TWI614351B - 拉線加工用鋼線材 - Google Patents

拉線加工用鋼線材 Download PDF

Info

Publication number
TWI614351B
TWI614351B TW105134015A TW105134015A TWI614351B TW I614351 B TWI614351 B TW I614351B TW 105134015 A TW105134015 A TW 105134015A TW 105134015 A TW105134015 A TW 105134015A TW I614351 B TWI614351 B TW I614351B
Authority
TW
Taiwan
Prior art keywords
steel wire
iron
wire
content
steel
Prior art date
Application number
TW105134015A
Other languages
English (en)
Other versions
TW201718907A (zh
Inventor
手島俊彥
大藤善弘
真鍋敏之
Original Assignee
新日鐵住金股份有限公司
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 新日鐵住金股份有限公司 filed Critical 新日鐵住金股份有限公司
Publication of TW201718907A publication Critical patent/TW201718907A/zh
Application granted granted Critical
Publication of TWI614351B publication Critical patent/TWI614351B/zh

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/06—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/06—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires
    • C21D8/065—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/52—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/52—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length
    • C21D9/525—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length for wire, for rods
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/003—Cementite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/009—Pearlite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Strip Materials And Filament Materials (AREA)
  • Metal Extraction Processes (AREA)

Abstract

本發明之拉線加工用鋼線材，以質量%計，含有：C：0.90~1.20%、Si：0.10~1.30%、Mn：0.20~1.00%、Cr：0.20~1.30%、及Al：0.005~0.050%，剩餘部分係由Fe及雜質所構成，且作為前述雜質所含有之N、P、及S含量分別以質量%計，N：0.0070%以下、P：0.030%以下、及S：0.010%以下；具有以體積率計95%以上為層狀波來鐵組織的金屬組織；前述層狀波來鐵組織之平均層狀間隔係50~75nm；前述層狀波來鐵組織中雪明碳鐵之平均長度係1.0~4.0mm；前述層狀波來鐵組織中之雪明碳鐵中，長度0.5mm以下之雪明碳鐵的個數比例係20%以下。

