JP5304323B2 - 高強度鋼線用線材、高強度鋼線及びこれらの製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、強度、靭性、延性等に優れた極細鋼線を、伸線中にパテンティング処理およびブルーイング処理を施すこと無しに製造する技術に関する。

高強度鋼線の代表例であるスチールコード用鋼線を製造するには、通常、炭素含有量が０．７〜０．８％程度の高炭素鋼［ＪＩＳＧ ３５０２（ＳＷＲＳ７２Ａ，ＳＷＲＳ８２Ａ）相当］を用い、それを熱間圧延した後、冷却条件を制御することにより直径：５．０〜６．４ｍｍ程度の鋼線材とし、次いで一次伸線加工、パテンティング処理、二次伸線加工、再度のパテンティング処理、Ｃｕ−Ｚｎ二相めっき、拡散処理を施した後、最終的に湿式伸線加工（仕上げ伸線）を行うことによって所定の線径になるように製造されている。

この際、パテンティング処理は、伸線加工に適した均一微細なパーライト組織を得るために行われるが、高炭素鋼における伸線限界は、通常、真歪みで４以下と低いために、最終線径が細くなればなるほど最終パテンティング後の線径も細くなり、その為、パテンティング回数を増やす必要があるという問題があった。

そこで、伸線限界を向上させて線材の伸線加工性を高めることを目的として、種々の改良方法が提案されている。

例えば特許文献１には、パテンティング処理時における冷却速度を制御することによって伸線に悪影響を及ぼす初析セメンタイトの析出を抑制する方法が、また、特許文献２には、熱間圧延線材の断面組織中の粗パーライト率を制御する技術が開示されている。
特許文献３および特許文献４には、鋼線組織を加工硬化の少ないベイナイト組織にすることによって、伸線による強度上昇を低く抑えて伸線限界を向上させる技術が開示されている。
特許文献５には、炭素含有量が０．３０〜０．６０％の中炭素鋼線材を用いて、最終パテンティング後の引張強さ、パーライト組織および初析フェライトを制御することにより伸線限界の向上を図る技術が開示されている。

これらの方法によれば、パテンティング回数を従来より少なくしても伸線加工性を高めることはできるが、いずれの方法においても、少なくとも伸線中に１回のパテンティング処理を必ず行う必要がある。

一方、特許文献６には、線径０．１５ｍｍ以下の極細線を工業的に製造し得る方法が開示されている。具体的には、低炭素鋼線（Ｃ：０．０１〜０．３０％）に熱処理を施して、フェライトと、針状マルテンサイトまたはベイナイトの混合組織に調整した後に、主として伸線加工により高強度を得る方法が開示されているが、熱処理強度が７０ｋｇｆ／ｍｍ２程度と低く、かつ加工硬化率もパーライト鋼と比較して低いために、０．２ｍｍ程度の極細線に適用する場合、熱処理線径をかなり太くして伸線加工ひずみを大きく取らなければ所定の強度が得られないこと、５．５ｍｍ以上の太径熱処理では鋼線表層から中心部間の組織が不均一になり易く、わずかな塊状マルテンサイトの生成で、早期の伸線破断や機械的性質の劣化につながるという問題があった。

特許文献７には、中高炭素鋼線（Ｃ：０．３５〜０．９％）の熱間圧延後冷却し、２０％以下の面積率で初析フェライトを含有した組織に調整した後に、パテンティングすること無しに伸線によって０．１５〜０．４ｍｍの線径の高強度鋼線を得る方法が開示されているが、通常、スチールコード用フィラメントを製造するためには、伸線時の潤滑性とゴムとの密着性を保障するために、伸線工程の途中でCu-Zn二相めっき・加熱拡散処理（拡散黄銅めっき）を施す必要がある。このめっきの加熱拡散処理時（以後、この処理をブルーイング処理と称する。）に、伸線されて形成された伸長ラメラ組織が分断されるため、０．３〜０．４％程度のＣ量の線材では伸線後に所定の強度を得にくく、延性も劣化するという問題があった。

