JPH10183229A - 高炭素鋼線材の製造方法 - Google Patents
高炭素鋼線材の製造方法Info
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- JPH10183229A JPH10183229A JP8340857A JP34085796A JPH10183229A JP H10183229 A JPH10183229 A JP H10183229A JP 8340857 A JP8340857 A JP 8340857A JP 34085796 A JP34085796 A JP 34085796A JP H10183229 A JPH10183229 A JP H10183229A
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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
Abstract
(57)【要約】
【課 題】 全酸素量を低減させかつＲＥＭによる形態
制御を行って非延性の介在物を減少させ、伸延性に優れ
かつ高強度で耐時効性にも優れた極細線用高炭素鋼線材
の製造方法を提供する。 【解決手段】 重量比にてＣを 0.50 〜1.00％含む高炭
素鋼線材の製造方法において、転炉あるいは電気炉での
脱Ｃ、脱Ｐ処理後に行う取鍋内二次精錬に際し、スラグ
中のCaO/SiO2を1.0 〜1.5 に調整し、攪拌処理を行いス
ラグ−メタル反応を進行させて溶鋼中のＯ濃度を20ppm
以下にした後、Al−ＲＥＭ含有Fe合金を添加して精錬後
の溶鋼中のAl濃度を3.0ppm以下、溶存ＲＥＭ濃度を1.5
〜5.0ppmとし、さらにＮ濃度を40ppm 未満にし、その後
連続鋳造し、熱間圧延する。
制御を行って非延性の介在物を減少させ、伸延性に優れ
かつ高強度で耐時効性にも優れた極細線用高炭素鋼線材
の製造方法を提供する。 【解決手段】 重量比にてＣを 0.50 〜1.00％含む高炭
素鋼線材の製造方法において、転炉あるいは電気炉での
脱Ｃ、脱Ｐ処理後に行う取鍋内二次精錬に際し、スラグ
中のCaO/SiO2を1.0 〜1.5 に調整し、攪拌処理を行いス
ラグ−メタル反応を進行させて溶鋼中のＯ濃度を20ppm
以下にした後、Al−ＲＥＭ含有Fe合金を添加して精錬後
の溶鋼中のAl濃度を3.0ppm以下、溶存ＲＥＭ濃度を1.5
〜5.0ppmとし、さらにＮ濃度を40ppm 未満にし、その後
連続鋳造し、熱間圧延する。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、熱間圧延後の線材
中の幅１μm 以上の介在物量が少なく、その後の冷間引
抜加工性（伸線加工性）および耐時効性に優れた高炭素
鋼線材の製造方法に関するものである。
中の幅１μm 以上の介在物量が少なく、その後の冷間引
抜加工性（伸線加工性）および耐時効性に優れた高炭素
鋼線材の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】自動車用のタイヤコード等に使用されて
いる高炭素鋼線材は、約 5.5mmφ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0.15mmφの極細線まで伸線され
る。この伸線加工時に、鋼中に硬質な粒状の非金属介在
物が存在していると、マトリックスが伸延されても介在
物が伸延せず、そのままの形状で存在すると、介在物の
周辺にミクロボイドが形成され、線材の延性が低下し断
線の原因となる。
いる高炭素鋼線材は、約 5.5mmφ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0.15mmφの極細線まで伸線され
る。この伸線加工時に、鋼中に硬質な粒状の非金属介在
物が存在していると、マトリックスが伸延されても介在
物が伸延せず、そのままの形状で存在すると、介在物の
周辺にミクロボイドが形成され、線材の延性が低下し断
線の原因となる。
【０００３】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には、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Al2O3 −SiO2−MnO の
３元系状態図のスペサタイト（spessartite ）領域に制
御する必要があった。脱酸生成物の形態をAl2O3 −SiO2
−MnO の３元系状態図のスペサタイト領域に制御する方
法として、溶鋼中に添加する合金鉄中のAl量を10〜50g/
溶鋼ton に規制する方法（特公昭52−17490 号公報参
照）、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 号公報参照）が提案されている。
これらの方法では、Al量が規制され精錬中の溶鋼の脱酸
は専ら添加された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。
中の介在物を微細化するには、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Al2O3 −SiO2−MnO の
３元系状態図のスペサタイト（spessartite ）領域に制
御する必要があった。脱酸生成物の形態をAl2O3 −SiO2
−MnO の３元系状態図のスペサタイト領域に制御する方
法として、溶鋼中に添加する合金鉄中のAl量を10〜50g/
溶鋼ton に規制する方法（特公昭52−17490 号公報参
照）、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 号公報参照）が提案されている。
これらの方法では、Al量が規制され精錬中の溶鋼の脱酸
は専ら添加された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。
【０００４】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、介在物の微細化の要求は強くな
り、熱間圧延後の線材で幅１μm 以上の介在物量，酸素
量の低減が必要になり、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、スペサタ
イト領域の介在物になるようにAl量を規制してはいる
が、溶鋼中の溶存酸素量が高く、溶存酸素がばらつくた
め、介在物中のAl2O3 濃度が変わり、精錬中、鋳造中に
生成する介在物の形態がばらつき、介在物を熱間圧延時
に微細にすることが難しいという問題がある。
の一層の進行により、介在物の微細化の要求は強くな
り、熱間圧延後の線材で幅１μm 以上の介在物量，酸素
量の低減が必要になり、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、スペサタ
イト領域の介在物になるようにAl量を規制してはいる
が、溶鋼中の溶存酸素量が高く、溶存酸素がばらつくた
め、介在物中のAl2O3 濃度が変わり、精錬中、鋳造中に
生成する介在物の形態がばらつき、介在物を熱間圧延時
に微細にすることが難しいという問題がある。
【０００５】前記溶鋼脱酸方法の改善を目的として、真
空アーク脱ガス装置にてCaO − SiO 2 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/溶鋼ton
以下に規制する方法（特公昭63−18646 号公報参照）、
使用する耐火物を非Al2O3 系にする方法（特開昭62−20
3647号公報参照）が提案されている。しかし、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Ｃ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Al
2O3 がＣ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、また、連続鋳造時
において溶存酸素と結び付いて再びAl2O 3 となり、鋳片
