JP5472548B1 - 線材及びそれを用いた鋼線、並びに鋼片 - Google Patents
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Abstract
この線材は、前記線材の表面から同心円状に内部に向かって形成され、前記線材の横断面の断面積に対する断面積比で１３％以上５６％以下の領域を、領域Ｉとし、前記線材の中心軸を中心に同心円状に広がって、前記線材の前記断面積に対する断面積比で３％以上１１％以下の領域を、領域ＩＩＩとし、前記領域Ｉと前記領域ＩＩＩとの間の領域を領域ＩＩとしたとき、前記領域Ｉは、前記線材の平均Ｃ濃度に対するＣ偏析度が０．７５以上０．９５以下の第１負偏析部であり、前記領域ＩＩは、前記Ｃ偏析度が１．００以上１．１０以下の正偏析部であり、前記領域ＩＩＩは、前記Ｃ偏析度が０．８０以上０．９５以下の第２負偏析部であり；前記線材は、前記表面から、順に前記第１負偏析部、前記正偏析部、前記第２負偏析部であるサンドイッチ構造を有する。
Description
本発明は、高強度ワイヤロープ、海底油田掘削プラットホームの繋留索用ワイヤロープ、橋梁用ＰＷＳ（プレファブリック平行ストランド）、高強度ＰＣ撚り線などの分野で使用する高強度鋼線の素材となる線材に関する。さらに、本発明は、この線材から製造される鋼線と、この鋼線の製造に用いることのできる鋼片とに関する。
本願は、２０１２年０４月１０日に、日本に出願された特願２０１２−０８９２２０号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
本願は、２０１２年０４月１０日に、日本に出願された特願２０１２−０８９２２０号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
上記した分野に用いられる鋼線は、高強度（例えば引張強度で２０００ＭＰａ以上）が要求される。このような高強度が要求される鋼線に用いられる線材では、中心偏析部に存在するミクロマルテンサイトによって、マイクロボイドの生成が助長されることがある。
このマイクロボイドは、その後の伸線加工時にシェブロンクラック（素材中心付近に発生する空洞欠陥の１種）の起点となり、断線や強度不足を引き起こす問題点があった。
このマイクロボイドは、その後の伸線加工時にシェブロンクラック（素材中心付近に発生する空洞欠陥の１種）の起点となり、断線や強度不足を引き起こす問題点があった。
このような問題点を解決するために、特許文献１には、マクロ偏析部を形成する偏析ピークに注目し、均熱拡散処理を施して偏析ピークを臨界濃度以下にコントロールする方法が開示されている。
特許文献１に記載された偏析ピークのコントロール法では、高強度化のために炭素含有量が増加するに従って、中心部のマクロ偏析粒径のピーク値高さを減少させるための均熱拡散処理などの工程に要する時間が長くなる。そのため、製造コストの上昇など、経済面でのデメリットを招くことになる。
また、別の方法として、特許文献２には、鋳造時に連続的に鍛圧しながら中心部の偏析を低減する技術が開示されている。
特許文献２に開示の技術では、鋳造時に連続的に鍛圧しながら中心部の偏析を低減する場合、理想的な鍛圧効果を発揮するためには、クレーターエンドポイント（鋳片内部の固液境界線の末端）を高い精度で予測することが不可欠である。鋳造時の製造条件が微妙にずれている場合には、クレーターエンドポイントが鍛圧ポイントに対して前後するおそれが生じる。
クレーターエンドポイントと鍛圧ポイントとのズレは、中心偏析部の悪化を招くことがある。そのため、特許文献２の技術では、中心部の偏析を改善する効果が得られずに悪化させる場合がある。
また、特許文献２のような連続的に鍛圧しながら中心部の偏析を低減する方法では、最適条件で実施しても、表層部と中心部とを同時に負偏析とすることは困難であった。
本発明は、上記の課題に鑑みてなされたものである。すなわち、本発明は、中心部に負偏析領域が生成されることで高い伸線加工性能を有し、さらに、表層部にも負偏析領域が生成されることで、伸線によって高強度と優れた耐遅れ破壊特性とを両立する鋼線となる線材を提供することを目的とする。また、本発明は、上記線材から得られた、優れた耐遅れ破壊特性を有する高強度鋼線を提供することを目的とする。また、本発明は、中心部と表層部とに負偏析領域が生成された鋼片を提供することを目的とする。
本発明者らは、線材の中心偏析の断面内プロフィールと伸線加工性能及び伸線後（鋼線）の耐遅れ破壊特性との関係に着目して鋭意検討を行った。
なお、評価方法については、伸線条件において、中心偏析部を通常よりも厳しく加工する評価方法を用いた。すなわち、ダイスのアプローチ角度が、通常用いるダイス角度１０°よりも大きいダイス角度４０°のダイスを用いて、線材の中心軸近傍に引張力を付与する伸線条件で評価した。
その結果、線材の径方向に切断した断面（横断面）内の炭素の偏析プロフィール、すなわちＣ偏析プロフィールを適正に付与することにより、伸線加工性能が向上することを明らかにした。