Description

拉線加工用鋼線材
發明領域 本揭示係有關於一種拉線加工用鋼線材。
發明背景 為對應輸電線用電纜或吊橋用電纜等各種鋼索之輕量化或縮短施工期間等要求，正強烈地要求高強度化。隨著鋼索之高強度化，對作為鋼索之素材所使用的鋼線之高強度化的要求亦升高。 鋼線一般於鋼線材進行韌化處理後，藉由進行鋼線材之拉線加工而製造。藉由對如此所得之鋼線進行絞線加工，絞合多條後成為鋼索。
高強度化鋼線上最大的課題係確保延性並抑制絞線加工時等扭轉時於鋼線長度方向產生的裂痕(脫層)。 抑制脫層之習知技術有例如，專利文獻1及專利文獻2記載之技術。 專利文獻1中記載了一種藉由適當地控制表面之殘留應力及降伏比，而兼具高強度與縱向裂痕(脫層)防止性的PC鋼線。 專利文獻2中記載了一種可極力防止鋼線組織內之N原子朝差排固定，使鋼線延性提升，防止脫層產生的技術。
其他，專利文獻3中記載了一種耐延遲破斷性優異之高強度線材，係由包含C：0.5~1.0%(質量%之意，以下相同)之鋼所構成，並係抑制初析肥粒鐵、初析雪明碳鐵、變韌鐵及麻田散鐵之1種或2種以上的組織生成，波來鐵組織之面積率為80%以上者，且藉由強拉線加工使其具有1200N/mm2 以上之強度與優異之耐延遲破斷性。 又，專利文獻4中記載了一種線材，波來鐵組織佔有相對於線材之長度方向垂直截面的97%以上面積，而初析雪明碳鐵組織佔有前述截面中心區域之0.5%以下面積與前述截面之第1表層區域的0.5%以下面積。 又，專利文獻5中記載了一種線材，組織主相係波來鐵、AlN量係0.005%以上，且表示長度a與厚度b之相乘平均(ab)1/2之AlN直徑dGM的最大值極值分布中，dGM 10~20mm之AlN比例以個數基準計係50%以上。
專利文獻1：日本專利特開2005-232549號公報 專利文獻2：日本專利特開2005-126765號公報 專利文獻3：日本專利特開平11-315347號公報 專利文獻4：國際公開WO2011/089782號公報 專利文獻5：日本專利5833485號公報
發明概要 發明欲解決之課題 但，習知之具高強度之鋼線的扭轉特性不充分，且未能充分地防止扭轉時之脫層產生。 又，習知技術中有拉線加工中鋼線材斷線而未能穩定地進行拉線加工的情形。
本揭示之一態樣係有鑑於前述情事而作成者，課題係提供一種拉線加工用鋼線材，可抑制拉線加工中之斷線，並穩定地製造具適合作為鋼索等素材之高強度與優異扭轉特性之鋼線。 用以解決課題之手段
本發明人等為解決前述課題，針對拉線加工用鋼線材之化學組成及微觀組織(金屬組織)對拉線加工中之斷線及拉線加工後所得之鋼線的抗拉強度與扭轉特性所造成的影響反覆地進行調查及研究。仔細地解析結果後檢討，得到如下(a)~(e)之觀察所得知識。
(a)使拉線加工用鋼線材中充分地含有Cr、Si、Mn時，可得高強度之鋼線。但，隨著鋼線之高強度化扭轉試驗中將容易產生脫層。
(b)增加拉線加工用鋼線材中之Cr、Si、Mn含量時，有拉線加工用鋼線材之層狀波來鐵組織中的雪明碳鐵長度變短，且接近長度0.5mm以下之粒狀形狀之雪明碳鐵增加的傾向。拉線加工用鋼線材之層狀波來鐵組織中的雪明碳鐵長度短，且接近長度0.5mm以下之粒狀形狀之雪明碳鐵多時，拉線加工後所得的鋼線於扭轉試驗中將容易產生脫層。
(c)但，拉線加工用鋼線材中即使充分地含有Cr、Si、Mn，稍微提高波來鐵變態溫度時，雪明碳鐵長度仍不會變短，接近長度0.5mm以下之粒狀形狀之雪明碳鐵亦不會增加。因此，拉線加工後所得之鋼線於扭轉試驗中將不易產生脫層。
(d)另一方面，提高波來鐵變態溫度時，拉線加工用鋼線材之層狀波來鐵組織的層狀間隔將變大，強度下降。 因此，為實現高強度並具優異扭轉特性的鋼線，需調整波來鐵變態溫度於適切之範圍內。波來鐵變態溫度可藉由韌化處理時之鉛浴溫度或流動層爐溫度控制。
