JPS6220823A - 高強度高靭性極細鋼線の製造方法 - Google Patents

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） 本発明は高強度高延性極細鋼線の製造方法に関する。

（従来の技術） 本発明において、極細鋼線とは線径が概ね数百μｍ乃至
数十μｍに伸線された鋼線をいい、タイヤコード用ワイ
ヤ、高圧ホース用ワイヤ、スイッチングワイヤー、コロ
ナワイヤー、ドツトプリンタ用ワイヤー等“とじて使用
されている。これらの極細鋼線は、従来は、伸線加工ご
とに伸線材の靭性が低下するので、通常、高炭素鋼５．
５■ｌ径圧延線材から中途に数度のパテンティング処理
を行ないつつ、数次にわたる冷間伸線加工によって製造
されているので、多くの製造工程数を必要とすると共に
、製造費用が高くならざるを得ない。

他方、純鉄や低炭素フェライト・パーライト鋼線材によ
れば、強加工による極細線への伸線自体は可能であるが
、伸線加工による強度の上昇が少ないので、最終製品と
しての極細線における強度が低い。即ち、９５〜９９％
強加工伸線の場合でも、その強度は７０〜１３０　ｋｇ
ｆ／ｍｍ２であり、１７０ｋｇｆ／ｍｍ”以上の強度を
達成することはできない。また、加工率９９％以上の伸
線加工によっても、強度は１９０ｋｇｆ／ｍｍ２以下で
ある。

（発明の目的） 本発明者らは、冷間伸線用の低炭素鋼線材の組織を予め
残留オーステナイ１〜を含有していてもよいヘイナイト
、マルテンサイト又はこれらの微細混合組織とし、これ
より逆変態したオーステナイトを所定の冷却条件下に変
態させることによって、最終組織として、一部残留オー
ステナイトを含有していてもよい針状のベイナイト、マ
ルテンサイト又はこれらの混合ｍ織からなる微細な低温
変態生成相がフェライト相中に均一に分散されてなる複
合組織とするとき、かかる複合組織線材はすぐれた強加
工性を有し、合計減面率９０％以上の冷間伸線加工によ
って、径が数百μｍ乃至数十μｍの高強度極細鋼線を得
ることができることを見出すと共に、上記冷間伸線加工
の途中で伸線を再結晶温度以下の温度に加熱し、冷却す
る熱処理を施し、更に伸線加工を行なうことによって、
一層、高強度高延性の極細鋼線を得ることができること
を見出した。

他方、上記複合組織線材を特に合計減面率９９％以上、
最適には９９．９％以上の冷間伸線加工にて径数十μｍ
の極細鋼線を製造する場合、中間の伸線及び最終的に得
られる極細鋼線の強度は、いずれも前記複合組織線材の
強度によってほぼ一義的に決定されるので、不必要に強
度の高い線の伸線加工を繰り返すこととなり、ダイス寿
命を低下させ、或いは線の延性を阻害することとなる。

特に、伸線材の強度が３００　ｋｇｆ／ｍｍ２を越える
とき、ダイス寿命の低下が顕著である。

そこで、本発明者らは、上記複合組織線材を特に合計減
面率９９．９％以上の冷間伸線加工によって極細鋼線を
製造するに際しては、伸線加工の途中で再結晶温度以下
の温度に加熱し、冷却する熱処理を１回又は複数回行な
うことによって、伸線材の強度を所望の値に調整するこ
とができ、従って、このようにして、伸線材の熱処理に
よってその強度を調整することによって、ダイス寿命の
低下を防止しながら、最終的に強度３００　ｋｇｆ／ｍ
ｍ”以上の極細鋼線を得ることができるごとを見出した
。

従って、本発明は、一般的には、所定の複合組織を有す
る低炭素鋼線材から高強度高延性極細鋼線を製造する方
法を提供することを目的とし、特に、合計減面率９０％
以上の伸線加工によって極細鋼線を製造する場合には、
強度が改善された極細鋼線を製造する方法を、また、合
計減面率９９％以上の伸線加工によって極細鋼線を製造
する場合には、中間伸線の強度を調整しつつ伸線して、
ダイス寿命の低下なしに極細鋼線を製造する方法を提供
することを目的とする。

