JPH083649A - 伸線加工性に優れた高炭素鋼線材または鋼線の製造方法 - Google Patents
伸線加工性に優れた高炭素鋼線材または鋼線の製造方法Info
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- JPH083649A JPH083649A JP13870394A JP13870394A JPH083649A JP H083649 A JPH083649 A JP H083649A JP 13870394 A JP13870394 A JP 13870394A JP 13870394 A JP13870394 A JP 13870394A JP H083649 A JPH083649 A JP H083649A
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Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【目的】 本発明は伸線加工性に優れた高炭素鋼線材ま
たは鋼線の製造方法を提供する。 【構成】 Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｃｕ、Ｎｉ、
Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｂ、Ｃａ、Ｐ、Ｓ、Ａｌを特定した鋼
線を加熱後、１１００〜７５５℃の温度範囲から、３５
０℃以上５００℃を超えない温度範囲で下記式（１）で
定める温度Ｔに加熱溶融され、かつガス体による攪拌下
にある硝酸塩系溶融塩に浸漬し、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
素鋼線材または鋼線の製造方法。 Ｔ≦９５０−１００×Ｄ ・・・・（１） 但し、Ｄ：線材または鋼線径（ｍｍφ）
たは鋼線の製造方法を提供する。 【構成】 Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｃｕ、Ｎｉ、
Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｂ、Ｃａ、Ｐ、Ｓ、Ａｌを特定した鋼
線を加熱後、１１００〜７５５℃の温度範囲から、３５
０℃以上５００℃を超えない温度範囲で下記式（１）で
定める温度Ｔに加熱溶融され、かつガス体による攪拌下
にある硝酸塩系溶融塩に浸漬し、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
素鋼線材または鋼線の製造方法。 Ｔ≦９５０−１００×Ｄ ・・・・（１） 但し、Ｄ：線材または鋼線径（ｍｍφ）
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、伸線加工用ベイナイト
線材または鋼線の製造方法に関するものである。本発明
において、製品としての線材とは鋼片を線材に圧延後に
直接熱処理を施して伸線加工用とした線材を意味し、製
品としての鋼線とは伸線加工前または熱間圧延後に、伸
線加工に供すべく熱処理を施した鋼線、および熱間圧延
後冷間加工により第１次引抜加工を施した後に、第２次
引抜加工用として熱処理を施した鋼線を意味する。
線材または鋼線の製造方法に関するものである。本発明
において、製品としての線材とは鋼片を線材に圧延後に
直接熱処理を施して伸線加工用とした線材を意味し、製
品としての鋼線とは伸線加工前または熱間圧延後に、伸
線加工に供すべく熱処理を施した鋼線、および熱間圧延
後冷間加工により第１次引抜加工を施した後に、第２次
引抜加工用として熱処理を施した鋼線を意味する。
【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、伸線加工されるが、この伸線加工の前
に、線材または鋼線を予め伸線加工に適した状態にして
おく必要がある。従来、高炭素鋼線材または鋼線に関し
ては、伸線加工前に組織を均一で微細なパーライトと少
量の初析フェライトの混合組織にする必要からパテンテ
ィングと呼ばれる線材または鋼線独特の熱処理が施され
る。これは線材または鋼線をオーステナイト化温度に加
熱した後、適度な冷却速度で冷却して、パーライト変態
を完了させて微細パーライトと少量の初析フェライトの
混合組織にする熱処理方法である。しかし、パーライト
組織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。
の用途に応じて、伸線加工されるが、この伸線加工の前
に、線材または鋼線を予め伸線加工に適した状態にして
おく必要がある。従来、高炭素鋼線材または鋼線に関し
ては、伸線加工前に組織を均一で微細なパーライトと少
量の初析フェライトの混合組織にする必要からパテンテ
ィングと呼ばれる線材または鋼線独特の熱処理が施され
る。これは線材または鋼線をオーステナイト化温度に加
熱した後、適度な冷却速度で冷却して、パーライト変態
を完了させて微細パーライトと少量の初析フェライトの
混合組織にする熱処理方法である。しかし、パーライト
組織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。
【０００３】特開平５−１１７７６２号公報記載の線材
の製造方法では、９００〜１１００℃の範囲に加熱した
後、線材に圧延し、得られた線材を８５０〜５７５℃の
間を１００℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却し、次いで
４５０〜５００℃の温度範囲に、一定時間以上保定する
ことにより、ベイナイト線材とする熱処理を行ってお
り、線材組織をベイナイト組織にすることで優れた伸線
加工性が得られることを特徴としている。
の製造方法では、９００〜１１００℃の範囲に加熱した
後、線材に圧延し、得られた線材を８５０〜５７５℃の
