JPH06330240A - 伸線加工性に優れた高炭素鋼線材または鋼線およびその製造方法 - Google Patents
伸線加工性に優れた高炭素鋼線材または鋼線およびその製造方法Info
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- JPH06330240A JPH06330240A JP5122986A JP12298693A JPH06330240A JP H06330240 A JPH06330240 A JP H06330240A JP 5122986 A JP5122986 A JP 5122986A JP 12298693 A JP12298693 A JP 12298693A JP H06330240 A JPH06330240 A JP H06330240A
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- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/06—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires
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- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
- C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
- C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted quenching
- C21D1/20—Isothermal quenching, e.g. bainitic hardening
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は、伸線加工性に優れた高炭素鋼線材
または鋼線とその製造方法を提供する。 【構成】 重量％でＣ：０．９０〜１．１０％、Ｓｉ：
０．４０％以下、Ｍｎ：０．５０％以下、を含有し、
Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下 Ａｌ：０．００３％以下、に制限され、残部がＦｅおよ
び不可避的不純物よりなり、２段変態により得られた上
部ベイナイト組織が面積率で８０％以上で、かつＨｖが
４５０以下であるミクロ組織を有することを特徴とする
伸線加工性に優れた高炭素鋼線材または鋼線およびその
製造方法。合金成分として、さらにＣｒ：０．１０〜
０．３０％を含有し得る。
または鋼線とその製造方法を提供する。 【構成】 重量％でＣ：０．９０〜１．１０％、Ｓｉ：
０．４０％以下、Ｍｎ：０．５０％以下、を含有し、
Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下 Ａｌ：０．００３％以下、に制限され、残部がＦｅおよ
び不可避的不純物よりなり、２段変態により得られた上
部ベイナイト組織が面積率で８０％以上で、かつＨｖが
４５０以下であるミクロ組織を有することを特徴とする
伸線加工性に優れた高炭素鋼線材または鋼線およびその
製造方法。合金成分として、さらにＣｒ：０．１０〜
０．３０％を含有し得る。
Description
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、伸線加工性に優れた高
炭素鋼線材または鋼線とその製造方法に関するものであ
る。
炭素鋼線材または鋼線とその製造方法に関するものであ
る。
【０００２】
【従来の技術】通常線材または鋼線は、種々の最終製品
の用途に応じて、伸線加工が行われるが、この伸線加工
の前に予め伸線に適した線材あるいは鋼線にしておく必
要がある。従来その対策として、特公昭６０−５６２１
５号公報に開示されているように、オーステナイト化温
度にあるＣ：０．２〜１．０％、Ｓｉ＜０．３０％、Ｍ
ｎ：０．３０〜０．９０％を含む鋼線材を、カリウム硝
酸塩系またはナトリウム硝酸塩を、単独又は複合して３
５０〜６００℃の温度に加熱溶融し、ガス体により攪拌
した溶融塩に浸漬して、８００〜６００℃間の冷却速度
を、１５〜６０℃／ｓｅｃにすることを特徴とする高強
度かつ強度ばらつきの小さい鋼線材の熱処理方法があ
る。
の用途に応じて、伸線加工が行われるが、この伸線加工
の前に予め伸線に適した線材あるいは鋼線にしておく必
要がある。従来その対策として、特公昭６０−５６２１
５号公報に開示されているように、オーステナイト化温
度にあるＣ：０．２〜１．０％、Ｓｉ＜０．３０％、Ｍ
ｎ：０．３０〜０．９０％を含む鋼線材を、カリウム硝
酸塩系またはナトリウム硝酸塩を、単独又は複合して３
５０〜６００℃の温度に加熱溶融し、ガス体により攪拌
した溶融塩に浸漬して、８００〜６００℃間の冷却速度
を、１５〜６０℃／ｓｅｃにすることを特徴とする高強
度かつ強度ばらつきの小さい鋼線材の熱処理方法があ
る。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】しかし、前記特許公報
記載の熱処理方法により得られるパーライト組織の線材
では、伸線加工工程において高減面率における延性の劣
化、捻回試験での割れの発生（以下デラミネーションと
称する）が問題となっている。本発明は、前記の如き従
来技術の問題点を有利に解決することのできる伸線加工