(e)於鐵原子可長距離擴散之溫度域550℃以上中保持結束波來鐵變態後之鋼線材時，將進行雪明碳鐵之粒狀化。因此，亦需進行結束波來鐵變態後之鋼線材的溫度管理。
本發明人等依據該等(a)~(e)之觀察所得知識，反覆進行更詳細之實驗及研究。結果，發現個別適當地調整拉線加工用鋼線材之化學組成、層狀波來鐵組織之體積率、層狀波來鐵組織之平均層狀間隔、層狀波來鐵組織中雪明碳鐵之平均長度、層狀波來鐵組織中長度0.5mm以下之雪明碳鐵的個數比例即可。並且，確認利用該等各項目於適當範圍內之拉線加工用鋼線材，即可解決前述課題，並可抑制拉線加工中之斷線地穩定製造具適合作為鋼索等素材之高強度與優異扭轉特性的鋼線，而思及本揭示。
本揭示之要旨係如以下所述。
(1)一種拉線加工用鋼線材，以質量%計，含有： C：0.90~1.20%、 Si：0.10~1.30%、 Mn：0.20~1.00%、 Cr：0.20~1.30%、及 Al：0.005~0.050%， 剩餘部分係由Fe及雜質所構成，且作為前述雜質所含有之N、P、及S含量分別以質量%計， N：0.0070%以下、 P：0.030%以下、及 S：0.010%以下； 具有以體積率計95%以上為層狀波來鐵組織的金屬組織；前述層狀波來鐵組織之平均層狀間隔係50~75nm；前述層狀波來鐵組織中雪明碳鐵之平均長度係1.0~4.0mm；前述層狀波來鐵組織中之雪明碳鐵中，長度0.5mm以下之雪明碳鐵的個數比例係20%以下。
(2)如(1)記載之拉線加工用鋼線材，其以質量%計，更含有Mo：0.02~0.20%。
(3)如(1)或(2)記載之拉線加工用鋼線材，其以質量%計，更含有V：0.02~0.15%、Ti：0.002~0.050%、及Nb：0.002~0.050%之1種或2種以上。
(4)如(1)~(3)中任一項記載之拉線加工用鋼線材，其以質量%計，更含有B：0.0003~0.0030%。
(5)如(1)記載之拉線加工用鋼線材，其以質量%計，更含有Mo：0.02~0.20%、V：0.02~0.15%、Ti：0.002~0.050%、Nb：0.002~0.050%、及B：0.0003~0.0030%之1種或2種以上。
(6)如(1)~(5)中任一項記載之拉線加工用鋼線材，其中前述Al之含量，以質量%計，係0.005~0.035%。 發明效果
利用本揭示之一態樣的拉線加工用鋼線材，即可抑制拉線加工中之斷線而穩定製造出具適合作為鋼索等素材之高強度與優異扭轉特性的鋼線，於產業上極為有用。
用以實施發明之形態 以下，詳細地說明作為本揭示之拉線加工用鋼線材之一例的實施形態。 再者，本說明書中使用「~」所表示之數值範圍係包含以「~」前後記載之數值作為下限值及上限值之範圍之意。
本實施形態之拉線加工用鋼線材係藉由進行拉線加工，可得適合作為輸電線用電纜或吊橋用電纜等各種鋼索等素材之鋼線的拉線加工用之鋼線材。 鋼索素材所使用之鋼線的抗拉強度以2300MPa以上為佳，以2400MPa以上較佳，以2500MPa以上更佳。又，鋼索素材所使用之鋼線直徑以1.3~3.0mm為佳。又，鋼索素材所使用之鋼線以10條進行後述扭轉試驗後1次都未產生脫層為佳。
接著，詳細地說明本實施形態之拉線加工用鋼線材(以下簡稱為「鋼線材」。)的化學組成及微觀組織(金屬組織)。再者，各元素含量之「%」係「質量%」之意。
＜化學組成＞ 首先，說明本實施形態之鋼線材的化學組成。 本實施形態之鋼線材的化學組成，以質量%計，含有：C：0.90~1.20%、Si：0.10~1.30%、Mn：0.20~1.00%、Cr：0.20~1.30%、及Al：0.005~0.050%，剩餘部分係由Fe及雜質所構成，且作為雜質所含有之N、P、及S分別係N：0.0070%以下、P：0.030%以下、及S：0.010%以下。