さらに、特許文献８においては、セメンタイトが不連続なパーライト線材を、熱処理無しに伸線することによって鋼線を得る方法が示されているが、セメンタイトが不連続であるのは、冷却速度が遅いステルモア相当のパテンティングをしているために必然的に得られた組織であり、セメンタイトが不連続であるが故に強度が低いという問題があった。

特開平５−９８３４９号公報 特公平３−６０９００号公報 特開平５−１０５９６５号公報 特開平５−１１７７６４号公報 特開平６−２０３９号公報 特公平１−１５５６３号公報 特許第３４９９３４１号公報 特許第３４０９０５５号公報

そこで、本発明は、上記のような事情に鑑み、中炭素鋼を素材として用い、伸線工程中にパテンティング処理およびブルーイング処理などの熱処理を全く施さなくとも極細鋼線に伸線加工でき、かつ、高強度で撚り線時のデラミネーション（縦割れ）の発生のない極細鋼線が得られる線材を提供できるようにするとともに、その線材を用いて高強度の極細鋼線を提供できるようにすることを課題とするものである。

本発明者らは、炭素濃度０．５％以下の中炭素領域の鋼材を用い、まず種々の条件で圧延・冷却・パテンティングして、種々の組織、強度レベルの線材を作成し、その線材を用いて伸線を実施し、直径０．２〜０．４ｍｍであるような極細鋼線を作製した。そして、これら鋼線の引張強度、ねじり特性等の機械的特性を調査した。そして、鋼線の機械的特性を向上させる鋼材成分、圧延条件、パテンティング条件、伸線条件の影響等について検討を重ねた。

この結果、軟質相である初析フェライト＋ベイナイト組織の面積率を低下させるとともに、引張強度を線材のＣ量に応じて適正に管理した圧延線材を用いれば、伸線中に中間パテンティング処理およびブルーイング処理などの熱処理を全く施さなくとも極細鋼線の製造が可能であること、さらに、そのような線材を、最終的な真ひずみ４以上の伸線加工を施すことによって、最終線径に応じたより高強度でデラミネーションが発生しない鋼線を得ることができるという結論に達し、本発明をなしたものである。

本発明は以上の知見に基づいてなされたものであって、その要旨とするところは、次の通りである。
（１）質量％で、Ｃ ：０．３０〜０．５０％、Ｓｉ：０．１０〜０．４０％、Ｍｎ：０．２０〜１．０％、Ｎ：１５〜３５ｐｐｍ、Ｏ：１５〜３５ｐｐｍ、Ａｌ：０．０１％以下（０％を含む）、Ｔｉ：０．０１％以下（０％を含む）を含有し、残部鉄および不可避的不純物よりなり、最終パテンティング後の引張強さＴＳ（ＭＰａ）が、下記式１の範囲にあり、
１０００×（％Ｃ）＋３００≦ＴＳ≦１０００×（％Ｃ）＋４５０
・・・ （式１）
かつ、初析フェライトとベイナイトの面積率ＦＡ（％）が下記式２の範囲にあり、
ＦＡ≦−７０×（％Ｃ）＋４１ ・・・ （式２）
残部の９５％以上がパーライト組織であり、該パーライト組織の平均ブロック粒径が２０μm以下であることを特徴とする線径３．６〜７ｍｍの高強度極細鋼線用線材。
（２）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、Ｍｏ：０．２％以下、Ｗ：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上記（１）に記載の高強度極細鋼線用線材。

（３）上記（１）または（２）に記載の線材に、熱処理を施すことなしに伸線を行うことにより、直径Ｄ（ｍｍ）を０．２〜０．４ｍｍとした鋼線であって、引張強度ＴＳ（ＭＰａ）が３０００ＭＰａ以上で、かつ下記式３を満たすことを特徴とするデラミネーションの発生しない高強度極細鋼線。
３９００−Ｄ×２６００≦ＴＳ ・・・ （式３）