用高炭素鋼線材または鋼線およびその製造方法を提供す
ることを目的とする。
記載の熱処理方法により得られるパーライト組織の線材
では、伸線加工工程において高減面率における延性の劣
化、捻回試験での割れの発生（以下デラミネーションと
称する）が問題となっている。本発明は、前記の如き従
来技術の問題点を有利に解決することのできる伸線加工
用高炭素鋼線材または鋼線およびその製造方法を提供す
ることを目的とする。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨とするとこ
ろは下記のとおである。 （１） 重量％でＣ：０．９０〜１．１０％、Ｓｉ：
０．４０％以下、Ｍｎ：０．５０％以下、を含有し、
Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下 Ａｌ：０．００３％以下、に制限され、残部がＦｅおよ
び不可避的不純物よりなり、２段変態により得られた上
部ベイナイト組織が面積率で８０％以上で、かつＨｖが
４５０以下であるミクロ組織を有することを特徴とする
伸線加工性に優れた高炭素鋼線材または鋼線。
ろは下記のとおである。 （１） 重量％でＣ：０．９０〜１．１０％、Ｓｉ：
０．４０％以下、Ｍｎ：０．５０％以下、を含有し、
Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下 Ａｌ：０．００３％以下、に制限され、残部がＦｅおよ
び不可避的不純物よりなり、２段変態により得られた上
部ベイナイト組織が面積率で８０％以上で、かつＨｖが
４５０以下であるミクロ組織を有することを特徴とする
伸線加工性に優れた高炭素鋼線材または鋼線。
【０００５】（２） 合金成分として、さらにＣｒ：
０．１０〜０．３０％を含有することを特徴とする前項
１記載の伸線加工性に優れた高炭素鋼線材または鋼線。 （３） 重量％でＣ：０．９０〜１．１０％、Ｓｉ：
０．４０％以下、Ｍｎ：０．５０％以下、を含有し、
Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下 Ａｌ：０．００３％以下、に制限され、残部がＦｅおよ
び不可避的不純物よりなる鋼片を線材に圧延後、１１０
０〜７５５℃の温度範囲から６０〜３００℃／ｓｅｃの
冷却速度で３５０〜５００℃の温度範囲に冷却し、この
温度範囲に、ベイナイト変態が開始しない範囲内でまた
はベイナイト変態開始後でかつベイナイト変態終了前の
範囲内で、一定時間保定した後、昇温し、完全にベイナ
イト変態が終了するまで保定することを特徴とする伸線
加工性に優れた高炭素鋼線材の製造方法。
０．１０〜０．３０％を含有することを特徴とする前項
１記載の伸線加工性に優れた高炭素鋼線材または鋼線。 （３） 重量％でＣ：０．９０〜１．１０％、Ｓｉ：
０．４０％以下、Ｍｎ：０．５０％以下、を含有し、
Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下 Ａｌ：０．００３％以下、に制限され、残部がＦｅおよ
び不可避的不純物よりなる鋼片を線材に圧延後、１１０
０〜７５５℃の温度範囲から６０〜３００℃／ｓｅｃの
冷却速度で３５０〜５００℃の温度範囲に冷却し、この
温度範囲に、ベイナイト変態が開始しない範囲内でまた
はベイナイト変態開始後でかつベイナイト変態終了前の
範囲内で、一定時間保定した後、昇温し、完全にベイナ
イト変態が終了するまで保定することを特徴とする伸線
加工性に優れた高炭素鋼線材の製造方法。
【０００６】（４） 出発鋼片が、合金成分としてさら
にＣｒ：０．１０〜０．３０％を含有することを特徴と
する前項３記載の伸線加工性に優れた高炭素鋼線材の製
造方法。 （５） 出発鋼片を線材に圧延後、１１００〜７５５℃
の温度範囲から６０〜３００℃／ｓｅｃの冷却速度で３
５０〜５００℃の温度範囲に冷却し、この温度範囲に１
秒以上、かつベイナイト変態が開始しない範囲内で下記
式（１）で定める時間Ｘ秒以下保定した後、１０℃以
上、６００−Ｔ1 （Ｔ1 ：冷却後の保定温度）℃以下昇
温し、完全にベイナイト変態が終了するまで保定するこ
とを特徴とする前項３または４記載の伸線加工性に優れ
た高炭素鋼線材の製造方法。
にＣｒ：０．１０〜０．３０％を含有することを特徴と
する前項３記載の伸線加工性に優れた高炭素鋼線材の製
造方法。 （５） 出発鋼片を線材に圧延後、１１００〜７５５℃
の温度範囲から６０〜３００℃／ｓｅｃの冷却速度で３
５０〜５００℃の温度範囲に冷却し、この温度範囲に１
秒以上、かつベイナイト変態が開始しない範囲内で下記
式（１）で定める時間Ｘ秒以下保定した後、１０℃以
上、６００−Ｔ1 （Ｔ1 ：冷却後の保定温度）℃以下昇
温し、完全にベイナイト変態が終了するまで保定するこ
とを特徴とする前項３または４記載の伸線加工性に優れ
た高炭素鋼線材の製造方法。
【０００７】 Ｘ＝ｅｘｐ（１６．０３−０．０３０７×Ｔ1）……（１） Ｔ1 ：冷却後の保定温度 （６） 出発鋼片を線材に圧延後、１１００〜７５５℃
の温度範囲から６０〜３００℃／ｓｅｃの冷却速度で３
５０〜５００℃の温度範囲に冷却し、この温度範囲にベ
イナイト変態開始後、かつベイナイト変態が終了する以
前、すなわち下記式（２）で定める時間Ｙ秒以下保定し
た後、１０℃以上、６００−Ｔ1 （Ｔ1：冷却後の保定
温度）℃以下昇温し、完全にベイナイト変態が終了する
まで保定することを特徴とする前項３またと４記載の伸
線加工性に優れた高炭素鋼線材の製造方法。
の温度範囲から６０〜３００℃／ｓｅｃの冷却速度で３