なお、評価方法については、伸線条件において、中心偏析部を通常よりも厳しく加工する評価方法を用いた。すなわち、ダイスのアプローチ角度が、通常用いるダイス角度１０°よりも大きいダイス角度４０°のダイスを用いて、線材の中心軸近傍に引張力を付与する伸線条件で評価した。
その結果、線材の径方向に切断した断面（横断面）内の炭素の偏析プロフィール、すなわちＣ偏析プロフィールを適正に付与することにより、伸線加工性能が向上することを明らかにした。
さらに、本発明者らは、Ｃ偏析プロフィールを適正制御することにより、表面の局部的な軟質化及び線材中心部の局部的な軟質化を同時に行えば、伸線加工性能の改善と、伸線後の耐遅れ破壊特性の改善との両方を、同時に、且つ効率的に達成できることを新たに見出した。
また、本発明者らは、鋼片の段階で適正なＣ偏析プロフィールが得られていれば、この鋼片から得られる線材でも、Ｃ偏析プロフィールは鋼片段階からほとんど変化しないことを明らかにした。さらに、この線材を伸線して（伸線を行って）鋼線としても、径は小さくなるが、Ｃ偏析プロフィールの形状は、線材（伸線前）と鋼線（伸線後）との間でほとんど変化がないことを明らかにした。すなわち、鋼片の段階で上記のＣ偏析プロフィールとすることで、この鋼片を加工して得られた線材及び、さらにこの線材を伸線して得られた鋼線でも同様のＣ偏析プロフィールを得ることができる。上述の通り、伸線前でも伸線後と同様のＣ偏析プロフィールを有しているため伸線前の線材でも耐遅れ破壊特性は向上する。しかしながら、伸線前の線材は強度が低く、耐遅れ破壊特性が問題となることはないため、本発明では、伸線後の耐遅れ破壊特性を評価している。
なお、伸線に替えて、例えば押し出しまたはコンフォーム加工を行った場合でも同様である。
また、本発明者らは、鋼片の段階で適正なＣ偏析プロフィールが得られていれば、この鋼片から得られる線材でも、Ｃ偏析プロフィールは鋼片段階からほとんど変化しないことを明らかにした。さらに、この線材を伸線して（伸線を行って）鋼線としても、径は小さくなるが、Ｃ偏析プロフィールの形状は、線材（伸線前）と鋼線（伸線後）との間でほとんど変化がないことを明らかにした。すなわち、鋼片の段階で上記のＣ偏析プロフィールとすることで、この鋼片を加工して得られた線材及び、さらにこの線材を伸線して得られた鋼線でも同様のＣ偏析プロフィールを得ることができる。上述の通り、伸線前でも伸線後と同様のＣ偏析プロフィールを有しているため伸線前の線材でも耐遅れ破壊特性は向上する。しかしながら、伸線前の線材は強度が低く、耐遅れ破壊特性が問題となることはないため、本発明では、伸線後の耐遅れ破壊特性を評価している。
なお、伸線に替えて、例えば押し出しまたはコンフォーム加工を行った場合でも同様である。
本発明は、上記知見に基づいてなされたもので、その要旨は、以下の通りである。
（１）すなわち、本発明の一態様に係る線材は、質量％で、Ｃ：０．６０％以上、１．１５％以下、Ｓｉ：０．３０％以上、１．３０％以下、Ｍｎ：０．２５％以上、０．９０％以下、を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる線材であって、前記線材の表面から同心円状に内部に向かって形成され、前記線材の横断面の断面積に対する断面積比で１３％以上５６％以下の領域を、領域Ｉとし、前記線材の中心軸を中心に同心円状に広がって、前記線材の前記断面積に対する断面積比で３％以上１１％以下の領域を、領域ＩＩＩとし、前記領域Ｉと前記領域ＩＩＩとの間の領域を領域ＩＩとしたとき、前記領域Ｉは、前記線材の平均Ｃ濃度に対するＣ偏析度が０．７５以上０．９５以下の第１負偏析部であり、前記領域ＩＩは、前記Ｃ偏析度が１．００以上１．１０以下の正偏析部であり、前記領域ＩＩＩは、前記Ｃ偏析度が０．８０以上０．９５以下の第２負偏析部であり；前記線材は、前記表面から、順に前記第１負偏析部、前記正偏析部、前記第２負偏析部であるサンドイッチ構造を有する。
（１）すなわち、本発明の一態様に係る線材は、質量％で、Ｃ：０．６０％以上、１．１５％以下、Ｓｉ：０．３０％以上、１．３０％以下、Ｍｎ：０．２５％以上、０．９０％以下、を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる線材であって、前記線材の表面から同心円状に内部に向かって形成され、前記線材の横断面の断面積に対する断面積比で１３％以上５６％以下の領域を、領域Ｉとし、前記線材の中心軸を中心に同心円状に広がって、前記線材の前記断面積に対する断面積比で３％以上１１％以下の領域を、領域ＩＩＩとし、前記領域Ｉと前記領域ＩＩＩとの間の領域を領域ＩＩとしたとき、前記領域Ｉは、前記線材の平均Ｃ濃度に対するＣ偏析度が０．７５以上０．９５以下の第１負偏析部であり、前記領域ＩＩは、前記Ｃ偏析度が１．００以上１．１０以下の正偏析部であり、前記領域ＩＩＩは、前記Ｃ偏析度が０．８０以上０．９５以下の第２負偏析部であり；前記線材は、前記表面から、順に前記第１負偏析部、前記正偏析部、前記第２負偏析部であるサンドイッチ構造を有する。