（発明の構成） 本発明による高強度高延性極細線の製造方法は、重量％
で Ｃ０．０１〜０．３０％、 Ｓｉ１．５％以下、 Ｍｎ　　０．３〜２．５％、 残部鉄及び不可避的不純物よりなり、針状マルテンサイ
ト、ヘイナイト又はこれらの混合組織からなる低温変態
生成相がフェライト相に対して１５〜４０％の体積分率
でフェライト相中に均一に分散されてなる複合組織を有
する線材を合計減面率９０％以上にて冷間伸線するに際
して、伸線途中の伸線材に再結晶温度以下の温度で加熱
処理を施し、更に伸線することを特徴とする。

先ず、本発明の方法において用いる複合組織線材の化学
成分及びその製造について説明する。尚、以下において
、組織が針状（ｅ　ｌｏｎｇａ　ｔｅｄ又はａｃｉ−ｃ
ｕｌａｒ）とは組織粒子が方向性を有することをいい、
塊状（ｇｌｏｂｕｌａｒ）とは粒子が方向性を有しない
ことをいう。また、針状粒子の換算粒子径とは、針状粒
子の面積を円に換算したときの直径を意味する。

Ｃは、鋼片からの熱間圧延線材を後述する所定の熱処理
によって所定の複合組織を有する線材とするために、０
．０１％以上を添加することが必要であるが、０．３０
％を越えて過多に添加するときは、針状のマルテンサイ
ト、ベイナイト又はこれらの混合組織からなる低温変態
生成相（以下、単に第２相ということがある。）の延性
が劣化するようになる。従って、本発明においては、Ｃ
添加量は０．０１〜０．３０％の範囲とする。

Ｓｉは、フェライト相の強化元素として有効であるが、
１．５％を越えて過多に添加するときは、変態温度を著
しく憂温側にずらせ、また、線材の表面の脱炭を起こし
やすくするので、添加量は１゜５％を上限とする。

Ｍｎは、線材を強化すると共に、第２相の焼入れ性を高
め、また、その形態を針状化するために０．３％以上を
添加することが必要であるが、２．５％を越えて多量に
添加しても、その効果が飽和するので、Ｍｎ添加量は０
．３〜２．５％とする。

本発明においては、線材の金属組織を微細化するために
、Ｎｂ、Ｖ及びＴｉから選ばれる少なくとも１種の元素
を更に添加することができる。この組織の微細化のため
には、いずれの元素についても０．００５％以上の添加
を必要とするが、しかし、過多に添加してもその効果が
飽和し、また、経済的にも不利であるので、その上限は
、Ｎｂについては０．２％、■及びＴ１についてはそれ
ぞれ０６３％とする。

更に、本発明における線材に不可避的に含まれる元素又
は含まれてもよい元素について説明する。

Ｓは線材中のＭｎ５ｌを少なくするために、０．００５
％以下とするのがよく、これにより線材の延性が向上す
る。

Ｐは粒界偏析の著しい元素であるので、その含有量を０
．０１％以下とするのが好ましい。

Ｎは固溶状態で存在すると、最も時効しやすい元素であ
る。従って、加工中に時効して加工性を阻害し、或いは
加工後にも時効して、伸線により得られる極細線の延性
を劣化させるので、０．００３％以下とするのが好まし
い。

Ａｌは酸化物系介在物を形成し、この酸化物系介在物は
変形し難いために、線材の加工性を阻害する場合があり
、線材を伸線する間にこの介在物を起点として破断が生
じやすい。従って、Ａｌの含有量は、通常、０．０１％
以下とするのが好ましい。

また、線材におけるＳ　ｉ　／　Ａ　ｌ比が大きくなる
とき、シリケート系介在物が増大し、特に、Ａｆ量が少
ないときには、急激にシリケート系介在物が増大して、
線材の伸線性を劣化させるのみならず、伸線して得られ
る伸線材の疲労特性が劣化する。従って、本発明におい
ては、好ましくはＳｉ／Ａｌ比を２５０以下、特に好ま
しくは１００以下とする。更に、本発明によれば、Ｓ　
ｉ　／　Ａ　ｅ　比を上記のように規制すると共に、Ｍ
　ｎ　／　Ａ　１比を０．４以下とすることが好ましい
。Ｍ　ｎ　／　Ａ　ｌ比が０．４を越えるときは、介在
物の組成や形態等が変化し、介在物の分散や分布が原因
となって、線材の伸線性を劣化させることがあるからで
ある。

一方、ＣａやＣｅ等の希土類元素を添加することによっ
て、ＭｎＳ介在物の形状を調整することも好ましい。

また、前記したＮｂ、■及びＴｉを含めて、Ａ１等を添
加することにより、固溶ＣやＮを固定することもできる
。更に、本発明による極細線の用途に応じて、用いる線
材にはＣｒ、Ｃｕ及び／又はＭＯをそれぞれ１．０％以
下、Ｎｉを６％以下、ＡＮ及び／又はＰをそれぞれ０．
１％以下、Ｂを０゜０２％以下適宜に添加することもで
きる。

本発明の方法は、上記した化学成分を有し、且つ、針状
マルテンサイト、ベイナイト又はこれらの混合組織から
なる低温変態生成相がフェライト相中に均一に分散され
てなる複合組織線材を合計減面率９０％以上にて冷間伸
線するに際して、伸線途中の伸線材に再結晶温度以下の
温度で加熱処理を施し、更に伸線して、強度の改善され
た極細鋼線を製造するものであり、特に、合計減面率９
９％以上にて冷間伸線するに際しては、伸線途中の伸線
材に再結晶温度以下の温度で加熱処理を施し、伸線材の
強度を調整して、ダイス寿命の低下を防止しつつ、強度
３００　ｋｇｆ／ｍｍ”以上の高強度高延性極細鋼線を
製造するものである。

本発明の方法において用いる複合組織線材は、上記所定
の化学成分を有する熱間圧延線材を所定の条件にてオー
ステナイト化して、所定の前組織を存せしめ、次いで、
この線材について更に熱処理を行なって、所定の複合組
織を有せしめることによって得ることができる。

即ち、上記した化学成分を有する鋼片に所要の熱間加工
及び熱処理を施して、そのｍ織を旧オーステナイト粒径
が３５μ以下のベイナイト、マルテンサイト又はこれら
の混合組織とした後、これをＡ　Ｃ１”　Ａ　（３温度
域に加熱して、オーステナイト化分率が約２０％以上と
なるようにオーステナイト化を進行させ、次いで、この
ようにして得た線材を平均冷却速度４０〜ｂ 至５００℃まで冷却することによって、本発明で用いる
強加工性にすぐれた複合組織線材を製造する。本発明の
方法は、かかる複合組織線材を合計減面率９０％以上に
て冷間伸線加工して極細鋼線を得る方法に関する。

先ず、線材における第２相を微細な針状組織とするため
に、前記所定の組成を有する熱間圧延線材をＡｃ、〜Ａ
ｃ３温度域に加熱する前に、所定の条件での熱処理を施
こすことにより、その組織を、一部残留オーステナイト
を含有していてもよい旧オーステナイト粒径が３５μ以
下、好ましくは２０μ以下のベイナイ・ト、マルテンサ
イト又はこれらの微細混合組織（以下、これらを単に前
組織ということがある。）とする。前組織をこのように
微細化することにより、最終組織を微細化して複合組織
線材の延性及び靭性を向上させ、かくして所要の強度を
付゛与することができる。

旧オーステナイト粒径を３５μ以下に調整するには、造
塊又は連続鋳造により得られた鋼片を熱間加工するに際
して、オーステナイトの再結晶や粒成長の進行が著しく
遅い温度域、即ち、９８０℃以下であって、且つ、Ａｒ
＝点以上の温度範囲において減面率３０％以上で熱間加
工することが必要である。熱間加工温度が９８０℃を越
える温度であるときは、オーステナイトが再結晶や粒成
長しやすく、また、加工減面率が３０％よりも少ないと
きは、オーステナイト粒径を細粒化することができない
からである。更に、１０〜２０μ程度のオーステナイト
細粒を得るには、上記加工条件に加えて、最終加工バス
を９００℃以下とする必要があり、５〜ｌＯμ程度の極
細粒を得るためには、上記最終加工を歪速度３００／秒
以上とする必要がある。

尚、旧オーステナイト粒径を調整するための上記熱間加
工後に冷間加工を加えて所望の形状とすることもできる
が、この場合、冷間加工の加工率は４０％までとする。

上記前組織に４０％よりも大きい冷間加工を加えたとき
は、後述するＡｃ、〜Ａｃ、温度域への加熱時にマルテ
ンサイトの再結晶が起こり、目的とする最終組織を得る
ことができない。

次に、前組織をベイナイト、マルテンサイト又はこれら
の混合組織とするためには、次の方法によることができ
る。

その第１は、圧延工程中に所要の前組織を得る方法であ
って、鋼片を制御圧延するか、又は熱間圧延した後に加
速冷却する。その冷却速度は５°Ｃ／秒以上とすること
が必要である。これよりも小さい冷却速度では、通常の
フェライト・パーライトｍ織となるからである。

前組織を得るための第２の方法は、圧延した鋼材を改め
て熱処理する方法であり、鋼をＡｃ３点以上のオーステ
ナイト域に加熱した後に調整冷却する。この方法による
場合も、加熱温度は、第１の方法について説明したと同
様に、Ａｃ３〜Ａｃ３＋１００°Ｃの範囲であることが
望ましい。

このようにＡｃ、−Ａｃ、域に加熱する前の組織を、従
来のフェライト・パーライト組織に替えて、残留オース
テナイトを含有していてもよいマルテンサイト、ベイナ
イト又はこれらの混合組織からなる低温変態生成相とし
た圧延鋼材をＡ　Ｃ１−Ａ　Ｃ３域に加熱することによ
り、低温変態生成相のラス境界に存在している残留オー
ステナイト若しくはセメンタイトを優先核として、初期
オーステナイト粒が多数生成し、上記ラス境界に沿って
成長する。

次いで、所定の条件下での冷却によってこのオーステナ
イトから変態するマルテンサイト又はベイナイトを針状
にして、周囲のフェライト相に対して整合性のよいもの
とし、かくして、従来のフエライト・パーライト前組織
に比較して、第２相粒子を格段に微細化する。従って、
Ａ自〜Ａｃ、域への加熱及び冷却の条件が重要である。

即ち、条件によっては、第２相が塊状化し、或いは第２
相に塊状の粒子が混在して、強加工性を損なうこととな
るからである。

より詳細に説明すれば、微細なベイナイト、マルテンサ
イト又はこれらの混合組織からなる前組織をオーステナ
イト域に加熱する際の逆変態は、オーステナイト分率が
約２０％までは旧オーステナイト粒界から塊状オーステ
ナイトが生成し、また、粒内からは針状オーステナイト
が生成することにより開始されるので、この状態から、
例えば１５０〜２００°Ｃ／秒以上の冷却速度で急冷す
ることにより、針状と塊状の低温変態生成相がフェライ
ト中に分散した組織を得る。従って、旧オーステナイト
が細粒であるほど、塊状オーステナイトの生成頻度が高
い。オーステナイト化が更に約２０％以上進行すると、
針状オーステナイト粒子相互が合体して塊状オーステナ
イトへと変化するので、この状態から急冷すると、フェ
ライトと粗大な塊状の低温変態生成相との混合組織を形
成する。更にオーステナイｉ・化が約２０％以上進行す
れば、塊状オーステナイト相互が合体成長してオーステ
ナイト化が完了するので、この状態から急冷すれば、低
温変態生成相が主体の組織となる。

そこで、本発明においては、前記前組織に調整した鋼を
Ａｃ、〜Ａｃ、域に加熱するに際して、そのオーステナ
イト化をオーステナイト化分率が約２０％以上とし、こ
の状態から平均冷却速度４０〜ｂ 却することにより、冷却中の変態過程において塊状オー
ステナイトからフェライトと針状オーステナイトとを分
離させ、この針状オーステナイトを低温変態生成相に変
態させることにより、一部残留オーステナイトを含有し
ていてもよい針状ベイナイト、マルテンサイト又はこれ
らの混合組織からなる微細な低温変態生成相がフェライ
ト相中に均一に分散された最終金属組織を得るのである
。

平均冷却速度は上記のように限定される。冷却速度が４
０°Ｃ／秒よりも遅い場合には、塊状オーステナイトか
らボリゴナルフエライトが生成し、残留する塊状オース
テナイト粒子は塊状第２相に変態し、一方、冷却速度が
１５０°Ｃ／秒よりも速い場合には、上記したように塊
状第２相が生成するからである。また、本発明において
は、フェライト相中における第２相の体積分率は１５〜
４０％の範囲とする。第２相の体積分率がこの範囲にあ
るとき、第２相粒子は針状であり、且つ、その平均換算
粒子径が３μ以下となり、かくして、得られる線材は、
従来にない独特の複合組織を有するために、すぐれた強
加工性を有する。また、第２相の体積分率が上記範囲を
はずれるとき、上記条件下での冷却によっても、最終組
織中に塊状第２相が混入しやすい。