５０〜５００℃の温度範囲に冷却し、この温度範囲にベ
イナイト変態開始後、かつベイナイト変態が終了する以
前、すなわち下記式（２）で定める時間Ｙ秒以下保定し
た後、１０℃以上、６００−Ｔ1 （Ｔ1：冷却後の保定
温度）℃以下昇温し、完全にベイナイト変態が終了する
まで保定することを特徴とする前項３またと４記載の伸
線加工性に優れた高炭素鋼線材の製造方法。
【０００８】 Ｙ＝ｅｘｐ（１９．８３−０．０３２９×Ｔ1）……（２） Ｔ1 ：冷却後の保定温度 （７） 重量％でＣ：０．９０〜１．１０％、Ｓｉ：
０．４０％以下、Ｍｎ：０．５０％以下、を含有し、
Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下 Ａｌ：０．００３％以下、に制限され、残部がＦｅおよ
び不可避的不純物よりなる組成の鋼線を１１００〜７５
５℃の加熱温度範囲から６０〜３００℃／ｓｅｃの冷却
速度で３５０〜５００℃の温度範囲に冷却し、この温度
範囲に、ベイナイト変態が開始しない範囲内でまたはベ
イナイト変態開始後でかつベイナイト変態終了前の範囲
内で、一定時間保定した後、昇温し、完全にベイナイト
変態が終了するまで保定することを特徴とする伸線加工
性に優れた高炭素鋼鋼線の製造方法。
０．４０％以下、Ｍｎ：０．５０％以下、を含有し、
Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下 Ａｌ：０．００３％以下、に制限され、残部がＦｅおよ
び不可避的不純物よりなる組成の鋼線を１１００〜７５
５℃の加熱温度範囲から６０〜３００℃／ｓｅｃの冷却
速度で３５０〜５００℃の温度範囲に冷却し、この温度
範囲に、ベイナイト変態が開始しない範囲内でまたはベ
イナイト変態開始後でかつベイナイト変態終了前の範囲
内で、一定時間保定した後、昇温し、完全にベイナイト
変態が終了するまで保定することを特徴とする伸線加工
性に優れた高炭素鋼鋼線の製造方法。
【０００９】（８） 出発鋼線が、合金成分としてさら
にＣｒ：０．１０〜０．３０％を含有することを特徴と
する前項７記載の記載の伸線加工性に優れた高炭素鋼鋼
線の製造方法。 （９） 出発鋼線を１１００〜７５５℃の加熱温度範囲
から６０〜３００℃／ｓｅｃの冷却速度で３５０〜５０
０℃の温度範囲に冷却し、この温度範囲に１秒以上、か
つベイナイト変態が開始しない範囲内で下記式（１）で
定める時間Ｘ秒以下保定した後、１０℃以上、６００−
Ｔ1 （Ｔ1 ：冷却後の保定温度）℃以下昇温し、完全に
ベイナイト変態が終了するまで保定することを特徴とす
る前項７または８記載の伸線加工性に優れた高炭素鋼鋼
線の製造方法。
にＣｒ：０．１０〜０．３０％を含有することを特徴と
する前項７記載の記載の伸線加工性に優れた高炭素鋼鋼
線の製造方法。 （９） 出発鋼線を１１００〜７５５℃の加熱温度範囲
から６０〜３００℃／ｓｅｃの冷却速度で３５０〜５０
０℃の温度範囲に冷却し、この温度範囲に１秒以上、か
つベイナイト変態が開始しない範囲内で下記式（１）で
定める時間Ｘ秒以下保定した後、１０℃以上、６００−
Ｔ1 （Ｔ1 ：冷却後の保定温度）℃以下昇温し、完全に
ベイナイト変態が終了するまで保定することを特徴とす
る前項７または８記載の伸線加工性に優れた高炭素鋼鋼
線の製造方法。
【００１０】 Ｘ＝ｅｘｐ（１６．０３−０．０３０７×Ｔ1）……（１） Ｔ1 ：冷却後の保定温度 （１０） 出発鋼線を１１００〜７５５℃の加熱温度範
囲から６０〜３００℃／ｓｅｃの冷却速度で３５０〜５
００℃の温度範囲に冷却し、この温度範囲にベイナイト
変態開始後、かつベイナイト変態が終了する以前、すな
わち下記式（２）で定める時間Ｙ秒以下保定した後、１
０℃以上、６００−Ｔ1 （Ｔ1 ：冷却後の保定温度）℃
以下昇温し、完全にベイナイト変態が終了するまで保定
することを特徴とする前項７または８記載の伸線加工性
に優れた高炭素鋼鋼線の製造方法。
囲から６０〜３００℃／ｓｅｃの冷却速度で３５０〜５
００℃の温度範囲に冷却し、この温度範囲にベイナイト
変態開始後、かつベイナイト変態が終了する以前、すな
わち下記式（２）で定める時間Ｙ秒以下保定した後、１
０℃以上、６００−Ｔ1 （Ｔ1 ：冷却後の保定温度）℃
以下昇温し、完全にベイナイト変態が終了するまで保定
することを特徴とする前項７または８記載の伸線加工性
に優れた高炭素鋼鋼線の製造方法。
【００１１】 Ｙ＝ｅｘｐ（１９．８３−０．０３２９×Ｔ1）……（２） Ｔ1 ：冷却後の保定温度 以下、本発明を詳細に説明する。
【００１２】
【作用】本発明の伸線加工用ベイナイト高炭素鋼線材ま
たは鋼線およびその製造法の限定理由について述べる。
通常のパテンティング処理においては０．８％近傍の共
析成分においても旧オーステナイト粒界に添って初析セ
メンタイトが析出すること、またこの初析セメンタイト
が伸線後の延性低下の原因となることを本発明者らは見
出した。Ｃは経済的かつ有効な強化元素であるが、この
初析セメンタイトの析出量低下にも有効な元素である。
従って引張強さ３５００ＭＰａ以上の極細線とし延性を
高めるためには、Ｃの添加量を０．９０％以上とするこ
とが必要であり、高すぎると延性が低下し、伸線性が劣
化するのでその上限を１．１０％とする。
たは鋼線およびその製造法の限定理由について述べる。
通常のパテンティング処理においては０．８％近傍の共
析成分においても旧オーステナイト粒界に添って初析セ
メンタイトが析出すること、またこの初析セメンタイト
が伸線後の延性低下の原因となることを本発明者らは見
出した。Ｃは経済的かつ有効な強化元素であるが、この
