JPWO2010150450A1

JPWO2010150450A1 - 高強度極細鋼線及びその製造方法

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Publication number: JPWO2010150450A1
Application number: JP2010540974A
Authority: JP
Inventors: 高橋　淳; 淳高橋; 誠小坂; 児玉　順一; 順一児玉; 敏三樽井; 環輝鈴木
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2009-06-22
Filing date: 2010-04-21
Publication date: 2012-12-06
Anticipated expiration: 2030-04-21
Also published as: KR101260598B1; JP4719320B2; US20110168302A1; CN102066599A; TWI412608B; CN102066599B; KR20110020256A; EP2447382A1; EP2447382B1; WO2010150450A1; EP2447382A4; TW201102443A

Abstract

本発明は、Ｃ：０．７〜１．２質量％、Ｓｉ：０．０５〜２．０質量％、Ｍｎ：０．２〜２．０質量％、の化学成分を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物を含有する鋼線であって、前記鋼線はパーライト組織を有し、前記鋼線の最外層のフェライト相中心部の平均Ｃ濃度が０．２質量％以下であり、前記最外層の鋼線長手方向の残留圧縮応力が６００ＭＰａ以上である鋼線を提供する。

Description

本発明は、自動車用タイヤのスチールコード、又はソーワイヤ等に使用される高強度鋼線及びその製造方法に関する。詳しくは、本発明は、ダイスを用いて冷間で伸線加工強化された線径０．０４〜０．４ｍｍ、強度４５００ＭＰａ級以上の極細鋼線に関する。
本願は、２００９年６月２２日に、日本に出願された特願２００９−１４８０５１号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。

自動車タイヤに用いられているスチールコードにおいては、タイヤの軽量化の要求から、鋼線の高張力化に対するニーズが高まっている。同様に、サファイヤ結晶やＳｉＣ結晶等を精密切断するためのソーワイヤにおいても、高張力化に対するニーズが高まっている。このようなニーズに答えるために、多数の研究が精力的に展開された。その結果、鋼線の高張力化に加え、十分な延性が確保される必要があることが明らかになった。延性指標としてはいくつかあるが、例えば、ねじり試験による破断に至るまでのねじり回数や、ねじり試験中に鋼線の長手方向に生ずる割れ（デラミネーション）の発生の有無がある。鋼線の高強度化には延性の低下が伴うことが大きな課題となっており、これを抑制することが重要である。また、高強度鋼線は、室温時効（２０℃〜４０℃、数日〜数年）によって、特性が劣化する現象も見られるため、良好な延性が実質的に時効によって低下しないことも重要である。

高強度鋼線は、一般には、パーライト組織を有する線材をダイス等を用いて、伸線加工を行うことによって製造されている。この加工によって、パーライトラメラ間隔が小さくなり、また、フェライト相の中に多量の転位が導入されることで、引張り強度が増大する。この伸線歪みが非常に大きくなると、パーライト組織中のセメンタイトが微細化し分解することが近年明らかにされている。しかしながら、特に組織が微細であることから、これらの炭素の存在位置及び存在状態と、機械的性質との関係は明らかにされておらず、特に延性劣化の原因について不明な点が多かった。実際の高強度鋼線では、鋼線内の組織や局所的な歪量は、表面領域と中心領域とで必ずしも同一ではないようであり、このことが鋼線の特性にも影響を及ぼしていると考えられる。

極細鋼線の高強度化を図るためには、最終パテンティング処理後の素線強度を増加させるか、又は、最終の伸線加工歪みを増加させる必要ある。ところが、最終パテンティング処理後の素線強度、又は伸線加工歪を増加させて極細鋼線の高強度化を図っても、強度が４５００ＭＰａを超えると延性の低下が著しく、実用化することが極めて困難となっていた。

これに対して、延性低下の少ない高強度化手段の従来の知見として、例えば、特許文献１、特許文献２、および特許文献３には、それぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ等の化学成分を規定した高強度で高延性の極細線用高炭素鋼線材が提案されている。しかし、これらの公報で開示されている実施例からも分かるように、鋼線の引張強さは最大でも３５００〜３６００ＭＰａであり、極細鋼線の高強度化には限界があった。

また、特許文献４には、化学成分と非金属介在物組織および初析セメンタイトの面積分率を制御した高強度鋼高じん性鋼線材が提案されている。更に、特許文献５には、鋼の化学成分と最終ダイスでの減面率を制御する高強度鋼高じん性極細線鋼の製造方法が開示されている。しかし、これらの技術でも引張強さが４５００ＭＰａ以上で高延性を有する極細鋼線を実現することは不可能であった。

また、スチールコードの特性がパーライト組織中のフェライト相中の炭素濃度に影響されるとの別の知見があり、これらの濃度を規定することにより強度と延性とのバランスを向上させる指針が開示されている。例えば特許文献６では、鋼線中の炭素濃度を規定することで、良好な特性を得ようとしている。特許文献７では、さらに熱処理を工夫することで、好ましい炭素状態を実現し、良好な特性を得る方法が開示されている。更に特許文献８では、鋼線中の炭素濃度とラメラ間隔とを規定することで、良好な特性を得ようとしている。しかし、これらは全て、鋼線最外層（表面から深さ２μｍまでの領域）の炭素状態については言及していない。これは、当時の技術では実測（及び制御）できなかったことに由来する。

