並びにそれらの製造方法 |
Country Status (9)
Country | Link |
---|---|
US (2) | US9212410B2 (ja) |
EP (1) | EP2175043B1 (ja) |
JP (1) | JP5114684B2 (ja) |
KR (1) | KR20100029135A (ja) |
CN (1) | CN101765672B (ja) |
BR (1) | BRPI0903902B1 (ja) |
CA (1) | CA2697352C (ja) |
ES (1) | ES2605255T3 (ja) |
WO (1) | WO2009119359A1 (ja) |
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPWO2015119241A1 (ja) * | 2014-02-06 | 2017-03-30 | 新日鐵住金株式会社 | フィラメント |
US10081846B2 (en) | 2014-02-06 | 2018-09-25 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Steel wire |
Families Citing this family (32)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2008069409A (ja) * | 2006-09-14 | 2008-03-27 | Bridgestone Corp | 高強度高炭素鋼線およびその製造方法 |
KR20100029135A (ko) * | 2008-03-25 | 2010-03-15 | 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 | 연성이 우수한 선재 및 고강도 강선 및 그들의 제조 방법 |
KR101309881B1 (ko) * | 2009-11-03 | 2013-09-17 | 주식회사 포스코 | 신선가공성이 우수한 신선용 선재, 초고강도 강선 및 그 제조방법 |
US9121080B2 (en) * | 2010-04-01 | 2015-09-01 | Kobe Steel, Ltd. | High-carbon steel wire excellent in wire drawability and fatigue property after wiredrawing |
JP5318841B2 (ja) * | 2010-11-16 | 2013-10-16 | 東洋ゴム工業株式会社 | 空気入りラジアルタイヤ |
WO2014175345A1 (ja) * | 2013-04-25 | 2014-10-30 | 新日鐵住金株式会社 | 線材及びその製造方法 |
CN104694825B (zh) * | 2015-02-06 | 2017-01-11 | 铜陵百荣新型材料铸件有限公司 | 一种耐腐蚀铸造高碳钢及其制备方法 |
CN105624564B (zh) * | 2016-01-05 | 2017-10-27 | 江阴兴澄特种钢铁有限公司 | 一种精细钢帘线拉拔加工性能优的高碳钢线材及制造方法 |
CN107541668A (zh) * | 2016-06-24 | 2018-01-05 | 无锡市东煜机械有限公司 | 一种搓丝机中仁材料 |
CN107541685A (zh) * | 2016-06-24 | 2018-01-05 | 无锡市东煜机械有限公司 | 一种搓丝机大齿轮材料 |
CN107541687A (zh) * | 2016-06-24 | 2018-01-05 | 无锡市东煜机械有限公司 | 一种搓丝机石墨心材料 |
CN107541683A (zh) * | 2016-06-24 | 2018-01-05 | 无锡市东煜机械有限公司 | 一种切条机菱形片材料 |
CN107541676A (zh) * | 2016-06-24 | 2018-01-05 | 无锡市东煜机械有限公司 | 一种切条机箱体材料 |
CN107541686A (zh) * | 2016-06-24 | 2018-01-05 | 无锡市东煜机械有限公司 | 一种切条机轴承座材料 |
CN107541670A (zh) * | 2016-06-24 | 2018-01-05 | 无锡市东煜机械有限公司 | 一种搓丝机轴盖材料 |
CN107541672A (zh) * | 2016-06-24 | 2018-01-05 | 无锡市东煜机械有限公司 | 一种搓丝机凸轮材料 |
CN107541675A (zh) * | 2016-06-24 | 2018-01-05 | 无锡市东煜机械有限公司 | 一种切条机机架材料 |
CN107541678A (zh) * | 2016-06-24 | 2018-01-05 | 无锡市东煜机械有限公司 | 一种切条机长轴材料 |
CN107541671A (zh) * | 2016-06-24 | 2018-01-05 | 无锡市东煜机械有限公司 | 一种切条机联轴器材料 |
CN107541677A (zh) * | 2016-06-24 | 2018-01-05 | 无锡市东煜机械有限公司 | 一种搓丝机连接杆材料 |
CN107541669A (zh) * | 2016-06-24 | 2018-01-05 | 无锡市东煜机械有限公司 | 一种搓丝机齿轮轴材料 |
CN107541639A (zh) * | 2016-06-24 | 2018-01-05 | 无锡市东煜机械有限公司 | 一种切条机刀头材料 |
CN107541674A (zh) * | 2016-06-24 | 2018-01-05 | 无锡市东煜机械有限公司 | 一种切条机轴承座罩壳材料 |
CN107541673A (zh) * | 2016-06-24 | 2018-01-05 | 无锡市东煜机械有限公司 | 一种搓丝机飞轮材料 |
WO2018079781A1 (ja) * | 2016-10-28 | 2018-05-03 | 新日鐵住金株式会社 | 線材およびその製造方法 |
US10633726B2 (en) * | 2017-08-16 | 2020-04-28 | The United States Of America As Represented By The Secretary Of The Army | Methods, compositions and structures for advanced design low alloy nitrogen steels |