初析セメンタイトの析出量低下にも有効な元素である。
従って引張強さ３５００ＭＰａ以上の極細線とし延性を
高めるためには、Ｃの添加量を０．９０％以上とするこ
とが必要であり、高すぎると延性が低下し、伸線性が劣
化するのでその上限を１．１０％とする。
【００１３】Ｓｉは鋼の脱酸のために必要な元素であ
り、従ってその含有量があまりに少ない時、脱酸効果が
不十分となる。またＳｉは熱処理後に形成されるパーラ
イト中のフェライト相に固溶しパテンティング後の強度
を上げるが、反面フェライトの延性を低下させ伸線後の
極細線の延性を低下させるため０．４０％以下とする。
Ｍｎは鋼の焼き入れ性を確保するために少量添加するこ
とが望ましい。しかし、多量のＭｎの添加は偏析を引き
起こしパテンティングの際にベイナイト、マルテンサイ
トという過冷組織が発生しその後の伸線性を害するため
０．５０％以下とする。
り、従ってその含有量があまりに少ない時、脱酸効果が
不十分となる。またＳｉは熱処理後に形成されるパーラ
イト中のフェライト相に固溶しパテンティング後の強度
を上げるが、反面フェライトの延性を低下させ伸線後の
極細線の延性を低下させるため０．４０％以下とする。
Ｍｎは鋼の焼き入れ性を確保するために少量添加するこ
とが望ましい。しかし、多量のＭｎの添加は偏析を引き
起こしパテンティングの際にベイナイト、マルテンサイ
トという過冷組織が発生しその後の伸線性を害するため
０．５０％以下とする。
【００１４】従来の極細鋼線と同様に延性を確保するた
めＳの含有量を０．０１％以下とし、ＰもＳと同様に線
材または鋼線の延性を害するのでその含有量を０．０２
％以下とする。極細線の延性を低下させる原因としてＡ
ｌ2 Ｏ3 、ＭｇＯ−Ａｌ2 Ｏ3 等のＡｌ2 Ｏ3 を主成分
とする非延性介在物の存在がある。従って、本発明にお
いては非延性介在物による延性低下を避けるために、Ａ
ｌ含有量を０．００３％以下とする。
めＳの含有量を０．０１％以下とし、ＰもＳと同様に線
材または鋼線の延性を害するのでその含有量を０．０２
％以下とする。極細線の延性を低下させる原因としてＡ
ｌ2 Ｏ3 、ＭｇＯ−Ａｌ2 Ｏ3 等のＡｌ2 Ｏ3 を主成分
とする非延性介在物の存在がある。従って、本発明にお
いては非延性介在物による延性低下を避けるために、Ａ
ｌ含有量を０．００３％以下とする。
【００１５】本発明のような過共析鋼の場合、パテンテ
ィング後の組織においてセメンタイトのネットワークが
発生しやすくセメンタイトの厚みのあるものが析出しや
すい。この鋼において高強度高延性を実現するために
は、パーライトを微細にし、かつ先に述べた様なセメン
タイトネットワークや厚いセメンタイトをなくす必要が
ある。本発明において必要に応じて添加されるＣｒはこ
のようなセメンタイトの異常部の出現を抑制し、さらに
パーライトを微細にする効果を持っている。しかし、多
量の添加は熱処理後のフェライト中の転位密度を上昇さ
せるため引き抜き加工後の極細線の延性を著しく害する
ことになる。従ってＣｒ添加量はその効果が期待できる
０．１０％以上とし、フェライト中の転位密度を増加さ
せ延性を害することのない０．３０％以下とする。
ィング後の組織においてセメンタイトのネットワークが
発生しやすくセメンタイトの厚みのあるものが析出しや
すい。この鋼において高強度高延性を実現するために
は、パーライトを微細にし、かつ先に述べた様なセメン
タイトネットワークや厚いセメンタイトをなくす必要が
ある。本発明において必要に応じて添加されるＣｒはこ
のようなセメンタイトの異常部の出現を抑制し、さらに
パーライトを微細にする効果を持っている。しかし、多
量の添加は熱処理後のフェライト中の転位密度を上昇さ
せるため引き抜き加工後の極細線の延性を著しく害する
ことになる。従ってＣｒ添加量はその効果が期待できる
０．１０％以上とし、フェライト中の転位密度を増加さ
せ延性を害することのない０．３０％以下とする。
【００１６】本発明の製造方法の限定理由は以下に述べ
るとおりである。線材圧延後または鋼線加熱後の冷却開
始温度（Ｔ0）は変態後の組織に影響を与える。下限は
平衡変態開始温度であるオーステナイト変態点（７５５
℃）以上とした。上限はオーステナイト結晶粒の異常成
長を抑えるために１１００℃とした。
るとおりである。線材圧延後または鋼線加熱後の冷却開
始温度（Ｔ0）は変態後の組織に影響を与える。下限は
平衡変態開始温度であるオーステナイト変態点（７５５
℃）以上とした。上限はオーステナイト結晶粒の異常成
長を抑えるために１１００℃とした。
【００１７】線材圧延後または鋼線加熱後における冷却
速度（Ｖ1）はパーライト変態の開始を抑制するための
重要な因子である。このことを本発明者等は実験的に求
めた。初期冷却速度が６０℃／ｓｅｃ未満で緩冷した場
合、パーライト変態のノーズ位置より高温側で変態が開
始し、パーライト組織が生成するため完全なベイナイト
組織が得られない。ベイナイト組織の生成温度は５００
℃以下であるが、完全なベイナイト組織を生成させるた
めには冷却初期に急激に冷却する必要がある。そこで冷
却速度（Ｖ1）の下限を６０℃／ｓｅｃとし、上限は工
業的に可能な３００℃／ｓｅｃとした。
速度（Ｖ1）はパーライト変態の開始を抑制するための
重要な因子である。このことを本発明者等は実験的に求
めた。初期冷却速度が６０℃／ｓｅｃ未満で緩冷した場
合、パーライト変態のノーズ位置より高温側で変態が開
始し、パーライト組織が生成するため完全なベイナイト
組織が得られない。ベイナイト組織の生成温度は５００