中に熱間圧延時に非延性な介在物として残留する問題が
ある。たとえ、非Al2O3 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Al2O3 の
存在は不可避であり、このため連続鋳造におけるタンデ
ィッシュ内溶鋼の溶存Al濃度を低位にすることは難し
い。
空アーク脱ガス装置にてCaO − SiO 2 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/溶鋼ton
以下に規制する方法（特公昭63−18646 号公報参照）、
使用する耐火物を非Al2O3 系にする方法（特開昭62−20
3647号公報参照）が提案されている。しかし、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Ｃ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Al
2O3 がＣ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、また、連続鋳造時
において溶存酸素と結び付いて再びAl2O 3 となり、鋳片
中に熱間圧延時に非延性な介在物として残留する問題が
ある。たとえ、非Al2O3 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Al2O3 の
存在は不可避であり、このため連続鋳造におけるタンデ
ィッシュ内溶鋼の溶存Al濃度を低位にすることは難し
い。
【０００６】また、これらの他に、Ar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
リ金属弗化物、酸化物、アルカリ土類金属弗化物を５〜
30％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53−76916 号公報参照）、Al完全規制
の下（５g/溶鋼ton 以下）でCaO 含有フラックスを吹き
込んで予備脱酸した後、Ca，MgまたはＲＥＭを微量吹込
んで延性の良好な介在物に制御する方法（特公昭57−35
243 号公報参照）、あるいはAl完全規制下の溶鋼にＲＥ
Ｍを0.015 〜0.040 ％添加し鋼中介在物を軟質化する方
法（特公昭59-43966号公報参照）も提案されている。
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
リ金属弗化物、酸化物、アルカリ土類金属弗化物を５〜
30％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53−76916 号公報参照）、Al完全規制
の下（５g/溶鋼ton 以下）でCaO 含有フラックスを吹き
込んで予備脱酸した後、Ca，MgまたはＲＥＭを微量吹込
んで延性の良好な介在物に制御する方法（特公昭57−35
243 号公報参照）、あるいはAl完全規制下の溶鋼にＲＥ
Ｍを0.015 〜0.040 ％添加し鋼中介在物を軟質化する方
法（特公昭59-43966号公報参照）も提案されている。
【０００７】これらの方法では、予備脱酸に使用するCa
C2等を含む還元性スラグやCaO 含有フラックスが巻込ま
れたり、吹込まれた際に完全に浮上できず、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。また、Mg，Ca，Zr，ＲＥＭの元素は活性度が
極めて高く、脱酸元素の添加量が介在物の形態に大きく
影響し、添加量が多いと高融点の硬質な介在物が生成す
るため、溶鋼中の濃度制御が重要となる。
C2等を含む還元性スラグやCaO 含有フラックスが巻込ま
れたり、吹込まれた際に完全に浮上できず、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。また、Mg，Ca，Zr，ＲＥＭの元素は活性度が
極めて高く、脱酸元素の添加量が介在物の形態に大きく
影響し、添加量が多いと高融点の硬質な介在物が生成す
るため、溶鋼中の濃度制御が重要となる。
【０００８】また、溶鋼中のAl総量を0.010kg/溶鋼ton
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 、Al2O3 ≦10％として
処理を行ったのち、連続鋳造設備にて鋳型内および凝固
末期で電磁攪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４−110413号公報参照）。この方法で
は、溶鋼中のAl量を規制し、スラグ組成を CaO/SiO2 ＝
0.7〜0.9 とし、Al2O3≦10％とａAl2O3 の上限を決
め、溶鋼中のAl量を低位に保つことにより、Al2O3濃度
の高い介在物の生成を防止している。しかし、スラグの
ａSiO2が大きいため溶鋼中の溶存酸素は高く、精錬後の
溶鋼の溶存酸素濃度が20ppm を超え介在物量が増える。
さらに、タンディッシュでの溶存Al濃度が低位になりや
すく、そのため、凝固時に生成する介在物はSiO2濃度の
高い硬質な介在物となり、熱間圧延時に変形せず、熱間
圧延後の線材中に幅１μm 以上の介在物として存在す
る。
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 、Al2O3 ≦10％として
処理を行ったのち、連続鋳造設備にて鋳型内および凝固
末期で電磁攪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４−110413号公報参照）。この方法で
は、溶鋼中のAl量を規制し、スラグ組成を CaO/SiO2 ＝
0.7〜0.9 とし、Al2O3≦10％とａAl2O3 の上限を決
め、溶鋼中のAl量を低位に保つことにより、Al2O3濃度
の高い介在物の生成を防止している。しかし、スラグの
ａSiO2が大きいため溶鋼中の溶存酸素は高く、精錬後の
溶鋼の溶存酸素濃度が20ppm を超え介在物量が増える。
さらに、タンディッシュでの溶存Al濃度が低位になりや
すく、そのため、凝固時に生成する介在物はSiO2濃度の
高い硬質な介在物となり、熱間圧延時に変形せず、熱間
圧延後の線材中に幅１μm 以上の介在物として存在す
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10g/溶鋼ton 以下にし、炉外精錬時のス
ラグ組成をCaO −SiO2−Al2O3 系で、（CaO/SiO2）≧1.
5 、（FeO ＋MnO ）≦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Al2O3 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Al2O3 量が増え硬質化するのを防ぐため、スラグ中
のAl2O3 量の上限として、 3.0≧（CaO/SiO2）≧1.5 の
時、Al2O3 ≦16％−４（CaO/SiO2）％、（CaO/SiO2）＞
3.0 の時、Al2O3 ≦４％とし、かつ、精錬済溶鋼中のAl
総量を10g/溶鋼ton 以下にすることが提案されている
（特開昭60−184617号公報参照）。
鋼中のAl総量を10g/溶鋼ton 以下にし、炉外精錬時のス
ラグ組成をCaO −SiO2−Al2O3 系で、（CaO/SiO2）≧1.
5 、（FeO ＋MnO ）≦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Al2O3 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Al2O3 量が増え硬質化するのを防ぐため、スラグ中
のAl2O3 量の上限として、 3.0≧（CaO/SiO2）≧1.5 の
時、Al2O3 ≦16％−４（CaO/SiO2）％、（CaO/SiO2）＞
3.0 の時、Al2O3 ≦４％とし、かつ、精錬済溶鋼中のAl
総量を10g/溶鋼ton 以下にすることが提案されている
（特開昭60−184617号公報参照）。
【００１０】これによれば、スラグが（CaO/SiO2）≧1.
