JPH06212237A - 高強度極細線用高炭素鋼の製造方法 - Google Patents
高強度極細線用高炭素鋼の製造方法Info
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- JPH06212237A JPH06212237A JP50A JP318893A JPH06212237A JP H06212237 A JPH06212237 A JP H06212237A JP 50 A JP50 A JP 50A JP 318893 A JP318893 A JP 318893A JP H06212237 A JPH06212237 A JP H06212237A
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- Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
- Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
- Y02P10/00—Technologies related to metal processing
- Y02P10/20—Recycling
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- Treatment Of Steel In Its Molten State (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】非延性の介在物が少なく、全酸素量が低く、鋳
片中心部の偏析がない、伸延性に優れた高強度極細線用
高炭素鋼の鋳片を製造する。 【構成】脱酸並びに成分調整を行った溶鋼にＣａＯ−Ｓ
ｉＯ2 −Ａｌ2 Ｏ3 系フラックスを加え、不活性雰囲気
内にてＡｒガスを吹き込み撹拌精錬を行うに際し、撹拌
精錬後の溶鋼中Ａｌ量、Ｍｎ／Ｓｉ及びスラグ組成、並
びに使用する耐火物組成を特定し、得られた溶鋼を連続
鋳造し、鋳片内部が凝固を完了する前に連続的に鍛圧加
工し、鋳片中心部の炭素の偏析率が０．８０〜１．０
５、全酸素量が２５ｐｐｍ以下の鋳片とする。
片中心部の偏析がない、伸延性に優れた高強度極細線用
高炭素鋼の鋳片を製造する。 【構成】脱酸並びに成分調整を行った溶鋼にＣａＯ−Ｓ
ｉＯ2 −Ａｌ2 Ｏ3 系フラックスを加え、不活性雰囲気
内にてＡｒガスを吹き込み撹拌精錬を行うに際し、撹拌
精錬後の溶鋼中Ａｌ量、Ｍｎ／Ｓｉ及びスラグ組成、並
びに使用する耐火物組成を特定し、得られた溶鋼を連続
鋳造し、鋳片内部が凝固を完了する前に連続的に鍛圧加
工し、鋳片中心部の炭素の偏析率が０．８０〜１．０
５、全酸素量が２５ｐｐｍ以下の鋳片とする。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、非延性の介在物が少
く、全酸素量が低く、鋳片中心部の偏析がない、伸延性
に優れた高強度極細線用高炭素鋼の製造方法に関するも
のである。
く、全酸素量が低く、鋳片中心部の偏析がない、伸延性
に優れた高強度極細線用高炭素鋼の製造方法に関するも
のである。
【０００２】
【従来の技術】自動車用タイヤコード等に使用されてい
る高炭素鋼線材は、直径約５．５ｍｍまで熱間圧延し、
その後、パテンティングを施しながら数回の冷間引抜加
工（伸線加工）を行い、最終的に直径０．１５ｍｍの極
細線まで伸線される。この伸線加工時に、鋼中に伸延し
にくい硬質な非金属介在物が存在していると断線の原因
となる。このため、伸線加工時に断線の原因とならない
よう鋼中の介在物を微細化するために、脱酸生成物の形
態を熱間圧延時に延性の良好な組成であるＡｌ2 Ｏ3 −
ＳｉＯ2 −ＭｎＯの３元系状態図のスペサータイト領域
に制御する必要があった。
る高炭素鋼線材は、直径約５．５ｍｍまで熱間圧延し、
その後、パテンティングを施しながら数回の冷間引抜加
工（伸線加工）を行い、最終的に直径０．１５ｍｍの極
細線まで伸線される。この伸線加工時に、鋼中に伸延し
にくい硬質な非金属介在物が存在していると断線の原因
となる。このため、伸線加工時に断線の原因とならない
よう鋼中の介在物を微細化するために、脱酸生成物の形
態を熱間圧延時に延性の良好な組成であるＡｌ2 Ｏ3 −
ＳｉＯ2 −ＭｎＯの３元系状態図のスペサータイト領域
に制御する必要があった。
【０００３】このように、脱酸生成物の形態をＡｌ2 Ｏ
3 −ＳｉＯ2 −ＭｎＯの３元系状態図のスペサータイト
領域に制御する方法として精錬時の溶鋼内のＡｌ，Ｓ
ｉ，Ｍｎ量を制御する方法が提案されている（特公昭５
４−７２５２号公報）。また、溶鋼中に添加する合金鉄
中のＡｌ量を溶鋼１ｔｏｎ当り１０〜５０ｇに規制する
ことによってスペサータイト領域の介在物に制御する方
法（特公昭５２−１７４９０号公報）、それに加えて、
Ｍｎ／Ｓｉ＞１．７に規制し制御する方法（特公昭５７
−２２９６９号公報）が提案されている。
3 −ＳｉＯ2 −ＭｎＯの３元系状態図のスペサータイト
領域に制御する方法として精錬時の溶鋼内のＡｌ，Ｓ
ｉ，Ｍｎ量を制御する方法が提案されている（特公昭５
４−７２５２号公報）。また、溶鋼中に添加する合金鉄
中のＡｌ量を溶鋼１ｔｏｎ当り１０〜５０ｇに規制する
ことによってスペサータイト領域の介在物に制御する方
法（特公昭５２−１７４９０号公報）、それに加えて、
Ｍｎ／Ｓｉ＞１．７に規制し制御する方法（特公昭５７
−２２９６９号公報）が提案されている。
【０００４】上記の方法では、Ａｌ量が規制され精錬中
の溶鋼の脱酸は添加されたＭｎ，Ｓｉで行われるため、
脱酸後の溶鋼中の溶存酸素量は高く鋳片の清浄性が悪化
する問題がある。近年、タイヤコードの極細線化と高強
度化の一層の進行により、介在物の軟質化だけでなく、
介在物量，酸素量の低減が要求されるようになり、介在
物の組成制御のみでは不十分となっている。また組成制
御についても、スペサータイト領域の介在物になるよう