（４）上記（１）または（２）に記載の鋼成分の鋼片を熱間圧延し、仕上げ圧延温度を１０００〜１２００℃とし、次いで８８０〜９６０℃の温度にて巻き取った後、直ちに５２０〜５８０℃の温度の溶融ソルトに３０ｓ以上浸漬する工程を含むパテンティング処理を施すことを特徴とする上記（１）または（２）記載の高強度極細鋼線用線材の製造方法。
（５）上記（１）または（２）に記載の鋼成分の鋼片を熱間圧延し、仕上げ圧延温度を１０００〜１２００℃とし、次いで８８０〜９６０℃の温度にて巻き取った後に、８００℃から６００℃までの冷却速度を５０〜２００℃／ｓとして冷却し、その後、５２０〜５８０℃の温度域にて３０ｓ以上保持する工程を含むパテンティング処理を施すことを特徴とする上記（１）または（２）記載の高強度極細鋼線用線材の製造方法。

（６）上記（４）または（５）に記載のパテンティング処理に引き続いて、熱処理を施すことなしに、真ひずみ４％以上の条件で直径Ｄ（ｍｍ）が０．２〜０．４ｍｍの範囲になるまで伸線を行うことを特徴とする高強度極細鋼線の製造方法。

伸線工程中にパテンティング処理およびブルーイング処理などの熱処理を全く施さなくとも極細鋼線に伸線加工できる線材を得ることができ、かつ、その線材を用いて、高強度で撚り線時のデラミネーション（縦割れ）の発生のない極細鋼線を得ることができる。

圧線線材の初析フェライト＋ベイナイト組織の面積率（分率）と伸線後の引張強度ＴＳの関係を示す図である。 伸線後の鋼線の線径とＴＳの関係を示す図である。 用いた鋼のＣ含有量と圧延線材の引張強度との関係を示す図である。 用いた鋼のＣ含有量とフェライト＋ベイナイト組織の面積率との関係を示す図である。 本発明に係る鋼線の代表的なパーライト組織を示すＳＥＭ観察写真を用いた図である。

通常、スチールコード用鋼線を得るためには共析鋼に近い炭素濃度を有し、かつ０．２％程度のＳｉが含有する線材をオーステナイト化した後、４５０〜６００℃で数〜数十秒保持するパテンティング処理を施し、ほぼ完全なパーライト組織にした後、伸線を実施する。しかしこの方法では、伸線前の線材強度が高く、伸線時の加工硬化係数も大きいため、３〜４程度の真ひずみで伸線時の破断あるいは伸線後のデラミネーションが発生する。

そこで、本発明者らは、炭素濃度０．５％以下の中炭素領域の鋼材を用い、まず種々の条件で圧延・冷却・パテンティング・一次伸線・ボンデ皮膜処理・仕上げ伸線を実施し、直径０．２〜０．４ｍｍであるような種々の強度レベルの鋼線を作製し、これら鋼線の引張強度や鋼組織などを調査した。その結果、次のような知見を得た。

（ａ）鋼中炭素量を０．３〜０．５％程度まで低減させた鋼素材を用いて、通常の圧延・ステルモア処理によるパテンティング処理を施しても、初析フェライトを抑制することは困難であり、線材の引張強度（ＴＳ）は低くなる。このような線材をパテンティング無しに伸線しても、真ひずみ４以上の伸線で所定のＴＳの高強度ワイヤを得ることは困難である。

（ｂ）鋼中炭素量を０．３〜０．５％程度まで低減させた鋼素材に通常の圧延を施し、ステルモアの風速を高める等して、５００℃近傍までの線材の冷却速度を高めることによって、初析フェライトを抑制することが可能であるが、５２０℃未満まで急冷することによって過冷組織であるベイナイトが生成し、強度と延性が劣化する。このような線材を伸線しても、真ひずみ４以上の伸線で所定のＴＳの高強度ワイヤを得ることは困難である。