冷却停止温度は常温乃至５００℃である。これは、低温
変態生成相としてベイナイト、マルテンサイト又はこれ
らの混合Ｍｉｌｔｉを得るためであると共に、この温度
範囲内で冷却速度を遅くし、又は停止することによって
、生成した第２相の焼戻しを兼ねさせることもできるか
らである。

以上のように、本発明において用いる線材は、低炭素鋼
の組織を予めベイナイト、マルテンサイト又はこれらの
微細混合組織とし、これより逆変態した塊状オーステナ
イトを所定の冷却条件下に変態させて、針状の低温変態
生成相が１５〜４０％の体積分率にてフェライト相中に
均一に分散されてなる従来にない特異な微細複合組織を
存し、かくして、９０％以上の加工率による冷間伸線に
よって高強度高延性の極細鋼線を得ることができる。

本発明の方法によれば、上記した複合組織線材を合計減
面率９０％以上にて冷間伸線加工して、極細鋼線を製造
するに際して、伸線途中で再結晶温度以下で熱処理する
とき、かかる熱処理をしない線材に比較して、減面率に
対する強度の上昇が大きいので、最終的に強度がより高
い極細鋼線を得ることができる。

特に、複合組織線材を合計減面率９９％以上にて冷間伸
線加工して、極細鋼線を製造するに際して、伸線途中で
再結晶温度以下で熱処理することによって、引張強度が
低下するので、ダイス寿命の低下が起こらない。

本発明の方法において、上記熱処理とは、加工方向に伸
長したフェライトとマルテンサイトの２相が形成する組
織フローを破壊しない程度の温度及び時間にて加熱する
ことを意味し、加熱温度は、加熱時間にもよるが、通常
、２００〜７００℃の範囲であり、好ましくは３００〜
６００℃の範囲である。

一般に、線材は、伸線加工によって、組織中の各相が加
工方向に伸長して、所謂組織フローを形成し、また、ミ
クロ的には各相内に転位等による下部組織が生じ、これ
らの変化に伴って伸線材の強度が上昇する。本発明の方
法によれば、伸線加工の途中でこの組織フローを破壊し
ない程度に加熱することによって、下部Ｕ織が一部回復
すると共に、Ｃ，Ｎ等の元素の微細析出が各相内に起こ
る。そこで、かかる熱処理を施された伸線材を更に冷間
伸線加工するとき、下部組織中に存在する上記析出物を
核として新たな下部組織が形成されて発達し、他方、組
織フローはその前の伸線加工に引き続いて、各伸線工程
ごとに発達していくので、この結果として、線材の加工
限界が改善され、また、伸線材の強度も高められるとみ
られる。

従って、熱処理前の伸線加工によって組織フローと下部
組織とを形成させ、発達させるために、最小の伸線加工
度が規定され、また、熱処理後の伸線加工においては、
新たな下部組織を形成させ、発達させるために、最小の
伸線加工度が規定されることとなるが、本発明者らの研
究によれば、上記した最小加工度はいずれも、大略５０
〜８０％程度である。また、加熱処理時の下部組織の回
復の度合や、Ｃ，Ｎ等の元素の析出状態によって、加熱
処理後の強度や、その後の加工による加工硬化率が変化
するので、熱処理の温度及び時間は、目的に応じて最適
に設定されるのが好ましい。

尚、従来、加工限界近くまで加工した伸線を再結晶温度
以上に加熱し、加工組織を消却させて、加工前の状態に
戻し、再度、加工する方法が知られている。しかし、こ
の場合の加熱処理は、所謂焼なまし処理であり、他方、
本発明の方法における熱処理は、再結晶温度以下への加
熱であるので、従来の焼なまし処理とは異なる。本発明
の方法において、熱処理温度を再結晶温度以上とすると
きは、熱処理後の強度が低下すると共に、その後に再度
、冷間加工を行なっても、強度は向上せずに、単に加工
のみが可能となるにすぎない。

（発明の効果） 本発明の方法によれば、所定の複合組織を有する線材を
強加工して極細鋼線を製造するに際して、伸線途中で再
結晶温度以下の温度に加熱し、冷却する熱処理を施すこ
とによって、最終的に得られる極細鋼線の強度を向上さ
せることができ、或いは引張強度を調整しつつ、強度３
００　ｋｇｆ／ｍｍ２以上の高強度高延性極細鋼線を製
造することができる。

更に、従来の高炭素鋼線材を用いて、パテンティング処
理及び伸線を数次にわたって行なっても、その製造が困
難であった径５０μｍ以下の極細線をも容易に製造する
ことができる。