℃以下であるが、完全なベイナイト組織を生成させるた
めには冷却初期に急激に冷却する必要がある。そこで冷
却速度（Ｖ1）の下限を６０℃／ｓｅｃとし、上限は工
業的に可能な３００℃／ｓｅｃとした。
【００１８】冷却後の恒温保持温度（Ｔ1）は生成する
組織を決定する重要な因子である保持温度が５００℃超
では線材または鋼線中心部にパーライト組織が生成する
ため、引張強さが上昇し伸線加工性が劣化する。また保
持温度が３５０℃未満ではベイナイト組織中のセメンタ
イトの粒状化が始まることにより、引張強さが上昇し、
伸線加工性が劣化する。このため恒温変態温度の上限を
５００℃、下限を３５０℃とした。
組織を決定する重要な因子である保持温度が５００℃超
では線材または鋼線中心部にパーライト組織が生成する
ため、引張強さが上昇し伸線加工性が劣化する。また保
持温度が３５０℃未満ではベイナイト組織中のセメンタ
イトの粒状化が始まることにより、引張強さが上昇し、
伸線加工性が劣化する。このため恒温変態温度の上限を
５００℃、下限を３５０℃とした。
【００１９】３５０℃〜５００℃に一定時間以内保持す
ることにより過冷オーステナイト組織が得られる。その
後温度を上昇させることにより出現するベイナイト組織
は、等温変態に比較し、セメンタイトの析出が粗くな
る。このため２段変態させた上部ベイナイト組織は軟質
化する。完全２段変態の場合は、３５０〜５００℃の温
度範囲での必要な過冷時間（ｔ 1）は、過冷オーステナ
イト組織を生成するのに必要な時間以上で、かつ上限は
ベイナイト変態が開始する以前までとする。好ましくは
１秒以上かつ下記式で示すＸ秒以下とする。
ることにより過冷オーステナイト組織が得られる。その
後温度を上昇させることにより出現するベイナイト組織
は、等温変態に比較し、セメンタイトの析出が粗くな
る。このため２段変態させた上部ベイナイト組織は軟質
化する。完全２段変態の場合は、３５０〜５００℃の温
度範囲での必要な過冷時間（ｔ 1）は、過冷オーステナ
イト組織を生成するのに必要な時間以上で、かつ上限は
ベイナイト変態が開始する以前までとする。好ましくは
１秒以上かつ下記式で示すＸ秒以下とする。
【００２０】Ｘ＝ｅｘｐ（１６．０３−０．０３０７×
Ｔ1 ）（Ｔ1 ：冷却後の保定温度） 過冷後、２段変態させる場合の昇温温度幅（ΔＴ）は、
下限を２段変態による軟質化効果が現れる１０℃とし、
上限は昇温後の温度を６００℃以下にする必要があるた
め下記式に示すΔＴ以下とする。 ΔＴ＝６００−Ｔ1 （Ｔ1 ：冷却後の保定温度） 昇温後の保定時間（ｔ2）は完全に変態が完了する迄と
する。
Ｔ1 ）（Ｔ1 ：冷却後の保定温度） 過冷後、２段変態させる場合の昇温温度幅（ΔＴ）は、
下限を２段変態による軟質化効果が現れる１０℃とし、
上限は昇温後の温度を６００℃以下にする必要があるた
め下記式に示すΔＴ以下とする。 ΔＴ＝６００−Ｔ1 （Ｔ1 ：冷却後の保定温度） 昇温後の保定時間（ｔ2）は完全に変態が完了する迄と
する。
【００２１】混合２段変態の場合は、３５０〜５００℃
の温度範囲での必要な過冷時間（ｔ 1）は、ベイナイト
変態開始後、かつ下記式で示すＹ秒以下とする。 Ｙ＝ｅｘｐ（１９．８３−０．０３２９×Ｔ1 ）
（Ｔ1 ：冷却後の保定温度） 過冷後、２段変態させる場合の昇温温度幅（ΔＴ）は完
全２段変態の場合と同様に、下限を２段変態による軟質
化効果が現れる１０℃とし、上限は昇温後の温度を６０
０℃以下にする必要があるため下記式に示すΔＴ以下と
する。
の温度範囲での必要な過冷時間（ｔ 1）は、ベイナイト
変態開始後、かつ下記式で示すＹ秒以下とする。 Ｙ＝ｅｘｐ（１９．８３−０．０３２９×Ｔ1 ）
（Ｔ1 ：冷却後の保定温度） 過冷後、２段変態させる場合の昇温温度幅（ΔＴ）は完
全２段変態の場合と同様に、下限を２段変態による軟質
化効果が現れる１０℃とし、上限は昇温後の温度を６０
０℃以下にする必要があるため下記式に示すΔＴ以下と
する。
【００２２】 ΔＴ＝６００−Ｔ1 （Ｔ1 ：冷却後の保定温度） 恒温保定温度５００℃超で処理したパーライト線材また
は鋼線は線材または鋼線中心部にパーライト組織が生成
する。パーライト組織はセメンタイトとフェライトが層
状構造を有しているため、加工硬化には大きな寄与をも
たらすが、延性の低下が妨げない。このため高減面率領
域において引張強さが上昇しするとともに捻回特性が劣
化し、デラミネーションの発生をまねく。
は鋼線は線材または鋼線中心部にパーライト組織が生成
する。パーライト組織はセメンタイトとフェライトが層
状構造を有しているため、加工硬化には大きな寄与をも
たらすが、延性の低下が妨げない。このため高減面率領
域において引張強さが上昇しするとともに捻回特性が劣
化し、デラミネーションの発生をまねく。
【００２３】これに対して、本発明に従い２段変態させ
たベイナイト線材または鋼線は、フェライト中に粗いセ
メンタイトが分散している状態にあるため加工硬化を抑
えられる。これにより高減面率領域までデラミネーショ
ンの発生を抑制でき、伸線加工が可能である。ベイナイ
ト組織の面積率の測定法は、断面内の組織観察から格子
点法により求める。面積率はベイナイト組織の生成状況
を示す重要な指標であり、伸線加工性に影響を与える。
面積率の下限は２段変態効果が顕著に現れる８０％とし
た。
たベイナイト線材または鋼線は、フェライト中に粗いセ
メンタイトが分散している状態にあるため加工硬化を抑
えられる。これにより高減面率領域までデラミネーショ
ンの発生を抑制でき、伸線加工が可能である。ベイナイ