また、特許文献９では炭素濃度のバラツキについて規定している。さらに特許文献１０では、炭素濃度のバラツキに影響するラメラ間隔の違いの程度を規定している。しかしながら、これらは全体のバラツキについて述べており、特定の箇所の炭素濃度を規定しているものではない。一方で、特許文献１１は、鋼線表層部と鋼線中心部とにおけるフェライト相の中のＣ濃度比を規定することにより、良好な特性を得るための鋼線及び鋼線の製造方法を示している。しかし、あくまで中心部と表層部との相対値としての規定であり、明確な指標とするための絶対値の規定はされていない。また、実測は、表面から１０μｍ以上離れた内部でなされており、表面から２μｍまでの領域（最外層）におけるＣ濃度は制御されていない。

一方、鋼線最外層の残留応力については、特許文献１２や特許文献１３において、疲労性や耐縦割れ性の観点から残留応力の範囲を規定している。しかしながら、残留圧縮応力が好ましいとしながら、その値の絶対値は小さく、非常に優れた延性と強度とのバランスを得るための範囲の規定はまだなされていない。さらに、最外層の炭素状態との関係について開示された例はない。

高強度極細鋼線の延性を担っているのはフェライト相の延性であり、フェライト相の延性を維持すれば、高強度でも延性が確保される。しかし、伸線加工歪みが増加すると、一般にセメンタイトが分解してＣ原子がフェライト相の中に拡散し、フェライト相の中の炭素濃度が増加する。非特許文献１には、冷延鋼板において、フェライト相の中の炭素濃度が増加した場合、引張試験中にフェライト相における転位が炭素によって固着される動的歪み時効が生じ、顕著な延性低下を引き起こすことが述べられている。

特開昭６０−２０４８６５号公報特開昭６３−２４０４６号公報特公平３−２３６７４号公報特開平６−１４５８９５号公報特開平７−１１３１１９号公報特開平１１−１９９９８０号公報特開２００８−２０８４５０号公報特開２００６−２４９５６１号公報特開２００１−２２０６４９号公報特開２００７−２６２４９６号公報特開２００３−３３４６０６号公報特開平１１−１９９９７９号公報特開２００１−２７９３８１号公報

日本金属学会誌第４５巻第９号（１９８１）９４２〜９４７

鋼線の伸線加工時に伸線加工量を非常に大きくすることによって、従来技術によっても張力の高強度化は図れるものの、延性が低下する問題が避けられなかった。本発明は以上のような現状を背景にして、４５００ＭＰａ以上の高強度であり、かつ延性に優れた高強度鋼線、特に高強度極細鋼線を提供する。

本発明は、前記課題を解決するために以下の手段を採用した。
（１）本発明の第１の態様は、Ｃ：０．７〜１．２質量％、Ｓｉ：０．０５〜２．０質量％、Ｍｎ：０．２〜２．０質量％、の化学成分を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物を含有する鋼線であって、前記鋼線はパーライト組織を有し、前記鋼線の最外層のフェライト相中心部の平均Ｃ濃度が０．２質量％以下であり、前記最外層の鋼線長手方向の残留圧縮応力が６００ＭＰａ以上である鋼線である。

（２）上記（１）に記載の鋼線では、Ｃｒ：０．０５〜１．０質量％、Ｎｉ：０．０５〜１．０質量％、Ｖ：０．０１〜０．５質量％、Ｎｂ：０．００１〜０．１質量％、Ｍｏ：０．０１〜０．１質量％、Ｂ：０．０００１〜０．０１質量％、の１種以上の化学成分を更に含有してもよい。

（３）上記（１）又は（２）に記載の鋼線が、４５００ＭＰａ以上の引張強さを有する高強度極細鋼線であってもよい。

（４）上記（３）に記載の高強度極細鋼線が、スチールコードであってもよい。

（５）上記（３）に記載の高強度極細鋼線が、ソーワイヤであってもよい。

（６）本発明の第２の態様は、４５００ＭＰａ以上の引張強さを有する鋼線の製造方法であって、Ｃ：０．７〜１．２質量％、Ｓｉ：０．０５〜２．０質量％、Ｍｎ：０．２〜２．０質量％、の化学成分を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物を含有する鋼線にパテンティング処理を行いパーライト組織を生成するパテンティング工程と；前記鋼線の最外層の前記パーライト組織におけるフェライト相中心部の平均Ｃ濃度を０．２質量％以下に制御して前記鋼線を伸線する伸線工程と；前記鋼線に６００ＭＰａ以上の残留圧縮応力を付与する残留応力付与工程と；を備える鋼線の製造方法である。

本発明による鋼線は、パーライト組織を有する鋼線の最外層のフェライト相中心部の炭素濃度が制御され、且つ、残留圧縮応力が付与されているため、高い強度と延性とを発揮することができる。
また、十分な延性と引張強度とを有する高強度鋼線を提供することが可能となるため、製造物の軽量化が可能となる。