（実施例） 以下に実施例を挙げて本発明を説明するが、本発明はこ
れら実施例によって何ら限定されるものではない。

実施例１ （複合組織線材の製造及び性質） 第１表に示すように、本発明で規定する化学組成を有す
る鋼Ａ及びＢを圧延後に水冷して、前組織を微細なマル
テンサイト組織としたものをそれぞれＡ１及びＢ１とし
、比較鋼として、鋼Ａを圧延後空冷して、前組織をフェ
ライト・パーライト組織としたものをＡ２とする。旧オ
ーステナイト粒径はいずれも２０μ以下である。

次に、上記ＡＩ及びＢ１を異なるオーステナイト分率を
有するようにＡＣ１〜ＡＣ，ｌ域に３分間加熱保持し、
種々の平均冷却速度にて常温まで冷却した。加熱温度及
び冷却速度に対する第２相粒子の形態とその体積分率を
第１図に示す。実線はフェライトと針状第２相との均一
な混合組織を存し、破線はフェライトと塊状第２相、又
はフェライトと針状若しくは塊状第２相との混合組織を
示す。

平均冷却速度１２５°Ｃ／秒又は８０℃／秒で冷却した
とき、圧延線材の第２相形態は針状であって、組織はこ
の第２相がフェライト相中に均一に分散して形成されて
おり、また、第２相の体積分率は加熱温度にかかわらず
にほぼ一定である。これに対して前組織が同じであって
も、平均冷却速度が１７０℃／秒以上のときは、第２相
形態は塊状、又は塊状と針状の混合物となり、更に第２
相分率は加熱温度が高いほど多くなる。

第２図は最終組織に含まれる第２相体積分率と第２相粒
子の平均換算粒子径の関係をマルテンサイト前組織のＡ
１及びＢ１、並びにフェライト・パーライト前組織Ａ２
及びＢ２についてそれぞれ示す。ここで、平均換算粒子
径は、いずれの形態についても、前記したように面積を
円に換算したときの平均直径を意味する。

いずれの圧延線材についても、第２相粒子の粒子径は第
２相体積分率の増加に伴って大きくなるが、第２相分率
が同一である場合は、マルテンサイト前組織から得られ
る粒子の粒子径はフェライト・パーライト前組織から得
られる粒子の粒子径に比べて著しく小さい。即ち、同一
の組成を有する鋼片であっても、前組織をフェライト・
パーライトからマルテンサイト組織に調整することによ
り、第２相粒子を格段に微細化できる。この第２相粒子
の微細化により圧延線材の延性は大幅に改善されるが、
必ずしも強加工性に冨むとは限らない。即ち、第２相の
体積分率を１５〜４０％の範囲とすることによって、第
２相の形態は針状が主体となり、且つ、第２相が平均換
算粒子径３μ以下の微細な針状粒子からなり、更に、こ
のような微細な針状第２相がフェライト中に均一に分散
分布されるために強加工性にすくれるのである。勿論、
上記は第２相が針状ベイナイト又はこれとマルテンサイ
トとの混合組織の場合にも当てはまる。

次に、前記圧延線材Ａ１及びＡ２について、加熱及び冷
却条件、最終組織並びに機械的性質を第２表に示す。前
組織が微細なマルテンサイトであるＡ１をオーステナイ
ト化分率が２０％以上となるようにＡＣ１〜Ａｃ３域に
加熱した後、１２５°Ｃ／秒で冷却して得られた鋼番号
３．４．５及び６の線材は、フェライト相中に微細な針
状マルテンサイト（第２相）が体積分率１５〜４０％の
範囲内で均一に混合分散されてなる複合組織を有し、強
度・延性バランスに格段にすくれていることが明らかで
ある。

これに対して、前組織がフェライト・パーライトである
圧延線材Ａ２は、加熱及び冷却条件にかかわらずに、第
２相の形態が塊状である鋼番号１０．１１又は１２を与
え、これらはいずれも強度・延性バランスに劣っている
。一方、前組織はマルテンサイトであるが、鋼番号１は
Ａ　（１〜ＡＣ３域に加熱後の冷却速度が遅すぎるため
に、また、畑番号２はＡ（１〜Ａ（３域に加熱した際の
オーステナイト化分率が１６％であるために、いずれも
その組織がフェライトと塊状及び針状マルテンサイトと
の微細な混合組織であり、上記鋼番号１０〜１２よりは
強度・延性バランスにすぐれているが、上記本発明によ
る鋼材に比べて劣ることが明らかである。また、鋼番号
７〜９はいずれもフェライトと塊状マルテンサイトの混
合組織であって、強度・延性バランスに劣る。

