JPWO2007139234A1

JPWO2007139234A1 - 高延性の高炭素鋼線材

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Publication number: JPWO2007139234A1
Application number: JP2007541531A
Authority: JP
Inventors: 西田　世紀; 世紀西田; 真吾山崎; 仁出町; 也康室賀; 章一大橋; 中村　謙一; 謙一中村; 誠小坂; 伸介小宮; 進佐原
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2006-06-01
Filing date: 2007-05-31
Publication date: 2009-10-15
Anticipated expiration: 2027-05-31
Also published as: BRPI0702892B1; CN101341270B; KR20080017433A; EP2025769A1; CA2617381A1; CN101341270A; JP5092749B2; US20090087336A1; US20110284139A1; EP2025769A4; BRPI0702892A2; KR101018054B1; CA2617381C; WO2007139234A1

Abstract

本発明は、伸線加工において断線の少ないスチールコード用などの高延性の高炭素鋼線材を提供するもので、熱間圧延によって製造される炭素含有量が０．７％以上の高炭素鋼線材において、９５％以上がパーライト組織からなり、熱間圧延線材の中心部のパーライトのパーライトブロック粒径の最大値が６５μｍ以下の高延性の高炭素鋼線材。引張強さが｛２４８＋９８０×（Ｃ質量％）｝±４０ＭＰａの範囲にあり、かつ絞り値が｛７２．８−４０×（Ｃ質量％）｝％以上の高延性の高炭素鋼線材。熱間圧延線材の中心部のＥＢＳＰ装置によって測定される９度以上の方位差からなるフェライト粒界で構成されるパーライトブロック粒径の平均値が１０μｍ以上３０μｍ以下にあることを特徴とする高延性の高炭素鋼線材。

Description

本発明は、主な組織がパーライトからなる熱間圧延後の高延性の高炭素鋼線材に関するものである。さらに詳しくは、ＪＩＳ規格におけるピアノ線あるいは高炭素鋼線に関し、最終製品における鋼線の線径が０．１〜２ｍｍ程度の細径線、例えば、スチールコード、ソーワイヤ、ホースワイヤ、細径ロープなどに用いられる高炭素鋼の熱間圧延線材に関する。