5 とスラグのａ SiO2 が低いため溶鋼の酸素量は低下
し、また、スラグ中のAl2O3 量は CaO/SiO2 の上昇にと
もない上限を低下させているため、鋼中のAl濃度の上昇
は抑えられ、Al2O3 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量、Al2O3
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
鋳片内に残存し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存在す
る問題がある。また、精錬済溶鋼中のAl総量を10g/溶鋼
ton 以下であるとしているが、タンディッシュでの溶存
酸素濃度に対し溶鋼の溶存Al濃度が高いと、鋼中にAl2O
3 濃度の高い介在物が生成する恐れがある。
5 とスラグのａ SiO2 が低いため溶鋼の酸素量は低下
し、また、スラグ中のAl2O3 量は CaO/SiO2 の上昇にと
もない上限を低下させているため、鋼中のAl濃度の上昇
は抑えられ、Al2O3 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量、Al2O3
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
鋳片内に残存し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存在す
る問題がある。また、精錬済溶鋼中のAl総量を10g/溶鋼
ton 以下であるとしているが、タンディッシュでの溶存
酸素濃度に対し溶鋼の溶存Al濃度が高いと、鋼中にAl2O
3 濃度の高い介在物が生成する恐れがある。
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】前項で通覧した従来技
術内容から明らかなように、線材の伸線加工性を害する
非延性の硬質な介在物は第１にAl2O3 系介在物である。
よって、脱酸生成物としてAl2O3 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４−110413号公報に開
示されるように、溶鋼中に混入するAl総量を規制する必
要がある。しかし、単に添加するAlの量を規制するだけ
では、Al濃度のバラツキにより、脱酸生成物の組成は大
きく変わり、所望の延性の介在物は得られない。
術内容から明らかなように、線材の伸線加工性を害する
非延性の硬質な介在物は第１にAl2O3 系介在物である。
よって、脱酸生成物としてAl2O3 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４−110413号公報に開
示されるように、溶鋼中に混入するAl総量を規制する必
要がある。しかし、単に添加するAlの量を規制するだけ
では、Al濃度のバラツキにより、脱酸生成物の組成は大
きく変わり、所望の延性の介在物は得られない。
【００１２】また、特開昭53−76916 号公報、特公昭57
−35243 号公報、特公昭59−43966号公報に開示される
ように、Mg，Ca，Ti，ZrやREM を添加して、介在物を３
元系以上の酸化物、硫化物からなる複合介在物とするこ
とにより介在物を軟質化する技術が提案されているが、
添加量が多いと高融点の硬質な介在物が生成するため、
溶鋼中の濃度制御はAlと同様に重要である。特に、連続
鋳造で凝固時に析出してくる脱酸生成物の組成制御は困
難である。
−35243 号公報、特公昭59−43966号公報に開示される
ように、Mg，Ca，Ti，ZrやREM を添加して、介在物を３
元系以上の酸化物、硫化物からなる複合介在物とするこ
とにより介在物を軟質化する技術が提案されているが、
添加量が多いと高融点の硬質な介在物が生成するため、
溶鋼中の濃度制御はAlと同様に重要である。特に、連続
鋳造で凝固時に析出してくる脱酸生成物の組成制御は困
難である。
【００１３】このように、従来にあっては、前記問題点
が未解決のため安定した極細伸線加工性を有しさらには
これも要求度の高い耐時効性をも兼ね備えた高炭素鋼線
材が提供できるに至っていない。そこで本発明は、前記
問題点を解決し、とくに全酸素量を低減させかつＲＥＭ
による形態制御を行って非延性の介在物を減少させ、伸
延性に優れかつ高強度で耐時効性にも優れた極細線用高
炭素鋼線材の製造方法を提供することを目的とする。
が未解決のため安定した極細伸線加工性を有しさらには
これも要求度の高い耐時効性をも兼ね備えた高炭素鋼線
材が提供できるに至っていない。そこで本発明は、前記
問題点を解決し、とくに全酸素量を低減させかつＲＥＭ
による形態制御を行って非延性の介在物を減少させ、伸
延性に優れかつ高強度で耐時効性にも優れた極細線用高
炭素鋼線材の製造方法を提供することを目的とする。
【００１４】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、鋭意検討
の結果、低Ｏ濃度に調整したＴ／Ｄ内溶鋼中の溶存ＲＥ
Ｍ濃度を適切な範囲に制御すれば前記目的を達成できる
との知見を得て、次に述べる本発明をなした。本発明
は、重量比にてＣを0.50〜1.00％含む高炭素鋼線材の製
造方法において、転炉あるいは電気炉での脱Ｃ、脱Ｐ処
理後に行う取鍋内二次精錬に際し、スラグ中の CaO/SiO
2 を1.0 〜1.5 に調整し、攪拌処理を行いスラグ−メタ
ル反応を進行させて溶鋼中のＯ濃度を20ppm 以下にした
後、Ca，Mgを適宜含むAl−ＲＥＭ含有Fe合金を添加して
精錬後の溶鋼中のAl濃度を3.0ppm以下、溶存ＲＥＭ濃度
を1.5 〜5.0ppmとし、Ca，Mgを添加する場合にはそれぞ
れ3.0ppm以下とし、さらにＮ濃度を40ppm 未満にし、そ
の後連続鋳造し、熱間圧延することを特徴とする高炭素
鋼線材の製造方法である。
の結果、低Ｏ濃度に調整したＴ／Ｄ内溶鋼中の溶存ＲＥ
Ｍ濃度を適切な範囲に制御すれば前記目的を達成できる
との知見を得て、次に述べる本発明をなした。本発明
は、重量比にてＣを0.50〜1.00％含む高炭素鋼線材の製