（２）上記（１）に記載の線材は、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．４０％以下、Ｖ：０．４０％以下、Ｂ：０．００３０％以下、の１種以上を含有してもよい。
（３）本発明の一態様に係る鋼線は、上記（１）または（２）に記載の前記線材を伸線することによって得られる。
（４）上記（３）に記載の鋼線は、引張強度が２０００ＭＰａ以上であってもよい。
（５）本発明の一態様に係る鋼片は、質量％で、Ｃ：０．６０％以上、１．１５％以下、Ｓｉ：０．３０％以上、１．３０％以下、Ｍｎ：０．２５％以上、０．９０％以下、を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、前記鋼片の表面から同心状に内部に向かって形成され、前記鋼片の横断面の断面積に対する断面積比で１３％以上５６％以下の領域を、領域Ｉとし、前記鋼片の中心軸を中心に同心状に広がって、前記鋼片の前記断面積に対する断面積比で３％以上１１％以下の領域を、領域ＩＩＩとし、前記領域Ｉと前記領域ＩＩＩとの間の領域を領域ＩＩとしたとき、前記領域Ｉは、前記鋼片の平均Ｃ濃度に対するＣ偏析度が０．７５以上０．９５以下の第１負偏析部であり、前記領域ＩＩは、前記Ｃ偏析度が１．００以上１．１０以下の正偏析部であり、前記領域ＩＩＩは、前記Ｃ偏析度が０．８０以上０．９５以下の第２負偏析部であり；前記鋼片は、前記表面から、順に前記第１負偏析部、前記正偏析部、前記第２負偏析部であるサンドイッチ構造を有する。
（６）上記（５）に記載の鋼片は、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．４０％以下、Ｖ：０．４０％以下、Ｂ：０．００３０％以下、の１種以上を含有してもよい。
従来技術による高炭素鋼鋼線の製造に際しては、前述したように、伸線加工時に線材中心部に作用する応力状態が何らかの要因によって変動して、中心軸部に引張応力が掛かり、シェブロンクラックに起因する断線を生じることで、生産活動に大きな支障をきたす場合があった。
これに対し、本発明の上記態様では、線材の表層部と中心部近傍との両方の領域を負偏析領域としている。そのため、シェブロンクラックの生成を安定的に抑制でき、伸線加工性能と、伸線後の耐遅れ破壊特性とに優れる線材が得られる。この線材は、伸線加工性能が高いため、生産活動が安定し、鋼線を経済的に生産することができる。
また、本発明の上記態様によれば、表面の延性向上によって、高強度鋼ほど発生し易いとされる耐遅れ破壊特性が改善された鋼線が得られる。
また、本発明の上記態様によれば、中心部と表層部とに負偏析領域が生成された鋼片が得られる。
また、本発明の上記態様によれば、表面の延性向上によって、高強度鋼ほど発生し易いとされる耐遅れ破壊特性が改善された鋼線が得られる。
また、本発明の上記態様によれば、中心部と表層部とに負偏析領域が生成された鋼片が得られる。
以下、本発明の一実施形態に係る線材（以下、本実施形態に係る線材と言う場合がある）、本実施形態に係る線材を伸線して得られる鋼線（以下、本実施形態に係る鋼線と言う場合がある）、及び本発明の一実施形態に係る鋼片（以下、本実施形態に係る鋼片と言う場合がある）について説明する。
図１Ａは、本実施形態に係る線材の横断面をＣ偏析度によって区分した断面図を示している。
本実施形態に係る線材は、表面から同心円状に内部に向かって形成された、前記線材の横断面の断面積に対する断面積比で１３％以上５６％以下の領域を、領域Ｉとし、前記線材の中心軸を中心に同心円状に広がって、前記線材の前記断面積に対する断面積比で３％以上１１％以下の領域を、領域ＩＩＩとし、前記領域Ｉと前記領域ＩＩＩとの間の領域を領域ＩＩとしたとき；前記領域Ｉは、前記線材の平均Ｃ濃度に対するＣ偏析度が０．７５以上０．９５以下の第１負偏析部であり、前記領域ＩＩは、前記Ｃ偏析度が１．００以上１．１０以下の正偏析部であり、前記領域ＩＩＩは、前記Ｃ偏析度が０．８０以上０．９５以下の第２負偏析部であり；前記線材が、前記表面から、順に前記第１負偏析部（領域Ｉ）、前記正偏析部（領域ＩＩ）、前記第２負偏析部（領域ＩＩＩ）であるサンドイッチ構造（積層構造）を有する。
本実施形態に係る線材の横断面内の各領域の面積率及びＣ偏析度の限定理由について図１Ａ及び図１Ｂを参照しつつ説明する。
本実施形態に係る線材は、表面から同心円状に内部に向かって形成された、前記線材の横断面の断面積に対する断面積比で１３％以上５６％以下の領域を、領域Ｉとし、前記線材の中心軸を中心に同心円状に広がって、前記線材の前記断面積に対する断面積比で３％以上１１％以下の領域を、領域ＩＩＩとし、前記領域Ｉと前記領域ＩＩＩとの間の領域を領域ＩＩとしたとき；前記領域Ｉは、前記線材の平均Ｃ濃度に対するＣ偏析度が０．７５以上０．９５以下の第１負偏析部であり、前記領域ＩＩは、前記Ｃ偏析度が１．００以上１．１０以下の正偏析部であり、前記領域ＩＩＩは、前記Ｃ偏析度が０．８０以上０．９５以下の第２負偏析部であり；前記線材が、前記表面から、順に前記第１負偏析部（領域Ｉ）、前記正偏析部（領域ＩＩ）、前記第２負偏析部（領域ＩＩＩ）であるサンドイッチ構造（積層構造）を有する。