４５００ＭＰａ以上の極細鋼線の表面のフェライト相中心部の平均Ｃ濃度と表面残留応力と延性との関係について調べた結果を示す図である。極細鋼線の表面から１μｍ内部の領域の針試料を取り出す方法における、ブロック切り出し工程を示す図である。同ブロックを針台座上に固定する工程を示す図である。集束イオンビーム（ＦＩＢ）装置により加工した同ブロックを示す図である。同ブロックを上部から観察した図である。同ブロックにＦＩＢ加工して得られる針試料を上から観察した図である。同針試料を横から観察した図である。３次元アトムプローブ法（３ＤＡＰ）によって測定されたＣ分布とフェライト相中心部のＣ濃度を示す図である。

本発明者らは、高強度鋼線の延性の支配因子について種々解析した結果、強加工された伸線パーライト組織における、鋼線の最外層におけるフェライト相中の炭素（以下Ｃと表記）濃度と、鋼線最外層の鋼線長手方向の残留応力が、鋼線の延性に強く影響を及ぼすことを新たに見出した。これは、曲げやねじりにおいては、鋼線最外層は内部より強い応力が加わり破壊の起点となるためと考えられる。最外層の残留応力を調べる方法は以前より存在したが、鋼線の表面から２μｍ以内の鋼線の最外層のフェライト相中のＣ濃度を精度よく測定する方法は存在していなかった。今回この方法を開発し、特性との関係を調べたところ、鋼線の最外層のフェライト相中のＣ濃度が規定値以下となり、かつ、同時に鋼線長手方向の残留応力が圧縮となり、この圧縮応力が特定値以上となるように制御することにより、極細鋼線の強度と延性とのバランスが大幅に改善させることを見出した。

一方、鋼線の最外層は、鋼線の内部に対し、より厳しい加工を受け、摩擦発熱等による激しい温度変化を受ける。従って、鋼線の内部とは明らかに異なる組織および状態となる。従って、セメンタイト分解がより進行し、最外層のフェライト相中のＣ濃度は、鋼線内部のフェライト相中のＣ濃度に比べ、一般に高い濃度を示す。鋼線の最外層が特性に最も強く関与するため、強度と延性とのバランスに優れた鋼線は、最外層の組織等の制御によって、ほぼ実現できることが判明した。

高強度鋼線は、一般には、パーライト組織を有する線材をダイス等を用い、高伸線加工を施し強化することによって得られる。そのような高強度鋼線の製造の際、高伸線加工時に発生した高伸線歪によって、パーライト組織中のセメンタイトが微細化し分解してＣがフェライト相の中に溶け込む現象が生じる。

本発明者らは、微細化領域のＣの局所濃度を測定することができる３次元アトムプローブ法（以下３ＤＡＰと表記する）と今回初めて可能となった鋼線最外層からの針試料作製技術を組み合わせ、鋼線中のあらゆる場所の、フェライト相の中のＣ濃度と鋼線の強度・延性の関係を詳細に調べた。その結果、特に鋼線表層部のフェライト相の中のＣ濃度が高くなるか、または、同じ最外層の残留応力が鋼線長手方向に引張りまたは弱い圧縮の場合において、延性が著しく低下することが突き止められた（図１参照）。

すなわち、十分な延性を確保するためには、鋼線最外層の炭素状態と残留応力とが適切な範囲内に入っていることが同時に満足される必要があることがわかった。このような知見は、今回、鋼線最外層のＣ局所濃度を調べる方法が新たに開発され、鋼線最外層の炭素状態を調べることが可能となって初めて見出された。

これらの知見から、十分な延性が確保された強度鋼線を実現するためには、鋼線最外層のフェライト相中心部の平均Ｃ濃度を特定値以下とし、さらに表面の鋼線長手方向の残留応力を十分な大きさの圧縮応力とすることが必要との結論に達した。

また、本発明者らは、色々な製法によって４５００ＭＰａ以上の引張強さを有する試料を作製し、引張強さ及び延性と、表面のパーライト組織のフェライト相中心部の平均Ｃ濃度と表面の残留応力との関係を調べた。鋼線最外層のフェライト相中心部の平均Ｃ濃度は３ＤＡＰによって測定し、残留応力はＸ線回折法によって調べた。引張強度測定は引張試験機によって行い、延性評価の一つであるねじり試験はねじり試験機によって行った。延性指標として破断に至るまでのねじり回数を測定した。

図１は、鋼線表面下１μｍの位置におけるフェライト相中心部の平均Ｃ濃度および鋼線最表層の鋼線長手方向の残留応力と、ねじり試験による破断に至るまでのねじり回数で表した延性との関係について調べた結果を示す。ここで、ねじり回数が２０回以上の試料を白丸（延性が良好）で示し、さらに２５回以上の試料を白四角（延性が非常に良好）で示した。また、２０回未満の試料は黒三角（延性不良）で示した。４５００ＭＰａ以上の引張強さをもち延性が良好な鋼線は、鋼線最外層のフェライト相中心部の平均Ｃ濃度が０．２質量％以下でかつ、残留応力が−６００ＭＰａ以下の大きな圧縮となっている場合にのみ観察された。さらに、延性が非常に良好となる鋼線は、フェライト相中心部の平均Ｃ濃度が０．１質量％以下でかつ、残留応力が−６００ＭＰａ以下の強い圧縮応力になっている場合に観察された。