WO2020158063A1 (ja) | 2019-01-29 | 2020-08-06 | Jfeスチール株式会社 | 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
EP3702638B1 (en) * | 2019-02-26 | 2021-07-14 | NV Bekaert SA | Actuator for opening and closing a door or a tailgate of a car |
CN111549294A (zh) * | 2020-05-25 | 2020-08-18 | 中国科学院金属研究所 | 耐液态铅铋腐蚀的高强度Fe-Cr-Zr-W-Mo-B铁素体合金及其制备方法 |
CN112301287B (zh) * | 2020-11-09 | 2022-06-21 | 江苏省沙钢钢铁研究院有限公司 | 预应力钢绞线、预应力钢绞线用盘条及其生产方法 |
CN113026402B (zh) * | 2020-12-23 | 2022-10-11 | 天津市新天钢中兴盛达有限公司 | 大规格热镀锌预应力钢绞线及其制造方法 |
CN115323144A (zh) * | 2022-07-15 | 2022-11-11 | 江苏康瑞新材料科技股份有限公司 | 一种镜框用不锈钢丝的制备方法 |
Citations (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH06330239A (ja) * | 1993-05-20 | 1994-11-29 | Kobe Steel Ltd | 伸線性および撚線性に優れた高炭素鋼線材 |
JP2001234286A (ja) * | 2000-02-24 | 2001-08-28 | Nippon Steel Corp | 伸線加工性に優れた細径高炭素低合金鋼熱間圧延線材とその製造方法 |
JP2004360005A (ja) * | 2003-06-04 | 2004-12-24 | Nippon Steel Corp | 遅れ破壊特性の優れた高強度pc鋼線およびその製造方法 |
JP2007131945A (ja) * | 2005-10-12 | 2007-05-31 | Nippon Steel Corp | 延性に優れた高強度鋼線およびその製造方法 |
Family Cites Families (11)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP3388418B2 (ja) | 1994-06-21 | 2003-03-24 | 新日本製鐵株式会社 | 伸線加工性に優れた高炭素鋼線材または鋼線の製造方法 |
JP3456455B2 (ja) | 1999-11-01 | 2003-10-14 | 住友金属工業株式会社 | 鋼線材、鋼線及びそれらの製造方法 |
JP3737354B2 (ja) * | 2000-11-06 | 2006-01-18 | 株式会社神戸製鋼所 | 捻回特性に優れた伸線加工用線材およびその製造方法 |
US6783609B2 (en) * | 2001-06-28 | 2004-08-31 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | High-carbon steel wire rod with superior drawability and method for production thereof |
JP4088220B2 (ja) * | 2002-09-26 | 2008-05-21 | 株式会社神戸製鋼所 | 伸線前の熱処理が省略可能な伸線加工性に優れた熱間圧延線材 |
JP3983218B2 (ja) * | 2003-10-23 | 2007-09-26 | 株式会社神戸製鋼所 | 延性に優れた極細高炭素鋼線およびその製造方法 |
KR101011565B1 (ko) | 2005-06-29 | 2011-01-27 | 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 | 신선 특성이 우수한 고강도 선재 및 그 제조 방법 |
US8864920B2 (en) | 2005-06-29 | 2014-10-21 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | High strength wire rod excellent in drawability and method of producing same |
JP5162875B2 (ja) | 2005-10-12 | 2013-03-13 | 新日鐵住金株式会社 | 伸線特性に優れた高強度線材およびその製造方法 |
JP5157230B2 (ja) | 2007-04-13 | 2013-03-06 | 新日鐵住金株式会社 | 伸線加工性の優れた高炭素鋼線材 |
KR20100029135A (ko) * | 2008-03-25 | 2010-03-15 | 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 | 연성이 우수한 선재 및 고강도 강선 및 그들의 제조 방법 |
-
2009
- 2009-03-09 KR KR1020107001849A patent/KR20100029135A/ko active Search and Examination
- 2009-03-09 BR BRPI0903902A patent/BRPI0903902B1/pt not_active IP Right Cessation
- 2009-03-09 CN CN2009801000063A patent/CN101765672B/zh active Active
- 2009-03-09 JP JP2009527634A patent/JP5114684B2/ja active Active
- 2009-03-09 EP EP09725961.8A patent/EP2175043B1/en active Active
- 2009-03-09 CA CA2697352A patent/CA2697352C/en not_active Expired - Fee Related
- 2009-03-09 US US12/452,816 patent/US9212410B2/en active Active