にＡｌ量を規制はしているが、脱酸前の溶鋼中の溶存酸
素量の差によるＡｌ2 Ｏ3 生成量のばらつきや、Ａｌ溶
解時の局部的なＡｌの濃化により、精錬中、鋳造中に生
成する介在物の形態がばらつく問題がある。
の溶鋼の脱酸は添加されたＭｎ，Ｓｉで行われるため、
脱酸後の溶鋼中の溶存酸素量は高く鋳片の清浄性が悪化
する問題がある。近年、タイヤコードの極細線化と高強
度化の一層の進行により、介在物の軟質化だけでなく、
介在物量，酸素量の低減が要求されるようになり、介在
物の組成制御のみでは不十分となっている。また組成制
御についても、スペサータイト領域の介在物になるよう
にＡｌ量を規制はしているが、脱酸前の溶鋼中の溶存酸
素量の差によるＡｌ2 Ｏ3 生成量のばらつきや、Ａｌ溶
解時の局部的なＡｌの濃化により、精錬中、鋳造中に生
成する介在物の形態がばらつく問題がある。
【０００５】溶鋼の脱酸方法の改善方法としては、真空
アーク脱ガス装置にてＣａＯ−ＳｉＯ2 系スラグ、フラ
ックスを用い、溶鋼中に添加されるＡｌ総量を１０ｇ／
ｔｏｎ以下に規制する方法（特公昭６３−１８６４６号
公報）、使用する耐火物を非Ａｌ2 Ｏ3 系にする方法
（特開昭６２−２０３６４７号公報）が提案されてい
る。
アーク脱ガス装置にてＣａＯ−ＳｉＯ2 系スラグ、フラ
ックスを用い、溶鋼中に添加されるＡｌ総量を１０ｇ／
ｔｏｎ以下に規制する方法（特公昭６３−１８６４６号
公報）、使用する耐火物を非Ａｌ2 Ｏ3 系にする方法
（特開昭６２−２０３６４７号公報）が提案されてい
る。
【０００６】上記のように真空アーク脱ガス装置を用い
て処理を行うと、低酸素化は可能であるが、真空処理中
に溶鋼中の炭素の脱酸力がＡｌの脱酸力より強まり、こ
のため、耐火物、スラグ等に含まれるＡｌ2 Ｏ3 が炭素
により還元され、溶鋼中の溶存Ａｌ濃度が増加する。こ
の溶存Ａｌは処理後の温度低下により鋳造中に酸素と結
びついて再びＡｌ2 Ｏ3 となり、鋳片中に非延性な介在
物として残留する問題がある。たとえ、非Ａｌ2 Ｏ3 系
の耐火物を用いても、転炉スラグの混入や、合金鉄中の
Ａｌによるスラグ中のＡｌ2 Ｏ3 の存在は不可避であ
り、このため溶鋼中のＡｌ量を低位にすることは難し
い。
て処理を行うと、低酸素化は可能であるが、真空処理中
に溶鋼中の炭素の脱酸力がＡｌの脱酸力より強まり、こ
のため、耐火物、スラグ等に含まれるＡｌ2 Ｏ3 が炭素
により還元され、溶鋼中の溶存Ａｌ濃度が増加する。こ
の溶存Ａｌは処理後の温度低下により鋳造中に酸素と結
びついて再びＡｌ2 Ｏ3 となり、鋳片中に非延性な介在
物として残留する問題がある。たとえ、非Ａｌ2 Ｏ3 系
の耐火物を用いても、転炉スラグの混入や、合金鉄中の
Ａｌによるスラグ中のＡｌ2 Ｏ3 の存在は不可避であ
り、このため溶鋼中のＡｌ量を低位にすることは難し
い。
【０００７】また、他の溶鋼の脱酸方法の改善方法とし
て、Ａｒガス吹込みによる取鍋精錬法において、酸素の
混入を規制し、高融点のＣａＣ2 等を含む還元性スラグ
に、滓化促進のため低融点のアルカリ金属の弗化物、酸
化物、アルカリ土類金属の弗化物を５〜３０重量％（以
下単に％と記す）添加した合成スラグを用いて脱酸した
後、Ｍｇ、Ｃａ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｚｒを適量添加して、延
性の良好な介在物に制御する方法（特開昭５３−７６１
９６号公報）や、Ａｌ量完全規制の下（５ｇ／溶鋼ｔｏ
ｎ）でＣａＯ含有フラックスを吹込んで予備脱酸した
後、Ｃａ、Ｍｇ又は希土類元素を微量吹き込んで延性の
良好な介在物に制御する方法（特公昭５７−３５２３４
号公報）が提案されている。
て、Ａｒガス吹込みによる取鍋精錬法において、酸素の
混入を規制し、高融点のＣａＣ2 等を含む還元性スラグ
に、滓化促進のため低融点のアルカリ金属の弗化物、酸
化物、アルカリ土類金属の弗化物を５〜３０重量％（以
下単に％と記す）添加した合成スラグを用いて脱酸した
後、Ｍｇ、Ｃａ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｚｒを適量添加して、延
性の良好な介在物に制御する方法（特開昭５３−７６１
９６号公報）や、Ａｌ量完全規制の下（５ｇ／溶鋼ｔｏ
ｎ）でＣａＯ含有フラックスを吹込んで予備脱酸した
後、Ｃａ、Ｍｇ又は希土類元素を微量吹き込んで延性の
良好な介在物に制御する方法（特公昭５７−３５２３４
号公報）が提案されている。
【０００８】上記の方法では、介在物の形態制御に使用
する脱酸元素の活性度が極めて高く、脱酸元素の添加量
が介在物の形態に大きく影響するため、延性の良好な介
在物に安定して制御することが困難である。また、予備
脱酸に使用するＣａＣ2 等を含む還元性スラグやＣａＯ
含有フラックスは、巻込まれたり、吹込まれた際に完全
には浮上できず、その後の脱酸生成物と凝集、合体しな
ければ硬質な介在物になる問題がある。
する脱酸元素の活性度が極めて高く、脱酸元素の添加量
が介在物の形態に大きく影響するため、延性の良好な介
在物に安定して制御することが困難である。また、予備
脱酸に使用するＣａＣ2 等を含む還元性スラグやＣａＯ
含有フラックスは、巻込まれたり、吹込まれた際に完全
には浮上できず、その後の脱酸生成物と凝集、合体しな
ければ硬質な介在物になる問題がある。
【０００９】また、溶鋼の酸素量の低減方法として、溶
鋼中のＡｌ総量を溶鋼ｔｏｎ当り１０ｇ以下にし、炉外
精錬時のスラグ組成をＣａＯ−ＳｉＯ2 −Ａｌ2 Ｏ3 系
で、（ＣａＯ／ＳｉＯ2 ）≧１．５、（ＦｅＯ＋Ｍｎ
Ｏ）≦３％とすると共に、介在物の組成制御の点から、
ＣａＯ量の増加につれスラグ中のＡｌ2 Ｏ3 が還元され
鋼中のＡｌ濃度が高まり、鋳造時に生成する介在物のＡ
ｌ2 Ｏ3 量が増え硬質化するのを防ぐため、スラグ中の
Ａｌ2 Ｏ3 量の上限として、３．０≧（ＣａＯ／ＳｉＯ
2 ）≧１．５のときＡｌ2 Ｏ3 ≧１６％−４（ＣａＯ／
ＳｉＯ2 ）％、（ＣａＯ／ＳｉＯ2 ）＞３．０のときＡ