以上の結果より、高強度でかつ十分な延性を実現するために、鋼線最外層のフェライト相中心部の平均Ｃ濃度が０．２質量％以下、より好ましくは０．１質量以下であり、かつ、鋼線最外層の鋼線長手方向の残留応力が−６００ＭＰａ、より好ましくは−７００ＭＰａ以下となることが望ましい。平均Ｃ濃度は、低いほど好ましいが、最終パテンティング材のパーライト組織のフェライト相中心部の炭素濃度が、原理的に最低の炭素濃度となる。従って、最外層のフェライト相中心部の平均Ｃ濃度の下限値を０．０００１質量％に設定してもよい。一方、残留圧縮応力の最高値は、原理的に鋼線の降伏応力に相当するが、実質的に−３０００ＭＰａとしてもよい。これより大きい圧縮応力を印加することは、著しいコスト増加につながり、実用的ではない。
ここで、鋼線最外層とは、めっき相や表面の異質相を除く、表面から深さ２μｍ以内の領域を示す。また、鋼線最外層のパーライト組織のフェライト相中心部とは、フェライト相の中心面の位置から両側にフェライト相の幅の１／４の距離までを含む領域（フェライト相の幅の半分の領域）を意味する。

上述の発見に基づく本発明の一実施形態にかかる鋼線は、Ｃを０．７〜１．２質量％、Ｓｉを０．０５〜２．０質量％、Ｍｎを０．２〜２．０質量％含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物を有する鋼線である。この鋼線は、伸線加工されたパーライト組織を有し、最外層のフェライト相中心部の平均Ｃ濃度が０．２質量％以下であり、前記鋼線の最外層の鋼線長手方向の残留圧縮応力が６００ＭＰａ以上であることを特徴とする。以下に、その限定理由を詳細に述べる。なお、以下に示す「％」は特に説明がない限り「質量％」を意味する。

Ｃ：Ｃはパテンティング処理後の引張強さの増加及び伸線加工硬化率を高める効果があり、より少ない伸線加工歪で引張強さを高めることが可能となる。Ｃ含有量が０．７％以下では本発明で目的とする高強度の鋼線を実現することが困難となり、一方、１．２％を超えるとパテンティング処理時に初析セメンタイトがオーステナイト粒界に析出して伸線加工性が劣化し伸線加工中の断線の原因になる。このため、Ｃ含有量の範囲は０．７〜１．２％に規定される。

Ｓｉ：Ｓｉはパーライト中のフェライト相を強化させるため、また、鋼の脱酸のために有効な元素である。Ｓｉ含有量が０．０５％未満では上記の効果が期待できず、一方、２％を超えると伸線加工性に対して有害な硬質のＳｉＯ_２系介在物が発生しやすくなる。このため、Ｓｉ含有量の範囲は０．０５〜２．０％に規定される。

Ｍｎ：Ｍｎは脱酸、脱硫のために必要であるばかりでなく、鋼の焼入性を向上させパテンティング処理後の引張り強さを高めるために有効な元素である。しかし、Ｍｎ含有量が０．２％未満では上記の効果が得られず、一方、２．０％を越えると上記の効果が飽和し、更に、パテンティング処理時のパーライト変態を完了するまでの処理時間が長くなりすぎて生産性が低下する。このため、Ｍｎ含有量の範囲は０．２〜２．０％に規定される。

上述した、本発明の一実施形態に係る鋼線は、以下の理由によって、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｂの１種以上を更に含んでもよい。

Ｃｒ：Ｃｒはパーライトのセメンタイト相の間隔を微細化しパテンティング処理後の引張強さを高めるとともに、伸線加工硬化率を向上させる。しかしながら、Ｃｒ含有量が０．０５％未満では前記作用の効果が少なく、一方、１．０％を越えるとパテンティング処理時のパーライト変態終了時間が長くなり生産性が低下する。このため、Ｃｒ含有量を０．０５〜１．０％の範囲に収めることが好ましい。

Ｎｉ：Ｎｉはパテンティング処理時に変態生成するパーライトを伸線加工性の良好なものにする作用を有するが、Ｎｉ含有量が０．０５％未満では上記の効果が得られず、１．０％を超えても添加量に見合うだけの効果が少ない。このため、Ｎｉ含有量を０．０５〜１．０％の範囲に収めることが好ましい。

Ｖ：Ｖはパーライトのセメンタイト相の間隔を微細化しパテンティング処理時の引張強さを高める効果があるが、この効果はＶ含有量が０．０１％未満では不十分であり、一方、０．５％を超えると効果が飽和する。このため、Ｖ含有量を０．０１〜０．５％の範囲に収めることが好ましい。

Ｎｂ：ＮｂはＶと同様、セメンタイト相の間隔を微細化しパテンティング処理時の引張強さを高める効果があるが、Ｎｂ含有量が０．００１％未満では不十分であり、一方、０．１％を超えると効果が飽和する。このため、Ｎｂ含有量を０．００１〜０．１％の範囲に収めることが好ましい。