本実施形態に係る線材の横断面内の各領域の面積率及びＣ偏析度の限定理由について図１Ａ及び図１Ｂを参照しつつ説明する。
＜領域Ｉ＞（図１Ａ及び図１Ｂの、ａ−ｂ及びｊ−ｋ領域）
領域Ｉは、図１Ａに示すように、線材の表面から線材の外径と同心円状に内部（線材の中心軸方向）に向かって形成されている。
線材の横断面の断面積に対する領域Ｉの面積率の下限値は、伸線後の耐遅れ破壊の向上効果がなくなる限界として１３％とした。（以下、本実施形態において、面積率はいずれも線材の横断面の断面積に対する各領域の面積率を示す。）
一方、極端な軟質化は、伸線後の疲労破壊に対して悪影響を及ぼす。そのため、領域Ｉの面積率の上限値は、５６％とした。
領域Ｉは、図１Ａに示すように、線材の表面から線材の外径と同心円状に内部（線材の中心軸方向）に向かって形成されている。
線材の横断面の断面積に対する領域Ｉの面積率の下限値は、伸線後の耐遅れ破壊の向上効果がなくなる限界として１３％とした。（以下、本実施形態において、面積率はいずれも線材の横断面の断面積に対する各領域の面積率を示す。）
一方、極端な軟質化は、伸線後の疲労破壊に対して悪影響を及ぼす。そのため、領域Ｉの面積率の上限値は、５６％とした。
領域Ｉの負偏析度を表すＣ偏析度（図１Ｂにおけるα）の下限値を０．７５とした。この理由は、Ｃ偏析度が０．７５より低くなると、疲労強度の劣化など他の品質への悪影響が生じるためである。
一方、Ｃ偏析度が、０．９５を超えると、表面の延性向上の効果、または伸線後の耐遅れ破壊の向上効果が得られなくなる。そのため、領域ＩのＣ偏析度の上限を０．９５とした。
一方、Ｃ偏析度が、０．９５を超えると、表面の延性向上の効果、または伸線後の耐遅れ破壊の向上効果が得られなくなる。そのため、領域ＩのＣ偏析度の上限を０．９５とした。
＜領域ＩＩ＞（図１Ａのｂ−ｅ領域及びｇ−ｊ領域（図１Ｂのｂ−ｃ−ｄ−ｅ領域及びｇ−ｈ−ｉ−ｊ領域））
領域ＩＩの面積率の下限値は、鋼線として用いられる場合の望ましい強度確保の観点から、３３％とすることが望ましい。また、領域ＩＩの面積率の増加は、領域Ｉ及びＩＩＩの面積率の減少を招き、伸線加工性能並びに伸線後の耐遅れ破壊特性を低下させる虞がある。そのため、領域ＩＩの面積率の上限値を８４％とすることが望ましい。
領域ＩＩの面積率の下限値は、鋼線として用いられる場合の望ましい強度確保の観点から、３３％とすることが望ましい。また、領域ＩＩの面積率の増加は、領域Ｉ及びＩＩＩの面積率の減少を招き、伸線加工性能並びに伸線後の耐遅れ破壊特性を低下させる虞がある。そのため、領域ＩＩの面積率の上限値を８４％とすることが望ましい。
領域ＩＩのＣ偏析度（図１Ｂのβを意味する）は、鋼線として用いられる場合の望ましい強度確保の観点から、下限を１．００とした。一方、上限は、初析セメンタイトなどの生成を抑制し、伸線加工性能を確保するために１．１０とした。
＜領域ＩＩＩ＞（図１Ａ及び図１Ｂの、ｅ−ｆ−ｇ領域）
領域ＩＩＩの面積率の下限値は、伸線加工性能確保の観点から３％とした。
領域ＩＩＩの面積率の上限値は、鋼線として用いられる場合の望ましい強度確保の観点から１１％とした。
領域ＩＩＩの面積率の下限値は、伸線加工性能確保の観点から３％とした。
領域ＩＩＩの面積率の上限値は、鋼線として用いられる場合の望ましい強度確保の観点から１１％とした。
領域ＩＩＩの負偏析度（図１Ｂのγを意味する）を表すＣ偏析度の下限値を０．８０とした。その理由は、これ以上の負偏析を生じさせる鋳片圧下を行うと、鋳片表面及び断面内に割れが生じるためである。
領域ＩＩＩのＣ偏析度の上限値を０．９５にした。その理由は、０．９５を超えるＣ偏析度の場合に、伸線加工性能が劣化するためである。
領域ＩＩＩのＣ偏析度の上限値を０．９５にした。その理由は、０．９５を超えるＣ偏析度の場合に、伸線加工性能が劣化するためである。
本実施形態に係る鋼片は、断面形状が正方形または長方形である点を除き、本実施形態に係る線材と同様のサンドイッチ構造を有する。各領域における面積率及びＣ偏析度の限定理由は、上記の線材の場合と同様である。本実施形態に係る鋼片を加工して線材とすることで、本実施形態に係る線材を容易に得ることができる。
また、本実施形態に係る鋼線も、本実施形態に係る線材と同様のサンドイッチ構造を有している。
また、本実施形態に係る鋼線も、本実施形態に係る線材と同様のサンドイッチ構造を有している。
次に成分について述べる。本実施形態に係る線材は、伸線加工性能及び伸線後の耐遅れ破壊特性を向上させるため、上記のサンドイッチ構造を有することが重要である。しかしながら、伸線加工性能及び伸線後の耐遅れ破壊特性、鋼線として用いられる場合の強度等を考慮した場合、本実施形態に係る線材は、さらに、以下の成分を満たすことが重要である。なお、以下において成分の％は、いずれも質量％を示す。
加熱、圧延、熱処理等の工程を行っても化学成分は変化しないため、鋼片の段階で以下の化学成分を満足すればよい。また同様に、伸線等を行っても化学成分は変化しないため、本実施形態に係る鋼線も素材となる線材と同様の化学成分を有する。