間を１００℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却し、次いで
４５０〜５００℃の温度範囲に、一定時間以上保定する
ことにより、ベイナイト線材とする熱処理を行ってお
り、線材組織をベイナイト組織にすることで優れた伸線
加工性が得られることを特徴としている。
【０００４】しかし、線材圧延後のベイナイト線材を得
るために必要な冷却速度に関しては、それを実現するた
めの適正な冷却媒体に対する線径と冷媒温度の関係は明
確にされていない。
るために必要な冷却速度に関しては、それを実現するた
めの適正な冷却媒体に対する線径と冷媒温度の関係は明
確にされていない。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は線材または鋼
線の熱処理工程において、前記の如き従来技術の問題点
を生じない伸線加工性に優れた高炭素鋼線材または鋼線
の製造方法を提供することを目的とする。
線の熱処理工程において、前記の如き従来技術の問題点
を生じない伸線加工性に優れた高炭素鋼線材または鋼線
の製造方法を提供することを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明の前記課題は、本
発明に従い特定量のＣ、Ｍｎ、Ｓｉを含有し、必要に応
じてＣｒ、Ｔｉ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｂ、Ｃ
ａの１種以上を含み、Ｐ、ＳおよびＡｌ量の上限値が制
限された化学組成からなる鋼片を熱間圧延して得られた
線材の冷却にあたり、或いはオーステナイト化温度に加
熱後の前記化学組成からなる鋼線の熱処理において、カ
リウム硝酸塩系またはナトリウム硝酸塩系の塩を単独ま
たは複合して、３５０℃以上５００℃を超えない温度範
囲で線径により定まる一定温度以下に加熱溶融してな
り、ガス体による攪拌下にある溶融塩に浸漬し、この温
度範囲に一定時間以上保定することにより、ベイナイト
線材または鋼線が安定的に製造可能になることで解決さ
れる。
発明に従い特定量のＣ、Ｍｎ、Ｓｉを含有し、必要に応
じてＣｒ、Ｔｉ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｂ、Ｃ
ａの１種以上を含み、Ｐ、ＳおよびＡｌ量の上限値が制
限された化学組成からなる鋼片を熱間圧延して得られた
線材の冷却にあたり、或いはオーステナイト化温度に加
熱後の前記化学組成からなる鋼線の熱処理において、カ
リウム硝酸塩系またはナトリウム硝酸塩系の塩を単独ま
たは複合して、３５０℃以上５００℃を超えない温度範
囲で線径により定まる一定温度以下に加熱溶融してな
り、ガス体による攪拌下にある溶融塩に浸漬し、この温
度範囲に一定時間以上保定することにより、ベイナイト
線材または鋼線が安定的に製造可能になることで解決さ
れる。
【０００７】すなわち、本発明の要旨とするところは下
記のとおりである。 （１）重量％で Ｃ：０．９０〜１．１０％、Ｓｉ：０．４０％以下、Ｍ
ｎ：０．５０％以下を含有し、合金成分としてさらに Ｃｒ：０〜０．３０％（無添加の場合を含む）、 Ｔｉ：０〜０．２０％（ 〃 ）、 Ｃｕ：０〜１．００％（ 〃 ）、 Ｎｉ：０〜１．００％（ 〃 ）、 Ｍｏ：０〜０．５０％（ 〃 ）、 Ｎｂ：０〜０．２０％（ 〃 ）、 Ｖ：０〜０．２０％ （ 〃 ）、 Ｂ：０〜０．０１％ （ 〃 ）、 Ｃａ：０〜０．０５％（ 〃 ）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
的不純物からなる組成の鋼片を線材に圧延後、１１００
〜７５５℃の温度範囲から、３５０℃以上５００℃を超
えない温度範囲で下記式（１）で定める温度Ｔ1 に加熱
溶融され、かつガス体による攪拌下にある硝酸塩系溶融
塩に浸漬し、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。
記のとおりである。 （１）重量％で Ｃ：０．９０〜１．１０％、Ｓｉ：０．４０％以下、Ｍ
ｎ：０．５０％以下を含有し、合金成分としてさらに Ｃｒ：０〜０．３０％（無添加の場合を含む）、 Ｔｉ：０〜０．２０％（ 〃 ）、 Ｃｕ：０〜１．００％（ 〃 ）、 Ｎｉ：０〜１．００％（ 〃 ）、 Ｍｏ：０〜０．５０％（ 〃 ）、 Ｎｂ：０〜０．２０％（ 〃 ）、 Ｖ：０〜０．２０％ （ 〃 ）、 Ｂ：０〜０．０１％ （ 〃 ）、 Ｃａ：０〜０．０５％（ 〃 ）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
的不純物からなる組成の鋼片を線材に圧延後、１１００
〜７５５℃の温度範囲から、３５０℃以上５００℃を超
えない温度範囲で下記式（１）で定める温度Ｔ1 に加熱
溶融され、かつガス体による攪拌下にある硝酸塩系溶融
塩に浸漬し、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。
【０００８】Ｔ1 ≦９５０−１００×Ｄ ・・・（１） 但し、Ｄ：線材径（ｍｍφ） （２）前項１記載の出発鋼片を線材に圧延後、１１００
〜７５５℃の温度範囲から、３５０℃以上５００℃を超
えない温度範囲で下記式（１）で定める温度Ｔ 1 に加熱
溶融され、かつガス体による攪拌下にある硝酸塩系溶融
塩に浸漬し、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（２）で定める時間
Ｘ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
伸線加工性に優れた高炭素鋼線材の製造方法。
〜７５５℃の温度範囲から、３５０℃以上５００℃を超
えない温度範囲で下記式（１）で定める温度Ｔ 1 に加熱
溶融され、かつガス体による攪拌下にある硝酸塩系溶融