次に、異なる第２相形態を有する６、４龍径線材に冷間
伸線による強加工を加えた。この加工後の性質を第３表
に示す。鋼番号１の線材によれば、加工度９０％にて引
張強度９０ｋｇｆ／ｍｍ”　、破断絞り５８％である２
１１径の線材を得ることができ、加工度９９％によって
一層高強度の０．７　ｍｌ径の線材を得ることができる
。一方、塊状の第２相を有する鋼番号２の比較鋼線材に
よれば、加工度の増大につれて急激に延性が劣化し、約
９０％の加工度において断線が生じた。鋼番号３の比較
鋼線材は鋼番号２の鋼よりも微細な組織を有して、強加
工性は鋼番号２よりもすぐれるものの、鋼番号１に比較
して加工後の性質劣化が著しい。

次に、第１表に示すように、本発明で規定する化学組成
を有する鋼Ｂ及びＣを本発明に従ってフェライトと針状
マルテンサイトの均一な微細複合ＭＪ織を有する５、５
關線径の線材とした。これらをそれぞれＢ１及びＣ１と
する。このＢ１及びＣ１の機械的性質及びこれらを１．
０龍以下の線径の極細鋼線に強加工した伸線材の機械的
性質を第４表に示す。

Ｂ１及びＣＩは共に高延性を有し、９９．９％の強加工
が可能であり、このようにして得られる線材も高強度及
び高延性を有する。また、鋼ＣＩを加工率９７％で伸線
して線材（線径０．９５＋ｕ）とし、これを３００〜４
００°Ｃの温度で低温焼鈍した後の機械的性質をも第４
表に示す。線材が低温焼鈍によって延性が改善されてい
ることが明らかである。強度低下は認められない。従っ
て、低温焼鈍熱処理によって、線材の延性改善を図るこ
とができ、また、線材の伸線途中工程に低温焼鈍を組み
合わせることによって、得られる線材の延性を一層増す
こともできる。

実施例２ （極細鋼線の製造） 第５表に示す化学成分を有する鋼片Ａ及びＢを５．５龍
径線材に熱間圧延し、圧延後、水冷した。

この圧延線材８１０℃まで加熱した後、油冷してマルテ
ンサイト化して、第５表に示すように、主としてマルテ
ンサイトからなる第２相とフェライトとからなる混合組
織を有する線材Ａ及びＢを製造した。

上記線材Ａについて、酸洗し、プラスメッキ処理した後
、０．９６　＊＊＊径に伸線し、所定の温度にて加熱処
理を施した後、更に、０．３０　ａｍ径まで伸線した。

比較のために、上記線材Ａについて、酸洗し、プラスメ
ッキ処理した後、伸線途中での加熱処理なしに、０．３
０　龍径まで伸線した。

第３図に熱処理後の伸線歪と得られた極細鋼線の引張強
度を示ず′。熱処理後に伸線することによ、強度が著し
く上昇することが明らかである。

次に、前記線材Ｂについて、酸洗、潤滑処理した後、０
．９６　＋ｎ、１．２０ｕ＋、　１．５０ｍｍ及び１．
８０關径に伸線し、それぞれにプラスメッキ処理した後
、５００℃の温度にて１分間加熱し、冷却する熱処理を
施し２、次いで、それぞれについて更に０゜２５　＋ｎ
径の極細ｍ線に伸線した。比較のために、５、５−＊径
線材Ｂを熱処理なしに伸線した結果を破線にて示す。明
らかに熱処理によって加工硬化率が大きくなり、本発明
の方法によれば、極細鋼線の強度が５０ｋｇｆ／ｍｍ２
程度、大幅に向上した。

また、第５図は、上記のようにして得られた最終伸線材
である０、　２５　ａｍ径極細鋼線の耐熱性を示し、本
発明鋼線は温度による強度低下が小さい。

これに対して、上記比較鋼線は強度低下が大きい。

実施例３ （極細鋼線の製造） 第５表に示す化学成分を有する鋼片Ｃを５．５　＋ｎ径
線材に熱間圧延し、圧延後、油冷した。この圧延線材８
１０°Ｃに加熱し、水冷してマルテンサイト化して、第
５表に示すように、主としてマルテンサイトからなる第
２相とフェライトとからなる混合組織を有する線材を製
造した。