造方法において、転炉あるいは電気炉での脱Ｃ、脱Ｐ処
理後に行う取鍋内二次精錬に際し、スラグ中の CaO/SiO
2 を1.0 〜1.5 に調整し、攪拌処理を行いスラグ−メタ
ル反応を進行させて溶鋼中のＯ濃度を20ppm 以下にした
後、Ca，Mgを適宜含むAl−ＲＥＭ含有Fe合金を添加して
精錬後の溶鋼中のAl濃度を3.0ppm以下、溶存ＲＥＭ濃度
を1.5 〜5.0ppmとし、Ca，Mgを添加する場合にはそれぞ
れ3.0ppm以下とし、さらにＮ濃度を40ppm 未満にし、そ
の後連続鋳造し、熱間圧延することを特徴とする高炭素
鋼線材の製造方法である。
【００１５】また本発明は、前記方法で製造され、熱間
圧延後に重量比にてＣ 0.50 〜1.00％、Si 0.15 〜0.50
％、Mn 0.3〜0.9 ％、Ｐ 0.020％未満、Ｓ 0.020％未
満、Ｎ40ppm未満、Ｏ 20ppm以下、ＲＥＭ 0.5〜3.0pp
m、Al 3.0ppm 以下を含み、さらに必要に応じてCa，Mg
各 3.0ppm 以下を含み、残部Feおよび不可避的不純物か
らなることを特徴とする高炭素鋼線材である。
圧延後に重量比にてＣ 0.50 〜1.00％、Si 0.15 〜0.50
％、Mn 0.3〜0.9 ％、Ｐ 0.020％未満、Ｓ 0.020％未
満、Ｎ40ppm未満、Ｏ 20ppm以下、ＲＥＭ 0.5〜3.0pp
m、Al 3.0ppm 以下を含み、さらに必要に応じてCa，Mg
各 3.0ppm 以下を含み、残部Feおよび不可避的不純物か
らなることを特徴とする高炭素鋼線材である。
【００１６】
【発明の実施の形態】前記従来の技術では、タンディッ
シュ（Ｔ／Ｄ）内溶鋼中のＯ濃度に対して該溶鋼中のA
l，Mg，Ca，Ti，Zrや溶存ＲＥＭの濃度が高い場合、連
続鋳造で凝固時に析出してくる脱酸生成物は、数μm の
Al2O3 またはMgO, CaO, TiO2, ZrO2やＲＥＭ酸化物を高
濃度に含む硬質の介在物となる。逆に、Ｔ／Ｄ内溶鋼中
のＯ濃度に対してAl濃度が低い場合、連続鋳造で凝固時
に析出してくる脱酸生成物は、数μm のSiO2を高濃度に
含む硬質の介在物となる。すなわち従来の技術では、溶
鋼中のＯ濃度が制御されていないので、脱酸生成物の
量、および、Al，Mg，Ca，Ti，ZrやＲＥＭによる脱酸生
成物の質の安定制御が困難である。
シュ（Ｔ／Ｄ）内溶鋼中のＯ濃度に対して該溶鋼中のA
l，Mg，Ca，Ti，Zrや溶存ＲＥＭの濃度が高い場合、連
続鋳造で凝固時に析出してくる脱酸生成物は、数μm の
Al2O3 またはMgO, CaO, TiO2, ZrO2やＲＥＭ酸化物を高
濃度に含む硬質の介在物となる。逆に、Ｔ／Ｄ内溶鋼中
のＯ濃度に対してAl濃度が低い場合、連続鋳造で凝固時
に析出してくる脱酸生成物は、数μm のSiO2を高濃度に
含む硬質の介在物となる。すなわち従来の技術では、溶
鋼中のＯ濃度が制御されていないので、脱酸生成物の
量、および、Al，Mg，Ca，Ti，ZrやＲＥＭによる脱酸生
成物の質の安定制御が困難である。
【００１７】これに対し、本発明によれば、重量比にて
Ｃを0.50〜1.00％含む高炭素鋼線材の製造方法におい
て、転炉あるいは電気炉での脱Ｃ、脱Ｐ処理後に行う取
鍋内二次精錬に際し、スラグ中のCaO/SiO2を1.0 〜1.5
に調整し、攪拌処理を行いスラグ−メタル反応を進行さ
せて溶鋼中のＯ濃度を20ppm 以下にした後、Ca，Mgを適
宜含むAl−ＲＥＭ含有Fe合金を添加して精錬後の溶鋼中
Al濃度を3.0ppm以下、溶存ＲＥＭ濃度を1.5 〜5.0ppmと
し、さらにＮ濃度を40ppm 未満にし、その後連続鋳造
し、熱間圧延するようにしたので、脱酸生成物を、熱間
圧延で微細化しやすい伸延性のスペサタイト系のものに
安定的に組成制御できる。
Ｃを0.50〜1.00％含む高炭素鋼線材の製造方法におい
て、転炉あるいは電気炉での脱Ｃ、脱Ｐ処理後に行う取
鍋内二次精錬に際し、スラグ中のCaO/SiO2を1.0 〜1.5
に調整し、攪拌処理を行いスラグ−メタル反応を進行さ
せて溶鋼中のＯ濃度を20ppm 以下にした後、Ca，Mgを適
宜含むAl−ＲＥＭ含有Fe合金を添加して精錬後の溶鋼中
Al濃度を3.0ppm以下、溶存ＲＥＭ濃度を1.5 〜5.0ppmと
し、さらにＮ濃度を40ppm 未満にし、その後連続鋳造
し、熱間圧延するようにしたので、脱酸生成物を、熱間
圧延で微細化しやすい伸延性のスペサタイト系のものに
安定的に組成制御できる。
【００１８】そして、この方法で製造され、熱間圧延後
に重量比にてＣ 0.50 〜1.00％、Si0.15 〜0.50％、Mn
0.3〜0.9 ％、Ｐ 0.020％未満、Ｓ 0.020％未満、Ｎ 40
ppm未満、Ｏ 20ppm以下、ＲＥＭ 0.5〜3.0ppm、Al 3.0p
pm 以下を含み、さらに必要に応じてCa，Mg各 3.0ppm
以下を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成
を有する高炭素鋼線材は、介在物を微細形態に制御でき
ているので極細伸線加工時に断線しにくくなり、またＮ
の低減により耐時効性にも優れる。
に重量比にてＣ 0.50 〜1.00％、Si0.15 〜0.50％、Mn
0.3〜0.9 ％、Ｐ 0.020％未満、Ｓ 0.020％未満、Ｎ 40
ppm未満、Ｏ 20ppm以下、ＲＥＭ 0.5〜3.0ppm、Al 3.0p
pm 以下を含み、さらに必要に応じてCa，Mg各 3.0ppm
以下を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成
を有する高炭素鋼線材は、介在物を微細形態に制御でき
ているので極細伸線加工時に断線しにくくなり、またＮ
の低減により耐時効性にも優れる。
【００１９】例えば図１は、Ｏ含有量を変化させた以外
は本発明を満たす 5.5mmφ熱延後線材のＯ含有量と同線
材の0.15mmφへの伸線過程での断線回数指数との関係を
示すグラフである。同図に示すように、断線回数指数
は、Ｏ含有量が 20ppm以下で大きく低減し、15ppm 以下
では一層低減する。よって、溶製時に溶鋼中のＯ濃度を