Ｍｏ：ＭｏはＶと同様、セメンタイト相の間隔を微細化しパテンティング処理時の引張強さを高める効果があるが、Ｍｏ含有量が０．０１％未満では不十分であり、一方、０．１％を超えると効果が飽和する。このため、Ｍｏ含有量を０．０１〜０．１％の範囲に収めることが好ましい。

Ｂ：Ｂは、ＮをＢＮとして固定し、Ｎによる時効劣化を防止する作用効果があり、この効果を十分に発揮させるためには鋼材中のＢ含有量を０．０００１％以上含有させる必要がある。一方、鋼材中のＢ含有量が０．０１％を超えるように添加しても効果が飽和しこれ以上のＢ含有は製造コストを高める原因となるため好ましくない。この理由で本発明では鋼材中にＢを含有させる場合には、Ｂの含有量を０．０００１〜０．０１％の範囲に収めることが好ましい。

他の元素は特に限定しないが、不純物として含有される元素として、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｎ：０．００７％以下が好ましい範囲である。また、Ａｌは、０．００５％を超えると、鋼中の介在物の中で最も硬質なＡｌ_２Ｏ_３系介在物が生成しやすくなり、伸線加工あるいは撚り線加工の際の断線原因となるため、０．００５％以下が好ましい範囲である。

また、上記元素以外にも製造工程などで不可避的に混入する不純物が含有されてもよいが、できるだけ不純物が混入しないようにすることが好ましい。

強加工された極細線の伸線パーライト組織における、鋼線最外層のフェライト相中心部の平均Ｃ濃度を０．２質量％以下で、かつ、十分な量の残留圧縮応力を付与するためには、最終パテンティング処理以降の製造工程で、下記のＡグループ、Ｂグループ、Ｃグループからそれぞれひとつづつの製法を採用することが最も有効である。仮に３つの製法を採用するとしても、ひとつのグループに偏り、すべてグループの製法を採用しない場合は、十分な効果は得られない。また、同じグループから２種類を採用した場合は、かえって特性が低下する場合がある。すべてのグループからの製法を採用し、さらにもう一つの製法をどこかのグループから採用したとしても、それほどの効果は得られない。これは、同じグループにある製法は、基本的には類似の効果を与えるものである反面、異なる製法を加えた場合に、効果を打ち消してしまう可能性があるためである。従って前述したように、それぞれのグループから、ひとつづつ製法を採用することが好ましい。

（Ａグループ製法）
Ａ１：最終段にスキンパス工程を１回、好ましくは複数回入れる。
重要な製法の一つであるスキンパス伸線は、通常の伸線の減面率（１０％以上）よりも特に小さな減面率にて伸線する方法である。この減面率としては、１％以上６％以下が好ましく、２％以上５％以下がより好ましい。減面率が１％に満たない場合は、鋼線の表層全体に加工を加えることが難しくなり、また、７％を超える場合は、加工量が大きすぎ、好ましい表面の残留圧縮応力やフェライト相の中の炭素濃度を得ることができなくなる。このスキンパス伸線はシングルダイス方式にて単独で行っても良いし、またダブルダイス方式にて通常伸線と同時に行っても良い。減面率が１％〜６％のスキンパス工程を最終段に１回、好ましくは複数回入れることで、鋼線表面に圧縮の残留応力を印加すると共に、表面のラメラ構造をより均一にすることができる。この表面の適正な残留圧縮応力印加と転位に固着した炭素を外す効果によって、炭素の局所固溶量を低減し易くし、最外層のセメンタイト分解を抑制する。

Ａ２：伸線加工後にショットピーニングを行う。
ショットピーニングは、特定の圧力で、特定の時間、特定サイズの球形のショットを鋼線全体に照射し、鋼線の表面領域にのみ加工層や歪層を作る方法である。ショットピーニングは、例えば、空気投射式で空気圧力４〜５×１０^５Ｐａ、時間は５〜１０秒が好ましく、ショット球形は１０〜１００μｍが好ましい。鋼線の表面全体に十分な量の照射を行うことが有効である。
伸線加工後にショットピーニングを行うことで、鋼線表面に圧縮の残留応力を付与すると共に、表面のラメラ構造をより均一なものにそろえる。この表面の適正な残留圧縮応力印加と転位に固着した炭素を外す効果によって、炭素の局所固溶量を低減し、最外層のセメンタイト分解を抑制する。

（Ｂグループ製法）
Ｂ１：最終段の伸線速度を２００ｍ／分以下、好ましくは５０ｍ／分以下の低速伸線で行う。
低速伸線を行うことによって、摩擦や塑性変形による加工発熱量を小さくすることができ、これによってパーライト組織中のセメンタイトの分解を抑制しフェライト相の中に拡散する炭素量を減らすことができる。

Ｂ２：伸線加工パス間に４０〜４００℃の温度の加熱処理を０．５秒〜５分間、より好ましくは、１００〜３００℃の温度にて、１秒〜３分間施す。
伸線加工によるワイヤ温度は瞬時に上昇し直ぐに降下する。これとは別に、適当な温度の加熱処理を伸線加工パス間に施すことによって、伸線加工中にセメンタイトが分解してフェライト相の中に溶け込んだ過飽和な炭素を、パス間の加熱処理によってフェライト相から排出させフェライト相中のＣ濃度を低下させると共に、不要な点欠陥（原子空孔等）や転位を消滅させることができる。これによって、延性を回復し高歪量の加工、すなわち、フェライト相間隔の微細化を可能にする。但し、この処理は伸線加工パス間すべてに施すのではなく、特定パス間に施すことが有効である。