ト組織の面積率の測定法は、断面内の組織観察から格子
点法により求める。面積率はベイナイト組織の生成状況
を示す重要な指標であり、伸線加工性に影響を与える。
面積率の下限は２段変態効果が顕著に現れる８０％とし
た。
【００２４】上部ベイナイト組織のビッカース硬度はそ
の試料の特性を示すのに重要な因子である。冷却過程及
び昇温過程を施した２段変態させたベイナイト線材また
は鋼線は、等温変態させた場合に比較し、セメンタイト
の析出が粗くなる。このため２段変態させた上部ベイナ
イト組織は軟質化する。ビッカース硬度の上限はＣ量の
影響を考え４５０以下とした。
の試料の特性を示すのに重要な因子である。冷却過程及
び昇温過程を施した２段変態させたベイナイト線材また
は鋼線は、等温変態させた場合に比較し、セメンタイト
の析出が粗くなる。このため２段変態させた上部ベイナ
イト組織は軟質化する。ビッカース硬度の上限はＣ量の
影響を考え４５０以下とした。
【００２５】
実施例１ 表１に供試鋼の化学成分を示す。表１のＡ〜Ｄは本発明
鋼の例、Ｅ〜Ｊは比較鋼の例である。Ｅ鋼はＣ量が上限
以上、Ｆ鋼はＭｎ量が上限以上である。
鋼の例、Ｅ〜Ｊは比較鋼の例である。Ｅ鋼はＣ量が上限
以上、Ｆ鋼はＭｎ量が上限以上である。
【００２６】連続鋳造設備により３００×５００ｍｍと
した鋳片を１２２ｍｍ角断面の鋼片に圧延した。これら
の鋼片を線材圧延後、表２に示す条件で直接溶融塩（Ｄ
ＬＰ）冷却を行なった。これらの線材を平均減面率１７
％で１．００ｍｍφまで伸線し引張試験、捻回試験を行
なった。
した鋳片を１２２ｍｍ角断面の鋼片に圧延した。これら
の鋼片を線材圧延後、表２に示す条件で直接溶融塩（Ｄ
ＬＰ）冷却を行なった。これらの線材を平均減面率１７
％で１．００ｍｍφまで伸線し引張試験、捻回試験を行
なった。
【００２７】引張試験はＪＩＳＺ２２０１の２号試験片
を用い、ＪＩＳＺ２２４１記載の方法で行なった。捻回
試験は試験片長さ１００ｄ＋１００に切断後、チャック
間距離１００ｄ、回転速度１０ｒｐｍで破断するまで回
転させた。ｄは鋼線の直径を表わす。このようにして得
られた特性値を表２に合わせて示す。
を用い、ＪＩＳＺ２２４１記載の方法で行なった。捻回
試験は試験片長さ１００ｄ＋１００に切断後、チャック
間距離１００ｄ、回転速度１０ｒｐｍで破断するまで回
転させた。ｄは鋼線の直径を表わす。このようにして得
られた特性値を表２に合わせて示す。
【００２８】Ｎｏ．１〜Ｎｏ．４は本発明鋼である。Ｎ
ｏ．５〜Ｎｏ．１０は比較鋼である。比較例Ｎｏ．５は
冷却速度が遅すぎたためにパーライト組織が生成し、伸
線加工性が低下し、伸線途中で断線が生じた。比較例Ｎ
ｏ．６は昇温温度が低すぎたため２段変態させたベイナ
イト組織が生成せず、伸線加工性が低下し、伸線途中で
断線が生じた。
ｏ．５〜Ｎｏ．１０は比較鋼である。比較例Ｎｏ．５は
冷却速度が遅すぎたためにパーライト組織が生成し、伸
線加工性が低下し、伸線途中で断線が生じた。比較例Ｎ
ｏ．６は昇温温度が低すぎたため２段変態させたベイナ
イト組織が生成せず、伸線加工性が低下し、伸線途中で
断線が生じた。
【００２９】比較例Ｎｏ．７は恒温変態時間が十分確保
されなかったためマルテンサイトが発生し、伸線加工性
が低下し、伸線途中で断線が生じた。比較例Ｎｏ．８は
過冷却処理時間が長かったため２段変態させたベイナイ
ト組織が生成する割合が低下し、伸線加工性が低下し、
伸線途中で断線が生じた。比較例Ｎｏ．９はＣ量が高す
ぎたため初析セメンタイトが発生し、伸線加工性が低下
した。
されなかったためマルテンサイトが発生し、伸線加工性
が低下し、伸線途中で断線が生じた。比較例Ｎｏ．８は
過冷却処理時間が長かったため２段変態させたベイナイ
ト組織が生成する割合が低下し、伸線加工性が低下し、
伸線途中で断線が生じた。比較例Ｎｏ．９はＣ量が高す
ぎたため初析セメンタイトが発生し、伸線加工性が低下
した。
【００３０】比較例Ｎｏ．１０はＭｎ量が高すぎたため
中心偏析に伴うミクロマルテンサイトが発生し伸線加工
性が低下した。
中心偏析に伴うミクロマルテンサイトが発生し伸線加工
性が低下した。
【００３１】
【表１】
【００３２】
【表２】
【００３３】実施例２ 表３に供試鋼の化学成分を示す。表３のＡ〜Ｄは本発明
鋼の例、Ｅ〜Ｊは比較鋼の例である。Ｅ鋼はＣ量が上限
以上、Ｆ鋼はＭｎ量が上限以上である。連続鋳造設備に
より３００×５００ｍｍとした鋳片を１２２ｍｍ角断面
の鋼片から鋼線を製造した。
鋼の例、Ｅ〜Ｊは比較鋼の例である。Ｅ鋼はＣ量が上限
以上、Ｆ鋼はＭｎ量が上限以上である。連続鋳造設備に
より３００×５００ｍｍとした鋳片を１２２ｍｍ角断面
の鋼片から鋼線を製造した。
【００３４】これらの鋼線を加熱後、表４に示す条件で
直接溶融塩（ＤＬＰ）冷却を行なった。これらの鋼線を
平均減面率１７％で１．００ｍｍφまで伸線し引張試
験、捻回試験を行った。引張試験はＪＩＳＺ２２０１の
２号試験片を用い、ＪＩＳＺ２２４１記載の方法で行っ
た。
直接溶融塩（ＤＬＰ）冷却を行なった。これらの鋼線を
平均減面率１７％で１．００ｍｍφまで伸線し引張試
験、捻回試験を行った。引張試験はＪＩＳＺ２２０１の
２号試験片を用い、ＪＩＳＺ２２４１記載の方法で行っ
た。
【００３５】捻回試験は試験片長さ１００ｄ＋１００に
切断後、チャック間距離１００ｄ、回転速度１０ｒｐｍ
で破断するまで回転させた。ｄは鋼線の直径を表わす。
このようにして得られた特性値を表４に併せて示す。Ｎ
ｏ．１〜Ｎｏ．４は本発明鋼である。Ｎｏ．５〜Ｎｏ．
１０は比較鋼である。
切断後、チャック間距離１００ｄ、回転速度１０ｒｐｍ
で破断するまで回転させた。ｄは鋼線の直径を表わす。
このようにして得られた特性値を表４に併せて示す。Ｎ
ｏ．１〜Ｎｏ．４は本発明鋼である。Ｎｏ．５〜Ｎｏ．
１０は比較鋼である。
【００３６】比較例Ｎｏ．５は冷却速度が遅すぎたため
にパーライト組織が生成し、伸線加工性が低下し、伸線
途中で断線が生じた。比較例Ｎｏ．６は昇温温度が低す
ぎたため２段変態させたベイナイト組織が生成せず、伸
線加工性が低下し、伸線途中で断線が生じた。比較例Ｎ
ｏ．７は恒温変態時間が十分確保されなかったためマル
テンサイトが発生し、伸線加工性が低下し、伸線途中で
断線が生じた。
にパーライト組織が生成し、伸線加工性が低下し、伸線
途中で断線が生じた。比較例Ｎｏ．６は昇温温度が低す
ぎたため２段変態させたベイナイト組織が生成せず、伸
線加工性が低下し、伸線途中で断線が生じた。比較例Ｎ
ｏ．７は恒温変態時間が十分確保されなかったためマル
テンサイトが発生し、伸線加工性が低下し、伸線途中で
断線が生じた。
【００３７】比較例Ｎｏ．８は過冷却処理時間が長かっ
たため２段変態させたベイナイト組織が生成する割合が
低下し、伸線加工性が低下し、伸線途中で断線が生じ
た。比較例Ｎｏ．９はＣ量が高すぎたため初析セメンタ
イトが発生し、伸線加工性が低下した。比較例Ｎｏ．１
０はＭｎ量が高すぎたため中心偏析に伴うミクロマルテ
ンサイトが発生し伸線加工性が低下した。
たため２段変態させたベイナイト組織が生成する割合が
低下し、伸線加工性が低下し、伸線途中で断線が生じ
た。比較例Ｎｏ．９はＣ量が高すぎたため初析セメンタ
イトが発生し、伸線加工性が低下した。比較例Ｎｏ．１
０はＭｎ量が高すぎたため中心偏析に伴うミクロマルテ
ンサイトが発生し伸線加工性が低下した。
【００３８】
【表３】
【００３９】
【表４】
【００４０】
【発明の効果】以上述べた如く本発明法にしたがって製
造された線材または鋼線は、従来法にくらべてより一段
と高減面率まで伸線が可能で、耐デラミネーション特性
も改善されている。これにより伸線加工性が優れたベイ
ナイト線材または鋼線の製造が可能になり、２次加工工
程における中間熱処理が省略でき、大幅なコストダウ
ン、工期短縮、設備費削減が図れる。
造された線材または鋼線は、従来法にくらべてより一段
と高減面率まで伸線が可能で、耐デラミネーション特性
も改善されている。これにより伸線加工性が優れたベイ
ナイト線材または鋼線の製造が可能になり、２次加工工
程における中間熱処理が省略でき、大幅なコストダウ
ン、工期短縮、設備費削減が図れる。
【図１】本発明の熱処理パターンを示す図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 西田 世紀 千葉県君津市君津１番地 新日本製鐵株式 会社君津製鐵所内
Claims (10)
- 【請求項１】 重量％でＣ：０．９０〜１．１０％、 Ｓｉ：０．４０％以下、 Ｍｎ：０．５０％以下、を含有し、 Ｐ：０．０２％以下、 Ｓ：０．０１％以下 Ａｌ：０．００３％以下、に制限され、残部がＦｅおよ
び不可避的不純物よりなり、２段変態により得られた上
部ベイナイト組織が面積率で８０％以上で、かつＨｖが
４５０以下であるミクロ組織を有することを特徴とする
伸線加工性に優れた高炭素鋼線材または鋼線。 - 【請求項２】 合金成分として、さらにＣｒ：０．１０
〜０．３０％を含有することを特徴とする請求項１記載
の伸線加工性に優れた高炭素鋼線材または鋼線。 - 【請求項３】 重量％でＣ：０．９０〜１．１０％、 Ｓｉ：０．４０％以下、 Ｍｎ：０．５０％以下、を含有し、 Ｐ：０．０２％以下、 Ｓ：０．０１％以下 Ａｌ：０．００３％以下、に制限され、残部がＦｅおよ
び不可避的不純物よりなる鋼片を線材に圧延後、１１０
０〜７５５℃の温度範囲から６０〜３００℃／ｓｅｃの
冷却速度で３５０〜５００℃の温度範囲に冷却し、この
温度範囲に、ベイナイト変態が開始しない範囲内でまた
はベイナイト変態開始後でかつベイナイト変態終了前の
範囲内で、一定時間保定した後、昇温し、完全にベイナ
イト変態が終了するまで保定することを特徴とする伸線
加工性に優れた高炭素鋼線材の製造方法。 - 【請求項４】 出発鋼片が、合金成分としてさらにＣ
ｒ：０．１０〜０．３０％を含有することを特徴とする
請求項３記載の伸線加工性に優れた高炭素鋼線材の製造
方法。 - 【請求項５】 出発鋼片を線材に圧延後、１１００〜７
５５℃の温度範囲から６０〜３００℃／ｓｅｃの冷却速
度で３５０〜５００℃の温度範囲に冷却し、この温度範
囲に１秒以上、かつベイナイト変態が開始しない範囲内
で下記式（１）で定める時間Ｘ秒以下保定した後、１０
℃以上、６００−Ｔ1 （Ｔ1 ：冷却後の保定温度）℃以
下昇温し、完全にベイナイト変態が終了するまで保定す
ることを特徴とする請求項３または４記載の伸線加工性
に優れた高炭素鋼線材の製造方法。 Ｘ＝ｅｘｐ（１６．０３−０．０３０７×Ｔ1）……（１） Ｔ1 ：冷却後の保定温度 - 【請求項６】 出発鋼片を線材に圧延後、１１００〜７
５５℃の温度範囲から６０〜３００℃／ｓｅｃの冷却速
度で３５０〜５００℃の温度範囲に冷却し、この温度範
囲にベイナイト変態開始後、かつベイナイト変態が終了
する以前、すなわち下記式（２）で定める時間Ｙ秒以下
保定した後、１０℃以上、６００−Ｔ 1 （Ｔ1 ：冷却後
の保定温度）℃以下昇温し、完全にベイナイト変態が終
了するまで保定することを特徴とする請求項３またと４