ｌ2 Ｏ3 ≦４％とし、かつ、精錬後溶鋼中のＡｌ総量を
１０ｇ／ｔｏｎ（溶鋼）以下にすることが提案されてい
る（特開昭６０−１８４６１７号公報）。
鋼中のＡｌ総量を溶鋼ｔｏｎ当り１０ｇ以下にし、炉外
精錬時のスラグ組成をＣａＯ−ＳｉＯ2 −Ａｌ2 Ｏ3 系
で、（ＣａＯ／ＳｉＯ2 ）≧１．５、（ＦｅＯ＋Ｍｎ
Ｏ）≦３％とすると共に、介在物の組成制御の点から、
ＣａＯ量の増加につれスラグ中のＡｌ2 Ｏ3 が還元され
鋼中のＡｌ濃度が高まり、鋳造時に生成する介在物のＡ
ｌ2 Ｏ3 量が増え硬質化するのを防ぐため、スラグ中の
Ａｌ2 Ｏ3 量の上限として、３．０≧（ＣａＯ／ＳｉＯ
2 ）≧１．５のときＡｌ2 Ｏ3 ≧１６％−４（ＣａＯ／
ＳｉＯ2 ）％、（ＣａＯ／ＳｉＯ2 ）＞３．０のときＡ
ｌ2 Ｏ3 ≦４％とし、かつ、精錬後溶鋼中のＡｌ総量を
１０ｇ／ｔｏｎ（溶鋼）以下にすることが提案されてい
る（特開昭６０−１８４６１７号公報）。
【００１０】上記の方法によれば、スラグが（ＣａＯ／
ＳｉＯ2 ）≧１．５とスラグａsio2が低いため、溶鋼の
酸素量は低下し、また、スラグ中のＡｌ2 Ｏ3 量を（Ｃ
ａＯ／ＳｉＯ2 ）の上昇にともない上限を低下させてい
るため、溶鋼中のＡｌ濃度の上昇は抑えられ、Ａｌ2 Ｏ
3 濃度の高い介在物の生成は防止できる。しかし、スラ
グ中のＣａＯ量が高く、ＳｉＯ2 、Ａｌ2 Ｏ3 量が低い
ため、スラグの融点が上昇し滓化性が悪く、精錬中のス
ラグ−溶鋼間の反応が十分には進行しない。また、スラ
グが精錬中に溶鋼内に巻込まれ、浮上できず鋳片内に取
込まれ介在物となった場合、介在物はＣａＯ量が高く非
延性で硬質になる問題がある。スラグの滓化性を良くす
るため、ＣａＦ2 等の弗化物を混合することが考えられ
るが、弗化物を混合すると耐火物の溶損が増加し、耐火
物が非延性で硬質な介在物として鋼中に混入する問題が
ある。
ＳｉＯ2 ）≧１．５とスラグａsio2が低いため、溶鋼の
酸素量は低下し、また、スラグ中のＡｌ2 Ｏ3 量を（Ｃ
ａＯ／ＳｉＯ2 ）の上昇にともない上限を低下させてい
るため、溶鋼中のＡｌ濃度の上昇は抑えられ、Ａｌ2 Ｏ
3 濃度の高い介在物の生成は防止できる。しかし、スラ
グ中のＣａＯ量が高く、ＳｉＯ2 、Ａｌ2 Ｏ3 量が低い
ため、スラグの融点が上昇し滓化性が悪く、精錬中のス
ラグ−溶鋼間の反応が十分には進行しない。また、スラ
グが精錬中に溶鋼内に巻込まれ、浮上できず鋳片内に取
込まれ介在物となった場合、介在物はＣａＯ量が高く非
延性で硬質になる問題がある。スラグの滓化性を良くす
るため、ＣａＦ2 等の弗化物を混合することが考えられ
るが、弗化物を混合すると耐火物の溶損が増加し、耐火
物が非延性で硬質な介在物として鋼中に混入する問題が
ある。
【００１１】また、溶鋼中のＡｌ総量を溶鋼トン当り
０．０１０ｋｇ以下にし、アーク加熱式取鍋精錬設備に
より、スラグ組成を（ＣａＯ／ＳｉＯ2 ）＝０．７〜
０．９、Ａｌ2 Ｏ3 ≦１０％として処理を行ったのち、
連続鋳造設備にて鋳型内及び凝固末期で電磁撹拌しなが
ら連続鋳造を行う方法が提案されている（特開平４−１
１０４１３号公報）。
０．０１０ｋｇ以下にし、アーク加熱式取鍋精錬設備に
より、スラグ組成を（ＣａＯ／ＳｉＯ2 ）＝０．７〜
０．９、Ａｌ2 Ｏ3 ≦１０％として処理を行ったのち、
連続鋳造設備にて鋳型内及び凝固末期で電磁撹拌しなが
ら連続鋳造を行う方法が提案されている（特開平４−１
１０４１３号公報）。
【００１２】上記の方法では、溶鋼中のＡｌ量を規制
し、また、スラグ組成を（ＣａＯ／ＳｉＯ2 ）＝０．７
〜０．９とａsio2を小さくし、Ａｌ2 Ｏ3 ≦１０％とａ
Al2o3の上限を決め、溶鋼中のＡｌ量を非常に低位に保
つことにより、Ａｌ2 Ｏ3 濃度の高い介在物の生成を防
止している。しかし、やはり、スラグのａsio2が大きい
ため鋼中の酸素量は高く、また、溶鋼中のＡｌ量が低す
ぎる場合、脱酸生成物のＳｉＯ2 濃度は高くなり、介在
物は延性が悪く、熱延後に多量に微小な介在物が残存す
る問題がある。
し、また、スラグ組成を（ＣａＯ／ＳｉＯ2 ）＝０．７
〜０．９とａsio2を小さくし、Ａｌ2 Ｏ3 ≦１０％とａ
Al2o3の上限を決め、溶鋼中のＡｌ量を非常に低位に保
つことにより、Ａｌ2 Ｏ3 濃度の高い介在物の生成を防
止している。しかし、やはり、スラグのａsio2が大きい
ため鋼中の酸素量は高く、また、溶鋼中のＡｌ量が低す
ぎる場合、脱酸生成物のＳｉＯ2 濃度は高くなり、介在
物は延性が悪く、熱延後に多量に微小な介在物が残存す
る問題がある。
【００１３】これら鋼中の酸素量、非延性で硬質な介在
物、介在物個数の問題の他に、鋳片の中心部の成分偏析
の問題がある。特に炭素濃度の高い、高強度で極細線ま
で伸線される鋳片においては、中心偏析により延性が著
しく悪化し、伸線時の断線につながる。中心偏析は、鋳
片の最終凝固部となる厚み中心部で、Ｃ，Ｐ，Ｓ等の溶
鋼成分が濃化して正偏析となって現れるもので、従来の
連続鋳造法では避け難い品質欠陥のひとつであった。こ
のような連続鋳造により得られる鋳片の中心偏析を軽減
する技術としては、溶鋼の過熱度を低下させたり鋳型内
溶鋼へ線材片を添加したりして等軸晶からなる凝固組織
を鋳片内に形成する方法、鋳型内溶鋼やストランド内溶
鋼を電磁撹拌することにより等軸晶を得る方法が広く普
及している。しかし、これらの方法は、いずれも等軸晶
からなる凝固組織を得ることで溶質の微細分散化を図り
中心偏析を軽減しようとするものであるが、それぞれ一
長一短があり、広く普及しているとはいえ偏析改善効果
は必ずしも十分ではない。特開平４−１１０４１３号公
報では連続鋳造設備にて鋳型内及び凝固末期で電磁撹拌
しながら連続鋳造を行う方法が提案されているが、中心
偏析率は１．０５を越え、炭素濃度の高い極細線まで伸
線される素材においては不十分なものである。
物、介在物個数の問題の他に、鋳片の中心部の成分偏析
の問題がある。特に炭素濃度の高い、高強度で極細線ま