Ｂ３：スキンパスを含む最終段およびその一つ前の伸線工程において、アプローチ角が８〜１２°で動摩擦係数が０．１、好ましくは０．０５以下のダイスを用いる。
アプローチ角が小さく、また、動摩擦係数の小さなダイスを用いることによって、伸線加工時の摩擦発熱を抑制し、最外層の温度上昇によるセメンタイト分解によるフェライト相中のＣ濃度の増加を抑制する。これは最終段に近い工程において用いることが有効である。

（Ｃグループ製法）
Ｃ１：伸線加工後、６０〜３００℃の加熱保持を０．１分から２４時間、より好ましくは１８０〜２６０℃にて２０秒〜１５分施す。
伸線加工中または加工後の時効によって、セメンタイトが分解してフェライト相中に溶け込んだ過飽和な炭素を排出させ、フェライト相中の炭素濃度を低下させる。但し、この温度が高すぎる場合は、球状セメンタイトや遷移炭化物が形成し、低すぎる場合は効果が小さい。鋼材種類、伸線条件に応じて適した温度に設定する必要がある。

Ｃ２：最終段前の３段を除く伸線加工中に２０％以上の大きな減面率の工程を１回、好ましくは複数回入れる。
２０％以上の大きな減面率の工程を１回、好ましくは複数回入れることにより、伸線歪みを表面に偏らせることなく、内部まで均一に歪みを入れることができる。これは、最終段前の３段より前に行うことが有効である。

鋼線中のフェライト相中のＣ濃度は、３次元アトムプローブ法（３ＤＡＰ）によって正確に測定することが可能である。しかしながら、従来は、鋼線の最外層の伸線パーライト組織中のフェライト相中のＣ濃度を測定することはできなかった。集束イオンビーム（ＦＩＢ）装置を用い、鋼線表面から小片を切り出し、これをＦＩＢによって加工することで針試料を作製する技術を開発したことで、最外層の炭素濃度を精度よく測定することができるようになった。

固溶Ｃ濃度はフェライト相中の位置の違いによって異なる値を示す場合があるため注意が必要である。セメンタイトが分解しＣがフェライト相中に拡散した場合、一般には、フェライト相／セメンタイト相の界面位置でのＣ濃度が高く、フェライト相中心位置で最も値が小さくなる。本実施形態では、フェライト相の中心面の位置から両側にフェライト相の幅の１／４の距離までを含む領域（フェライト相の幅の半分の領域）の平均Ｃ濃度が規定される。

３ＤＡＰで分析することにより、フェライト相／セメンタイト相の界面を含むフェライト相中のＣ濃度の測定が可能であるため、測定データから調べたい領域に特定のサイズのボックスを選択し、切り出すことで、ボックス内のＣ原子と全原子の比率を計算し、フェライト相中のＣ濃度を原子％で求めることができる。これに、１２／５６を掛けることによって質量％に変換できる。このような測定を複数のフェライト相中心部について行い平均を求め、これをフェライト相中心部の平均Ｃ濃度とした。

一例として、図２Ａ〜図２Ｆには、鋼線表面から１μｍ内部のフェライト相中心部のＣ濃度を測定するための針試料の作製方法を、図３には、作製された針試料を用いて３ＤＡＰによって測定されたＣ分布とフェライト相中心部のＣ濃度をそれぞれ示した。

鋼線表面から１μｍ内部の領域の針試料を作製するために、例えば図２Ａに示すように、鋼線表面領域から、鋼線表面を片側に含む棒状のブロックをＦＩＢで切り出す。このブロックを、例えばタングステンなどの蒸着（デポ）を利用して、図２Ｂに示すように、針台座の上に固定する。このブロックを、図２Ｃに示すように、先端部が細くなるようにＦＩＢにより加工する。図２Ｄは加工後のブロックを上部から観察した図であり、先端部が鋼線表面を含む棒状となっていることがわかる。その後、上部からリング状のビームを照射することで、先端部を針状に加工した。図２Ｆはこのようにして作られた針試料を横から観察した図である。針先端位置は、図２Ｅで示されるように、鋼線表面から１μｍ内部に相当するように作製された。このような針試料作製技術を用いることによって、鋼線最外層の針試料を作製することができる。

また、図３において、色の濃い部分はＣ濃度が高く色の薄い部分はＣ濃度が低いことを示す。従って、色の濃い帯状の領域は、伸線加工を受けたセメンタイト相を示し、それらの間の色の薄い領域は、伸線加工を受けたフェライト相を示す。フェライト相中にもＣは固溶している様子が示されている。