加熱、圧延、熱処理等の工程を行っても化学成分は変化しないため、鋼片の段階で以下の化学成分を満足すればよい。また同様に、伸線等を行っても化学成分は変化しないため、本実施形態に係る鋼線も素材となる線材と同様の化学成分を有する。
Ｃ：０．６０％以上、１．１５％以下
Ｃは、鋼材の強度を支配する主要な元素であり、強度確保のために有効である。上述した高強度鋼線に用いる線材とするためには、Ｃ含有量の下限値を０．６０％とする。Ｃ含有量が、０．６０％未満の場合、十分な強度が得られない場合がある。一方、１．１５％を超えるＣ含有量では、線材製造工程の冷却段階で、表層部や中心部における網目状の初析セメンタイトの生成を防止することが困難となり、伸線加工性能、耐遅れ破壊特性の劣化を著しく招く場合がある。そのため、Ｃ含有量は、０．６０％以上、１．１５％以下とする。
Ｃは、鋼材の強度を支配する主要な元素であり、強度確保のために有効である。上述した高強度鋼線に用いる線材とするためには、Ｃ含有量の下限値を０．６０％とする。Ｃ含有量が、０．６０％未満の場合、十分な強度が得られない場合がある。一方、１．１５％を超えるＣ含有量では、線材製造工程の冷却段階で、表層部や中心部における網目状の初析セメンタイトの生成を防止することが困難となり、伸線加工性能、耐遅れ破壊特性の劣化を著しく招く場合がある。そのため、Ｃ含有量は、０．６０％以上、１．１５％以下とする。
Ｓｉ：０．３０％以上、１．３０％以下
Ｓｉは脱酸材として使用される元素である。また、Ｓｉ含有量の増加に伴い、固溶強化による強度の上昇も同時に生ずる。特に、Ｓｉの増加による直接的な品質への効果は、溶融亜鉛めっき工程で、めっき処理後の引張強さの低減が少なくなることである。
Ｓｉの含有量が、０．３０％未満では脱酸力が不足し、鋼材の表面品質が劣化する。一方、Ｓｉ含有量が１．３０％を超えると、デスケーリング性能を低下させ、表面性状の劣化や、生産性の低下が懸念される。そのため、Ｓｉ含有量は、０．３０％以上、１．３０％以下とする。
Ｓｉは脱酸材として使用される元素である。また、Ｓｉ含有量の増加に伴い、固溶強化による強度の上昇も同時に生ずる。特に、Ｓｉの増加による直接的な品質への効果は、溶融亜鉛めっき工程で、めっき処理後の引張強さの低減が少なくなることである。
Ｓｉの含有量が、０．３０％未満では脱酸力が不足し、鋼材の表面品質が劣化する。一方、Ｓｉ含有量が１．３０％を超えると、デスケーリング性能を低下させ、表面性状の劣化や、生産性の低下が懸念される。そのため、Ｓｉ含有量は、０．３０％以上、１．３０％以下とする。
Ｍｎ：０．２５％以上、０．９０％以下
Ｍｎは、脱酸元素として作用する元素であると共に、鋼の焼入れ性能に影響を与え、強度の上昇にも寄与する元素である。Ｍｎの含有量の下限値を０．２５％としたのは、Ｍｎ含有量が０．２５％未満では、脱酸不足が生じて鋼材表面の健全性が劣化するとともに、強度向上効果が十分でないためである。一方、Ｍｎ含有量が０．９０％を超えると、鋳片段階で形成された中心部に、多量のＭｎが濃化する。Ｍｎが濃化した部分は、その他の部分に比べて変態が遅れるため、ミクロマルテンサイトが生成しやすい。ミクロマルテンサイトが生成した場合、その大きさによっては、伸線加工中に断線が生じて、生産性が大幅に低下する。従って、Ｍｎ含有量の上限は０．９０％とする。
Ｍｎは、脱酸元素として作用する元素であると共に、鋼の焼入れ性能に影響を与え、強度の上昇にも寄与する元素である。Ｍｎの含有量の下限値を０．２５％としたのは、Ｍｎ含有量が０．２５％未満では、脱酸不足が生じて鋼材表面の健全性が劣化するとともに、強度向上効果が十分でないためである。一方、Ｍｎ含有量が０．９０％を超えると、鋳片段階で形成された中心部に、多量のＭｎが濃化する。Ｍｎが濃化した部分は、その他の部分に比べて変態が遅れるため、ミクロマルテンサイトが生成しやすい。ミクロマルテンサイトが生成した場合、その大きさによっては、伸線加工中に断線が生じて、生産性が大幅に低下する。従って、Ｍｎ含有量の上限は０．９０％とする。
本実施形態に係る線材では、さらに、強度等を高める目的で、Ｃｒ、Ｖ、Ｂの１種以上を下記に示す範囲で含有してもよい。なお、これらの元素は必ずしも含有させる必要はない。そのため、含有量の下限を特に制限する必要はなく、それらの下限は０％である。
Ｃｒ：０．４０％以下
Ｃｒは鋼の強度を高めるために有効な元素である。強度向上の効果を安定して得るためには、０．１０％以上含有することが望ましい。一方、０．４０％を超えて含有すると、延性劣化を引き起こすため、Ｃｒを含有させる場合のＣｒ含有量の上限値を０．４０％とした。
Ｃｒは鋼の強度を高めるために有効な元素である。強度向上の効果を安定して得るためには、０．１０％以上含有することが望ましい。一方、０．４０％を超えて含有すると、延性劣化を引き起こすため、Ｃｒを含有させる場合のＣｒ含有量の上限値を０．４０％とした。
Ｖ：０．４０％以下