20ppm 以下好ましくは15ppm 以下にしておくことが肝要
である。
は本発明を満たす 5.5mmφ熱延後線材のＯ含有量と同線
材の0.15mmφへの伸線過程での断線回数指数との関係を
示すグラフである。同図に示すように、断線回数指数
は、Ｏ含有量が 20ppm以下で大きく低減し、15ppm 以下
では一層低減する。よって、溶製時に溶鋼中のＯ濃度を
20ppm 以下好ましくは15ppm 以下にしておくことが肝要
である。
【００２０】また例えば図２は、ＲＥＭ含有量を変化さ
せた以外は本発明を満たす 5.5mmφ熱延後線材のＲＥＭ
含有量と同線材の0.15mmφ伸線過程での断線回数指数と
の関係を示すグラフである。なお、ＲＥＭ含有量は、例
えばＭＩＢＫ等の有機溶媒で鉄を分離除去した後ＩＣＰ
質量分析法（ＩＣＰ−ＭＳ：定量下限0.1ppm）により定
量分析して得た。同図に示すように、Ｏが20ppm 以下で
あっても、ＲＥＭが0.5ppm未満または3.0ppm超えである
と断線回数指数が増大する。すなわち熱延圧延線材中の
ＲＥＭ含有量の好適範囲は0.5 〜3.0ppmであり、また図
２より、より好ましくは0.5 〜2.5ppmである。
せた以外は本発明を満たす 5.5mmφ熱延後線材のＲＥＭ
含有量と同線材の0.15mmφ伸線過程での断線回数指数と
の関係を示すグラフである。なお、ＲＥＭ含有量は、例
えばＭＩＢＫ等の有機溶媒で鉄を分離除去した後ＩＣＰ
質量分析法（ＩＣＰ−ＭＳ：定量下限0.1ppm）により定
量分析して得た。同図に示すように、Ｏが20ppm 以下で
あっても、ＲＥＭが0.5ppm未満または3.0ppm超えである
と断線回数指数が増大する。すなわち熱延圧延線材中の
ＲＥＭ含有量の好適範囲は0.5 〜3.0ppmであり、また図
２より、より好ましくは0.5 〜2.5ppmである。
【００２１】図３は、図２と同じ 5.5mmφ熱延後線材の
ＲＥＭ含有量と同線材中の幅１μｍ以上の介在物個数指
数との関係を示すグラフである。同図は、１μｍ以上の
介在物個数指数が図２と同じＲＥＭの好適範囲（0.5 〜
3.0ppm）で低いが、この範囲を外れると劇的に高くなる
傾向を示しており、図２との対比から明らかなように伸
線加工時の断線回数指数を悪化させているのは１μｍ以
上の粒状介在物である。すなわち、線材の伸線加工時
に、この硬質・粒状の非金属介在物が多く存在すると、
マトリックスが伸延されても介在物は伸延しないために
介在物の周辺にミクロボイドが形成され、線材の延性が
低下して遂には断線に至る頻度が高くなる。
ＲＥＭ含有量と同線材中の幅１μｍ以上の介在物個数指
数との関係を示すグラフである。同図は、１μｍ以上の
介在物個数指数が図２と同じＲＥＭの好適範囲（0.5 〜
3.0ppm）で低いが、この範囲を外れると劇的に高くなる
傾向を示しており、図２との対比から明らかなように伸
線加工時の断線回数指数を悪化させているのは１μｍ以
上の粒状介在物である。すなわち、線材の伸線加工時
に、この硬質・粒状の非金属介在物が多く存在すると、
マトリックスが伸延されても介在物は伸延しないために
介在物の周辺にミクロボイドが形成され、線材の延性が
低下して遂には断線に至る頻度が高くなる。
【００２２】そこで、線材中のＲＥＭを0.5 〜5.0 ppm
に収めるための溶製方法を多くの実験により把握した。
その結果の一例を図４に示す。図４は、二次精錬後Ｔ／
Ｄ内溶鋼中のＲＥＭ濃度と 5.5mmφ熱延後線材中の幅１
μｍ以上の介在物個数指数との関係を示すグラフであ
る。溶鋼の溶存ＲＥＭ濃度はＴ／Ｄから採取したサンプ
ルについて、線材の場合と同じ分析方法により測定し
た。同図に示すように、熱延後線材中の幅１μm 以上の
介在物は、Ｔ／Ｄ内溶鋼中のＯ濃度（＝全Ｏ濃度）を20
pp以下の条件下で溶鋼中の溶存ＲＥＭ濃度が1.5ppm 未
満および 5.0ppm 超えであると劇的に個数指数を増す。
に収めるための溶製方法を多くの実験により把握した。
その結果の一例を図４に示す。図４は、二次精錬後Ｔ／
Ｄ内溶鋼中のＲＥＭ濃度と 5.5mmφ熱延後線材中の幅１
μｍ以上の介在物個数指数との関係を示すグラフであ
る。溶鋼の溶存ＲＥＭ濃度はＴ／Ｄから採取したサンプ
ルについて、線材の場合と同じ分析方法により測定し
た。同図に示すように、熱延後線材中の幅１μm 以上の
介在物は、Ｔ／Ｄ内溶鋼中のＯ濃度（＝全Ｏ濃度）を20
pp以下の条件下で溶鋼中の溶存ＲＥＭ濃度が1.5ppm 未
満および 5.0ppm 超えであると劇的に個数指数を増す。
【００２３】本発明者らは鋭意調査した結果、熱延後線
材中の幅１μm 以上の介在物は粒状で、Ｔ／Ｄ内溶鋼中
の溶存ＲＥＭ濃度が1.5ppmの領域ではSiO2の比率が高
く、5.0ppm超えの領域ではＲＥＭ酸化物の比率が高い硬
質・非延性のものであること、また、1.5 〜5.0ppmの領
域では、上記粒状介在物は減少し、代わって１μm 未満
の微細な介在物が大部分を占めそれらはＲＥＭ酸化物を
適度な比率で含む軟質のスペサタイト系のものであるこ
とを知見した。
材中の幅１μm 以上の介在物は粒状で、Ｔ／Ｄ内溶鋼中
の溶存ＲＥＭ濃度が1.5ppmの領域ではSiO2の比率が高
く、5.0ppm超えの領域ではＲＥＭ酸化物の比率が高い硬
質・非延性のものであること、また、1.5 〜5.0ppmの領
域では、上記粒状介在物は減少し、代わって１μm 未満
の微細な介在物が大部分を占めそれらはＲＥＭ酸化物を
適度な比率で含む軟質のスペサタイト系のものであるこ
とを知見した。
【００２４】すなわち、取鍋内二次精錬において、溶鋼
中のＯ量を20ppm 以下にし、かつＲＥＭ濃度を1.5 〜5.
0ppmとすることにより、熱延後線材中の幅１μm 以上の
介在物、すなわち SiO2 あるいはＲＥＭ酸化物を多く含
む硬質・非延性の介在物を低減でき、適度にＲＥＭ酸化
物を含むスペサタイト系の介在物を多く存在せしめ得る
ことにより図２に示したように伸線時の断線を防止でき
る。なお、図４から、Ｔ／Ｄ内溶鋼中のＲＥＭ濃度の上
限は4.0ppmとするのがさらに好ましい。
中のＯ量を20ppm 以下にし、かつＲＥＭ濃度を1.5 〜5.