（ｃ）鋼中炭素量を０．３〜０．５％程度まで低減させた鋼素材を用いて線材に圧延するに際して、仕上げ圧延温度を１０００〜１２００℃とし、次いで８８０℃以上９６０℃以下の温度にて巻き取った後に、５２０〜５８０℃の溶融ソルトに浸漬することにより、圧延γ粒径を粗大化させ、初析フェライトとベイナイトを共に抑制し、かつ残部の９５％以上をパーライト組織とし、なおかつ、通常は２０μｍを超えるパーライトブロック粒径を２０μｍ以下とすることが可能である。このような線材に真ひずみが４以上の伸線を施すことにより、高強度でかつデラミネーションの発生のない鋼線を得ることが可能になる。

そこで、鋼中炭素量：０．３〜０．５％の鋼を用い、圧延条件及び巻き取り後の冷却条件を変更して初析フェライトとベイナイトの量を種々に調節した圧延線材を作成し、さらに、その線材にパテンティング処理なしに真ひずみが４以上の伸線を施すことにより、０．２〜０．４ｍｍの線径の鋼線を作成した。

得られた圧延線材について、線材組織や引張強度を調べた。また、伸線後の鋼線について引張強度を調べるとともに、捻回試験を行ってデラミネーション発生の有無を調べた。
まず、高強度の鋼線を得るための条件について検討した。

図１に、圧線線材の初析フェライト＋ベイナイト組織の面積率（分率）と伸線後のＴＳの関係を、図２に、伸線後の鋼線の線径とＴＳの関係を示す。これらの図中、比較例におけるオープンマークはデラミネーションが発生していることを示す。

図１より、圧延線材の初析フェライト＋ベイナイト組織の面積率を、２０％以下に低下させることで、引張強度が３０００ＭＰａ以上の高強度でデラミネーションが発生しない鋼線の製造が可能であることがわかる。

また、図２より、鋼線の引張強度ＴＳ（ＭＰａ）と線径Ｄの関係が、次式を満たす範囲になるようにすれば、高強度でデラミネーションの発生のない鋼線を得ることが可能になることがわかる。
３９００−Ｄ×２６００≦ＴＳ

ここで、初析フェライトおよびベイナイトの面積率は、線材を湿式研磨した後、飽和ピクリン酸によって数秒腐食させ、光学顕微鏡にて×５００の倍率で、表層、１／４Ｄ、１／２Ｄを各々５枚撮影し、初析フェライト＋ベイナイト組織（白く見える）の面積分率を画像解析し、これらの平均値によって求めた。

次に、高強度で撚り線時にデラミネーションの発生しない鋼線を得るための圧延線材の引張強度及び初析フェライト＋ベイナイト組織の面積率の条件について検討した。

図１に示されたＴＳが２９００ＭＰａ以上でデラミネーションが発生しない鋼線が得られた圧延線材について、図３に鋼のＣ含有量と引張強度との関係を示し、図４に鋼のＣ含有量と初析フェライト＋ベイナイト組織の面積率との関係を示す。

図３より、圧延線材の引張強度ＴＳ（ＭＰａ）を、Ｃ含有量％Ｃ（質量％）に応じて次式の関係を満たすようにすれば、高強度でデラミネーションの発生のない鋼線を得られることがわかる。
１０００×（％Ｃ）＋３００≦ＴＳ≦１０００×（％Ｃ）＋４５０

また、図４より、初析フェライト＋ベイナイト組織の面積率ＦＡ（％）を、Ｃ含有量％Ｃ（質量％）に応じて次式の関係を満たすようにすれば、同様の鋼線を得られることがわかる。
ＦＡ≦−７０×（％Ｃ）＋４１

本発明は、上記の検討結果に基づき、さらに、鋼の化学成分を最適なものにすることによりなされたものであり、以下、本発明についてさらに説明する。
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。
まず、本発明に用いられる鋼線材の成分限定理由について説明する。

Ｃ：０．３０〜０．５０％
Ｃは強度の上昇に有効で、且つ経済的な元素であり、Ｃ含有量の増加に伴って伸線時の加工硬化量、伸線後の強度が増大する。更に、Ｃ量が少ないと圧延線材の初析フェライト量を低減させることが困難となる。従って、本発明ではその下限を０．３０％とすることが必要である。一方、Ｃ量が多くなり過ぎると線材の強度が高くなりすぎ、伸線中あるいは伸線後における鋼線の靭性・延性を劣化させるため、Ｃ量の上限を０．５０％とする。好ましい上限は０．４５％、より好ましくは０．４０％、さらに好ましくは、０．３５％である。