塩に浸漬し、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（２）で定める時間
Ｘ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
伸線加工性に優れた高炭素鋼線材の製造方法。
【０００９】 Ｔ1 ≦９５０−１００×Ｄ ・・・（１） 但し、Ｄ：線材径（ｍｍφ） Ｘ＝ｅｘｐ（１６．０３−０．０３０７×Ｔ1 ） ・・・（２） Ｔ1 ：冷却後の保定温度（℃） （３）前項１記載の出発鋼片を線材に圧延後、１１００
〜７５５℃の温度範囲から、３５０℃以上５００℃を超
えない温度範囲で下記式（１）で定める温度Ｔ 1 に加熱
溶融され、かつガス体による攪拌下にある硝酸塩系溶融
塩に浸漬し、この温度範囲に、ベイナイト変態開始後、
ベイナイト変態が終了する以前、すなわち下記式（３）
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
する伸線加工性に優れた高炭素鋼線材の製造方法。
〜７５５℃の温度範囲から、３５０℃以上５００℃を超
えない温度範囲で下記式（１）で定める温度Ｔ 1 に加熱
溶融され、かつガス体による攪拌下にある硝酸塩系溶融
塩に浸漬し、この温度範囲に、ベイナイト変態開始後、
ベイナイト変態が終了する以前、すなわち下記式（３）
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
する伸線加工性に優れた高炭素鋼線材の製造方法。
【００１０】 Ｔ1 ≦９５０−１００×Ｄ ・・・（１） 但し、Ｄ：線材径（ｍｍφ） Ｙ＝ｅｘｐ（１９．８３−０．０３２９×Ｔ1 ） ・・・（３） Ｔ1 ：冷却後の保定温度（℃） （４）重量％で Ｃ：０．９０〜１．１０％、Ｓｉ：０．４０％以下、Ｍ
ｎ：０．５０％以下を含有し、合金成分としてさらに Ｃｒ：０〜０．３０％（無添加の場合を含む）、 Ｔｉ：０〜０．２０％（ 〃 ）、 Ｃｕ：０〜１．００％（ 〃 ）、 Ｎｉ：０〜１．００％（ 〃 ）、 Ｍｏ：０〜０．５０％（ 〃 ）、 Ｎｂ：０〜０．２０％（ 〃 ）、 Ｖ：０〜０．２０％ （ 〃 ）、 Ｂ：０〜０．０１％ （ 〃 ）、 Ｃａ：０〜０．０５％（ 〃 ）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
的不純物からなる組成の鋼線を１１００〜７５５℃の加
熱温度範囲から、３５０℃以上５００℃を超えない温度
範囲で下記式（１）で定める温度Ｔ1 に加熱溶融され、
かつガス体による攪拌下にある硝酸塩系溶融塩に浸漬
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。
ｎ：０．５０％以下を含有し、合金成分としてさらに Ｃｒ：０〜０．３０％（無添加の場合を含む）、 Ｔｉ：０〜０．２０％（ 〃 ）、 Ｃｕ：０〜１．００％（ 〃 ）、 Ｎｉ：０〜１．００％（ 〃 ）、 Ｍｏ：０〜０．５０％（ 〃 ）、 Ｎｂ：０〜０．２０％（ 〃 ）、 Ｖ：０〜０．２０％ （ 〃 ）、 Ｂ：０〜０．０１％ （ 〃 ）、 Ｃａ：０〜０．０５％（ 〃 ）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
的不純物からなる組成の鋼線を１１００〜７５５℃の加
熱温度範囲から、３５０℃以上５００℃を超えない温度
範囲で下記式（１）で定める温度Ｔ1 に加熱溶融され、
かつガス体による攪拌下にある硝酸塩系溶融塩に浸漬
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。
【００１１】Ｔ1 ≦９５０−１００×Ｄ ・・・（１） 但し、Ｄ：鋼線径（ｍｍφ） （５）前項４記載の出発鋼線を１１００〜７５５℃の加
熱温度範囲から、３５０℃以上５００℃を超えない温度
範囲で下記式（１）で定める温度Ｔ1 に加熱溶融され、
かつガス体による攪拌下にある硝酸塩系溶融塩に浸漬
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（２）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伸線加工性に優れ
た高炭素鋼鋼線の製造方法。
熱温度範囲から、３５０℃以上５００℃を超えない温度
範囲で下記式（１）で定める温度Ｔ1 に加熱溶融され、
かつガス体による攪拌下にある硝酸塩系溶融塩に浸漬
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（２）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伸線加工性に優れ
た高炭素鋼鋼線の製造方法。
【００１２】 Ｔ1 ≦９５０−１００×Ｄ ・・・（１） 但し、Ｄ：鋼線径（ｍｍφ） Ｘ＝ｅｘｐ（１６．０３−０．０３０７×Ｔ1 ） ・・・（２） Ｔ1 ：冷却後の保定温度（℃） （６）前項４記載の出発鋼線を１１００〜７５５℃の加
熱温度範囲から、３５０℃以上５００℃を超えない温度
範囲で下記式（１）で定める温度Ｔ1 に加熱溶融され、
かつガス体による攪拌下にある硝酸塩系溶融塩に浸漬
し、この温度範囲に、ベイナイト変態開始後、ベイナイ
ト変態が終了する以前、すなわち下記式（３）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
伸線加工性に優れた高炭素鋼鋼線の製造方法。
熱温度範囲から、３５０℃以上５００℃を超えない温度
範囲で下記式（１）で定める温度Ｔ1 に加熱溶融され、
かつガス体による攪拌下にある硝酸塩系溶融塩に浸漬
し、この温度範囲に、ベイナイト変態開始後、ベイナイ
ト変態が終了する以前、すなわち下記式（３）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
伸線加工性に優れた高炭素鋼鋼線の製造方法。