タイヤ、コンベアベルト、耐圧ホースなどのゴム製品の補強に用いられるスチールコードなどの補強線は高炭素鋼線材より製造されている。これらの高炭素鋼線材は熱間圧延によって製造され、その後、デスケーリングされた後にキャリアコートとなるボラックス処理あるいはボンデ処理を行なった後、必要に応じて中間パテンティング処理を用いて線径０．８〜１．２ｍｍの鋼線に加工される。なお、本発明では、熱間圧延材を線材と記載し、その後の加工によって作製された熱間圧延材より細い径の鋼材を鋼線と記載して区別する。
これらの鋼線は、パテンティング処理を行なった後、スチールコード用の場合にはブラスメッキを施され、再び伸線加工されて０．１５〜０．３５ｍｍ径の鋼線に加工され、さらに撚り線加工されてゴム中に埋め込んで使用されている。このような二次加工工程における二次加工における加工性の向上や、伸線用ダイスの磨耗性向上などのため更なる研究が行なわれている。
例えば特開平３−６０９００号公報には、Ｃ量が０．５９〜０．８６％で、引張強さが８７．５×Ｃ当量＋２７±２（ｋｇ／ｍｍ^２）（Ｃ当量＝Ｃ＋Ｍｎ／５）で、かつ線材組織中に占める粗いパーライトを５００倍の顕微鏡下で測定し、占有面積が−６０×Ｃ当量＋６９．５±３（％）に調整した線材が開示されている。この線材は伸線ダイスの寿命が優れることを目的としたもので、引張強さを規定すると共に粗いパーライト組織の体積分率を一定範囲に調整することによってダイス寿命の向上を行なっている。この特許文献１では粗いパーライト組織に着目して伸線ダイスの寿命の向上を狙ったものであるが、本発明が目的とするようなダイレクト伸線後の断線原因との関係は何ら開示されていない。
特開２０００−６８１０号公報には、組織の９０％以上がパーライト組織で、しかも、パーライトの平均ラメラ間隔が０．１〜０．４μｍで平均コロニー径が１５０μｍ以下である伸線加工性に優れた高炭素鋼線材が開示されている。一般的な熱間圧延で得られるコロニー径は１５０μｍより小さく、また、１５０μｍ以下に調整しても得られる延性は一定ではなく、断線の向上が必ずしも期待できないのが実態である。
特許第３６８１７１２号公報には、線材組織の９５％以上がパーライト組織で、しかもパーライトの平均ノジュール径（Ｐ）が３０μｍ以下、平均ラメラ間隔（Ｓ）が１００ｎｍ以上で、かつＰをμｍ、Ｓをｎｍで表したときＦ式（Ｆ＝３５０．３／√Ｓ＋１３０．３／√Ｐ−５１．７）がＦ＞０となる範囲にある伸線性に優れた高炭素鋼線材が開示されている。この特許文献３に記載された発明は、熱間圧延におけるステルモア冷却中に等温保持する冷却工程を採り入れることによりラメラ間隔とノジュールサイズを調整するものであるが、一般的なステルモア冷却においては連続冷却となるため、ラメラ間隔の値の幅が大きく、ノジュールサイズの値の幅も大きくなる。このよう場合には、どんなに平均値を小さくしても良好な加工性が得られず、逆に内部欠陥を伴うという問題があった。また、線材圧延後の冷却条件を変えることで上記Ｆ式に記載の範囲に組織調整を行なうことで高速伸線加工性の優れた線材が得られるとしているが、上記Ｆ式の範囲に組織調整するためには、一般的には採用困難な特殊な熱処理が必要であるという問題がある。

近年、二次加工における経済性を向上する観点から、伸線加工における内部欠陥の発生しにくい線材或いは一次伸線で比較的加工量の多い加工を行なっても、その後の断線が増加しない線材の開発が求められている。
そこで、本発明は、スチールコード、ベルトコード、ゴムホース用ワイヤ、ロープ用ワイヤなどの細引き用途に使用されるピアノ線材、硬鋼線材などに用いられる高炭素鋼線材に関し、熱間圧延後の伸線加工性に優れ、伸線加工の際に内部欠陥を発生しにくく、中間パテンティング処理を省略可能な高延性の高炭素鋼線材を提供する。
本発明者らは、中間パテンティング処理を省略してもその後の二次加工性に影響を及ぼさない熱間圧延線材におけるパーライト組織に関して鋭意研究を重ね本発明に至った。本発明の要旨は次のとおりである。
（１）炭素含有量が０．７質量％以上の高炭素鋼線材であって、該線材の金属組織が９５％以上のパーライト組織からなり、かつ該線材の軸方向に垂直な断面の中心部のパーライトのパーライトブロック粒径の最大値が６５μｍ以下であることを特徴とする高延性の高炭素鋼線材。
（２）前記線材の引張強さが｛２４８＋９８０×（Ｃ質量％）｝±４０ＭＰａの範囲にあり、かつ絞り値が｛７２．８−４０×（Ｃ質量％）｝％以上であることを特徴とする（１）記載の高延性の高炭素鋼線材。
（３）前記線材の軸方向に垂直な断面のパーライトの中心部のパーライトブロック粒径の平均値が１０μｍ以上３０μｍ以下であることを特徴とする（１）または（２）記載の高延性の高炭素鋼線材。
（４）前記線材の金属組織に体積分率が２％以下の初析フェライトを含むことを特徴とする（１）〜（３）のいずれかの項に記載の高延性の高炭素鋼線材。
（５）前記線材の成分が、質量％で、Ｃ：０．７〜１．１％、Ｓｉ：０．１〜１．０％、Ｍｎ：０．１〜１．０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２％以下を含有し、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（１）〜（４）のいずれかの項に記載の高延性の高炭素鋼線材。
（６）前記線材の成分が、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｃｕ：０．０５〜１．０％、Ｎｉ：０．０５〜１．０％、Ｖ：０．００１〜０．１％、Ｎｂ：０．００１〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．１％、Ｂ：０．０００５〜０．００６％、Ｏ：１８〜３０ｐｐｍ、Ｎ：０〜４０ｐｐｍの１種または２種を含有することを特徴とする（５）記載の高延性の高炭素鋼線材。