Ｓｉ：０．１０〜０．４０％
Ｓｉは脱酸剤として有用な元素である。０．１０％未満ではその効果が不十分となるため、０．１０％以上とした。一方、Ｓｉはフェライト生成元素でありスケール剥離性を劣化させる働きがあるため、上限を０．４０％とした。

Ｍｎ：０．２０〜１．０％
ＭｎもＳｉと同様、脱酸剤として有用な元素であり、その効果を十分なものとするためには０．２０％以上が必要である。一方、Ｍｎは鋼の焼入性を高めて圧延材の初析フェライト量を低減させる効果がある。また偏析し易い元素でもあるため、過剰に添加するとＭｎの偏析部にマルテンサイト、ベイナイトなどの過冷組織が生成して伸線加工性が劣化する恐れがある。従って、Ｍｎ量の上限を１．０％とする。好ましい上限値は０．８％である。

Ｎ：１５〜３５ｐｐｍ
Ｎは、鋼中でＡｌ、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１５ｐｐｍ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虞がある。従って、Ｎの含有量を、１５〜３５ｐｐｍの範囲内とした。

Ｏ（酸素）：１５〜３５ｐｐｍ
Ｏは、Ｓｉその他の元素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粒径の過度な粗大化を抑制し、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１５ｐｐｍより多い値とした。しかし、含有量が多くなり過ぎると、硬質な介在物を形成し、伸線特性が劣化するので、Ｏの上限を３５ｐｐｍとした。

Ａｌ：０．０１％以下
Ａｌの含有量は、硬質非変形のアルミナ系非金属介在物が生成して鋼線の延性劣化と伸線性劣化を招かないように０％を含む０．０１％以下と規定した。

Ｔｉ：０．０１％以下
Ｔｉの含有量は、硬質非変形の酸化物が生成して鋼線の延性劣化と伸線性劣化を招かないように０％を含む０．０１％以下と規定した。

なお、不純物であるＰとＳは特に規定しないが、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、以下の様な選択的許容添加元素を１種または２種以上、積極的に含有してもよい。
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、Ｍｏ：０．２％以下、Ｗ：０．２％以下、Ｎｂ：０．１％以下。
以下、各元素について説明する。

Ｃｒ：０．５％以下
Ｃｒはパーライトのラメラ間隔を微細化し、線材の強度や伸線加工性等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、メカニカルでスケーリング性も悪くなるので、その上限を０．５％とした。

Ｎｉ：０．５％以下
Ｎｉは線材の強度上昇にはあまり寄与しないが、伸線材の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、上限値を０．５％とした。

Ｃｏ：０．５％以下
Ｃｏは、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、その上限値を０．５％とした。

Ｖ:０．５％以下
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。このよう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、過剰に添加すると、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、上限を０．５％とした。

Ｃｕ：０．２％以下
Ｃｕは、極細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、その上限を０．２％とした。

Ｍｏ：０．２％以下
Ｍｏは、極細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。一方、Ｍｏを過剰に添加すると変態終了時間が長くなるので、上限値を０．２％とした。

Ｗ：０．２％以下
Ｗは、極細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。一方、Ｗを過剰に添加すると変態終了時間が長くなるので、上限値を０．２％とした。

Ｎｂ：０．１％以下
Ｎｂは極細鋼線の耐食性を高める効果がある。このよう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、上限値を０．１％とした。

次に、圧延線材の線材の組織、強度及び製造条件について説明する。
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の圧延線材とする。本発明では、０．２〜０．４ｍｍの範囲の極細鋼線を得るため、圧延線材の線径を３．６〜７ｍｍとする。