で伸線される鋳片においては、中心偏析により延性が著
しく悪化し、伸線時の断線につながる。中心偏析は、鋳
片の最終凝固部となる厚み中心部で、Ｃ，Ｐ，Ｓ等の溶
鋼成分が濃化して正偏析となって現れるもので、従来の
連続鋳造法では避け難い品質欠陥のひとつであった。こ
のような連続鋳造により得られる鋳片の中心偏析を軽減
する技術としては、溶鋼の過熱度を低下させたり鋳型内
溶鋼へ線材片を添加したりして等軸晶からなる凝固組織
を鋳片内に形成する方法、鋳型内溶鋼やストランド内溶
鋼を電磁撹拌することにより等軸晶を得る方法が広く普
及している。しかし、これらの方法は、いずれも等軸晶
からなる凝固組織を得ることで溶質の微細分散化を図り
中心偏析を軽減しようとするものであるが、それぞれ一
長一短があり、広く普及しているとはいえ偏析改善効果
は必ずしも十分ではない。特開平４−１１０４１３号公
報では連続鋳造設備にて鋳型内及び凝固末期で電磁撹拌
しながら連続鋳造を行う方法が提案されているが、中心
偏析率は１．０５を越え、炭素濃度の高い極細線まで伸
線される素材においては不十分なものである。
【００１４】
【発明が解決しようとする課題】本発明は上記のような
問題点の解決を図ったもので、非延性の介在物が少な
く、全酸素量が低く、鋳片中心部の偏析がない、伸延性
に優れた高強度極細線用高炭素鋼を製造することを目的
とするものである。
問題点の解決を図ったもので、非延性の介在物が少な
く、全酸素量が低く、鋳片中心部の偏析がない、伸延性
に優れた高強度極細線用高炭素鋼を製造することを目的
とするものである。
【００１５】
【課題を解決するための手段】本発明は、重量組成で、
Ｃ：０．７〜１．０％、Ｓｉ：０．１５〜０．３５％、
Ｍｎ：０．３〜０．９％を含む高炭素鋼の製造方法にお
いて、溶銑予備処理を施しＰ：＜０．０２０％、Ｓ：＜
０．０２０％に低減した溶銑を転炉にて吹錬し、出鋼時
にＳｉ，Ｍｎを含む合金を添加して脱酸並びに成分調整
を行った溶鋼に、ＣａＯ−ＳｉＯ2 −Ａｌ2 Ｏ3 系のフ
ラックスを加え不活性雰囲気内にてＡｒガスを吹込み撹
拌精錬処理を行う際に、 ａ：撹拌精錬処理後の溶鋼中のＡｌ量が５ｇ／ｔｏｎ以
下であること。
Ｃ：０．７〜１．０％、Ｓｉ：０．１５〜０．３５％、
Ｍｎ：０．３〜０．９％を含む高炭素鋼の製造方法にお
いて、溶銑予備処理を施しＰ：＜０．０２０％、Ｓ：＜
０．０２０％に低減した溶銑を転炉にて吹錬し、出鋼時
にＳｉ，Ｍｎを含む合金を添加して脱酸並びに成分調整
を行った溶鋼に、ＣａＯ−ＳｉＯ2 −Ａｌ2 Ｏ3 系のフ
ラックスを加え不活性雰囲気内にてＡｒガスを吹込み撹
拌精錬処理を行う際に、 ａ：撹拌精錬処理後の溶鋼中のＡｌ量が５ｇ／ｔｏｎ以
下であること。
【００１６】ｂ：撹拌精錬処理後の溶鋼中のＭｎ／Ｓｉ
が１．７以上であること。 ｃ：撹拌精錬処理後のスラグ組成が ０．９≦（ＣａＯ／ＳｉＯ2 ）≦１．５ …（１） ９−５（ＣａＯ／ＳｉＯ2 ）≦Ａｌ2 Ｏ3 （％） ≦１７−７（ＣａＯ／ＳｉＯ2 ） …（２） であること。
が１．７以上であること。 ｃ：撹拌精錬処理後のスラグ組成が ０．９≦（ＣａＯ／ＳｉＯ2 ）≦１．５ …（１） ９−５（ＣａＯ／ＳｉＯ2 ）≦Ａｌ2 Ｏ3 （％） ≦１７−７（ＣａＯ／ＳｉＯ2 ） …（２） であること。
【００１７】ｄ：撹拌精錬処理時に非Ａｌ2 Ｏ3 系耐火
物を内張りした取鍋を使用すること。 として撹拌精錬処理し、その後、得られた溶鋼を直ちに
連続鋳造し、鋳片内部が凝固を完了する前の段階で連続
的に鍛圧加工し、得られた鋳片の中心部の炭素の偏析率
が０．８０〜１．０５、全酸素量が２５ｐｐｍ以下の鋳
片を製造することにより、熱間圧延後、冷間引抜伸線加
工で断線することなく直径０．１５ｍｍの極細線まで伸
線化することを可能とするものである。なお、偏析率と
は（鋳片中心部の濃度）／（周辺部の濃度）である。
物を内張りした取鍋を使用すること。 として撹拌精錬処理し、その後、得られた溶鋼を直ちに
連続鋳造し、鋳片内部が凝固を完了する前の段階で連続
的に鍛圧加工し、得られた鋳片の中心部の炭素の偏析率
が０．８０〜１．０５、全酸素量が２５ｐｐｍ以下の鋳
片を製造することにより、熱間圧延後、冷間引抜伸線加
工で断線することなく直径０．１５ｍｍの極細線まで伸
線化することを可能とするものである。なお、偏析率と
は（鋳片中心部の濃度）／（周辺部の濃度）である。
【００１８】
【作用】本発明における、Ｃ：０．７〜１．０％、Ｓ
ｉ：０．１５〜０．３５％、Ｍｎ：０．３〜０．９％、
Ｐ：＜０．０２０％、Ｓ：０．０２０％を含有する鋼材
は、自動車用タイヤコード等に使用される高強度極細線
用の高炭素鋼として好適なものである。
ｉ：０．１５〜０．３５％、Ｍｎ：０．３〜０．９％、
Ｐ：＜０．０２０％、Ｓ：０．０２０％を含有する鋼材
は、自動車用タイヤコード等に使用される高強度極細線
用の高炭素鋼として好適なものである。
【００１９】前述したように、非延性の硬質な介在物は
第１にＡｌ2 Ｏ3 系介在物である。そのため、脱酸生成
物としてＡｌ2 Ｏ3 系介在物を生成させないためには、
鋼中のＡｌ濃度を低減させておくことが前提条件とな
る。そのためには、特公昭６３−１８６４６号公報、特
開昭６０−１８４６１７号公報、特開平４−１１０４１
３号公報で提案しているように、溶鋼中に混入するＡｌ
総量を規制する必要があり、このため、本発明では５ｇ
／ｔｏｎ以下にする必要がある。Ａｌの混入源として脱
酸材であるＦｅ−Ｓｉ、Ｆｅ−Ｍｎ等の合金は高純度
（Ａｌ＜０．０１％）のものを用いるのがよく、また、
耐火物としてＡｌ2 Ｏ3 質のものは避ける必要がある。
第１にＡｌ2 Ｏ3 系介在物である。そのため、脱酸生成
物としてＡｌ2 Ｏ3 系介在物を生成させないためには、
鋼中のＡｌ濃度を低減させておくことが前提条件とな
る。そのためには、特公昭６３−１８６４６号公報、特
開昭６０−１８４６１７号公報、特開平４−１１０４１
３号公報で提案しているように、溶鋼中に混入するＡｌ