図１は一般的なステルモア処理を行った場合の伸線中に発生したクラック（ａ）とパーライトブロック粒径（ｂ）の対応関係を示す図である。
図２は、圧延線材の表層から中心に至るパーライトブロック粒径の変化を示す図である。

本発明者らは、線材から最終パテンティングを行なう線径の鋼線に中間パテンティング処理無しで加工を行なう場合、加工量が増えると鋼線の延性が一見して低下していない場合であっても、内部に欠陥が発生し、その後のパテンティング処理とその後の伸線加工において欠陥を助長し、断線に至る場合があることを見出した。
一次伸線加工において厳しい加工（加工量が真歪みで２以上）を行なう場合でも、その後のパテンティング処理以降の工程に影響を及ぼさない様にするためには、一次伸線工程において極力内部欠陥の発生が無い様に線材の組織調整を行なうと共に欠陥の発生しにくい一次伸線を行う必要がある。
そこで本発明者らは、一次伸線後の内部欠陥部位の観察を行い、機械的性質、加工条件、線材組織の数多くの要因が複雑に影響している状態の中から、内部欠陥を発生しやすい組織の特徴として線材中心部のパーライト組織のＥＢＳＰ（ＥｌｅｃｔｒｏｎＢａｃｋＳｅａｔｔｅｒＰａｔｔｅｒｎ）装置で測定したパーライトブロック粒径が大きいことを見出した。これは、一般の光学顕微鏡で測定する方法では、パーライトブロック粒径を正しく測定することができず、そのために加工性を阻害する組織状態を判定できない。従って、パーライトブロック粒径の測定にはＥＢＳＰ装置を用いる必要がある。
パーライトブロック粒径の測定は、日立製の熱電子型のＦＥ−ＳＥＭ（Ｓ４３００ＳＥ）にＴＳＬ社製のＥＢＳＰ装置を組み合わせた装置を用いて測定を行なった。パーライトブロックの定義は高橋らの「日本金属学会誌」４２巻（１９７８）ｐ７０２に記載されているフェライトの結晶方位が等しい領域としてＥＢＳＰ装置により求めた。光学顕微鏡で観察される組織あるいはＳＥＭ観察で得られる二次電子像では測定が極めて難しかったため、フェライトの結晶方位マップが得られるＥＢＳＰ装置による測定結果からパーライトブロック粒径を求めた。また、パーライト鋼におけるフェライトの結晶粒は、低炭素鋼のフェライト単相の場合と異なり、パテンティング材であっても小傾角の境界が無数に存在している。
このため、一般的な結晶粒界として認識できる１５度以上の方位差となる粒界がほぼ９０％以上となるように適度な閾角を調査した結果、９度以上からなる境界を用いて得られる粒界とした場合に最も良い結果が得られた。そこで、９度以上の方位差を持つ境界で構成される単位をパーライトブロック粒とした。
本発明者らは、パーライトブロック粒径のコントロールの仕方を鋭意調査した結果、酸素量の調整と圧延後の仕上げ圧延温度の調整により仕上げ圧延出側でのγ粒径を整粒化した状態でステルモア冷却する事により、粗大なパーライトブロックの出現を防止する事ができる事を見出した。γ粒が混粒の場合、γ粒径が小さい部分でパーライト変態が起こり易く、パーライトの変態核が不均一に存在するので、パーライトブロックは成長しやすく、粒径は大きくなる。
仕上げ圧延後のγ粒径を小さくするためには、鋼材中の酸素量は少なくとも１８ｐｐｍ以上、好ましくは２０ｐｐｍ以上の酸素量が必要である。一方、酸素量を増加すると介在物量が増加し、粗大な介在物が発生し、これにより延性が低下するので上限値を３０ｐｐｍとする。
通常の連続冷却を用いた場合には、パーライトブロック粒径は線材の表層から中心に至る間で変化し、図２に示すように一般的なステルモア処理を行なう場合も中心からの位置でのパーライトブロック粒径が変化する。なお、図２においてパーライトブロック粒径は８ヶ所で測定したそれぞれの場合での平均値である。平均値が同じでも中心部に存在するパーライトブロック粒径は大きく異なるため、連続冷却の場合には何を基準に制御すれば良いかを探索した。本発明者らは、中心のパーライトブロック粒径の大きな部分はパーライトラメラも粗くなっており、この粗いパーライト部が伸線加工における破壊の起点となっていることを見い出した。従って、一次伸線後に欠陥を残さないためにはパーライトブロック粒径の最大値は６５μｍ以下に調整する必要がある。パーライトブロック粒径と最終伸線における断線指数との関係を調査した結果、中心部のパーライトブロック粒径が６５μｍ以下の場合に伸線加工性が向上し、その後の伸線工程での断線を低減できることが判明した。
次にパーライトブロック粒径の平均値を規定するに至った理由を述べる。測定されたパーライトブロック粒径は、連続冷却を用いているためにパーライトブロック粒が混粒となっており、この混粒の状態で平均のパーライトブロック粒径を単純平均化しても、小さいバーライトブロックが多数存在するために値が小さくなり過ぎて断線特性を反映しない。このため、混粒が前提となる粒集団の平均粒径の求め方であるＪｏｈｎｓｏｎ−Ｓａｌｔｙｋｏｖの測定方法（「計量形態学」内田老鶴圃新社、Ｓ４７．７．３０発行、原著：Ｒ．Ｔ．ＤｅＨｏｆｆ．Ｆ．Ｎ．Ｒｂｉｎｅｓｓ．Ｐ１８９参照）を用いて得られるパーライトブロック粒径の平均値を線材の表層、１／４部、中心部（１／２部）のそれぞれの場で各８箇所の合計２４箇所の平均として求めた。