【００１３】 Ｔ1 ≦９５０−１００×Ｄ ・・・（１） 但し、Ｄ：鋼線径（ｍｍφ） Ｙ＝ｅｘｐ（１９．８３−０．０３２９×Ｔ1 ） ・・・（３） Ｔ1 ：冷却後の保定温度（℃）
【００１４】
【作用】本発明における構成要件の限定理由について述
べる。出発鋼片および鋼線の化学組成の限定理由は次の
とおりである。通常のパテンティング処理においては
０．８ｗｔ％近傍の共析成分においても旧オーステナイ
ト粒界に沿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。従って伸線加工性の優れた線材また
は鋼線として延性を高めるには、Ｃの添加量を０．９０
ｗｔ％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１．１０ｗｔ
％とする。
べる。出発鋼片および鋼線の化学組成の限定理由は次の
とおりである。通常のパテンティング処理においては
０．８ｗｔ％近傍の共析成分においても旧オーステナイ
ト粒界に沿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。従って伸線加工性の優れた線材また
は鋼線として延性を高めるには、Ｃの添加量を０．９０
ｗｔ％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１．１０ｗｔ
％とする。
【００１５】Ｓｉは脱酸剤として加える。またＳｉは鋼
を固溶強化する元素であるとともに、鋼線のリラクセー
ションロスを低減できる元素である。しかし、スケール
生成量を減少させメカニカルデスケーリング性を悪くす
るほか、線材または鋼線のボンデ潤滑性をやや低下させ
る。そのため上限は０．４０ｗｔ％とした。Ｍｎは脱酸
剤として加える。またＭｎは鋼に固溶して強化する元素
であるが、添加量を増加させると線材または鋼線中心部
において偏析を生じやすくなる。偏析部は焼入性が向上
し変態終了時間が長時間側にずれるため、未変態部がマ
ルテンサイトとなり伸線加工中の断線につながる。そこ
でＭｎの上限は０．５０ｗｔ％とした。
を固溶強化する元素であるとともに、鋼線のリラクセー
ションロスを低減できる元素である。しかし、スケール
生成量を減少させメカニカルデスケーリング性を悪くす
るほか、線材または鋼線のボンデ潤滑性をやや低下させ
る。そのため上限は０．４０ｗｔ％とした。Ｍｎは脱酸
剤として加える。またＭｎは鋼に固溶して強化する元素
であるが、添加量を増加させると線材または鋼線中心部
において偏析を生じやすくなる。偏析部は焼入性が向上
し変態終了時間が長時間側にずれるため、未変態部がマ
ルテンサイトとなり伸線加工中の断線につながる。そこ
でＭｎの上限は０．５０ｗｔ％とした。
【００１６】出発鋼片および鋼線は、必要に応じてＣ
ｒ、Ｔｉ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｂ、Ｃａの１
種以上を含み得る。Ｃｒは鋼の強度を増加させるために
必要に応じて添加される元素であり、添加量に従って強
度は増加していくが、焼入性も向上し、変態終了線が長
時間側に移動する。これにより熱処理に必要な時間も長
くなるため、上限は０．３０ｗｔ％とし、添加時の下限
は強度を増すために有効な０．１０ｗｔ％である。
ｒ、Ｔｉ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｂ、Ｃａの１
種以上を含み得る。Ｃｒは鋼の強度を増加させるために
必要に応じて添加される元素であり、添加量に従って強
度は増加していくが、焼入性も向上し、変態終了線が長
時間側に移動する。これにより熱処理に必要な時間も長
くなるため、上限は０．３０ｗｔ％とし、添加時の下限
は強度を増すために有効な０．１０ｗｔ％である。
【００１７】Ｔｉは現在既にＴｉ脱酸鋼、主として普通
炭素鋼のオーステナイト結晶粒の調整作用に利用されて
いる。上限はＴｉ介在物の増加を抑えることと鋼中への
固溶炭窒化物の生成を抑えるため０．２０ｗｔ％とし
た。添加時の下限はこれらの作用が効果的に現れる０．
０１ｗｔ％である。Ｃｕは母材の強度および靱性を向上
させる元素である。この効果を得るための最低必要な量
は０．０１ｗｔ％である。しかしながら、Ｃｕ量が多す
ぎると熱間圧延時に割れが発生し製造困難を招くので上
限は１．００ｗｔ％とした。
炭素鋼のオーステナイト結晶粒の調整作用に利用されて
いる。上限はＴｉ介在物の増加を抑えることと鋼中への
固溶炭窒化物の生成を抑えるため０．２０ｗｔ％とし
た。添加時の下限はこれらの作用が効果的に現れる０．
０１ｗｔ％である。Ｃｕは母材の強度および靱性を向上
させる元素である。この効果を得るための最低必要な量
は０．０１ｗｔ％である。しかしながら、Ｃｕ量が多す
ぎると熱間圧延時に割れが発生し製造困難を招くので上
限は１．００ｗｔ％とした。
【００１８】Ｎｉは母材の強度および靱性を向上させる
元素である。この効果を得るための最低必要な量は０．
０１ｗｔ％である。しかしながら、Ｎｉ量が多すぎると
逆に耐食性の劣化を招くので上限は１．００ｗｔ％とし
た。Ｍｏは母材の強度および靱性を向上させる元素であ
る。この効果を得るための最低必要な量は０．０１ｗｔ
％である。しかしながら、Ｍｏ量が多すぎると逆に溶接
性の劣化を招くので上限は０．５０ｗｔ％とした。
元素である。この効果を得るための最低必要な量は０．
０１ｗｔ％である。しかしながら、Ｎｉ量が多すぎると
逆に耐食性の劣化を招くので上限は１．００ｗｔ％とし
た。Ｍｏは母材の強度および靱性を向上させる元素であ
る。この効果を得るための最低必要な量は０．０１ｗｔ
％である。しかしながら、Ｍｏ量が多すぎると逆に溶接
性の劣化を招くので上限は０．５０ｗｔ％とした。
【００１９】Ｎｂはγ粒界におけるフェライトの生成を
抑制し、結晶粒を微細化し、高強度鋼が得られる。この
効果を得るための最低必要な量は０．００５ｗｔ％であ
る。しかしながら、Ｎｂ量が多すぎると逆に微細組織の