総量を規制する必要があり、このため、本発明では５ｇ
／ｔｏｎ以下にする必要がある。Ａｌの混入源として脱
酸材であるＦｅ−Ｓｉ、Ｆｅ−Ｍｎ等の合金は高純度
（Ａｌ＜０．０１％）のものを用いるのがよく、また、
耐火物としてＡｌ2 Ｏ3 質のものは避ける必要がある。
【００２０】このように、溶鋼中のＡｌ濃度が低い場合
は、溶鋼中はＣＯ脱酸平衡、Ｓｉ脱酸平衡となるため酸
素濃度が高くなり、酸素量として５０ｐｐｍ以上にな
る。そこで、溶鋼の酸素濃度を低下させる方法として、
スラグ中のａsio2を下げてスラグ−溶鋼スラグ反応によ
り鋼中の酸素量を低下させる方法を試みた。ＣａＯ−Ｓ
ｉＯ2 −Ａｌ2 Ｏ3 系スラグでは、ＣａＯ／ＳｉＯ2 を
大きくすることによりａ sio2は小さくなる。図１に、精
錬処理後スラグの（ＣａＯ／ＳｉＯ2 ）と連続鋳造後の
酸素量の関係を示す。鋳片の酸素量は（ＣａＯ／ＳｉＯ
2 ）を大きくするとともに低下する。鋳片での酸素量を
２５ｐｐｍ以下にするには（ＣａＯ／ＳｉＯ2 ）を０．
９以上にする必要があることがわかった。
は、溶鋼中はＣＯ脱酸平衡、Ｓｉ脱酸平衡となるため酸
素濃度が高くなり、酸素量として５０ｐｐｍ以上にな
る。そこで、溶鋼の酸素濃度を低下させる方法として、
スラグ中のａsio2を下げてスラグ−溶鋼スラグ反応によ
り鋼中の酸素量を低下させる方法を試みた。ＣａＯ−Ｓ
ｉＯ2 −Ａｌ2 Ｏ3 系スラグでは、ＣａＯ／ＳｉＯ2 を
大きくすることによりａ sio2は小さくなる。図１に、精
錬処理後スラグの（ＣａＯ／ＳｉＯ2 ）と連続鋳造後の
酸素量の関係を示す。鋳片の酸素量は（ＣａＯ／ＳｉＯ
2 ）を大きくするとともに低下する。鋳片での酸素量を
２５ｐｐｍ以下にするには（ＣａＯ／ＳｉＯ2 ）を０．
９以上にする必要があることがわかった。
【００２１】多種のスラグ組成による実験結果より、精
錬中のスラグ組成は溶鋼中の酸素量に影響を与えるだけ
でなく、鋼中の介在物組成、介在物個数にも影響を与え
ることがわかった。図２に示すように、精錬処理後スラ
グの（ＣａＯ／ＳｉＯ2 ）を増加させると、直径５．５
ｍｍに熱間圧延された線材中の３μｍ以上のＡｌ2 Ｏ 3
系介在物（Ａｌ2 Ｏ3 濃度＞５０％）の個数は増加し、
その増加傾向はスラグ中のＡｌ2 Ｏ3 濃度が高いほど大
きいことが分かった。なお、介在物指数とは線材断面で
の単位面積当たりの３μｍ以上の介在物個数である。
錬中のスラグ組成は溶鋼中の酸素量に影響を与えるだけ
でなく、鋼中の介在物組成、介在物個数にも影響を与え
ることがわかった。図２に示すように、精錬処理後スラ
グの（ＣａＯ／ＳｉＯ2 ）を増加させると、直径５．５
ｍｍに熱間圧延された線材中の３μｍ以上のＡｌ2 Ｏ 3
系介在物（Ａｌ2 Ｏ3 濃度＞５０％）の個数は増加し、
その増加傾向はスラグ中のＡｌ2 Ｏ3 濃度が高いほど大
きいことが分かった。なお、介在物指数とは線材断面で
の単位面積当たりの３μｍ以上の介在物個数である。
【００２２】精錬処理後のスラグの（ＣａＯ／ＳｉＯ
2 ）を増加させるとスラグ中のａsio2は低下し、その結
果、下式の（３）式のように、スラグ中のＡｌ2 Ｏ3 が
Ｓｉにより還元され、溶鋼中のＡｌ濃度が増加するａ
sio2が低く、スラグ中のＡｌ2 Ｏ 3 濃度が高い程その傾
向は強い。このため、脱酸生成物としてＡｌ2 Ｏ3 濃度
の高い介在物が生成し、介在物の熱間圧延時の延性が低
下するため、直径５．５ｍｍに熱間圧延された線材中の
３μｍ以上の介在物の個数は増加することになる。
2 ）を増加させるとスラグ中のａsio2は低下し、その結
果、下式の（３）式のように、スラグ中のＡｌ2 Ｏ3 が
Ｓｉにより還元され、溶鋼中のＡｌ濃度が増加するａ
sio2が低く、スラグ中のＡｌ2 Ｏ 3 濃度が高い程その傾
向は強い。このため、脱酸生成物としてＡｌ2 Ｏ3 濃度
の高い介在物が生成し、介在物の熱間圧延時の延性が低
下するため、直径５．５ｍｍに熱間圧延された線材中の
３μｍ以上の介在物の個数は増加することになる。
【００２３】 Ａｌ2 Ｏ3 ＋３／２Ｓｉ＝２Ａｌ＋３／２ＳｉＯ2 …（３） よって、非延性のＡｌ2 Ｏ3 系介在物がほとんど生成し
ないスラグ中のＡｌ2Ｏ3 量の上限を下式（４）のよう
に決めた。 Ａｌ2 Ｏ3 （％）≦１７−７（ＣａＯ／ＳｉＯ2 ） …（４） また、図３に示すように、精錬処理後スラグの（ＣａＯ
／ＳｉＯ2 ）を低下させると、直径５．５ｍｍに熱間圧
延された線材中の３μｍ以上のＳｉＯ2 系介在物（Ｓｉ
Ｏ2 濃度＞８０％）の個数が増加し、その増加傾向はス
ラグ中のＡｌ2Ｏ3 濃度が低いほど大きいことがわかっ
た。特に（ＣａＯ／ＳｉＯ2 ）を０．９未満にすると鋼
中酸素量が増加するため、ＳｉＯ2 系介在物の個数は著
しく増加する。
ないスラグ中のＡｌ2Ｏ3 量の上限を下式（４）のよう
に決めた。 Ａｌ2 Ｏ3 （％）≦１７−７（ＣａＯ／ＳｉＯ2 ） …（４） また、図３に示すように、精錬処理後スラグの（ＣａＯ
／ＳｉＯ2 ）を低下させると、直径５．５ｍｍに熱間圧
延された線材中の３μｍ以上のＳｉＯ2 系介在物（Ｓｉ
Ｏ2 濃度＞８０％）の個数が増加し、その増加傾向はス
ラグ中のＡｌ2Ｏ3 濃度が低いほど大きいことがわかっ
た。特に（ＣａＯ／ＳｉＯ2 ）を０．９未満にすると鋼
中酸素量が増加するため、ＳｉＯ2 系介在物の個数は著
しく増加する。
【００２４】精錬処理後のスラグの（ＣａＯ／ＳｉＯ
2 ）を低下させるとスラグ中のａsio2は増加し、その結
果、（３）式のようにはスラグ中のＡｌ2 Ｏ3 がＳｉに
より還元されないため、溶鋼中のＡｌ濃度は低位のまま
となる。スラグ中のＡｌ2 Ｏ3濃度が低いほどその傾向
は強い。このため、脱酸生成物としてＳｉＯ2 濃度の高
い介在物が生成し、介在物の熱間圧延時の延性が低下す
るため、直径５．５ｍｍに熱間圧延された線材中の３μ
ｍ以上の介在物の個数は増加することになる。
2 ）を低下させるとスラグ中のａsio2は増加し、その結
果、（３）式のようにはスラグ中のＡｌ2 Ｏ3 がＳｉに