その際、熱間圧延条件や熱間圧延後の冷却条件を制御することによって、最終パテンティング後の圧延線材の引張強度ＴＳ（ＭＰａ）が、下記式１の範囲にあり、
１０００×（％Ｃ）＋３００≦ＴＳ≦１０００×（％Ｃ）＋４５０ ・・・ （式１）
かつ、初析フェライトとベイナイトの合計の面積率ＦＡが、下記式２の範囲にあり、
ＦＡ≦−７０×（％Ｃ）＋４１ ・・・ （式２）
残部の９５％以上がパーライト組織であり、該パーライト組織の平均ブロック粒径が５以上２０μm以下となるようにする。

圧延線材の引張強度ＴＳを、Ｃ含有量に応じて上記のように規定するのは、上記図３に示されるように、式１の関係を満たすようにすれば、高強度でデラミネーションの発生のない鋼線を得ることができるようにするためである。

また、圧延線材の初析フェライトとベイナイトの面積率を上記のように規定するのは、上記図４に示されるように、伸線加工時に再度パテンティング処理を行わなくても高強度でデラミネーションの発生のない鋼線を得ることができるようにするためである。なお、初析フェライトとベイナイトの合計面積率は、０％であってもよいが、通常の製造条件では、それらの生成を避けることは困難である。

パーライト組織の面積率を残部の組織の９５％以上としたのは、９５％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。残部が１００％パーライト組織でもかまわない。

パーライト組織の平均ブロック粒径を２０μｍ以下に制限するのは、線材の延性を確保するためである。通常、パーライトブロック粒径はγ粒径の粗大化に伴い大きくなるが、以下に説明するように、溶融ソルトに浸漬するか、急冷後保定することによって、パーライトブロック粒の核生成を促進させ、２０μｍ以下とすることができる。
なお、パテンティング線材のパーライトブロック粒径は、線材のL断面を、樹脂に埋め込み後、切断研磨し、EBSP解析により倍率500倍で、方位差９°の界面で囲まれた領域を一つのブロック粒として解析し、その平均体積から求めた平均粒径とした。

この初析フェライトとベイナイトの面積率及びパーライト組織の平均ブロック粒径を以上のように制御するための手段としては、鋼片を、仕上圧延温度１０００〜１２００℃で熱間圧延し、次いで８８０℃以上９６０℃以下の温度にて巻き取った後に、５２０℃以上５８０℃以下の溶融ソルトに３０ｓ以上浸漬するパテンティング処理を行う方法、あるいは、上記条件で巻き取り後、８００℃から６００℃までの冷却速度が５０℃／ｓ以上２００℃／ｓ以下となるように冷却し、その後、５２０〜５８０℃の温度域にて３０ｓ以上保持するパテンティング処理を行う方法が採用される。

熱延及び巻取条件を上記の範囲とするのは、圧延γ粒径を粗大化させ、初析フェライトおよびベイナイトの析出を抑制するためである。

熱間圧延の仕上げ温度が１０００℃未満であると圧延反力が大きくなり、またγ粒径が微細化するため焼入れ性が低下し、初析フェライトの面積率が高くなる。一方、１２００℃を超えると巻き取り温度を規定の温度に制御しにくくなる。そのため、１０００℃以上１２００℃以下と規定した。

また、巻き取り温度が８８０℃未満であると、圧延γ粒径が微細化し、初析フェライトの析出を抑制するのが困難となり、９６０℃を超えるとγ粒径が過度に粗大化する。

溶融ソルトの温度あるいは冷却途中の保持温度を、５２０〜５８０℃の温度域に限定したのは、初析フェライトとベイナイトの面積率を上記式２で規定する範囲にするためであり、５２０℃未満では上部ベイナイト量が急増し、５８０℃より高ければ初析フェライト量が急増するためである。
また、溶融ソルトに浸漬しない場合、８００℃から６００℃までの冷却速度が５０℃／ｓ以上２００℃／ｓ以下となるように冷却するのは、溶融ソルトに浸漬した場合の冷却速度と同様の冷却速度にするためである。

以上によって、初析フェライトとベイナイトを共に抑制し、かつ残部の９５％以上をパーライト組織とし、かつ、巻き取り後の急冷による核生成の促進に起因して、通常は２０μｍを超えるパーライトブロック粒径を２０μｍ以下と微細化することが可能となる。
なお、図５に本発明による圧延線材の代表的なパーライト組織のＳＥＭ観察写真を示す。