得られた平均値が１０μｍ以下となる場合、パーライト組織を９５％以上に調整することが難しくパーライト組織中にフェライトの体積分率が２％以上に高くなる。このため平均粒径は、１０μｍ以上とする必要がある。また、平均値が３０μｍを超えると連続冷却の場合には粗大な粒が含まれる確率が極めて高くなるため、３０μｍ以下に調整する必要がある。
引張強さ｛２４８＋９８０×（Ｃ質量％）｝−４０ＭＰａ未満になるとパーライトラメラ間隔組織が大きくなり過ぎて良好な加工性が得られないため引張強さは２４８＋９８０×（Ｃ質量％）｝−４０ＭＰａ以上に調整する必要がある。また、引張強さが２４８＋９８０×（Ｃ質量％）｝＋４０ＭＰａを超えると加工硬化が大きく、伸線加工後の強度が高くなり、延性が低下するので２４８＋９８０×（Ｃ質量％）｝＋４０ＭＰａ以下に調整する必要がある。
さらに、絞り値は｛７２．８−４０×（Ｃ質量％）｝以上に調整することが望ましい。絞り値が４０％未満の場合には、伸線加工時に内部欠陥が発生しやすくなる。また、絞り値が４０％未満となる事を抑制するため、ステルモア冷却して得られる線材の内部に観察される初析フェライトの体積率を２％以下に調整する。２％超の場合には、初析フェライトが伸線加工時の内部欠陥の起点となったり、引張試験における内部欠陥の起点となりやすいため初析フェライトを２％以下に調整する。初析フェライトが問題となるのは炭素量０．８５質量％未満の領域であって、炭素量が０．８５質量％以上の領域ではＣ量が多いため一般的に初析フェライトは２％以下に調整される。
以下、本発明による高炭素鋼線材の鋼の成分の限定理由を説明する。成分は全て重量％である。
Ｃは強化に有効な元素であり高強度の鋼線を得るためにはＣ量を０．７％以上とすることが必要であるが、高すぎると初析セメンタイトが析出しやすくなり延性が低下しやすくなるのでその上限は１．１％とする。
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とき、脱酸効果が不十分になるので０．１％以上添加する。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、熱処理性を阻害するので１．０％以下とする。
Ｐは、偏析を造り易く、偏析部はＰが濃化してフェライト中に固溶し加工性を低下させるので０．０２％以下に調整する。
Ｓは、多量に有るとＭｎＳを多量に形成し、鋼の延性を低下させるので０．０２％以下に調整する。
Ｍｎは鋼の焼き入れ性を確保するために０．１％以上のＭｎを添加する。しかし、多量のＭｎの添加は、パテンティングの際の変態時間を長くしすぎるので１．０％以下とする。
Ｃｒは鋼の強度を高めるために添加する。添加する場合には、その効果の発揮される０．０５％以上添加し、鋼線の延性を引き起こすことのない１．０％以下とする。
Ｍｏは鋼の強度を高めるために添加する。添加する場合には、その効果の発揮される０．０５％以上添加し、鋼線の延性を引き起こすことのない１．０％以下とする。
Ｃｕは耐食性、腐食疲労特性を向上するために添加する。添加する場合には、その添加効果のある０．０５％添加する。しかし、多量の添加をすると熱間圧延の際に脆化しやすくなるので上限を１．０％とする。
Ｎｉは鋼の強度を上げる効果がある。添加する場合にはその添加効果のある０．０５％以上添加する。しかし、添加量が多くなりすぎると延性が低下するので１．０％以下とする。
Ｖは鋼の強度を上げる効果がある。添加する場合にはその添加効果のある０．００１％以上添加する。しかし、添加量が多くなり過ぎると延性が低下するので上限を０．１％とする。
Ｎｂは鋼の強度を上げる効果がある。添加する場合には、その添加効果のある０．００１％以上添加する。しかし、添加量が多くなり過ぎると延性が低下するので上限を０．１％とする。
Ｂはオーステナイト化した際のγ粒径を細かくする効果がある。これにより絞りなどの延性を向上する。このため、添加する場合にはその効果のある、０．０００５％以上添加する。しかし、０．００６％を越えて添加すると熱処理によって変態させる際の変態時間が長くなり過ぎるため、上限を０．００６％とする。
なお、本発明による高延性の高炭素鋼線材を得る製造方法としては、上述した成分組成を含有するビレットの熱間圧延において、熱仕上温度を８００℃以上１０５０℃以下で熱延し、次いで１０秒以内に８００〜８３０℃でコイリング後、ステルモア冷却、或いは５００〜５７０℃の溶融塩中に浸漬する直接パテンティング処理を行なうことが好ましい。