Ｖは、鋼の強度を高めるために有効な元素である。強度向上の効果を安定して得るためには、０．０３％以上含有することが望ましい。一方０．４０％を超えて含有すると、延性劣化を引き起こすため、Ｖを含有させる場合のＶ含有量の上限値を０．４０％とした。
Ｖは、鋼の強度を高めるために有効な元素である。強度向上の効果を安定して得るためには、０．０３％以上含有することが望ましい。一方０．４０％を超えて含有すると、延性劣化を引き起こすため、Ｖを含有させる場合のＶ含有量の上限値を０．４０％とした。
Ｂ：０．００３０％（３０ｐｐｍ）以下
Ｂは、焼入れ性を高め、初析フェライトの生成を抑制するのに有効な元素である。このような効果を安定して得るためには、Ｂ含有量を０．０００５％以上とすることが望ましい。一方、Ｂは、窒化物を形成する元素であり、Ｂ含有量が０．００３０％を超えると、焼入れ性向上効果が飽和するだけでなく、窒化物が析出して、伸線加工性能が劣化する。そのため、Ｂを含有させる場合のＢ含有量の上限値は、０．００３０％以下とした。
Ｂは、焼入れ性を高め、初析フェライトの生成を抑制するのに有効な元素である。このような効果を安定して得るためには、Ｂ含有量を０．０００５％以上とすることが望ましい。一方、Ｂは、窒化物を形成する元素であり、Ｂ含有量が０．００３０％を超えると、焼入れ性向上効果が飽和するだけでなく、窒化物が析出して、伸線加工性能が劣化する。そのため、Ｂを含有させる場合のＢ含有量の上限値は、０．００３０％以下とした。
本実施形態に係る線材は、さらに、不純物として、特性を損なわない範囲であれば上記以外の元素を含んでも構わない。不純物とは、鉱石やスクラップ等の原材料や、製造環境から混入するものを指す。
次に本実施形態に係る線材の望ましい製造方法について説明する。
なお、本実施形態に示す製造方法は一例であり、以下に限定されるものではない。すなわち、以下に示す製造方法でなくても上述したＣ偏析プロフィールが得られれば、本実施形態に係る線材の効果が得られる。
なお、本実施形態に示す製造方法は一例であり、以下に限定されるものではない。すなわち、以下に示す製造方法でなくても上述したＣ偏析プロフィールが得られれば、本実施形態に係る線材の効果が得られる。
上述したＣ偏析プロフィールを容易に得るために、所定の化学成分を有する溶鋼を連続鋳造にて鋼片とする際、以下の工程（ａ）〜（ｃ）を含むことが望ましい。
（ａ）溶鋼温度調整工程
溶鋼温度調整工程では、連続鋳造機に投入される直前のタンディッシュ中の溶鋼温度を制御し、溶鋼温度とＴＬＬ（液相線温度）との差であるΔＴ（過熱度）を２５℃以下にすることが望ましい。ΔＴを２５℃以下にすることで、凝固の際に組織が等軸化しやすくなるため、所望のＣ偏析プロフィールを得やすくなる。なお、ΔＴが５℃以下になると、溶鋼が凝固温度近傍に近付くため溶鋼の粘度が増してシャーベット状になり、鋳片の表面性状が劣化する。そのため、ΔＴの下限は５℃とすることが望ましい。
（ｂ）電磁攪拌（ＥＭＳ）工程
電磁攪拌工程では、連続鋳造機の鋳型内の溶鋼に磁界を与えることによって、溶鋼を攪拌（電磁攪拌）することが望ましい。電磁攪拌を行うことで、表層の負偏析領域を付与できるので、所望のＣ偏析プロフィールを得やすくなる。
（ｃ）軽圧下工程
軽圧下工程では、凝固中の鋼片を連続鋳造機のロールで圧下することが望ましい。軽圧下を行うことで、中心偏析部の炭素濃化が低減するので、所望のＣ偏析プロフィールを得やすくなる。
（ａ）溶鋼温度調整工程
溶鋼温度調整工程では、連続鋳造機に投入される直前のタンディッシュ中の溶鋼温度を制御し、溶鋼温度とＴＬＬ（液相線温度）との差であるΔＴ（過熱度）を２５℃以下にすることが望ましい。ΔＴを２５℃以下にすることで、凝固の際に組織が等軸化しやすくなるため、所望のＣ偏析プロフィールを得やすくなる。なお、ΔＴが５℃以下になると、溶鋼が凝固温度近傍に近付くため溶鋼の粘度が増してシャーベット状になり、鋳片の表面性状が劣化する。そのため、ΔＴの下限は５℃とすることが望ましい。
（ｂ）電磁攪拌（ＥＭＳ）工程
電磁攪拌工程では、連続鋳造機の鋳型内の溶鋼に磁界を与えることによって、溶鋼を攪拌（電磁攪拌）することが望ましい。電磁攪拌を行うことで、表層の負偏析領域を付与できるので、所望のＣ偏析プロフィールを得やすくなる。
（ｃ）軽圧下工程
軽圧下工程では、凝固中の鋼片を連続鋳造機のロールで圧下することが望ましい。軽圧下を行うことで、中心偏析部の炭素濃化が低減するので、所望のＣ偏析プロフィールを得やすくなる。
上記の要領で製鋼を行って得られた鋼片に、目標とする機械的特性に応じて加熱、圧延、巻き取り、熱処理等を適宜実施することで、所望のＣ偏析プロフィール及び所望の機械的特性を有する線材が得られる。
このようにして得られた線材を公知の方法で、伸線することで、鋼線が得られる。
本発明の実施例について述べる。
表１に示す化学成分を有する鋼種Ａ〜Ｊを溶製し、表２に示す製造条件（製鋼時）で連続鋳造を行い、５００ｍｍ×３００ｍｍの鋳片（ブルーム）とした。この鋳片を１２５０℃で４５分加熱した後分塊圧延を行い、１２２ｍｍ×１２２ｍｍの鋼片（ビレット）とした。この鋼片を、表２に示す製造条件（製鋼後）で加熱し、常法に従って圧延し、表２に示す条件で巻き取り、直径１２ｍｍおよび直径５．５ｍｍの線材とした。直径１２ｍｍおよび直径５．５ｍｍの線材は、さらに表２に示す条件で熱処理を行った。
なお、表１において、「‐」は、測定限界以下であったことを示し、残部は、鉄及び不純物である。
表１に示す化学成分を有する鋼種Ａ〜Ｊを溶製し、表２に示す製造条件（製鋼時）で連続鋳造を行い、５００ｍｍ×３００ｍｍの鋳片（ブルーム）とした。この鋳片を１２５０℃で４５分加熱した後分塊圧延を行い、１２２ｍｍ×１２２ｍｍの鋼片（ビレット）とした。この鋼片を、表２に示す製造条件（製鋼後）で加熱し、常法に従って圧延し、表２に示す条件で巻き取り、直径１２ｍｍおよび直径５．５ｍｍの線材とした。直径１２ｍｍおよび直径５．５ｍｍの線材は、さらに表２に示す条件で熱処理を行った。
なお、表１において、「‐」は、測定限界以下であったことを示し、残部は、鉄及び不純物である。
ここで、鋼片の段階で、図２に示すように、厚み２ｍｍ、幅５ｍｍ、長さ１０ｍｍの小片ブロックを鋼片厚み方向に全断面を網羅する部位から採取し、採取した小片ブロックの化学分析を行ってＣ偏析プロフィールを求めた。本発明例である試験番号３の鋼片及び比較例である試験番号１４の鋼片について、得られたＣ偏析プロフィールを図３に示す。
図３から分かるように、試験番号３は、表層部と中心部とが負偏析のプロフィールになっており、その中間部が正偏析を呈するサンドイッチ構造となっている。
一方、試験番号１４は、中心部に明確な正偏析部分を有し、表層部の負偏析部は極めて偏析度が少ないプロフィールを示している。
一方、試験番号１４は、中心部に明確な正偏析部分を有し、表層部の負偏析部は極めて偏析度が少ないプロフィールを示している。
また、これらの鋼片から得られた直径１２ｍｍの線材についてもＣ偏析プロフィールを求めた結果、線材のＣ偏析プロフィールは、鋼片の段階と同様のサンドイッチ構造を有するＣ偏析プロフィールであることを確認した。表４に、Ｃ偏析プロフィールから求めた領域Ｉ〜ＩＩＩの面積率及びＣ偏析度を示す。なお、直径１２ｍｍの線材のＣ偏析プロフィールは、長手方向に垂直な断面部を被検面として中心偏析部を直角に横断する方向で表層部から反対側の表層部までの直径範囲に対して、ＥＰＭＡの線分析を行う方法で求めた。
＜線材における伸線加工性能＞
上記で得られた試験番号１〜試験番号１４の線材に対して、伸線加工性能を評価した。
表３に、伸線加工性能を評価するために用いた伸線ダイススケジュールを示す。すべてのダイスのアプローチ角度を４０°として、直径５．５ｍｍの線材を用いた伸線を行い、強制的にカッピー断線を生じさせた。断線が起こった一つ前のダイス径から求めた伸線歪みを伸線加工可能な限界歪みと定義し、この値を用いて、伸線加工性能を評価した。結果を表４に示す。伸線加工歪が０．８８以上、すなわち、３パス以上断線を生じることなく伸線が可能であれば伸線加工性能に優れていると評価した。
上記で得られた試験番号１〜試験番号１４の線材に対して、伸線加工性能を評価した。
表３に、伸線加工性能を評価するために用いた伸線ダイススケジュールを示す。すべてのダイスのアプローチ角度を４０°として、直径５．５ｍｍの線材を用いた伸線を行い、強制的にカッピー断線を生じさせた。断線が起こった一つ前のダイス径から求めた伸線歪みを伸線加工可能な限界歪みと定義し、この値を用いて、伸線加工性能を評価した。結果を表４に示す。伸線加工歪が０．８８以上、すなわち、３パス以上断線を生じることなく伸線が可能であれば伸線加工性能に優れていると評価した。
＜鋼線における耐遅れ破壊特性＞
さらに、上述の直径１２ｍｍの線材をダイスのアプローチ角度が１０°のものを用いて伸線加工して得られた直径５ｍｍの鋼線について、耐遅れ破壊特性を評価した。
遅れ破壊の試験は、高強度ＰＣ鋼材を用いたＰＣ構造物の設計施工指針（２０１１年６月，社団法人プレストレストコンクリート技術協会）等に規定されたＦＩＰ試験と呼ばれる遅れ破壊試験方法に準じて、５０℃の２０％チオシアン酸アンモニウム溶液を用い、載荷条件を破断強度の７０％として試験を行い、破断までの時間を求めた。
なお、破断時間は、後述する方法で求められる遅れ破壊指数で評価した。この値が大きいほど、耐遅れ破壊特性が従来法より改善されていることを意味する。本実施例では、遅れ破壊指数が１．５以上であれば耐遅れ破壊特性に優れていると評価した。表４に試験結果を示す。
さらに、上述の直径１２ｍｍの線材をダイスのアプローチ角度が１０°のものを用いて伸線加工して得られた直径５ｍｍの鋼線について、耐遅れ破壊特性を評価した。
遅れ破壊の試験は、高強度ＰＣ鋼材を用いたＰＣ構造物の設計施工指針（２０１１年６月，社団法人プレストレストコンクリート技術協会）等に規定されたＦＩＰ試験と呼ばれる遅れ破壊試験方法に準じて、５０℃の２０％チオシアン酸アンモニウム溶液を用い、載荷条件を破断強度の７０％として試験を行い、破断までの時間を求めた。
なお、破断時間は、後述する方法で求められる遅れ破壊指数で評価した。この値が大きいほど、耐遅れ破壊特性が従来法より改善されていることを意味する。本実施例では、遅れ破壊指数が１．５以上であれば耐遅れ破壊特性に優れていると評価した。表４に試験結果を示す。