C：0.90~1.20% C係有效提高鋼線材抗拉強度之成分。但，C含量小於0.90%時，抗拉強度不足。因此，對藉由拉線加工鋼線材後所得之鋼線，例如，穩定地賦予抗拉強度2300MPa以上之高強度係為困難。為得具2400MPa以上之抗拉強度的鋼線，以將鋼線材之C含量設為1.00%以上為佳。另一方面，鋼線材之C含量過多時，鋼線材將硬質化，而導致拉線加工後所得之鋼線的扭轉特性下降。鋼線材之C含量大於1.20%時，將不易於工業上抑制初析雪明碳鐵(沿舊沃斯田鐵晶界析出之雪明碳鐵)的生成。因此，將鋼線材之C含量訂於0.90~1.20%之範圍內。鋼線材之C含量以0.95%以上、1.10%以下為佳。
Si：0.10~1.30% Si係有效提高鋼線材強度之成分。又，Si係作為脫氧劑之必要成分。但，鋼線材之Si含量小於0.10%時，未能充分地得到利用含有Si之效果。另一方面，鋼線材之Si含量大於1.30%時，拉線加工後所得之鋼線的扭轉特性下降。於是，將鋼線材之Si含量訂於0.10~1.30%之範圍內。又，Si亦係影響鋼材之淬火性或初析雪明碳鐵之生成的元素。因此，為穩定地得到具所期之微觀組織的鋼線材，以將鋼線材之Si含量調整於0.10~1.00%之範圍內為佳，較佳者為0.20~0.50%之範圍內。
Mn：0.20~1.00% Mn可提高鋼線材之強度。又，Mn係與鋼中之S作為MnS而固定，具有防止熱脆性之作用的成分。但，鋼線材之Mn含量小於0.20%時，未能充分地得到利用含有Mn之效果。另一方面，Mn係容易偏析之元素。於鋼線材含有大於1.00%之Mn時，Mn將特別於鋼線材之中心部濃化，於中心部生成麻田散鐵或變韌鐵，造成拉線加工性下降。於是，將鋼線材之Mn含量訂於0.20~1.00%之範圍內。又，Mn係影響鋼之淬火性或初析雪明碳鐵生成的元素。由此可知，為穩定地得到具所期之微觀組織的鋼線材，以調整鋼線材之Mn含量於0.30~0.50%之範圍內為佳。
Cr：0.20~1.30% Cr具有縮小鋼線材之層狀波來鐵組織的層狀間隔，提高拉線加工後所得之鋼線強度的作用。為穩定地得到抗拉強度2300MPa以上之鋼線，需0.20%以上之Cr含量。但，鋼線材之Cr含量大於1.30%時，拉線加工性及拉線加工後所得之鋼線的扭轉特性下降。因此，將鋼線材之Cr含量訂於0.20~1.30%之範圍內。Cr含量以設為0.30~0.80%為佳。
Al：0.005~0.050% Al係具脫氧作用之元素，用以降低鋼線材中之氧量而需要。但，鋼線材之Al含量小於0.005%時，不易得到利用含有Al之效果。另一方面，Al係容易形成硬質之氧化物系夾雜物的元素。鋼線材之Al含量大於0.050%時，將變得容易顯著地形成粗大之氧化物系夾雜物，拉線加工性之下降變得顯著。因此，將鋼線材之Al含量設為0.005~0.050%。Al含量之下限以0.010%為佳，較佳之下限為0.020%。Al含量之上限以0.040%為佳，較佳之上限為0.035%，更佳之上限為0.030%。
相對於以上各元素(C、Si、Mn、Cr、Al)之剩餘部分係雜質及Fe。本實施形態之鋼線材中，作為雜質所含有之N、P、S含量係規定如下述。 再者，雜質係指原材料中所含之成分、或製造步驟中混入的成分，並非有意使其含有之成分。
N：0.0070%以下 N係於冷之拉線加工中錯位地固定使鋼線材之強度上升，但造成拉線加工性下降之元素。鋼線材之N含量大於0.0070%時，拉線加工性之下降變得顯著。於是，規定鋼線材之N含量為0.0070%以下。N含量之較佳上限為0.0040%。N含量之下限為0.0000%。即，鋼線材有無含有N皆可。但，由去除N之成本及生產性之觀點來看，N含量之下限以設為0.0010%為佳。
P：0.030%以下 P係偏析於鋼線材之晶界造成拉線加工性下降的元素。鋼線材之P含量大於0.030%時，拉線加工性之下降變得顯著。於是，規定鋼線材之P含量為0.030%以下。P含量之上限以0.025%為佳。P含量之下限係0.000%。即，鋼線材有無含有P皆可。但，由去除P之成本及生產性之觀點來看，P含量之下限以設為0.001%為佳。
S：0.010%以下 S係使拉線加工性下降之元素。此外，鋼線材之S含量大於0.010%時，拉線加工性之下降變得顯著。因此，規定鋼線材之S含量為0.010%以下。S含量之上限以0.007%為佳。S含量之下限係0.000%。即，鋼線材有無含有S皆可。但，由去除S之成本及生產性之觀點來看，S含量之下限以設為0.001%為佳。