表１に試作に用いた供試鋼の化学成分を示す。Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１８は本発明に従い鋼の成分が調整されている。Ｎｏ．１９、Ｎｏ．２０は比較のための鋼である。比較鋼１９は酸素量が本発明鋼より少ない鋼で、比較鋼２０は酸素量が本発明鋼より多い水準である。
これらの鋼を実炉で表１に示した成分の鋼となるよう溶製し、断面寸法が５００×３００ｍｍのブルームを連続鋳造で製造した。その後、再加熱して分塊圧延工程で１２２ｍｍ角のビレットにした。その後、再びγ域に加熱し、熱間圧延で５．５ｍｍ径の線材とし、仕上げ圧延後、１０秒で巻き取り温度８５０〜９００℃調整し、連続的に４ゾーンに分割されたステルモア冷却を行なった。線材の製造条件を表２に示す。また、表２に示した製造条件で得られた線材の機械的性質ならびにパーライトブロックの測定された最大値ならびに平均値を示す。
表２のＮｏ．１、Ｎｏ．２、Ｎｏ．６〜Ｎｏ．２１は本発明に従い製造したもので、Ｎｏ．３〜Ｎｏ．５、Ｎｏ．２２、Ｎｏ．２３は比較のために製造したものである。
表２には、一次伸線性を見るためダイスアプローチ角を２０度とし、５．５ｍｍ径から１．０ｍｍ径まで伸線加工を行い、断線、各パスでの引張試験を行い異常のない場合を○で示した。また、５．５ｍｍ径から１．５６ｍｍ径に伸線加工を行った後、ブラスめっきを行い１．５６ｍｍ径から０．２ｍｍ径に加工を行ない、０．２ｍｍ径において重量１００ｋｇ以上の量の伸線加工を行い断線指数を求めた。この断線指数が良好な場合を○で示した。
本発明のＮｏ．１、Ｎｏ．２、Ｎｏ．６〜Ｎｏ．２１は一次伸線性、二次伸線性共に良好な結果を示す。
比較鋼によるＮｏ．３は、仕上げ温度が高いため、パーライトブロックの最大値が６５μｍを超え、一次伸線性並びに二次伸線性共に悪い結果となった。
比較鋼Ｎｏ．４は、巻き取り温度が高いため、パーライトブロックの最大値が６５μｍを超え、一次伸線性並びに二次伸線性共に悪い結果となった。
比較鋼Ｎｏ．５は、ステルモア冷却における風量を緩めた水準で、このためＴＳが本発明より低くなった場合である。これにおいても一次伸線性ならびに二次伸線性が悪い結果となっている。
比較鋼Ｎｏ．２２は、鋼の成分における酸素量が本発明より低い場合である。この場合には、中心部のパーライトブロックの最大値が本発明より大きくなっている。
比較鋼Ｎｏ．２３は、鋼の成分における酸素量が本発明より高い場合である。この場合には、中心部のパーライトブロックの最大値は本発明と同じであるが、酸素量が高く介在物総量が多いため二次伸線性が低下している。