- 2009-03-09 ES ES09725961.8T patent/ES2605255T3/es active Active
- 2009-03-09 WO PCT/JP2009/054967 patent/WO2009119359A1/ja active Application Filing
-
2015
- 2015-11-12 US US14/939,848 patent/US9689053B2/en not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH06330239A (ja) * | 1993-05-20 | 1994-11-29 | Kobe Steel Ltd | 伸線性および撚線性に優れた高炭素鋼線材 |
JP2001234286A (ja) * | 2000-02-24 | 2001-08-28 | Nippon Steel Corp | 伸線加工性に優れた細径高炭素低合金鋼熱間圧延線材とその製造方法 |
JP2004360005A (ja) * | 2003-06-04 | 2004-12-24 | Nippon Steel Corp | 遅れ破壊特性の優れた高強度pc鋼線およびその製造方法 |
JP2007131945A (ja) * | 2005-10-12 | 2007-05-31 | Nippon Steel Corp | 延性に優れた高強度鋼線およびその製造方法 |
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPWO2015119241A1 (ja) * | 2014-02-06 | 2017-03-30 | 新日鐵住金株式会社 | フィラメント |
US10072317B2 (en) | 2014-02-06 | 2018-09-11 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Filament |
US10081846B2 (en) | 2014-02-06 | 2018-09-25 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Steel wire |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
EP2175043B1 (en) | 2016-08-10 |
ES2605255T3 (es) | 2017-03-13 |
JPWO2009119359A1 (ja) | 2011-07-21 |
CN101765672A (zh) | 2010-06-30 |
US9212410B2 (en) | 2015-12-15 |
EP2175043A1 (en) | 2010-04-14 |
CN101765672B (zh) | 2012-05-23 |
EP2175043A4 (en) | 2015-08-12 |
US20100126643A1 (en) | 2010-05-27 |
BRPI0903902A2 (pt) | 2015-06-30 |
WO2009119359A1 (ja) | 2009-10-01 |
CA2697352A1 (en) | 2009-10-01 |
BRPI0903902B1 (pt) | 2017-06-06 |
US20160145713A1 (en) | 2016-05-26 |
US9689053B2 (en) | 2017-06-27 |
CA2697352C (en) | 2013-04-02 |
KR20100029135A (ko) | 2010-03-15 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
JP5114684B2 (ja) | 延性に優れた線材及び高強度鋼線並びにそれらの製造方法 | |
JP5162875B2 (ja) | 伸線特性に優れた高強度線材およびその製造方法 | |
JP5939359B2 (ja) | 高炭素鋼線材及びその製造方法 | |
JP5233281B2 (ja) | 延性に優れた高強度鋼線およびその製造方法 | |
US10329646B2 (en) | Steel wire for drawing | |
WO2011089782A1 (ja) | 線材、鋼線、及び線材の製造方法 | |
JP4374357B2 (ja) | 伸線特性に優れた高強度線材及びその製造方法、並びに伸線特性に優れた高強度鋼線 | |
JP6264461B2 (ja) | 伸線加工性に優れた高炭素鋼線材 | |
JP4374356B2 (ja) | 伸線特性に優れた高強度線材及びその製造方法、並びに伸線特性に優れた高強度鋼線 | |
JP2007131945A (ja) | 延性に優れた高強度鋼線およびその製造方法 | |
JP2010270391A (ja) | 延性に優れた高強度鋼線用線材及び鋼線並びにその製造方法 | |
JP5201009B2 (ja) | 高強度極細鋼線用線材、高強度極細鋼線、及び、これらの製造方法 | |
WO2016158901A1 (ja) | 伸線性に優れた高炭素鋼線材、および鋼線 | |
JP5304323B2 (ja) | 高強度鋼線用線材、高強度鋼線及びこれらの製造方法 | |
JP5201000B2 (ja) | 高強度鋼線用線材、高強度鋼線及びこれらの製造方法 |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20120904 |
|
A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 |
|
A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20120917 |
|
R151 | Written notification of patent or utility model registration |
Ref document number: 5114684 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R151 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20151026 Year of fee payment: 3 |
|
S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |