JPH03271329A

JPH03271329A - 高強度鋼線の製造方法

Info

Publication number: JPH03271329A
Application number: JP7256490A
Authority: JP
Inventors: Yukio Ochiai; 落合　征雄; Hiroshi Oba; 浩大羽; Tsugunori Nishida; 世紀西田
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1990-03-22
Filing date: 1990-03-22
Publication date: 1991-12-03
Anticipated expiration: 2010-01-25
Also published as: JPH075992B2

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】（産業上の利用分野）本発明は、スチールコード、Ｚｎめっき鋼撚線、ＰＣ鋼
線、つり積用ケーブルなどに使用される高強度鋼線の製
造方法に関するものである。

（従来の技術）高強度鋼線の強度を上げる方策として、Ｃ６有率を上げ
ることは、安価で高い効果が得られるため工業的には最
も望ましい方法である。しかし、過共析領域、すなわち
、通常Ｃが０．９％を超える領域では、パテンティング
時に旧オーステナイト粒界に沿って脆い初析セメンタイ
トがネットワーク状に生成する。このため、伸線加工時
、初析セメンタイトに沿った粒界割れが発生しやすくな
り、高減面率の伸線加工は不可能となる。

従来、過共折鋼の伸線加工性を向上させる方法として、
熱処理ないしは合金元素の添加により初析セメンタイト
の生成を抑制する方法、あるいは伸線方法を工夫するこ
とにより、初析セメンタイト起因の延性劣化を防止する
方法が開発されている。

たとえば、特公昭５６− により組織を粒状セメンタイトが分散したパーライト組
織に変える方法が開示されている。これは、過共折鋼線
をオーステナイト化し、油焼き入れ処理してマルテンサ
イト組織とした後、７７０〜９３０℃の温度領域に急速
加熱して粒状セメンタイトを析出せしめ、目標加熱温度
に到達後直ちに５３５〜６６０℃の温度でパテンティン
グ処理する方法である。

この方法は、伸線加工限界を高める方法としては優れて
いるが、粒状化したセメンタイトは層状に発達したセメ
ンタイトと異なり、強化への寄与が小さい（パテンティ
ング後の強度が低く、伸線時の加工硬化も小さい）ため
、Ｃ含有率を高めた効果を生かすことができない。

本発明者らは、これまでに、合金元素の添加効果を利用
して初析セメンタイトの発生を抑制する方法を研究し、
特願平１−２８１８２５号および特願平１−７６８２５
号として出願している。これらはいずれも、０．１〜０
．３％のＣ「を添加することを特徴としているが、これ
らによっても小量の初析セメンタイトの生成は防止でき
ない。

また、特開昭６３−１８６８５２号公報には、５〜５０
ｐｐｍのＲＥＭおよびＣａ、Ｍｇ、Ｂａ、Ｓｒのうちの
１種類以上を合計で５〜５０ｐｐｍ添加する方法が開示
されている。これらの元素はいずれも、硫化物と酸化物
を同時に生成させる元素である。これらの添加により生
成したＲＥＭ、Ｃａ、Ｍｇ。

Ｂａ、Ｓｒを含む微細な硫化物酸化物を核としてパーラ
イト変態を促進させ、マルテンサイトや初析セメンタイ
トの生成を抑制しようとする方法である。

しかし、この方法はこれらの微量元素の添加のみならず
、微細な硫化物酸化物を出現させるために、Ｓ、Ｏ，Ａ
、Ｑの含有率も制御せねばならず、製造管理はきわめて
複雑なものとなる。

一方、初析セメンタイトが存在しても伸線加工性が低下
せぬように、塑性加工面からの改善を行なった例として
は、伸線前にローラーダイス加工ないしは冷間圧延を行
なう方法が特開昭６３−４０１８号公報に、また、ダイ
スのアプローチ角を１０度前後に下げて伸線する方法が
、前記特願平１−２８１８２５号に記載されている。

これらは、いずれも伸線加工時に鋼線中心部にかかる引
張り応力を軽減させることにより、初析セメンタイト起
因の内部クラックの発生を抑制しようとしたものである
。しかし、この方法が、効果を有するのは、生成した初
析セメンタイトの量が少なく、かつ、粒界に薄く存在し
ている場合、すなわち、Ｃが１％以下の場合や小量のＣ
ｒ添加により、初析セメンタイトの生成が抑制されてい
る場合に限られる。

一方、これらの方法は伸線機とは別に新たにローラーダ
イスや圧延機を装備せねばならないこと、また、ダイス
の管理を厳しくせねばならないことなど製造上の問題も
少なくない。

（発明が解決しようとする課題）以上述べたように、従来技術では、過共折鋼における粒
界初析セメンタイトの発生を完全に阻止することはでき
ない。

本発明の目的は、過共折鋼における粒界初析セメンタイ
トの生成を完全に阻止することにより、高減面率の伸線
加工を可能ならしめ、Ｃ含有率を高めた効果を十分生か
した高強度鋼線の製造技術を提供することにある。

（課題を解決するための手段および作用）本発明は、Ｃ
：　０．９０〜ｌ、２５％、Ｓ　ｉ：ｏ、１５〜１．５
％、Ｍｎ　：　０．３〜１．０％、必要に応じて、Ｃｒ
：０、１−１．０％、およびＶ　：　０．０２〜（１，
３０％の１種ないし２種、さらにＡｌｌ、ＴＩ　、Ｎｂ
、Ｚｒ、Ｂの１種ないし２種以上をそれぞれ０．１％以
下含有し、残余をＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼
線を加熱してオーステナイト化したのち、（１〉式で規
定される範囲の冷却速度で４００〜６５０℃に保持され
た冷媒中に焼き入れ、引き続き該冷媒中で恒温変態を完
了させることにより初析セメンタイトを含まない微細パ
ーライト組織とすることを特徴とする高強度鋼線の製造
方法である。

Ｙ≦０．１８ＩｏｇＸ　＋　０．８２　　　　　　　　
　（１）ただし、Ｙは鋼のＣ含有率（％）、Ｘは冷却速
度（”Ｃ／　５ｅｅ）を示す。

以下に、本発明の詳細な説明する。

本発明者らは、過共折鋼の伸線加工性を改善すべく多く
の実験を行ない、以下に示すように、オーステナイト化
温度からの冷却条件を選ぶことにより、初析セメンタイ
トの生成を阻止できるという新たな知見を得た。

すなわち、本発明者らは、第１表に示す組成の真空溶解
鋼を熱間圧延した線材より、直径３１■、高さ１０ｍｍ
の円柱状試料を製作し、これをＡｒガス中で９５０〜１
０００℃に誘導加熱してオーステナイト化したのち、種
々の冷却速度で連続冷却した。

１９００．９５１．０１ｔ、０６１．１０１、Ｌ３１．２０２２４１．２９１０．２４０．２２０．２２０．２３０．２２０．２Ｉ２２Ｉ１２２０．２２第表ｎ１７４０．７３０．７４０．７３０．７５０．７３０．７４０．７４０．７５ｏ、ｏｏｅＯ，００５０，００５０，００５ｏ、ｏｏｅＯ，００Ｂ０．００５０．００５０．００６Ｏ，００５０，００５０，００５０，００５０，００６０，００６０，００５０，００５０，００６（ｖｔ％）Ｃｒ　　　Ａ、９０．２０　０．０２２０．２１０．０２３０．２００．０２００．２００．０２４０．２２０．０２３０．２２０．０２３０．１９　０．０２２０．２１　０．０２４０．２１　０．０２５冷却後の試料を研磨し、ＪＩＳ　ＧＯ５５１に規定され
た方法でエツチングしたのち、光学顕微鏡により初析セ
メンタイトの生成状況を調べた。

また、粒界の薄いフィルム状セメンタイトの生成状況は
、研磨後の試料をピクラールでエツチングしたのち、走
査型電子顕微鏡をもちいて観察した。

第１図に、初析セメンタイトの発生限界とＣ含有率なら
びに冷却速度の関係を示す。

このように、初析セメンタイトの生成はＣ６有率以外に
冷却速度にも依存し、同−Ｃ含仔率でも冷却速度を上げ
ることによりその生成を防ぐことができる。

第１図より、初析セメンタイトの発生しない条件を鋼の
Ｃ含有率とオーステナイト域からの冷却速度で表すと、
次式（１）のようになる。

Ｙ≦Ｏ，１６Ｎ　ｏｇＸ　＋　０．８２　　　　　　　
　　（１）ただし、Ｙは鋼のＣ含有率（％）、Ｘは冷却
速度（”Ｃ／　５ｅｅ）を示す。

高強度鋼線の実際のパテンティングにおいては、連続冷
却ではパーライト変態時間が不足するため、鉛パテンテ
イングないしは流動層パテンティング処理を行ない、微
細パーライトに恒温変態させる必要がある。

その際、冷媒である溶融鉛や流動層の温度を制御して、
鋼線の冷却速度を（１）式を満足する範囲に選択すれば
、初析セメンタイトの発生を完全に防止することが可能
である。しかし、冷媒温度が４００℃未満では、鋼線表
層にベイナイトが生成し、伸線可能限界が低下する。ま
た、６５０℃を超えると、パーライトの層状構造が崩れ
、このため、強度、伸線加工限界ともに低下する。した
がって、冷媒温度は４００〜６５０℃とする。

なお、冷却槽内の温度は均一である必要はない。

すなわち、（１）式の冷却速度を得るために、赤熱した
鋼線が進入する側の冷媒温度は低く設定し、その他の部
分の温度は、鋼組成に応じて微細な層状パーライトが得
られる温度に保持すべきである。

このような目的のためには、冷却槽は傾斜加熱できるよ
うな構造が望ましく、さらには、複数の冷却帯に分割さ
れた冷却槽を採用すればなお良い。

次に、本発明の成分限定理由について説明する。

Ｃは強度を上げるための有効かつ経済的な元素であり、
本発明の最も重要な元素の一つである。

Ｃ含有率を上げるに伴ない、パテンティング後の強度な
らびに伸線時の加工硬化量が増大する。したがって、伸
線加工により高強度鋼線を得るためには、Ｃ含有量は高
い方が有利であり、本発明では、０．９０％以上とする
。一方、Ｃ含有率が１．２５％を超えた場合、（１）式
が示すように、初析セメンタイトの発生を防止するため
に必要な冷却速度は４８０℃／ｓｅｅを超えるため、工
業的に実現が困難となる。したがって、Ｃ含有率の上限
はｌ、３０％とする。

Ｓｉは脱酸剤として０．１５％以上添加する。一方、Ｓ
ｌは合金元素として、フェライトに固溶して顕著な固溶
強化作用を示す。また、フェライト中のＳｔは伸線後の
溶融亜鉛めっきやブルーイング時の強度低下を低減させ
る効果を有するため、高強度鋼線の製造には不可欠な元
素である。しかし、１．５％を超えると、伸線後の鋼線
の延性が低下するため、１．５％を上限とする。

Ｍｎも脱酸剤として０．３％以上添加する。また、Ｍｎ
は焼入れ性向上効果が大きいため、線径が大きい場合に
は、Ｍｎ含有率を上げることにより断面内の均一性を高
めることが可能であり、伸線後の鋼線の延性向上に有効
である。しかし、１．０％を超えると、中心偏折部にマ
ルテンサイトか生成し、伸線加工性が劣化するため、１
．０％を上限とする。

Ｃｒはパーライトのラメラ−間隔を低減し、鋼線の強度
と伸線加工性を向上させるため、必要に応じて０．１％
以上添加する。０．１％未満てはその効果が十分でなく
、一方、１．０％を超えると変態に要する時間が長くな
り、生産性が著しく低下するため、１．０％を上限とす
る。

ＶはＭｎと同様、焼入れ性を向上させるが、−方、炭化
物を形成して析出硬化によりパーライトを強化する。こ
の目的のため、必要に応じて０．０２％以上添加する。

しかし、■添加によりパーライト変態が遅れ、マルテン
サイトやベイナイトが生成し易くなるため、さらには、
■炭化物の析出硬化作用が飽和するため０．３％を上限
とする。

以上の強化元素に加えて、必要に応じてＡｌ。

Ｔｔ、Ｎｂ、ｚｒ、Ｂの１種ないし２種以上を０．１％
以下添加する。これらの元素はいずれも窒化物や炭化物
を生成しやすく、このため、オーステナイト粒を細粒化
する傾向が強い。パテンティング後の鋼線の絞り値を高
め、伸線加工性を向上させるためにはオーステナイト粒
の微細化が効果的である。

従って、つり積用ケーブルワイヤなどを製造する場合に
は、これら窒化物、炭化物形成元素を添加することによ
り好ましい結果が得られる。しかし、０．１％を超えて
添加しても、その効果は飽和するばかりか、非金属介在
物が増加するため、０．１％を上限とする。

（実施例−１）以下、４００ｋｇ　ｆ　／−以上の引張強さを有する細
線の製造結果について説明する。

第２表に示す化学成分の直径２，４關の鋼線を、鉛パテ
ンティング後伸線して０．４ｍｒａの細線を製造した。

第３表にパテンティング条件、パテンティング後の特性
、および伸線後の細線の特性を示す。

Ｃ含有率が０．８６％（Ａ−１鋼）では、目標強度が得
られず、一方、ｌ、３５％（Ａ−４鋼）では、冷却速度
不足のため初析セメンタイトが生成し、伸線できなかっ
た。同様に、Ｃ含有率がり、２０％（Ａ−３鋼）でも、
第３表に示すように、冷却速度が２０℃／ｓｅｃと（１
〉式を満足しない場合、初析セメンタイトが生成し、伸
線後の捻回値が低下したため、目標とする細線の製造は
できなかった。

Ｂ添加鋼（Ａ−３鋼）は、非添加鋼（Ａ−２鋼）にくら
べて、パテンティング後の絞り値が高く、また、伸線後
の捻回値も高い。従来法は、特願平１−２８１８２５号
に記載された方法である。

本発明法で製造された細線は、いずれも４００）Ｃｇｆ
　／　ｍ７以上の強度を有し、従来法で製造されたもの
にくらべて、強度が高く、延性、特に捻同値に優れてい
る。

（ｗｔ％）鋼記号　　区分　　ＣＳｉ　　Ｍｎ　　Ｃｒ　　　ＢＡ
−１０，８６０，２２０，３３０，２０Ａ−２本発明法
　０．９７０．２３０．３２０．２１Ａ−３本発明法　
１．２００．２２０！５０．２１０．００１８Ａ−４１
！５０．２００．３３０．２３Ａ−５従来法０．９７０
．１９０．３１０．２１（実施例−２）以下、つり橋や斜張橋を支持する高強度亜鉛めっき鋼線
の製造結果について説明する。

第４表に鋼線の化学成分を示す。

Ｂ−１からＢ−４の各鋼は、直径７１ｍ１１１引張強さ
２００ｋｇ　ｆ　／　ｍＩｉ以上の鋼線の製造を目的と
し、また、Ｃ−１からＣ−４の各鋼は、直径５開、引張
強さ２２０）ｃｇ　ｆ　／　＋ｏｆ以上の鋼線の製造を
目的としている。また、従来法は、いずれも特願平１−
７１１１８２５号に記載された方法である。

第５表に示すように、直径１３ｍｍおよびＩｌｗの鋼線
を鉛パテンテイングした後、目標とする線径まで伸線後
溶融亜鉛めっきを施した。Ｓｉ含有率の増加により強度
は増大するが、１．６１％（Ｂ−３鋼）では延性不足と
なり、めっき鋼線の捻回値は低下した。一方、Ｍｎが１
．０８％（Ｃ−３鋼）の場合も、中心偏折部に生成した
マルテンサイトにより、めっき鋼線の捻回値は著しく低
下した。また、第５表で、Ｂ−１鋼を用い、鉛浴温度３
７５℃でパテンティングしたものは変態時間が不足し、
マルテンサイトか生成したため、めっき鋼線の捻回値は
大幅に低下した。

以上のように、本発明法により溶融亜鉛めっき鋼線を製
造すれば、従来法では得られなかった高強度鋼線、すな
わち、強度が約２０ｋｇ　ｆ　／−高く、かつ、−段と
捻回特性の優れた鋼線を得ることができる。

第　　　４　　　表（ｗｔ％）鋼記号　　区分　　Ｃ１４ＭｎＣｒＶＡρ　　ＴｉＢ−
１本発明法　１．１４０．８２０．８７Ｂ−２本発明法
　１．１４１．２００．８６　−−０．０２５Ｂ−３１
，１５１，６１０，８８−−０，０３０Ｂ−４従来法１
．０３０．５２０．４５０．４９−０．０３２Ｃ−１本
発明法　１．１２０．５２０．３２−０．１２０．０２
９０．００８Ｃ−２本発明法　１．１２０．５２０．６
０−０．１３０．０３００．００８Ｃ−３１，１１０，
５４１，０８−０，１２０，０３３０，０１ＤＣ−４従
来法１．０３０．５５０．５００．４４−０．０２９（
実施例−３）以下、高強度亜鉛めっき鋼撚線（ＡＣ３Ｒ用鋼線）の製
造結果について説明する。

第６表に鋼線の化学成分を示す。

Ｄ−１からＤ−５までの６鋼は直径２．８ｍ＋ｓ、また
、Ｅ−１からＥ−５までの６鋼は直径２．Ｏｍｒａの、
それぞれ引張強さ２４０ｋｇ　ｆ　／−以上の高強度鋼
線の製造を目的としている。１０ｍｍおよび７ｍｍの鋼
線を流動層パテンティング後、目標線径まで伸線し、そ
の後、溶融亜鉛めっきを行なった。

第７表に結果を示す。

Ｃｒ含有量は０．０６％（Ｄ−１鋼）テハ、ソノ効果が
小さく、目標強度が得られない。一方、１．１１％（Ｄ
−４鋼）では、変態時間不足のためパテンティング組織
にマルテンサイトが発生したため、断線が頻発し、伸線
は不可能であった。従来法（Ｄ−５鋼）は、特開昭６３
−４０１６号公報に開示された方法であり、ローラーダ
イス伸線後、通常の伸線を行なったものである。また、
従来法（Ｅ５鋼）は、特開昭６３−１８６８５２号公報
に開示された方法である。

第７表にみるように、従来法で達成できる強度は２２０
ｋｇ　ｆ　／　ｍＩｉ級であるが、本発明法によれば２
４０ｋｇ　ｆ　／−級の製造が可能であり、さらに、初
析セメンタイトの生成が完全に抑制されているために、
高強度化されているにもかかわらず、捻回特性は逆に向
上している。

（発明の効果）以上に説明したように、本発明法によれば、従来より強
度が高く、かつ、捻回特性に優れたスチールコード、Ａ
Ｃ５Ｒ用鋼線、つり積用ケーブル、ＰＣ鋼線などの高強
度鋼線を製造することが可能である。

【図面の簡単な説明】

第１図は初析セメンタイトの発生限界とＣ含有率ならび
に冷却速度の関係を示す図表である。代　理　人　　弁理士　　茶野木　立　夫Ｃ合有率。（％）

Claims

【特許請求の範囲】１、重量比でＣ：０．９０〜１．２５％、Ｓｉ：０．１５〜１．５％、Ｍｎ：０．３〜１．０％、残余をＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼線を加熱し
てオーステナイト化したのち、（１）式で規定される範
囲の冷却速度で４００〜６５０℃に保持された冷媒中に
焼き入れ、引き続き該冷媒中で恒温変態を完了させるこ
とにより初析セメンタイトを含まない微細パーライト組
織とすることを特徴とする高強度鋼線の製造方法。Ｙ≦０．１６ｌｏｇＸ＋０．８２（１）ただし、Ｙは鋼のＣ含有率（％）、Ｘは冷却速度（℃／
ｓｅｃ）を示す。２、重量比でＣｒ：０．１〜１．０％、Ｖ：０．０２〜０．３０％の１種ないし２種、さらにＡｌ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｂの１種ないし２種以
上をそれぞれ０．１％以下含有する請求項１記載の高強
度鋼線の製造方法。