パーライトのラメラ間隔は、変態時の温度に依存し、温度変動が大きいと、ラメラが連続したパーライトを得にくくなる。０．３〜０．５％Ｃの中炭素鋼においては特にこの傾向が顕著である。通常のステルモアでは、衝風するのみであり、パーライト変態が進行する際の変態潜熱による復熱を抑制できないため、変態中の温度を一定に保つことは難しい。

これに対して、溶融塩に浸漬した場合では、抜熱能が高いため、変態時の線材温度をソルト温度に近い温度で一定温度に保つことが可能であり、図５に示したように、ラメラ組織がほぼ連続したパーライト組織を得ることができる。また、強制的に冷却した後、一定温度に保定する場合でも同様である。

さらに、線材の伸線条件及び、伸線後の鋼線の条件について説明する。
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、組織及び強度の条件を満足する圧延線材を、途中にパテンティング処理およびブルーイング処理などの熱処理を全く施さないで、直径Ｄが０．２ｍｍ以上０．４ｍｍ以下になるように、真ひずみが４以上の冷間伸線を施すことにより、引張り強さＴＳ（ＭＰａ）が３０００ＭＰａ以上で、かつ下記式３を満たす極細鋼線にする。
３９００−Ｄ×２６００≦ＴＳ ・・・ （式３）

なお、昨今の燃費向上のための高強度材への要求を考慮すると、望ましいＴＳは、下記式４を満たすレベルである。
４１００−Ｄ×２６００≦ＴＳ ・・・ （式４）
このようにすることにより、図２に示されるように、高強度でデラミネーションの発生のない鋼線を得ることが可能になる。

ここで、真ひずみを４以上としたのは、本発明の圧延線材径から目的とする０．２〜０．４ｍｍの線径の鋼線を得るためには、４以上の真ひずみが必要なためである。
なお、真ひずみ４以上の伸線を実施するためには一度もしくは複数回の潤滑処理が必要となる。このため、シアン浴による電気黄銅めっきや黄銅の粉体塗装、ボンデ処理などのブルーイングを必要としない潤滑皮膜処理の実施を行うとよい。

表１に示す化学組成を有する供試材を熱間圧延した後、種々の巻き取り温度で巻き取り、直ちに種々の温度の溶融ソルトに浸漬するパテンティング、あるいは、８００℃から６００℃までの冷却速度が５０℃／ｓ以上２００℃／ｓ以下となるように強制的に冷却し、種々の温度で保定するパテンティングを行い、直径３．８〜６．７ｍｍの線材を得た。なお、一部の供試材では、巻き取り後徐冷した。その後、これらの線材を再パテンティングおよびブルーイング処理をすることなしに直径０．２〜０．４ｍｍまで伸線して鋼線を得た。
得られた線材及び鋼線について引張試験によって引張強さを、鋼線について捻回試験によってデラミネーション特性を調べた。その結果を表２に示す。

表１、２の供試鋼Ｎｏ．１〜１５が本発明例で、その他は比較例である。同表に見られるように本発明例はいずれも圧延線材のＴＳが次の式１
１０００×（％Ｃ）＋３００≦ＴＳ（ＭＰａ）≦１０００×（％Ｃ）＋４５０
・・・ （式１）
の範囲にあり、かつ初析フェライトとベイナイトの面積率ＦＡ（％）が次の式２
０≦ＦＡ≦−７０×（％Ｃ）＋４１ ・・・ （式２）
の範囲にあり、４以上の真ひずみにて直径０．２〜０．４ｍｍまで伸線した場合に、引張り強さが次の式３
３９５０−Ｄ×２６００≦ＴＳ（ＭＰａ） ・・・ （式３）
を満たし、かつデラミネーションが発生していない。