より還元されないため、溶鋼中のＡｌ濃度は低位のまま
となる。スラグ中のＡｌ2 Ｏ3濃度が低いほどその傾向
は強い。このため、脱酸生成物としてＳｉＯ2 濃度の高
い介在物が生成し、介在物の熱間圧延時の延性が低下す
るため、直径５．５ｍｍに熱間圧延された線材中の３μ
ｍ以上の介在物の個数は増加することになる。
【００２５】よって、非延性のＳｉＯ2 系介在物がほと
んど生成しないスラグ中のＡｌ2 Ｏ 3 量の下限を下式
（５）のように決めた。 ９−５（ＣａＯ／ＳｉＯ2 ）≦Ａｌ2 Ｏ3 （％） …（５） 図４に示すように、精錬処理後のスラグの（ＣａＯ／Ｓ
ｉＯ2 ）を増加させると、直径５．５ｍｍに熱間圧延さ
れた線材中の３μｍ以上のＣａＯ系介在物（ＣａＯ濃度
＞５０％）の個数は増加し、特に（ＣａＯ／ＳｉＯ2 ）
が１．５を越えるとＣａＯ系介在物の個数は著しく増加
することがわかった。
んど生成しないスラグ中のＡｌ2 Ｏ 3 量の下限を下式
（５）のように決めた。 ９−５（ＣａＯ／ＳｉＯ2 ）≦Ａｌ2 Ｏ3 （％） …（５） 図４に示すように、精錬処理後のスラグの（ＣａＯ／Ｓ
ｉＯ2 ）を増加させると、直径５．５ｍｍに熱間圧延さ
れた線材中の３μｍ以上のＣａＯ系介在物（ＣａＯ濃度
＞５０％）の個数は増加し、特に（ＣａＯ／ＳｉＯ2 ）
が１．５を越えるとＣａＯ系介在物の個数は著しく増加
することがわかった。
【００２６】精錬処理中にスラグが溶鋼中に巻込まれ、
浮上せずに鋳片内に残存した場合、精錬処理後のスラグ
の（ＣａＯ／ＳｉＯ2 ）が高いと、ＣａＯ濃度の高い介
在物となり、介在物の熱間圧延時の延性が低下するた
め、直径５．５ｍｍに熱間圧延された線材中の３μｍ以
上の介在物の個数は増加することになる。よって、スラ
グは溶鋼中に巻込まれ鋳片内に残存しても熱間圧延時に
延性があるように、スラグ中のＣａＯ／ＳｉＯ2 １．５
以下と決めた。
浮上せずに鋳片内に残存した場合、精錬処理後のスラグ
の（ＣａＯ／ＳｉＯ2 ）が高いと、ＣａＯ濃度の高い介
在物となり、介在物の熱間圧延時の延性が低下するた
め、直径５．５ｍｍに熱間圧延された線材中の３μｍ以
上の介在物の個数は増加することになる。よって、スラ
グは溶鋼中に巻込まれ鋳片内に残存しても熱間圧延時に
延性があるように、スラグ中のＣａＯ／ＳｉＯ2 １．５
以下と決めた。
【００２７】なお、溶鋼中のＭｎ／Ｓｉを１．７以上と
したのは、１．７未満ではＳｉＯ2濃度の高い介在物が
急増し伸線性を阻害するためである。一方、本発明では
連続鋳造工程において、鋳片内部が凝固を完了する前の
段階で連続的に鍛圧加工を行う連続鍛圧法を適用し、得
られた鋳片の中心部の炭素の偏析率が０．８０〜１．０
５にすることが必要である。連続鍛圧法は広範囲の濃化
溶鋼の移動を阻止して中心偏析を有利に防止するもの
で、連続鋳造用の鋳型より引抜いた鋳片を連続鋳造する
に当り、鋳片内部が凝固を完了する前の段階であって、
固相率が０．５〜０．９を示す位置でδ／ｄ≧０．５
（ここに、δ：鍛圧加工による総圧下量（ｍｍ）、ｄ：
鍛圧位置における未凝固厚み（ｍｍ））を満足する圧下
を施すものである。この方法によれば、内部割れや著し
い負偏析の発生なしに中心偏析を容易に軽減し、偏析率
を０．８０〜１．０５にすることができる。図５に本発
明の精錬方法を施した後、連続鋳造工程における連続鍛
圧の有無による鋳片中心部の炭素偏析率の変化と、その
線材を直径０．１５ｍｍまで伸線した際の断線指数の関
係を示す。断線指数とは製品単位重量当たりの断線回数
である。連続鍛圧を行うことにより偏析率を１．０５以
下にすると断線指数を著しく軽減することがわかった。
なお、製品の強度を確保するため、偏析率を０．８０以
上とする。
したのは、１．７未満ではＳｉＯ2濃度の高い介在物が
急増し伸線性を阻害するためである。一方、本発明では
連続鋳造工程において、鋳片内部が凝固を完了する前の
段階で連続的に鍛圧加工を行う連続鍛圧法を適用し、得
られた鋳片の中心部の炭素の偏析率が０．８０〜１．０
５にすることが必要である。連続鍛圧法は広範囲の濃化
溶鋼の移動を阻止して中心偏析を有利に防止するもの
で、連続鋳造用の鋳型より引抜いた鋳片を連続鋳造する
に当り、鋳片内部が凝固を完了する前の段階であって、
固相率が０．５〜０．９を示す位置でδ／ｄ≧０．５
（ここに、δ：鍛圧加工による総圧下量（ｍｍ）、ｄ：
鍛圧位置における未凝固厚み（ｍｍ））を満足する圧下
を施すものである。この方法によれば、内部割れや著し
い負偏析の発生なしに中心偏析を容易に軽減し、偏析率
を０．８０〜１．０５にすることができる。図５に本発
明の精錬方法を施した後、連続鋳造工程における連続鍛
圧の有無による鋳片中心部の炭素偏析率の変化と、その
線材を直径０．１５ｍｍまで伸線した際の断線指数の関
係を示す。断線指数とは製品単位重量当たりの断線回数
である。連続鍛圧を行うことにより偏析率を１．０５以
下にすると断線指数を著しく軽減することがわかった。
なお、製品の強度を確保するため、偏析率を０．８０以
上とする。
【００２８】以上のように、本発明は主要な条件を限定
した各工程を組合せることにより、はじめて極細線まで
伸線性が優れている鋳片を生産することができる。
した各工程を組合せることにより、はじめて極細線まで
伸線性が優れている鋳片を生産することができる。
【００２９】
【実施例】溶銑予備処理によりＰ：＜０．０２０％、
Ｓ：＜０．０２０％に低減した溶銑を複合吹錬転炉にて
１８０ｔｏｎ吹錬し、出鋼時にＡｌ含有量の少ない
（０．０１％以下）Ｆｅ−Ｓｉ合金を５００ｋｇ、Ｆｅ
−Ｍｎ合金を１０００ｋｇ添加して脱酸並びに成分調整
を行った。溶鋼はＡｌ2 Ｏ3 を含有してない耐火物を使
用した取鍋に受鋼した。耐火物のスラグラインはマグネ
シア・カーボンレンガ、その他の壁、敷にはジルコン流
し込み材を用いた。除滓後、ＣａＯ−ＳｉＯ2 −Ａｌ2
Ｏ3 系のフラックス２０００ｋｇを加え、不活性雰囲気
内にてＡｒガスを吹込み撹拌精錬処理を行った。その
後、この溶鋼を連続鋳造設備にて鋳造し、鋳片の中心部