＜遅れ破壊指数の求め方＞
下記の（１）式に示すように、従来技術における破断時間を基準として比較するため、各試験番号の破断時間を試験番号１４の破断時間で除した値を指数として用い、無次元化した指標で評価した。
下記の（１）式に示すように、従来技術における破断時間を基準として比較するため、各試験番号の破断時間を試験番号１４の破断時間で除した値を指数として用い、無次元化した指標で評価した。
遅れ破壊指数＝（各試験番号の破断時間）／（試験番号１４の破断時間）・・・（１）
また、合わせて鋼線の引張強度を求めた。引張試験は、ＪＩＳＺ２２４１の条件に準拠して行った。結果を表４に示す。本発明では、引張強度が２０００ＭＰａ以上であれば、十分な強度を有すると評価した。
表１〜４から分かるように、本発明法で得られた鋼片、線材、鋼線は、表面から、順に第１負偏析部、正偏析部、第２負偏析部となるサンドイッチ構造を有し、その偏析度も望ましいものであった。また、そのため、シェブロンクラックの生成を安定的に抑制することで、線材における伸線加工性能が向上し、さらに、鋼線において、高強度かつ耐遅れ破壊特性に優れていた。
一方、望ましいＣ偏析プロフィールが得られなかった試験番号６〜試験番号１４では、伸線加工性能及び／または耐遅れ破壊特性の向上効果が得られなかった。
本発明によれば、鋼材の表層部と中心部近傍との両方の領域を負偏析領域としている。そのため、シェブロンクラックの生成を安定的に抑制することで優れた伸線加工性能を示し、さらに、伸線後の耐遅れ破壊特性に優れる線材が得られる。この線材は、伸線加工性能が高いため、生産活動が安定し、線材を経済的に生産することができる。
また、本発明によれば、表面の延性向上によって、高強度鋼ほど発生し易いとされる耐遅れ破壊特性が改善された高強度鋼線が得られる。また、鋼材の表層部と中心部近傍との両方の領域を負偏析領域とした鋼片が得られる。
Claims (6)
- 質量％で、
Ｃ：０．６０％以上、１．１５％以下、
Ｓｉ：０．３０％以上、１．３０％以下、
Ｍｎ：０．２５％以上、０．９０％以下、
を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる線材であって、
前記線材の表面から同心円状に内部に向かって形成され、前記線材の横断面の断面積に対する断面積比で１３％以上５６％以下の領域を、領域Ｉとし、
前記線材の中心軸を中心に同心円状に広がって、前記線材の前記断面積に対する断面積比で３％以上１１％以下の領域を、領域ＩＩＩとし、
前記領域Ｉと前記領域ＩＩＩとの間の領域を領域ＩＩとしたとき、
前記領域Ｉは、前記線材の平均Ｃ濃度に対するＣ偏析度が０．７５以上０．９５以下の第１負偏析部であり、
前記領域ＩＩは、前記Ｃ偏析度が１．００以上１．１０以下の正偏析部であり、
前記領域ＩＩＩは、前記Ｃ偏析度が０．８０以上０．９５以下の第２負偏析部であり；
前記線材は、前記表面から、順に前記第１負偏析部、前記正偏析部、前記第２負偏析部であるサンドイッチ構造を有する；
ことを特徴とする線材。 - さらに、質量％で、
Ｃｒ：０．４０％以下、
Ｖ：０．４０％以下、
Ｂ：０．００３０％以下、
の１種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の線材。 - 請求項１または２に記載の前記線材を伸線することによって得られることを特徴とする鋼線。
- 引張強度が、２０００ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項３に記載の鋼線。
- 質量％で、
Ｃ：０．６０％以上、１．１５％以下、
Ｓｉ：０．３０％以上、１．３０％以下、
Ｍｎ：０．２５％以上、０．９０％以下、
を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、
前記鋼片の表面から同心状に内部に向かって形成され、前記鋼片の横断面の断面積に対する断面積比で１３％以上５６％以下の領域を、領域Ｉとし、
前記鋼片の中心軸を中心に同心状に広がって、前記鋼片の前記断面積に対する断面積比で３％以上１１％以下の領域を、領域ＩＩＩとし、
前記領域Ｉと前記領域ＩＩＩとの間の領域を領域ＩＩとしたとき、
前記領域Ｉは、前記鋼片の平均Ｃ濃度に対するＣ偏析度が０．７５以上０．９５以下の第１負偏析部であり、
前記領域ＩＩは、前記Ｃ偏析度が１．００以上１．１０以下の正偏析部であり、
前記領域ＩＩＩは、前記Ｃ偏析度が０．８０以上０．９５以下の第２負偏析部であり；
前記鋼片は、前記表面から、順に前記第１負偏析部、前記正偏析部、前記第２負偏析部であるサンドイッチ構造を有する；
ことを特徴とする鋼片。 - さらに、質量％で、
Ｃｒ：０．４０％以下、
Ｖ：０．４０％以下、
Ｂ：０．００３０％以下、
の１種以上を含有することを特徴とする請求項５に記載の鋼片。
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