0ppmとすることにより、熱延後線材中の幅１μm 以上の
介在物、すなわち SiO2 あるいはＲＥＭ酸化物を多く含
む硬質・非延性の介在物を低減でき、適度にＲＥＭ酸化
物を含むスペサタイト系の介在物を多く存在せしめ得る
ことにより図２に示したように伸線時の断線を防止でき
る。なお、図４から、Ｔ／Ｄ内溶鋼中のＲＥＭ濃度の上
限は4.0ppmとするのがさらに好ましい。
【００２５】さて、全Ｏ濃度と溶存ＲＥＭ濃度とが適正
範囲にある場合でも、溶鋼中のAl濃度が3.0ppmよりも高
いと、硬質・非延性のAl2O3 系介在物が増えて本発明の
効果が損なわれるため、溶鋼中のAl濃度は3.0ppm以下に
する必要がある。このことから、本発明においては、Al
脱酸法は避けるべきであり、スラグ−メタル（溶鋼）反
応を利用したSi脱酸法で行う必要がある。
範囲にある場合でも、溶鋼中のAl濃度が3.0ppmよりも高
いと、硬質・非延性のAl2O3 系介在物が増えて本発明の
効果が損なわれるため、溶鋼中のAl濃度は3.0ppm以下に
する必要がある。このことから、本発明においては、Al
脱酸法は避けるべきであり、スラグ−メタル（溶鋼）反
応を利用したSi脱酸法で行う必要がある。
【００２６】それには、CaO −SiO2−Al2O3 系スラグま
たはそれにCaF2を加えたスラグを攪拌処理しながら該ス
ラグのCaO/SiO2を 1.0〜1.5 に調整することによりａSi
O2を適量に維持するのが好適である。なお、溶鋼中のAl
濃度を低位に保つには、溶鋼中に混入するAl総量を規制
する必要があり、とくに本発明では３g/溶鋼ton 以下に
規制するのがよい。Alの混入源となるFe−Si, Fe−Mn等
脱酸材合金は高純度（Al＜0.01％）のものを用いるのが
よく、かつ、溶鋼が接触する耐火物はAl2O3 質以外のも
のを用いるのが望ましい。
たはそれにCaF2を加えたスラグを攪拌処理しながら該ス
ラグのCaO/SiO2を 1.0〜1.5 に調整することによりａSi
O2を適量に維持するのが好適である。なお、溶鋼中のAl
濃度を低位に保つには、溶鋼中に混入するAl総量を規制
する必要があり、とくに本発明では３g/溶鋼ton 以下に
規制するのがよい。Alの混入源となるFe−Si, Fe−Mn等
脱酸材合金は高純度（Al＜0.01％）のものを用いるのが
よく、かつ、溶鋼が接触する耐火物はAl2O3 質以外のも
のを用いるのが望ましい。
【００２７】本発明者らはさらに、鋼中3.0 ppm 以下の
Mgおよび／またはCaによるMgO および／またはCaO が介
在物中にさらに存在すると、熱延後の線材中の介在物が
より一層微細化することを知見した。これは、スペサタ
イト系に組成制御された脱酸生成物（酸化物）が、これ
に微量のMgO, CaOが付加されて伸延性のより安定したも
のとなることによる。よって、取鍋内二次精錬後の溶鋼
中にさらにMgおよび／またはCaを3.0ppm以下の濃度で溶
存させることがより好ましい。
Mgおよび／またはCaによるMgO および／またはCaO が介
在物中にさらに存在すると、熱延後の線材中の介在物が
より一層微細化することを知見した。これは、スペサタ
イト系に組成制御された脱酸生成物（酸化物）が、これ
に微量のMgO, CaOが付加されて伸延性のより安定したも
のとなることによる。よって、取鍋内二次精錬後の溶鋼
中にさらにMgおよび／またはCaを3.0ppm以下の濃度で溶
存させることがより好ましい。
【００２８】また、溶鋼中のＲＥＭ濃度を1.5 〜5.0ppm
に、またさらにはMg濃度、Ca濃度を3.0ppm以下に制御す
るには、これらを単味添加するのでなく、Fe−Si, Fe−
Mn等脱酸材合金中に微量含有させて添加するほうが歩留
りがよく濃度制御が容易である。一方、伸線加工後の耐
時効性はＮ含有量に支配され、Ｎ含有量が高いと伸線後
の熱処理による時効後の伸びが低下する。図５は、Ｎ含
有量以外は本発明を満たす組成をもつ150 ℃×30min 熱
処理時効後の0.15mmφ線材のR.A.（引張破断面の断面収
縮率）とＮ含有量との関係を示すグラフである。同図に
示すように、本発明にあっては、Ｎ含有量が40ppm 以上
になると時効後の伸びが大きく低下する。よってＮ含有
量は40ppm 未満とする。これは、例えば取鍋内二次精錬
時または精錬後に不活性ガスバブリングによる脱ガス処
理を施すこと等によって達成できる。
に、またさらにはMg濃度、Ca濃度を3.0ppm以下に制御す
るには、これらを単味添加するのでなく、Fe−Si, Fe−
Mn等脱酸材合金中に微量含有させて添加するほうが歩留
りがよく濃度制御が容易である。一方、伸線加工後の耐
時効性はＮ含有量に支配され、Ｎ含有量が高いと伸線後
の熱処理による時効後の伸びが低下する。図５は、Ｎ含
有量以外は本発明を満たす組成をもつ150 ℃×30min 熱
処理時効後の0.15mmφ線材のR.A.（引張破断面の断面収
縮率）とＮ含有量との関係を示すグラフである。同図に
示すように、本発明にあっては、Ｎ含有量が40ppm 以上
になると時効後の伸びが大きく低下する。よってＮ含有
量は40ppm 未満とする。これは、例えば取鍋内二次精錬
時または精錬後に不活性ガスバブリングによる脱ガス処
理を施すこと等によって達成できる。
【００２９】他の成分については、Ｃは線材の強度を確
保するため少なくとも0.5 ％以上必要であり、1.0 ％を
超えると伸線加工性が悪化するので0.5 〜1.0 ％とし
た。Si、Mnは脱酸材として投与されまた鋼の強度にも寄
与するが、鋼中含有量が低すぎると強度が低下し、高す
ぎると徒に脱酸生成物の量が増えて清浄度が損なわれ
る。適量は、それぞれSi：0.15〜0.50％、Mn：0.3 〜0.
9 ％である。
保するため少なくとも0.5 ％以上必要であり、1.0 ％を
超えると伸線加工性が悪化するので0.5 〜1.0 ％とし
た。Si、Mnは脱酸材として投与されまた鋼の強度にも寄
与するが、鋼中含有量が低すぎると強度が低下し、高す
ぎると徒に脱酸生成物の量が増えて清浄度が損なわれ
る。適量は、それぞれSi：0.15〜0.50％、Mn：0.3 〜0.