の炭素濃度を測定した。この鋳片は熱間圧延にて直径
５．５ｍｍまで圧延され、線材中の３μｍ以上の非金属
介在物個数を測定し、引き続き伸線加工して直径０．２
５、０．２０、０．１５ｍｍの最終製品にした。
Ｓ：＜０．０２０％に低減した溶銑を複合吹錬転炉にて
１８０ｔｏｎ吹錬し、出鋼時にＡｌ含有量の少ない
（０．０１％以下）Ｆｅ−Ｓｉ合金を５００ｋｇ、Ｆｅ
−Ｍｎ合金を１０００ｋｇ添加して脱酸並びに成分調整
を行った。溶鋼はＡｌ2 Ｏ3 を含有してない耐火物を使
用した取鍋に受鋼した。耐火物のスラグラインはマグネ
シア・カーボンレンガ、その他の壁、敷にはジルコン流
し込み材を用いた。除滓後、ＣａＯ−ＳｉＯ2 −Ａｌ2
Ｏ3 系のフラックス２０００ｋｇを加え、不活性雰囲気
内にてＡｒガスを吹込み撹拌精錬処理を行った。その
後、この溶鋼を連続鋳造設備にて鋳造し、鋳片の中心部
の炭素濃度を測定した。この鋳片は熱間圧延にて直径
５．５ｍｍまで圧延され、線材中の３μｍ以上の非金属
介在物個数を測定し、引き続き伸線加工して直径０．２
５、０．２０、０．１５ｍｍの最終製品にした。
【００３０】表１〜表８に、実施例と比較例の精錬処理
後の溶鋼組成、精錬処理後のスラグの（ＣａＯ／ＳｉＯ
2 ）及びＡｌ2 Ｏ3 濃度、直径５．５ｍｍ線材中の３μ
ｍ以上の形態別介在物個数指数、連続鋳造後の酸素量、
連続鍛圧の有無、鋳片のＣの中心偏析率及び最終製品径
まで伸線した時の断線指数を示す。
後の溶鋼組成、精錬処理後のスラグの（ＣａＯ／ＳｉＯ
2 ）及びＡｌ2 Ｏ3 濃度、直径５．５ｍｍ線材中の３μ
ｍ以上の形態別介在物個数指数、連続鋳造後の酸素量、
連続鍛圧の有無、鋳片のＣの中心偏析率及び最終製品径
まで伸線した時の断線指数を示す。
【００３１】
【表１】
【００３２】
【表２】
【００３３】
【表３】
【００３４】
【表４】
【００３５】
【表５】
【００３６】
【表６】
【００３７】
【表７】
【００３８】
【表８】
【００３９】図６に精錬処理後スラグ中（ＣａＯ／Ｓｉ
Ｏ2 ）及びＡｌ2 Ｏ3 濃度と直径５．５ｍｍの線材中の
３μｍ以上の合計介在物個数指数の関係を、図７に精錬
処理後スラグ中（ＣａＯ／ＳｉＯ2 ）及びＡｌ2 Ｏ3 濃
度と直径０．２５ｍｍの最終製品径まで伸線した時の断
線指数の関係を、図８に精錬処理後スラグ中（ＣａＯ／
ＳｉＯ2 ）及びＡｌ2 Ｏ3 濃度と直径０．２０ｍｍの最
終製品径まで伸線した時の断線指数の関係を、図９に精
処理後スラグ中（ＣａＯ／ＳｉＯ2 ）及びＡｌ 2 Ｏ3 濃
度と直径０．１５ｍｍの最終製品径まで伸線した時の断
線指数の関係を示す。
Ｏ2 ）及びＡｌ2 Ｏ3 濃度と直径５．５ｍｍの線材中の
３μｍ以上の合計介在物個数指数の関係を、図７に精錬
処理後スラグ中（ＣａＯ／ＳｉＯ2 ）及びＡｌ2 Ｏ3 濃
度と直径０．２５ｍｍの最終製品径まで伸線した時の断
線指数の関係を、図８に精錬処理後スラグ中（ＣａＯ／
ＳｉＯ2 ）及びＡｌ2 Ｏ3 濃度と直径０．２０ｍｍの最
終製品径まで伸線した時の断線指数の関係を、図９に精
処理後スラグ中（ＣａＯ／ＳｉＯ2 ）及びＡｌ 2 Ｏ3 濃
度と直径０．１５ｍｍの最終製品径まで伸線した時の断
線指数の関係を示す。
【００４０】本発明のスラグ組成では、直径５．５ｍｍ
の線材中の３μｍ以上の合計介在物個数指数は１０以下
と非常に低位となる。また、鋳片酸素量が低く、中心偏
析のない線材を製造することが可能となる。その結果、
伸線過程での断線も皆無にすることができ、特に直径
０．１５ｍｍの極細線まで伸線する際にその効果は著し
く現れる。
の線材中の３μｍ以上の合計介在物個数指数は１０以下
と非常に低位となる。また、鋳片酸素量が低く、中心偏
析のない線材を製造することが可能となる。その結果、
伸線過程での断線も皆無にすることができ、特に直径
０．１５ｍｍの極細線まで伸線する際にその効果は著し
く現れる。
【００４１】
【発明の効果】本発明により、非延性の介在物が少な
く、全酸素量が低く、鋳片中心部の偏析がない、伸延性
に優れた高強度極細線用高炭素鋼を容易に製造すること
ができる。
く、全酸素量が低く、鋳片中心部の偏析がない、伸延性
に優れた高強度極細線用高炭素鋼を容易に製造すること
ができる。
【図１】精錬処理後スラグの（ＣａＯ／ＳｉＯ2 ）及び
Ａｌ2 Ｏ3 濃度と、連続鋳造後の酸素量の関係を示した
グラフである。
Ａｌ2 Ｏ3 濃度と、連続鋳造後の酸素量の関係を示した
グラフである。
【図２】精錬処理後スラグの（ＣａＯ／ＳｉＯ2 ）及び
Ａｌ2 Ｏ3 濃度と、直径５．５ｍｍに熱間圧延された線
材中の３μｍ以上のＡｌ2 Ｏ3 系介在物（Ａｌ2 Ｏ3 濃
度＞５０％）の個数の関係を示したグラフである。
Ａｌ2 Ｏ3 濃度と、直径５．５ｍｍに熱間圧延された線
材中の３μｍ以上のＡｌ2 Ｏ3 系介在物（Ａｌ2 Ｏ3 濃
度＞５０％）の個数の関係を示したグラフである。
【図３】精錬処理後スラグの（ＣａＯ／ＳｉＯ2 ）及び
Ａｌ2 Ｏ3 濃度と、直径５．５ｍｍに熱間圧延された線
材中の３μｍ以上のＳｉＯ2 系介在物（ＳｉＯ2 濃度＞
８０％）の個数の関係を示したグラフである。
Ａｌ2 Ｏ3 濃度と、直径５．５ｍｍに熱間圧延された線
材中の３μｍ以上のＳｉＯ2 系介在物（ＳｉＯ2 濃度＞
８０％）の個数の関係を示したグラフである。
【図４】精錬処理後スラグの（ＣａＯ／ＳｉＯ2 ）及び
Ａｌ2 Ｏ3 濃度と、直径５．５ｍｍに熱間圧延された線
材中の３μｍ以上のＣａＯ系介在物（ＣａＯ濃度＞５０
％）の個数の関係を示したグラフである。
Ａｌ2 Ｏ3 濃度と、直径５．５ｍｍに熱間圧延された線
材中の３μｍ以上のＣａＯ系介在物（ＣａＯ濃度＞５０
％）の個数の関係を示したグラフである。
【図５】本発明の精錬方法を施した後の連続鋳造工程に
おける連続鍛圧の有無による鋳片中心部のＣの偏析率の
変化と、その線材を直径０．１５ｍｍまで伸線した際の
断線指数の関係を示したグラフである。
おける連続鍛圧の有無による鋳片中心部のＣの偏析率の