図に示すように、フェライト相の中心位置からボックスを切り出し、このボックスに含まれるＣ原子数をボックス中の全原子数で割ることによって、フェライト相中心部の炭素濃度を見積もることができる。この例では、Ｃ濃度は０．１８質量％である。フェライト相中心部は、二つのセメンタイト相の中間部に位置し、フェライト相の中心面の位置から両側にフェライト相の幅の１／４の距離までを含む領域（フェライト相の幅の半分の領域）に相当する。

フェライト相の幅は、加工量や試料の場所によって必ずしも一定ではなく、狭い部分では１０ｎｍ以下の領域も存在する。ボックス位置にセメンタイト領域を含んでしまうと、フェライト相中の本当のＣ濃度よりも高くなってしまう。したがって、分析するボックス位置はフェライト相中心部とし、ボックス幅はフェライト相の幅の半分とした。また、平均Ｃ濃度の見積もりとしては、５個以上好ましくは１０個以上の異なるフェライト相中心部のＣ濃度の測定値の平均とする。

鋼線最外層の残留応力は、例えば、Ｘ線回折法によって精度良く測定することができる。特に、局所領域を測定できる微小領域Ｘ線回折装置を用いデバイリングフィッテング法により正確に測定することができる。この方法は鋼線の結晶粒の反射をデバイリングとしてフィッテングし、デバイリングのゆがみから、残留応力の大きさ方向を調べる方法である。Ｘ線の浸透深さから表面を含む深さ領域が決まる。例えばＸ線源をＣｒとした場合は、表面数μｍの深さの積算値が得られる。また、鋼線表面の残留応力を調べる別の方法としては随時溶解法（ヘイン法）がある。これは、調べたい最外層を溶かす前後の鋼線の長さの違いを測定することで、鋼線長手方向の残留応力を調べる方法である。これらの方法は共に、集合組織が発達した高強度鋼線の残留応力を精度良く求めることができる。

以下、実施例により本発明の実施可能性及び効果を更に具体的に説明する。

表１に示す化学組成を有する供試材を熱間圧延で所定の線径にした後、鉛浴を用いてパテンティング処理、伸線加工を行い、引張強さが４５００ＭＰａ以上となるように、線径が０．０４〜０．４０ｍｍのブラスめっきを有する伸線パーライト組織からなる高強度極細線鋼を試作した。ブラスめっきは最終パテンティング処理した後の酸洗後に実施した。

表２に、極細鋼線の伸線加工真歪み、製造方法、線径、鋼線最外層のフェライト相中心部の平均Ｃ濃度、鋼線最外層の残留応力、引張強さ、及びねじり試験における破断に至るまでのねじり回数を示す。表２において、製造方法を前述した内容を示す記号で表した。ねじり試験は、試験片の両端線径の１００倍のつかみの間隔で固定し、破断するまでのねじり回数を調べた。引張強さが４５００ＭＰａ以上でかつねじり回数が２０回以上のものを延性が良好、２５回以上のものを延性が非常に良好と評価した。鋼線最外層のフェライト相中のＣ濃度は、前述した方法を用いて３ＤＡＰにより表面１μｍ位置を測定し、鋼線最外層の鋼線長手方向の残留応力は前述したデバイリングフィッテング法により測定した。残留応力が負の場合は圧縮応力を表し、正の場合は引張応力を表す。

表２において試験Ｎｏ．１〜６が本発明例であり、その他は比較例である。同表に見られるように、本発明例はいずれも引張強さが４５００ＭＰａ以上であるとともに、最外層のフェライト相中心部の平均Ｃ濃度が０．２質量％以下、残留応力が−６００ＭＰａ以下（残留圧縮応力が６００ＭＰａ以上）になっている。この結果、ねじり回数の高い十分な延性を有する極細鋼線が実現できている。特に試験Ｎｏ．１〜２は、ねじり回数が２５回以上と非常に良好となっていた。

一方、試験Ｎｏ．７〜２０は比較例であり、引張強さが４５００ＭＰａ以上となっているが、ねじり回数は不十分であった。

Ｎｏ．７〜９は、鋼線の成分が本発明の範囲外にある比較例である。Ｎｏ．７は鋼線のＣ量が少なすぎるため、また、伸線歪量を高めたため、フェライト相中心部のＣ濃度が規定値以上となり、延性が低下した。また、Ｎｏ．８は鋼線のＳｉ量、Ｎｏ．９はＣ量が本発明の範囲より高い比較例である。これらの比較例では、残留応力及びフェライト相中心部のＣ濃度が規定範囲内にあるが、延性が低下した。

また、Ｎｏ．１０〜１３は、鋼線の成分と残留応力は本発明の範囲内にあるが、最外層のフェライト相中心部のＣ濃度が規定値以上である比較例である。これらの比較例では、延性が低下した。Ｎｏ．１４〜１６は、鋼線の成分とフェライト相中心部のＣ濃度は本発明の範囲内にあるが、残留応力が範囲外にある比較例である。これらの比較例では、延性が低下した。Ｎｏ．１７〜２０は、最外層のフェライト相中心部のＣ濃度と残留応力が共に範囲外にある比較例である。これらの比較例では、延性が低下した。