生成が妨げられるので上限を０．２０ｗｔ％とした。Ｖ
はγ粒界におけるフェライトの生成を抑制し、結晶粒を
微細化し、高強度鋼が得られる。この効果を得るための
最低必要な量は０．００５ｗｔ％である。しかしなが
ら、Ｖ量が多すぎると逆に微細組織の生成が妨げられる
ので上限は０．２０ｗｔ％とした。
抑制し、結晶粒を微細化し、高強度鋼が得られる。この
効果を得るための最低必要な量は０．００５ｗｔ％であ
る。しかしながら、Ｎｂ量が多すぎると逆に微細組織の
生成が妨げられるので上限を０．２０ｗｔ％とした。Ｖ
はγ粒界におけるフェライトの生成を抑制し、結晶粒を
微細化し、高強度鋼が得られる。この効果を得るための
最低必要な量は０．００５ｗｔ％である。しかしなが
ら、Ｖ量が多すぎると逆に微細組織の生成が妨げられる
ので上限は０．２０ｗｔ％とした。
【００２０】Ｂはγ粒界におけるフェライトの生成を抑
制し、結晶粒を微細化し、高強度鋼が得られる。この効
果を得るための最低必要な量は０．００５ｗｔ％であ
る。しかしながら、Ｂ量が多すぎると逆に微細組織の生
成が妨げられるので上限は０．０１ｗｔ％とした。Ｃａ
は鋼中介在物であるＭｎＳの形態を制御し、耐遅れ破壊
特性を向上させる効果があり、この効果を得るための最
低必要な量は０．００１ｗｔ％である。しかしながら、
Ｃａ量が多すぎると逆に大型介在物が生成し、遅れ破壊
特性を劣化させるので上限は０．０５ｗｔ％とした。
制し、結晶粒を微細化し、高強度鋼が得られる。この効
果を得るための最低必要な量は０．００５ｗｔ％であ
る。しかしながら、Ｂ量が多すぎると逆に微細組織の生
成が妨げられるので上限は０．０１ｗｔ％とした。Ｃａ
は鋼中介在物であるＭｎＳの形態を制御し、耐遅れ破壊
特性を向上させる効果があり、この効果を得るための最
低必要な量は０．００１ｗｔ％である。しかしながら、
Ｃａ量が多すぎると逆に大型介在物が生成し、遅れ破壊
特性を劣化させるので上限は０．０５ｗｔ％とした。
【００２１】ＰおよびＳは、結晶粒界に析出し、鋼の特
性を劣化させるため、できる限り低く抑える必要があ
る。Ｐの上限は０．０２ｗｔ％、Ｓの上限は０．０１ｗ
ｔ％とした。極細線の延性を低下させる原因としてはＡ
ｌ2 Ｏ3 、ＭｇＯ−Ａｌ2 Ｏ3 等のＡｌ2 Ｏ3 を主成分
とする非金属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Ａｌ含
有量を０．００３ｗｔ％以下とする。
性を劣化させるため、できる限り低く抑える必要があ
る。Ｐの上限は０．０２ｗｔ％、Ｓの上限は０．０１ｗ
ｔ％とした。極細線の延性を低下させる原因としてはＡ
ｌ2 Ｏ3 、ＭｇＯ−Ａｌ2 Ｏ3 等のＡｌ2 Ｏ3 を主成分
とする非金属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Ａｌ含
有量を０．００３ｗｔ％以下とする。
【００２２】次に本発明の製造方法の限定理由について
述べる。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。
述べる。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。
【００２３】溶融塩の組成を硝酸塩系溶融塩としたの
は、他の塩では線材の腐食が著しく、好ましくないため
である。また塩の融点が高くなると粘性が大きくなり、
対流が抑制されることによって塩の熱伝導性が低下す
る。この点において硝酸カリウム、硝酸ナトリウム等の
硝酸塩は融点が４００℃以下であり、これらの塩を単独
または複合して添加すれば４００℃以下の範囲で、融点
を調整することができる。
は、他の塩では線材の腐食が著しく、好ましくないため
である。また塩の融点が高くなると粘性が大きくなり、
対流が抑制されることによって塩の熱伝導性が低下す
る。この点において硝酸カリウム、硝酸ナトリウム等の
硝酸塩は融点が４００℃以下であり、これらの塩を単独
または複合して添加すれば４００℃以下の範囲で、融点
を調整することができる。
【００２４】溶融塩の恒温保持温度範囲を３５０〜５０
０℃と定めた理由は、３５０℃が上部ベイナイト組織生
成の下限温度であり、他方５００℃が上部ベイナイト組
織生成の上限温度であるからである。３５０℃以上５０
０℃を超えない温度範囲での溶融塩温度の上限は、線材
および鋼線の線径に依存する。ベイナイト組織生成に
は、臨界冷却速度６０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度を得る
必要がある。このため線径が太い場合は溶融塩温度を低
くし、冷却速度を臨界冷却速度以上にする必要があるの
で、溶融塩の加熱温度の上限を下記（１）式で定める温
度Ｔ1 以下とした。
０℃と定めた理由は、３５０℃が上部ベイナイト組織生
成の下限温度であり、他方５００℃が上部ベイナイト組
織生成の上限温度であるからである。３５０℃以上５０
０℃を超えない温度範囲での溶融塩温度の上限は、線材
および鋼線の線径に依存する。ベイナイト組織生成に
は、臨界冷却速度６０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度を得る
必要がある。このため線径が太い場合は溶融塩温度を低
くし、冷却速度を臨界冷却速度以上にする必要があるの
で、溶融塩の加熱温度の上限を下記（１）式で定める温
度Ｔ1 以下とした。
【００２５】Ｔ1 ≦９５０−１００×Ｄ ・・・（１） 但し、Ｄ：線材または鋼線径（ｍｍφ） 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。
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。
