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

Description

本発明は、延性に優れた線材、その線材を用いて製造された延性と撚り線性に優れた高強度の鋼線及びそれらの製造方法に関する。より詳しくは、例えば、自動車のラジアルタイヤや産業用ベルトなど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鋼線を得るための延性に優れた圧延線材、その圧延線材から得られた高強度鋼線及びそれらの製造方法に関する。

自動車のラジアルタイヤや、各種のベルト、ホースの補強材として用いられるスチールコード用の鋼線、あるいは、ソーイングワイヤ用の鋼線は、一般に、鋼ビレットを熱間圧延した後、調整冷却して線径（直径）が４〜６ｍｍの鋼線材（圧延線材）とし、この圧延線材を直径０．１５〜０．４０ｍｍに極細鋼線に伸線加工することによって製造される。また、この極細鋼線を、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。
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。

本発明は、上記現状に鑑みなされたもので、その目的は、スチールコードやソーイングワイヤなどの用途に好適な鋼線を製造するための延性に優れた線材とその線材から製造された鋼線を提供すること、及びその線材と鋼線を高い生産性の下に歩留りよく廉価に製造する方法を提供することである。
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／ｍｍ^２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１は、Ｍｏ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数密度との関係を示す図である。
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。

本発明者らは、線材の伸線の過程で生成し、伸線後の鋼線に残留するボイドが、線材と鋼線の延性に及ぼす影響について調査・研究を重ね、下記の知見を得た。
（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Ｍｏ_２Ｃ炭化物やＷ_２Ｃ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Ｆｅ_２３（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／ｍｍ^２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／ｍｍ^２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／ｍｍ^２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Ｍｏ_２Ｃ炭化物やＷ_２Ｃ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Ｆｅ_３（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／ｍｍ^２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。

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。
（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／ｍｍ^２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／ｍｍ^２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。
（実施例２）
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。
（実施例３）
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。
（実施例４）
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。

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、その産業上の利用可能性は大きい。

Claims (5)

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、請求の範囲１に記載の延性に優れた高強度鋼線用線材。
3. 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／ｍｍ^２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. 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。
5. 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。