9 ％である。
【００３０】Ｐ、Ｓは高いと伸線加工性が悪化するので
Ｐ＜0.020 ％、Ｓ＜0.020 ％とするが、極力低下するの
が好ましい。
Ｐ＜0.020 ％、Ｓ＜0.020 ％とするが、極力低下するの
が好ましい。
【００３１】
【実施例】溶銑予備処理によりＰを0.020 ％未満、Ｓを
0.020 ％未満に低減した溶銑を複合吹錬転炉にて180ton
吹錬し、Al2O3 非含有耐火物を使用した取鍋に出鋼後、
低Al含有量（0.01％以下）のFe−Siを500kg 、Fe−Mnを
1000kg添加して脱酸並びに成分調整を行った。取鍋耐火
物は、スラグラインにマグネシア・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。Ｔ／Ｄ
への出鋼前にCaO −SiO2−Al2O3 系のフラックスを2000
kg添加し、スラグのCaO/SiO2を表１に示す範囲で種々変
えて脱酸処理後、溶鋼中のＯ濃度への影響を調査した。
さらに、この溶鋼に不活性雰囲気内にてArガスを吹きこ
み攪拌精錬処理を行うとともに、ＲＥＭ，Mg, Caを含有
したFe−Siを添加し、二次精錬終了後のAl，ＲＥＭ，M
g，Ca，Ｏ，Ｎの濃度が変わるように成分調整を行っ
た。
0.020 ％未満に低減した溶銑を複合吹錬転炉にて180ton
吹錬し、Al2O3 非含有耐火物を使用した取鍋に出鋼後、
低Al含有量（0.01％以下）のFe−Siを500kg 、Fe−Mnを
1000kg添加して脱酸並びに成分調整を行った。取鍋耐火
物は、スラグラインにマグネシア・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。Ｔ／Ｄ
への出鋼前にCaO −SiO2−Al2O3 系のフラックスを2000
kg添加し、スラグのCaO/SiO2を表１に示す範囲で種々変
えて脱酸処理後、溶鋼中のＯ濃度への影響を調査した。
さらに、この溶鋼に不活性雰囲気内にてArガスを吹きこ
み攪拌精錬処理を行うとともに、ＲＥＭ，Mg, Caを含有
したFe−Siを添加し、二次精錬終了後のAl，ＲＥＭ，M
g，Ca，Ｏ，Ｎの濃度が変わるように成分調整を行っ
た。
【００３２】その後、この溶鋼を連続鋳造設備にて鋳造
した。鋳造する際にＴ／Ｄ溶鋼中の溶存ＲＥＭ濃度を調
査した。この鋳片を 5.5mmφに熱間圧延し、線材中の１
μm以上の非金属介在物個数を測定し、引続き冷間引抜
加工して0.15mmφの最終製品とした。本発明範囲を満た
す実施例と該範囲を外れる比較例について溶製条件、組
成、5.5mmφ線材中の１μm 以上の介在物個数指数、冷
間引抜加工時の断線回数指数、最終製品150 ℃×30min
熱処理時効後のR.A.を表１に示す。
した。鋳造する際にＴ／Ｄ溶鋼中の溶存ＲＥＭ濃度を調
査した。この鋳片を 5.5mmφに熱間圧延し、線材中の１
μm以上の非金属介在物個数を測定し、引続き冷間引抜
加工して0.15mmφの最終製品とした。本発明範囲を満た
す実施例と該範囲を外れる比較例について溶製条件、組
成、5.5mmφ線材中の１μm 以上の介在物個数指数、冷
間引抜加工時の断線回数指数、最終製品150 ℃×30min
熱処理時効後のR.A.を表１に示す。
【００３３】
【表１】
【００３４】実施例（試験No.7〜15および21〜24）はい
ずれも、介在物個数指数が６以下と低位で断線回数指数
も5.0 以下と低く極細伸線加工性に優れ、とくにCa，Mg
を好適範囲の3.0ppm以下で添加したもの（試験No.7〜1
5）は介在物個数指数が５以下と非常に低位で断線回数
指数も４以下とさらに低く一段と極細伸線加工性に優
れ、また、時効後R.A.が56〜63％と耐時効性にも優れて
いる。
ずれも、介在物個数指数が６以下と低位で断線回数指数
も5.0 以下と低く極細伸線加工性に優れ、とくにCa，Mg
を好適範囲の3.0ppm以下で添加したもの（試験No.7〜1
5）は介在物個数指数が５以下と非常に低位で断線回数
指数も４以下とさらに低く一段と極細伸線加工性に優
れ、また、時効後R.A.が56〜63％と耐時効性にも優れて
いる。
【００３５】これに対し、Ｎのみ本発明を外れる試験N
o.19,20を除く比較例は、介在物個数指数が16以上、断
線回数指数が5.3 以上と実施例より劣り、時効後R.A.は
54〜60％と耐時効性にもやや劣る。また、試験No.19,20
の比較例は、介在物個数指数と断線回数指数とで実施例
に匹敵するが、時効後R.A.が27〜35％と耐時効性は大幅
に劣化する。
o.19,20を除く比較例は、介在物個数指数が16以上、断
線回数指数が5.3 以上と実施例より劣り、時効後R.A.は
54〜60％と耐時効性にもやや劣る。また、試験No.19,20
の比較例は、介在物個数指数と断線回数指数とで実施例
に匹敵するが、時効後R.A.が27〜35％と耐時効性は大幅
に劣化する。
【００３６】このように、本発明によれば、極細伸線加
工性および耐時効性に優れた高炭素鋼線材が得られる。
工性および耐時効性に優れた高炭素鋼線材が得られる。
【００３７】
【発明の効果】本発明によれば、熱間圧延後の線材中に
幅１μm 以上の介在物量が少なく、その後の冷間引抜で
極細線に加工する際の断線危険性が低く、さらに冷間引
抜後の時効性にも優れた高炭素鋼線材が得られるという
優れた効果を奏する。
幅１μm 以上の介在物量が少なく、その後の冷間引抜で
極細線に加工する際の断線危険性が低く、さらに冷間引
抜後の時効性にも優れた高炭素鋼線材が得られるという
優れた効果を奏する。
【図１】5.5mmφ熱延後線材のＯ含有量と同線材の0.15m
mφへの伸線過程での断線回数指数との関係を示すグラ
フである。
mφへの伸線過程での断線回数指数との関係を示すグラ
フである。
【図２】5.5mmφ熱延後線材のＲＥＭ含有量と同線材の
0.15mmφ伸線過程での断線回数指数との関係を示すグラ
フである。
0.15mmφ伸線過程での断線回数指数との関係を示すグラ
フである。
【図３】5.5mmφ熱延後線材のＲＥＭ含有量と同線材中
の幅１μｍ以上の介在物個数指数との関係を示すグラフ
である。
の幅１μｍ以上の介在物個数指数との関係を示すグラフ
である。
【図４】二次精錬後Ｔ／Ｄ内溶鋼中の溶存ＲＥＭ濃度と
5.5mmφ熱延後線材中の幅１μｍ以上の介在物個数指数
との関係を示すグラフである。
5.5mmφ熱延後線材中の幅１μｍ以上の介在物個数指数
との関係を示すグラフである。
【図５】150 ℃×30min 熱処理時効後の0.15mmφ線材の
R.A.とＮ含有量との関係を示すグラフである。
R.A.とＮ含有量との関係を示すグラフである。
フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｃ 38/00 ３０１ Ｃ２２Ｃ 38/00 ３０１Ｙ 38/06 38/06
Claims (4)
- 【請求項１】 重量比にてＣを0.50〜1.00％含む高炭素
鋼線材の製造方法において、転炉あるいは電気炉での脱
Ｃ、脱Ｐ処理後に行う取鍋内二次精錬に際し、スラグ中
のCaO/SiO2を1.0 〜1.5 に調整し、攪拌処理を行いスラ
グ−メタル反応を進行させて溶鋼中のＯ濃度を20ppm 以
下にした後、Al−ＲＥＭ含有Fe合金を添加して精錬後の
溶鋼中のAl濃度を3.0ppm以下、溶存ＲＥＭ濃度を1.5 〜
5.0ppmとし、さらにＮ濃度を40ppm 未満にし、その後連
続鋳造し、熱間圧延することを特徴とする高炭素鋼線材
の製造方法。 - 【請求項２】 重量比にてＣを0.50〜1.00％含む高炭素
鋼線材の製造方法において、転炉あるいは電気炉での脱
Ｃ、脱Ｐ処理後に行う取鍋内二次精錬に際し、スラグ中
のCaO/SiO2を1.0 〜1.5 に調整し、攪拌処理を行いスラ
グ−メタル反応を進行させて溶鋼中のＯ濃度を20ppm 以
下にした後、Ca，Mgを含むAl−ＲＥＭ含有Fe合金を添加
して精錬後の溶鋼中のAl濃度を3.0 ppm 以下、溶存ＲＥ
Ｍ濃度を1.5 〜5.0ppm、Ca，Mgをそれぞれ3.0ppm以下と
し、さらにＮ濃度を40ppm 未満にし、その後連続鋳造
し、熱間圧延することを特徴とする高炭素鋼線材の製造
方法。 - 【請求項３】 請求項１記載の方法で製造され、熱間圧
延後に重量比にてＣ0.50 〜1.00％、Si 0.15 〜0.50
％、Mn 0.3〜0.9 ％、Ｐ 0.020％未満、Ｓ 0.020％未
満、Ｎ 40ppm未満、Ｏ 20ppm以下、ＲＥＭ 0.5〜3.0pp
m、Al 3.0ppm 以下を含み、残部Feおよび不可避的不純
物からなることを特徴とする高炭素鋼線材。 - 【請求項４】 請求項２記載の方法で製造され、熱間圧