【００２６】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（２）で示すＸ秒以下とする。 Ｘ＝ｅｘｐ（１６．０３−０．０３０７×Ｔ1 ） ・・・（２） 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（４）に示すΔＴ以下とした。
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（２）で示すＸ秒以下とする。 Ｘ＝ｅｘｐ（１６．０３−０．０３０７×Ｔ1 ） ・・・（２） 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（４）に示すΔＴ以下とした。
【００２７】 ΔＴ＝６００−Ｔ1 （Ｔ1 ：冷却後の保定温度） ・・・（４） 昇温後の保定時間（ｔ2 ）は完全に変態が完了する迄と
する。混合２段変態の場合は、３５０〜５００℃の温度
範囲での必要な過冷却時間（ｔ1 ）は、ベイナイト変態
開始後下記式（３）で示すＹ秒以下とする。 Ｙ＝ｅｘｐ（１９．８３−０．０３２９×Ｔ1 ） ・・・（３） 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段変態の場合と同じ様に、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６
００℃以下にする必要があるため下記式に示すΔＴ以下
とする。
する。混合２段変態の場合は、３５０〜５００℃の温度
範囲での必要な過冷却時間（ｔ1 ）は、ベイナイト変態
開始後下記式（３）で示すＹ秒以下とする。 Ｙ＝ｅｘｐ（１９．８３−０．０３２９×Ｔ1 ） ・・・（３） 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段変態の場合と同じ様に、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６
００℃以下にする必要があるため下記式に示すΔＴ以下
とする。
【００２８】 ΔＴ＝６００−Ｔ1 （Ｔ1 ：冷却後の保定温度） ・・・（４）
【００２９】
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およびＦ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およびＦ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。
【００３０】これらの供試鋼を連続鋳造設備により３０
０×５００ｍｍ鋳片とし、さらに分塊圧延により１２２
ｍｍ角断面の鋼片を製造した。これらの鋼片を表２に示
す直径の線材に圧延し、ＤＬＰ（Ｄｉｒｅｃｔ Ｌｅａ
ｄ Ｐａｔｅｎｔｉｎｇ）冷却を行った。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、捻回試験を行った。
０×５００ｍｍ鋳片とし、さらに分塊圧延により１２２
ｍｍ角断面の鋼片を製造した。これらの鋼片を表２に示
す直径の線材に圧延し、ＤＬＰ（Ｄｉｒｅｃｔ Ｌｅａ
ｄ Ｐａｔｅｎｔｉｎｇ）冷却を行った。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、捻回試験を行った。
【００３１】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。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３（表２のつづき）に示す。
を用い、ＪＩＳＺ２２４１記載の方法で行った。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３（表２のつづき）に示す。
【００３２】Ｎｏ．１〜Ｎｏ．４は本発明例である。Ｎ
ｏ．５〜Ｎｏ．１０は比較例である。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。Ｎｏ．６は昇温
温度が低すぎたために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は比較例である。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。Ｎｏ．６は昇温
温度が低すぎたために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。
【００３３】Ｎｏ．７は恒温変態処理時間がベイナイト
変態処理時間よりも短かったために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。
Ｎｏ．８は冷却開始温度が低すぎたために、ベイナイト
組織が生成せず、パーライト組織が生成したために伸線
加工性が低下し、伸線途中で断線が生じた。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。
変態処理時間よりも短かったために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。
Ｎｏ．８は冷却開始温度が低すぎたために、ベイナイト
組織が生成せず、パーライト組織が生成したために伸線
加工性が低下し、伸線途中で断線が生じた。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。
【００３４】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。 実施例２ 表４に供試鋼の化学成分を示す。表４のＡ〜Ｄは本発明
鋼の例、ＥおよびＦは比較鋼の例である。
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。 実施例２ 表４に供試鋼の化学成分を示す。表４のＡ〜Ｄは本発明
鋼の例、ＥおよびＦは比較鋼の例である。
【００３５】Ｅ鋼はＣ量が上限以上、Ｆ鋼はＭｎ量が上