記載の伸線加工性に優れた高炭素鋼線材の製造方法。 Ｙ＝ｅｘｐ（１９．８３−０．０３２９×Ｔ1）……（２） Ｔ1 ：冷却後の保定温度 - 【請求項７】 重量％でＣ：０．９０〜１．１０％、 Ｓｉ：０．４０％以下、 Ｍｎ：０．５０％以下、を含有し、 Ｐ：０．０２％以下、 Ｓ：０．０１％以下 Ａｌ：０．００３％以下、に制限され、残部がＦｅおよ
び不可避的不純物よりなる組成の鋼線を１１００〜７５
５℃の加熱温度範囲から６０〜３００℃／ｓｅｃの冷却
速度で３５０〜５００℃の温度範囲に冷却し、この温度
範囲に、ベイナイト変態が開始しない範囲内でまたはベ
イナイト変態開始後でかつベイナイト変態終了前の範囲
内で、一定時間保定した後、昇温し、完全にベイナイト
変態が終了するまで保定することを特徴とする伸線加工
性に優れた高炭素鋼鋼線の製造方法。 - 【請求項８】 出発鋼線が、合金成分としてさらにＣ
ｒ：０．１０〜０．３０％を含有することを特徴とする
請求項７記載の記載の伸線加工性に優れた高炭素鋼鋼線
の製造方法。 - 【請求項９】 出発鋼線を１１００〜７５５℃の加熱温
度範囲から６０〜３００℃／ｓｅｃの冷却速度で３５０
〜５００℃の温度範囲に冷却し、この温度範囲に１秒以
上、かつベイナイト変態が開始しない範囲内で下記式
（１）で定める時間Ｘ秒以下保定した後、１０℃以上、
６００−Ｔ1 （Ｔ1 ：冷却後の保定温度）℃以下昇温
し、完全にベイナイト変態が終了するまで保定すること
を特徴とする請求項７または８記載の伸線加工性に優れ
た高炭素鋼鋼線の製造方法。 Ｘ＝ｅｘｐ（１６．０３−０．０３０７×Ｔ1）……（１） Ｔ1 ：冷却後の保定温度 - 【請求項１０】 出発鋼線を１１００〜７５５℃の加熱
温度範囲から６０〜３００℃／ｓｅｃの冷却速度で３５
０〜５００℃の温度範囲に冷却し、この温度範囲にベイ
ナイト変態開始後、かつベイナイト変態が終了する以
前、すなわち下記式（２）で定める時間Ｙ秒以下保定し
た後、１０℃以上、６００−Ｔ1 （Ｔ1 ：冷却後の保定
温度）℃以下昇温し、完全にベイナイト変態が終了する
まで保定することを特徴とする請求項７または８記載の
伸線加工性に優れた高炭素鋼鋼線の製造方法。 Ｙ＝ｅｘｐ（１９．８３−０．０３２９×Ｔ1）……（２） Ｔ1 ：冷却後の保定温度
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|---|---|---|---|
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| DE69427474T DE69427474T2 (de) | 1993-05-25 | 1994-04-06 | Hochkohlenstoffhaltiger stahldraht oder stahl für solchen draht mit hervorragender ziehbarkeit und verfahren zu dessen herstellung |
| EP94912065A EP0707089B1 (en) | 1993-05-25 | 1994-04-06 | High-carbon steel wire or steel therefor excellent in workability in wire drawing and process for producing the same |
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| US08/545,674 US5665182A (en) | 1993-05-25 | 1994-04-06 | High-carbon steel wire rod and wire excellent in drawability and methods of producing the same |
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|---|---|---|---|
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| CN108998732A (zh) * | 2018-08-08 | 2018-12-14 | 鞍钢股份有限公司 | 一种适于机械除鳞的帘线钢盘条及其生产方法 |
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|---|---|---|---|---|
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| JPS6324046A (ja) * | 1986-07-16 | 1988-02-01 | Kobe Steel Ltd | 高靭性高延性極細線用線材 |
| JPH064904B2 (ja) * | 1987-08-03 | 1994-01-19 | 株式会社神戸製鋼所 | ばね用▲高▼強度オイルテンパー線 |
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- 1993-05-25 JP JP5122986A patent/JP3018268B2/ja not_active Expired - Fee Related
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|---|---|---|---|---|
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