上記線材Ｃを０．０６　龍径極細鋼線への伸線加工（合
計減面率９９．９９％）途中で線径０．５８　ｍｍ及び
０．１５１１１１径へ伸線後、熱処理を施した。第６図
に伸線歪と得られる伸線材の引張強度との関係を示す。

即ち、本発明によれば、図示したように、伸線加工途中
の伸線材の強度を３００　ｋｇｆ／ｍｍ２を越えないよ
うに調整して、伸線ダイス寿命を向上させつつ、最終的
に３００　ｋｇｆ／ｎ＋＋ｎ２以上の高強度高延性極細
鋼線を得ることができる。

比較のために、上記線材Ｃについて、途中における熱処
理を施すことなく、０．１５　ｍｍ径まで伸線した。結
果を併せて図示したように、伸線に伴って強度が著しく
高くなり、ダイス寿命及び伸線材の特性面に好ましくな
い影響を及ぼすことが明らかである。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明で規定する組成を有する鋼をＡｃ１−Ａ
ｏ３域に加熱し、冷却したときの加熱温度と平均冷却速
度とに対する低温変態生成相の形態とそのフェライト相
中における体積分率の関係を示すグラフ、第２図は第２
相の体積分率と、第２相の形態及び粒子の平均換算粒子
径との関係を示すグラフ、第３図は本発明の方法に従っ
て複合組織線材を熱処理したときの伸線歪、熱処理温度
及び得られる伸線材の引張強度の関係を示すグラフ、第
４図は本発明の方法に従って所定径の複合組織線材を熱
処理したときの伸線歪、中途伸線材径及び得られる伸線
材の引張強度の関係を示すグラフ、第５図は本発明極細
鋼線の耐熱性を示すグラフ、第６図は本発明の方法に示
す複合組織線材を伸線するときの伸線歪と伸線材の引張
強度の関係を示すグラフである。 特許出願人　　株式会社神戸製鋼所 代理人　弁理士　　牧　野　逸　部 第１図 ヵロ　すと　眼ＬＡ仁　　（’ｃ　ジ 第２図 １０　２０　５０　　り０　６０　６０　７０串２相律
撞分家（勾 第３図 ４壽タ　桂　と７と７ｎ　） 第４図 鎌視−一 伸４４θ、　２．ｅｒＬ（ｄａ々） 第５図 力υき礼式ｈノ迂（’ｃ）（力ロ襄交り恰）■ヱＸ午）
司）第６図 裡独輛耐 イ＄４’１ｈｏｘ−Ｌ　　ε”ｚＩ２ｎどｄ、／ｉ）手
続補正書（自発） 昭和６１年　５月１０日 特許庁長官　殿　　　　　　　　　　　　　　　同１、
事件の表示 昭和６０年特許願第１６０７４７号 ２、発明の名称 高強度高靭性極細鋼線の製造方法 ３、補正をする者 事件との関係　特許出願人 住　所　神戸市中央区脇浜町１丁目３番１８号名　称　
株式会社神戸製鋼所 ４、代理人 住　所　大阪市西区新町１丁目８番３号新町七福ビル ５、補正命令の日付　昭和　　年　　月　　日（発送日
　昭和　　年　　月　　日） 失Ａ　”・ 補正の内容 （１）明細書第９頁第１０行及び第１１行のｒ　Ｍ　ｎ
／ＡＮＪをそれぞれｒｓｉ／ＭｎＪと補正する。 （２）　　明細書第２８頁第８行のｒ　９０ｋｇｆ／ｍ
ｍ２Ｊを「１７０ｋｇｆ／ｍｍ２Ｊと補正する。 以上

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量％で Ｃ０．０１〜０．３０％、 Ｓｉ１．５％以下、 Ｍｎ０．３〜２．５％、 残部鉄及び不可避的不純物よりなり、針状マルテンサイ
   ト、ベイナイト又はこれらの混合組織からなる低温変態
   生成相がフェライト相に対して１５〜４０％の体積分率
   でフェライト相中に均一に分散されてなる複合組織を有
   する線材を合計減面率９０％以上にて冷間伸線するに際
   して、伸線途中の伸線材に再結晶温度以下の温度で加熱
   処理を施し、更に伸線することを特徴とする高強度高延
   性極細鋼線の製造方法。