限以上である。これらの鋼線を表５に示す条件でオース
テナイト化し、熱処理した後、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号試験を用い、ＪＩＳＺ
２２４１記載の方法で行った。
限以上である。これらの鋼線を表５に示す条件でオース
テナイト化し、熱処理した後、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号試験を用い、ＪＩＳＺ
２２４１記載の方法で行った。
【００３６】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６（表５のつづき）
に示す。Ｎｏ．１〜Ｎｏ．４は本発明例である。Ｎｏ．
５〜Ｎｏ．１０は比較例である。
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６（表５のつづき）
に示す。Ｎｏ．１〜Ｎｏ．４は本発明例である。Ｎｏ．
５〜Ｎｏ．１０は比較例である。
【００３７】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。Ｎｏ．６は昇温温度が低すぎたために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。Ｎｏ．７は恒温変態
処理時間がベイナイト変態終了時間よりも短かったため
に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。
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。Ｎｏ．６は昇温温度が低すぎたために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。Ｎｏ．７は恒温変態
処理時間がベイナイト変態終了時間よりも短かったため
に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。
【００３８】Ｎｏ．８は加熱温度が低すぎたために、ベ
イナイト組織が生成せず、パーライト組織が生成したた
め伸線加工性が低下し、伸線途中で断線が生じた。Ｎ
ｏ．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。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。
イナイト組織が生成せず、パーライト組織が生成したた
め伸線加工性が低下し、伸線途中で断線が生じた。Ｎ
ｏ．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。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。
【００３９】
【表１】
【００４０】
【表２】
【００４１】
【表３】
【００４２】
【表４】
【００４３】
【表５】
【００４４】
【表６】
【００４５】
【発明の効果】以上述べた如く本発明にしたがって製造
された線材または鋼線は、従来法にくらべてより安定的
にベイナイト組織の生成が可能である。従って、本発明
によれば伸線加工性に優れたベイナイト線材または鋼線
を安定的に提供し得る。
された線材または鋼線は、従来法にくらべてより安定的
にベイナイト組織の生成が可能である。従って、本発明
によれば伸線加工性に優れたベイナイト線材または鋼線
を安定的に提供し得る。
【図１】本発明の熱処理パータンを示す図である。
Claims (6)
- 【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、合金成分としてさらに Ｃｒ：０〜０．３０％（無添加の場合を含む）、 Ｔｉ：０〜０．２０％（ 〃 ）、 Ｃｕ：０〜１．００％（ 〃 ）、 Ｎｉ：０〜１．００％（ 〃 ）、 Ｍｏ：０〜０．５０％（ 〃 ）、 Ｎｂ：０〜０．２０％（ 〃 ）、 Ｖ：０〜０．２０％ （ 〃 ）、 Ｂ：０〜０．０１％ （ 〃 ）、 Ｃａ：０〜０．０５％（ 〃 ）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
不可避的不純物からなる組成の鋼片を線材に圧延後、１
１００〜７５５℃の温度範囲から、３５０℃以上５００
℃を超えない温度範囲で下記式（１）で定める温度Ｔ1
に加熱溶融され、かつガス体による攪拌下にある硝酸塩
系溶融塩に浸漬し、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。 Ｔ1 ≦９５０−１００×Ｄ ・・・（１） 但し、Ｄ：線材径（ｍｍφ） - 【請求項２】 請求項１記載の出発鋼片を線材に圧延
後、１１００〜７５５℃の温度範囲から、３５０℃以上
５００℃を超えない温度範囲で下記式（１）で定める温
度Ｔ1 に加熱溶融され、かつガス体による攪拌下にある
硝酸塩系溶融塩に浸漬し、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（２）
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
する伸線加工性に優れた高炭素鋼線材の製造方法。 Ｔ1 ≦９５０−１００×Ｄ ・・・（１） 但し、Ｄ：線材径（ｍｍφ） Ｘ＝ｅｘｐ（１６．０３−０．０３０７×Ｔ1 ） ・・・（２） Ｔ1 ：冷却後の保定温度（℃） - 【請求項３】 請求項１記載の出発鋼片を線材に圧延
後、１１００〜７５５℃の温度範囲から、３５０℃以上
５００℃を超えない温度範囲で下記式（１）で定める温
度Ｔ1 に加熱溶融され、かつガス体による攪拌下にある
硝酸塩系溶融塩に浸漬し、この温度範囲に、ベイナイト
変態開始後、ベイナイト変態が終了する以前、すなわち
下記式（３）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