変化と、その線材を直径０．１５ｍｍまで伸線した際の
断線指数の関係を示したグラフである。
【図６】精錬処理後スラグ中（ＣａＯ／ＳｉＯ2 ）及び
Ａｌ2 Ｏ3 濃度と、直径５．５ｍｍの線材中の３μｍ以
上の合計介在物個数指数の関係を示したグラフである。
Ａｌ2 Ｏ3 濃度と、直径５．５ｍｍの線材中の３μｍ以
上の合計介在物個数指数の関係を示したグラフである。
【図７】精錬処理後スラグ中（ＣａＯ／ＳｉＯ2 ）及び
Ａｌ2 Ｏ3 濃度と、直径０．２５ｍｍの最終製品径まで
伸線した時の断線指数の関係を示したグラフである。
Ａｌ2 Ｏ3 濃度と、直径０．２５ｍｍの最終製品径まで
伸線した時の断線指数の関係を示したグラフである。
【図８】精錬処理後スラグ中（ＣａＯ／ＳｉＯ2 ）及び
Ａｌ2 Ｏ3 濃度と、直径０．２０ｍｍの最終製品径まで
伸線した時の断線指数の関係を示したグラフである。
Ａｌ2 Ｏ3 濃度と、直径０．２０ｍｍの最終製品径まで
伸線した時の断線指数の関係を示したグラフである。
【図９】精錬処理後スラグ中（ＣａＯ／ＳｉＯ2 ）及び
Ａｌ2 Ｏ3 濃度と、直径０．１５ｍｍの最終製品径まで
伸線した時の断線指数の関係を示したグラフである。
Ａｌ2 Ｏ3 濃度と、直径０．１５ｍｍの最終製品径まで
伸線した時の断線指数の関係を示したグラフである。
Claims (1)
- 【請求項１】 重量組成で、Ｃ：０．７〜１．０％、Ｓ
ｉ：０．１５〜０．３５％、Ｍｎ：０．３〜０．９％を
含む高炭素鋼の製造方法において、溶銑予備処理を施し
Ｐ：＜０．０２０％、Ｓ：＜０．０２０％に低減した溶
銑を転炉にて吹錬し、出鋼時にＳｉ，Ｍｎを含む合金を
添加して脱酸並びに成分調整を行った溶鋼に、ＣａＯ−
ＳｉＯ2 −Ａｌ2 Ｏ3 系のフラックスを加え不活性雰囲
気内にてＡｒガスを吹込み撹拌精錬処理を行う際に、 ａ：撹拌精錬処理後の溶鋼中のＡｌ量が５ｇ／ｔｏｎ以
下であること。 ｂ：撹拌精錬処理後の溶鋼中のＭｎ／Ｓｉが１．７以上
であること。 ｃ：撹拌精錬処理後のスラグ組成が ０．９≦（ＣａＯ／ＳｉＯ2 ）≦１．５ ９−５（ＣａＯ／ＳｉＯ2 ）≦Ａｌ2 Ｏ3 （％） ≦１７−７（ＣａＯ／ＳｉＯ2 ） であること。 ｄ：撹拌精錬処理時に非Ａｌ2 Ｏ3 系耐火物を内張りし
た取鍋を使用すること。 として撹拌精錬処理し、その後、得られた溶鋼を直ちに
連続鋳造し、鋳片内部が凝固を完了する前の段階で連続
的に鍛圧加工し、得られた鋳片の中心部の炭素の偏析率
が０．８０〜１．０５、全酸素量が２５ｐｐｍ以下の鋳
片とすることを特徴とする高強度極細線用高炭素鋼の製
造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP00318893A JP3282865B2 (ja) | 1993-01-12 | 1993-01-12 | 高強度極細線用高炭素鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP00318893A JP3282865B2 (ja) | 1993-01-12 | 1993-01-12 | 高強度極細線用高炭素鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06212237A true JPH06212237A (ja) | 1994-08-02 |
| JP3282865B2 JP3282865B2 (ja) | 2002-05-20 |
Family
ID=11550432
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP00318893A Expired - Fee Related JP3282865B2 (ja) | 1993-01-12 | 1993-01-12 | 高強度極細線用高炭素鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3282865B2 (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2007114100A1 (ja) * | 2006-03-30 | 2007-10-11 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | 伸線性と疲労特性に優れた高炭素鋼線材用鋼の製造方法 |
| CN109234487A (zh) * | 2018-09-25 | 2019-01-18 | 湖南华菱湘潭钢铁有限公司 | 一种海底管线钢x65mo的生产方法 |
| JP2022549385A (ja) * | 2019-09-26 | 2022-11-24 | インスティテュート オブ リサーチ オブ アイロン アンド スティール， ジィァンスー プロビンス／シャー－スティール， カンパニー リミテッド （シーエヌ） | 超高強度スチールコード用線材及びその製造方法 |
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1993
- 1993-01-12 JP JP00318893A patent/JP3282865B2/ja not_active Expired - Fee Related
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|---|---|---|---|---|
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| KR101022068B1 (ko) * | 2006-03-30 | 2011-03-17 | 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 | 신선성과 피로 특성이 우수한 고탄소강 선재용 강의 제조 방법 |
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