延後に重量比にてＣ0.50 〜1.00％、Si 0.15 〜0.50
％、Mn 0.3〜0.9 ％、Ｐ 0.020％未満、Ｓ 0.020％未
満、Ｎ 40ppm未満、Ｏ 20ppm以下、ＲＥＭ 0.5〜3.0pp
m、Al 3.0ppm 以下を含み、さらにCa，Mg各3.0ppm以下
を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなることを特
徴とする高炭素鋼線材。
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Cited By (13)
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|---|---|---|---|---|
| JP2003013132A (ja) * | 2001-07-05 | 2003-01-15 | Kawasaki Steel Corp | 高清浄度鋼の製造方法 |
| KR100402012B1 (ko) * | 1999-10-13 | 2003-10-17 | 주식회사 포스코 | 경강선재의 소단면 빌레트 주조를 위한 용강의 정련방법 |
| AU2003281547B8 (en) * | 2002-07-23 | 2004-02-09 | Nippon Steel Corporation | Steel product reduced in amount of alumina cluster |
| WO2004111277A1 (ja) * | 2003-06-12 | 2004-12-23 | Nippon Steel Corporation | アルミナクラスターの少ない鋼材 |
| KR100482225B1 (ko) * | 1999-09-15 | 2005-04-13 | 주식회사 포스코 | 고탄소 합금 공구강의 연속주조방법 |
| JP2006200039A (ja) * | 2004-12-22 | 2006-08-03 | Kobe Steel Ltd | 伸線性に優れた高炭素鋼線材およびその製法 |
| JP2007275987A (ja) * | 2006-03-15 | 2007-10-25 | Kobe Steel Ltd | 連続鋳造における鋳片の軽圧下方法 |
| JP2009028746A (ja) * | 2007-07-25 | 2009-02-12 | Nippon Steel Materials Co Ltd | ハンダ合金、ハンダボール及びハンダバンプを有する電子部材 |
| CN102366822A (zh) * | 2011-11-14 | 2012-03-07 | 北京工业大学 | 一种高速钢轧辊材料的钢水处理方法 |
| US8501088B2 (en) | 2007-07-25 | 2013-08-06 | Nippon Steel & Sumikin Materials Co., Ltd. | Solder alloy, solder ball and electronic member having solder bump |
| CN113699314A (zh) * | 2021-09-09 | 2021-11-26 | 江苏利淮钢铁有限公司 | 一种高碳、高合金钢90t转炉出钢渣况的控制方法 |
| CN114107595A (zh) * | 2021-11-03 | 2022-03-01 | 中天钢铁集团有限公司 | 一种获得固态Al2O3夹杂物的精炼工艺 |
| WO2023274223A1 (zh) * | 2021-06-29 | 2023-01-05 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种含钛超低碳钢的制备方法 |
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Cited By (19)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100482225B1 (ko) * | 1999-09-15 | 2005-04-13 | 주식회사 포스코 | 고탄소 합금 공구강의 연속주조방법 |
| KR100402012B1 (ko) * | 1999-10-13 | 2003-10-17 | 주식회사 포스코 | 경강선재의 소단면 빌레트 주조를 위한 용강의 정련방법 |
| JP4710180B2 (ja) * | 2001-07-05 | 2011-06-29 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高清浄度鋼の製造方法 |
| JP2003013132A (ja) * | 2001-07-05 | 2003-01-15 | Kawasaki Steel Corp | 高清浄度鋼の製造方法 |
| US7776162B2 (en) | 2002-07-23 | 2010-08-17 | Nippon Steel Corporation | Steels with few alumina clusters |
| AU2003281547B8 (en) * | 2002-07-23 | 2004-02-09 | Nippon Steel Corporation | Steel product reduced in amount of alumina cluster |
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| AU2003281547B2 (en) * | 2002-07-23 | 2008-01-10 | Nippon Steel Corporation | Steel product reduced in amount of alumina cluster |
| EP1978123A1 (en) * | 2002-07-23 | 2008-10-08 | Nippon Steel Corporation | Steels with few alumina clusters |
| EP1538224A1 (en) * | 2002-07-23 | 2005-06-08 | Nippon Steel Corporation | Steel product reduced in amount of alumina cluster |
| WO2004111277A1 (ja) * | 2003-06-12 | 2004-12-23 | Nippon Steel Corporation | アルミナクラスターの少ない鋼材 |
| JP2006200039A (ja) * | 2004-12-22 | 2006-08-03 | Kobe Steel Ltd | 伸線性に優れた高炭素鋼線材およびその製法 |
| JP2007275987A (ja) * | 2006-03-15 | 2007-10-25 | Kobe Steel Ltd | 連続鋳造における鋳片の軽圧下方法 |
| JP2009028746A (ja) * | 2007-07-25 | 2009-02-12 | Nippon Steel Materials Co Ltd | ハンダ合金、ハンダボール及びハンダバンプを有する電子部材 |
| US8501088B2 (en) | 2007-07-25 | 2013-08-06 | Nippon Steel & Sumikin Materials Co., Ltd. | Solder alloy, solder ball and electronic member having solder bump |
| CN102366822A (zh) * | 2011-11-14 | 2012-03-07 | 北京工业大学 | 一种高速钢轧辊材料的钢水处理方法 |
| WO2023274223A1 (zh) * | 2021-06-29 | 2023-01-05 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种含钛超低碳钢的制备方法 |
| CN113699314A (zh) * | 2021-09-09 | 2021-11-26 | 江苏利淮钢铁有限公司 | 一种高碳、高合金钢90t转炉出钢渣况的控制方法 |
| CN114107595A (zh) * | 2021-11-03 | 2022-03-01 | 中天钢铁集团有限公司 | 一种获得固态Al2O3夹杂物的精炼工艺 |
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