これに対し、比較例では、次のような問題があった。
供試鋼Ｎｏ．１６は、圧延後のインライン熱処理をステルモアによる衝風冷却により実施したことで初析フェライト＋ベイナイト分率を抑制できなかったため、圧延線材のＴＳが低く、伸線後に狙いのＴＳを確保できなかった例である。

供試鋼Ｎｏ．１７と２２はＣ量が低いため、圧延線材のＴＳが低く、伸線後に狙いのＴＳを確保できなかった例である。
供試鋼Ｎｏ．１８、２０は各々、巻き取り温度と最終圧延温度が低かったために、圧延γ粒径が微細化し、初析フェライト＋ベイナイト分率を抑制できなかった例である。
供試鋼Ｎｏ．１９と２１はＣ量が高すぎたために圧延線材のＴＳが高く、伸線中に延性が劣化して断線した例である。
供試鋼Ｎｏ．２３は溶融ソルト処理時のソルト温度が低すぎたためベイナイトが多量に発生した例である。

伸線工程中にパテンティングおよびブルーイング処理を施さなくとも製造可能な、強度・引張強さ等の機械的特性に優れた鋼線および同鋼線を製造するための線材、およびこれらの製造方法を提供するものであり、産業上の効果は極めて顕著なものがある。

Claims (6)

1. 質量％、質量ｐｐｍで、Ｃ ：０．３０〜０．５０％、Ｓｉ：０．１０〜０．４０％、Ｍｎ：０．２０〜１．０％、Ｎ：１５〜３５ｐｐｍ、Ｏ：１５〜３５ｐｐｍ、Ａｌ：０．０１％以下（０％を含む）、Ｔｉ：０．０１％以下（０％を含む）を含有し、残部鉄および不可避的不純物よりなり、最終パテンティング後の引張強さＴＳ（ＭＰａ）が、下記式１の範囲にあり、
   １０００×（％Ｃ）＋３００≦ＴＳ≦１０００×（％Ｃ）＋４５０
   ・・・ （式１）
   かつ、初析フェライトとベイナイトの面積率ＦＡ（％）が下記式２の範囲にあり、
   ＦＡ≦−７０×（％Ｃ）＋４１ ・・・ （式２）
   残部の９５％以上がパーライト組織であり、該パーライト組織の平均ブロック粒径が２０μm以下であることを特徴とする線径３．６〜７ｍｍの高強度極細鋼線用線材。
2. 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、Ｍｏ：０．２％以下、Ｗ：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項１に記載の高強度鋼線用線材。
3. 請求項１または２に記載の線材に、熱処理を施すことなしに伸線を行うことにより、直径Ｄ（ｍｍ）を０．２〜０．４ｍｍとした鋼線であって、引張強度ＴＳ（ＭＰａ）が３０００ＭＰａ以上で、かつ下記式３を満たすことを特徴とするデラミネーションの発生しない高強度極細鋼線。
   ３９００−Ｄ×２６００≦ＴＳ ・・・ （式３）
4. 請求項１または２に記載の鋼成分の鋼片を熱間圧延し、仕上げ圧延温度を１０００〜１２００℃とし、次いで８８０〜９６０℃の温度にて巻き取った後に、５２０〜５８０℃の温度の溶融ソルトに３０ｓ以上浸漬する工程を含むパテンティング処理を施すことを特徴とする請求項１または２記載の高強度鋼線用線材の製造方法。
5. 請求項１または２に記載の鋼成分の鋼片を熱間圧延し、仕上げ圧延温度を１０００〜１２００℃とし、次いで８８０〜９６０℃の温度にて巻き取った後に、８００℃から６００℃までの冷却速度を５０〜２００℃／ｓとして冷却し、その後、５２０〜５８０℃の温度域にて３０ｓ以上保持する工程を含むパテンティング処理を施すことを特徴とする請求項１または２記載の高強度鋼線用線材の製造方法。
6. 請求項４または５に記載のパテンティング処理に引き続いて、熱処理を施すことなしに、真ひずみ４％以上の条件で直径Ｄ（ｍｍ）が０．２〜０．４ｍｍの範囲になるまで伸線を行うことを特徴とする高強度極細鋼線の製造方法。