本発明により、十分な延性を有する高強度鋼線の提供が可能となるため、産業上に与える貢献は非常に大きい。

本発明は、前記課題を解決するために以下の手段を採用した。
（１）本発明の第１の態様は、Ｃ：０．７〜１．２質量％、Ｓｉ：０．０５〜２．０質量％、Ｍｎ：０．２〜２．０質量％、の化学成分を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなる鋼線であって、前記鋼線はパーライト組織を有し、前記鋼線の最外層のフェライト相中心部の平均Ｃ濃度が０．２質量％以下であり、前記最外層の鋼線長手方向の残留圧縮応力が６００ＭＰａ以上である鋼線である。

（６）本発明の第２の態様は、４５００ＭＰａ以上の引張強さを有する鋼線の製造方法であって、Ｃ：０．７〜１．２質量％、Ｓｉ：０．０５〜２．０質量％、Ｍｎ：０．２〜２．０質量％、の化学成分を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなる鋼線にパテンティング処理を行いパーライト組織を生成するパテンティング工程と；前記鋼線の最外層の前記パーライト組織におけるフェライト相中心部の平均Ｃ濃度を０．２質量％以下に制御して前記鋼線を伸線する伸線工程と；前記鋼線に６００ＭＰａ以上の残留圧縮応力を付与する残留応力付与工程と；を備える鋼線の製造方法である。
（７）上記（６）に記載の鋼線の製造方法では、前記パテンティング処理を行う前の鋼線が、Ｃｒ：０．０５〜１．０質量％、Ｎｉ：０．０５〜１．０質量％、Ｖ：０．０１〜０．５質量％、Ｎｂ：０．００１〜０．１質量％、Ｍｏ：０．０１〜０．１質量％、Ｂ：０．０００１〜０．０１質量％、の１種以上の化学成分を更に含有してもよい。
（８）４５００ＭＰａ以上の引張強さを有する鋼線の製造方法であって、Ｃ：０．７〜１．２質量％、Ｓｉ：０．０５〜２．０質量％、Ｍｎ：０．２〜２．０質量％、の化学成分を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなる鋼線にパテンティング処理を行いパーライト組織を生成するパテンティング工程と；前記鋼線の最外層の前記パーライト組織におけるフェライト相中心部の平均Ｃ濃度を０．２質量％以下に制御して前記鋼線を伸線する伸線工程と；前記鋼線に６００ＭＰａ以上の残留圧縮応力を付与する残留応力付与工程と；を備え、最終パテンティング処理以降に、下記のＡグループ、Ｂグループ、Ｃグループからそれぞれひとつずつの製法を採用することを特徴とする、鋼線の製造方法。
Ａグループ（Ａ１：最終段に減面率が１％〜６％のスキンパス工程を行う。Ａ２：伸線加工後にショットピーニングを行う。）
Ｂグループ（Ｂ１：最終段の伸線速度を２００ｍ／分以下で行う。Ｂ２：伸線加工パス間に４０〜４００℃の温度の加熱処理を０．５秒〜５分間施す。Ｂ３：スキンパスを含む最終段およびその一つ前の伸線工程において、アプローチ角が８〜１２°で動摩擦係数が０．１以下のダイスを用いる。）
Ｃグループ（Ｃ１：伸線加工後、６０〜３００℃の加熱保持を０．１分から２４時間施す。Ｃ２：最終段前の３段を除く伸線加工中に２０％以上の減面率での伸線を行う。）

Claims

Ｃ：０．７〜１．２質量％、
Ｓｉ：０．０５〜２．０質量％、
Ｍｎ：０．２〜２．０質量％、
の化学成分を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物を含有する鋼線であって、
前記鋼線はパーライト組織を有し、
前記鋼線の最外層のフェライト相中心部の平均Ｃ濃度が０．２質量％以下であり、
前記最外層の鋼線長手方向の残留圧縮応力が６００ＭＰａ以上である
ことを特徴とする鋼線。
Ｃｒ：０．０５〜１．０質量％、
Ｎｉ：０．０５〜１．０質量％、
Ｖ：０．０１〜０．５質量％、
Ｎｂ：０．００１〜０．１質量％、
Ｍｏ：０．０１〜０．１質量％、
Ｂ：０．０００１〜０．０１質量％、
の１種以上の化学成分を更に含有する
ことを特徴とする請求項１に記載の鋼線。
前記鋼線が、４５００ＭＰａ以上の引張強さを有する高強度極細鋼線であることを特徴とする請求項１または２に記載の鋼線。
前記高強度極細鋼線が、スチールコードであることを特徴とする請求項３に記載の鋼線。
前記高強度極細鋼線が、ソーワイヤであることを特徴とする請求項３に記載の鋼線。
４５００ＭＰａ以上の引張強さを有する鋼線の製造方法であって、
Ｃ：０．７〜１．２質量％、Ｓｉ：０．０５〜２．０質量％、Ｍｎ：０．２〜２．０質量％、の化学成分を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物を含有する鋼線にパテンティング処理を行いパーライト組織を生成するパテンティング工程と；
前記鋼線の最外層の前記パーライト組織におけるフェライト相中心部の平均Ｃ濃度を０．２質量％以下に制御して前記鋼線を伸線する伸線工程と；
前記鋼線に６００ＭＰａ以上の残留圧縮応力を付与する残留応力付与工程と；
を備えることを特徴とする、鋼線の製造方法。