本発明により従来の高炭素鋼線材に比し、より優れた高疲労強度の極細線の製造が可能となり、ゴム製品の軽量化や高寿命化が可能となった。

Claims

炭素含有量が０．７質量％以上の高炭素鋼線材であって、該線材の金属組織が、９５％以上のパーライト組織からなり、かつ該線材の軸方向に垂直な断面の中心部のパーライトのパーライトブロック粒径の最大値が６５μｍ以下であることを特徴とする高延性の高炭素鋼線材。
前記線材の引張強さが｛２４８＋９８０×（Ｃ質量％）｝±４０ＭＰａの範囲にあり、かつ絞り値が｛７２．８−４０×（Ｃ質量％）｝％以上であることを特徴とする請求項１記載の高延性の高炭素鋼線材。
前記線材の軸方向に垂直な断面のパーライトの中心部のパーライトブロック粒径の平均値が１０μｍ以上３０μｍ以下であることを特徴とする請求項１または２記載の高延性の高炭素鋼線材。
前記線材の金属組織に体積分率が２％以下の初析フェライトを含むことを特徴とする請求項１〜３のいずれかの項に記載の高延性の高炭素鋼線材。
前記線材が、質量％で、Ｃ：０．７〜１．１％、Ｓｉ：０．１〜１．０％、Ｍｎ：０．１〜１．０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２％以下を含有し、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請求項１〜４のいずれかの項に記載の高延性の高炭素鋼線材。
前記線材が、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｃｕ：０．０５〜１．０％、Ｎｉ：０．０５〜１．０％、Ｖ：０．００１〜０．１％、Ｎｂ：０．００１〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．１％、Ｂ：０．０００５〜０．００６％、Ｏ：１８〜３０ｐｐｍ、Ｎ：０〜４０ｐｐｍの１種または２種を含有することを特徴とする請求項５記載の高延性の高炭素鋼線材。