ことを特徴とする伸線加工性に優れた高炭素鋼線材の製
造方法。 Ｔ1 ≦９５０−１００×Ｄ ・・・（１） 但し、Ｄ：線材径（ｍｍφ） Ｙ＝ｅｘｐ（１９．８３−０．０３２９×Ｔ1 ） ・・・（３） Ｔ1 ：冷却後の保定温度（℃） - 【請求項４】 重量％で Ｃ：０．９０〜１．１０％、 Ｓｉ：０．４０％以下、 Ｍｎ：０．５０％以下を含有し、合金成分としてさらに Ｃｒ：０〜０．３０％（無添加の場合を含む）、 Ｔｉ：０〜０．２０％（ 〃 ）、 Ｃｕ：０〜１．００％（ 〃 ）、 Ｎｉ：０〜１．００％（ 〃 ）、 Ｍｏ：０〜０．５０％（ 〃 ）、 Ｎｂ：０〜０．２０％（ 〃 ）、 Ｖ：０〜０．２０％ （ 〃 ）、 Ｂ：０〜０．０１％ （ 〃 ）、 Ｃａ：０〜０．０５％（ 〃 ）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
不可避的不純物からなる組成の鋼線を１１００〜７５５
℃の加熱温度範囲から、３５０℃以上５００℃を超えな
い温度範囲で下記式（１）で定める温度Ｔ1 に加熱溶融
され、かつガス体による攪拌下にある硝酸塩系溶融塩に
浸漬し、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。 Ｔ1 ≦９５０−１００×Ｄ ・・・（１） 但し、Ｄ：鋼線径（ｍｍφ） - 【請求項５】 請求項４記載の出発鋼線を１１００〜７
５５℃の加熱温度範囲から、３５０℃以上５００℃を超
えない温度範囲で下記式（１）で定める温度Ｔ1 に加熱
溶融され、かつガス体による攪拌下にある硝酸塩系溶融
塩に浸漬し、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（２）で定める時間
Ｘ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
伸線加工性に優れた高炭素鋼鋼線の製造方法。 Ｔ1 ≦９５０−１００×Ｄ ・・・（１） 但し、Ｄ：鋼線径（ｍｍφ） Ｘ＝ｅｘｐ（１６．０３−０．０３０７×Ｔ1 ） ・・・（２） Ｔ1 ：冷却後の保定温度（℃） - 【請求項６】 請求項４記載の出発鋼線を１１００〜７
５５℃の加熱温度範囲から、３５０℃以上５００℃を超
えない温度範囲で下記式（１）で定める温度Ｔ1 に加熱
溶融され、かつガス体による攪拌下にある硝酸塩系溶融
塩に浸漬し、この温度範囲に、ベイナイト変態開始後、
ベイナイト変態が終了する以前、すなわち下記式（３）
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
する伸線加工性に優れた高炭素鋼鋼線の製造方法。 Ｔ1 ≦９５０−１００×Ｄ ・・・（１） 但し、Ｄ：鋼線径（ｍｍφ） Ｙ＝ｅｘｐ（１９．８３−０．０３２９×Ｔ1 ） ・・・（３） Ｔ1 ：冷却後の保定温度（℃）
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13870394A JPH083649A (ja) | 1994-06-21 | 1994-06-21 | 伸線加工性に優れた高炭素鋼線材または鋼線の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13870394A JPH083649A (ja) | 1994-06-21 | 1994-06-21 | 伸線加工性に優れた高炭素鋼線材または鋼線の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH083649A true JPH083649A (ja) | 1996-01-09 |
Family
ID=15228159
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP13870394A Pending JPH083649A (ja) | 1994-06-21 | 1994-06-21 | 伸線加工性に優れた高炭素鋼線材または鋼線の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH083649A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR101328298B1 (ko) * | 2011-12-20 | 2013-11-14 | 주식회사 포스코 | 신선가공성이 우수한 고강도 선재, 강선 및 이들의 제조방법 |
| KR101353864B1 (ko) * | 2011-09-05 | 2014-01-20 | 주식회사 포스코 | 선재, 강선 및 강선의 제조 방법 |
| US8668783B2 (en) * | 2005-09-05 | 2014-03-11 | Kobe Steel, Ltd. | Steel wire rod having excellent drawability and fatigue properties, and manufacturing method of the same |
| EP3056580A4 (en) * | 2013-10-08 | 2017-07-26 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Wire rod, hypereutectoid bainite steel wire, and method for manufacturing same |
-
1994
- 1994-06-21 JP JP13870394A patent/JPH083649A/ja active Pending
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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