此外，本實施形態之鋼線材中，除了前述說明之成分以外，亦可含有Mo：0.02~0.20%。 Mo：0.02~0.20% Mo可任意添加。Mo可發揮提高藉由對鋼線材進行拉線加工所得之鋼線抗拉強度與扭轉特性的均衡之效果。為得該效果，以將鋼線材之Mo含量設為0.02%以上為佳。由得到拉線加工後所得之鋼線抗拉強度與扭轉特性的均衡之觀點來看，以將鋼線材之Mo含量設為0.04%以上較佳。但，鋼線材之Mo含量大於0.20%時，將變得容易生成麻田散鐵組織，有拉線加工性下降的情形。因此，鋼線材中積極地添加Mo時之Mo含量以0.02~0.20%之範圍內為佳。較佳之Mo含量係0.10%以下。
此外，本實施形態之鋼線材中，除了前述說明之成分以外，亦可含有V：0.02~0.15%、Ti：0.002~0.05%、及Nb：0.002~0.05%之1種或2種以上。
V：0.02~0.15% V可任意添加。V於鋼線材中形成碳化物或碳氮化物，可縮小波來鐵塊體尺寸，使拉線加工性上升。為得該效果，以將鋼線材之V含量設為0.02%以上為佳。由穩定地提升拉線加工性之觀點來看，以將鋼線材之V含量設為0.05%以上較佳。但，鋼線材之V含量大於0.15%時，變得容易形成粗大之碳化物或碳氮化物，有拉線加工性下降的情形。因此，鋼線材之V含量以0.02~0.15%為佳。較佳之V含量係0.08%以下。
Ti：0.002~0.050% Ti可任意添加。Ti於鋼線材中形成碳化物或碳氮化物，可縮小波來鐵塊體尺寸，使拉線加工性上升。為得該效果，以將鋼線材之Ti含量設為0.002%以上為佳。由穩定地提升拉線加工性之觀點來看，以將鋼線材之Ti含量設為0.005%以上較佳。但，鋼線材之Ti含量大於0.050%時，變得容易形成粗大之碳化物或碳氮化物，有拉線加工性下降的情形。因此，鋼線材之Ti含量以設為0.002~0.050%為佳。較佳之Ti含量係0.010%以上、0.030%以下。
Nb：0.002~0.050% Nb可任意添加。Nb於鋼線材中形成碳化物或碳氮化物，可縮小波來鐵塊體尺寸，使拉線加工性上升。為得該效果，以將鋼線材之Nb含量設為0.002%以上為佳。由穩定地提升拉線加工性之觀點來看，以將鋼線材之Nb含量設為0.005%以上較佳。但，鋼線材之Nb含量大於0.050%時，變得容易形成粗大之碳化物或碳氮化物，有拉線加工性下降的情形。因此，鋼線材之Nb含量以0.002~0.050%為佳。較佳之Nb含量係0.020%以下。
此外，本實施形態之鋼線材中，除了前述說明之成分以外，亦可含有B：0.0003~0.0030%。 B：0.0003~0.0030% B可任意添加。B於鋼線材中與固溶後之N結合形成BN，減少固溶N，使拉線加工性上升。為得該效果，以將鋼線材之B含量設為0.0003%以上為佳。由穩定地提升拉線加工性之觀點來看，以將鋼線材之B含量設為0.0007%以上較佳。但，鋼線材之B含量大於0.0030%時，變得容易形成粗大之碳化物，有拉線加工性下降的情形。因此，鋼線材之B含量以0.0003~0.0030%為佳。較佳之B含量係0.0020%以下。
＜微觀組織(金屬組織)＞ 接著，說明本實施形態之鋼線材的金屬組織。 本實施形態之鋼線材的金屬組織具有以體積率計95%以上之層狀波來鐵組織(以下，亦僅稱「波來鐵組織」)的金屬組織，波來鐵組織之平均層狀間隔係50~75nm，波來鐵組織中雪明碳鐵之平均長度係1.0~4.0mm，波來鐵組織中之雪明碳鐵中，長度0.5mm以下之雪明碳鐵的個數比例係20%以下。
＜波來鐵組織之體積率＞ 鋼線材需具有以體積率計95%以上為波來鐵組織的金屬組織。具有如此金屬組織因鋼線材的加工硬化能大，藉由拉線加工可以小之加工量達成高強度化，故拉線加工後可得抗拉強度2300MPa以上並具優異之扭轉特性的鋼線。又，鋼線材之波來鐵組織的體積率為95%以上時，可得優異之拉線加工性。鋼線材之波來鐵組織的體積率以98%以上為佳。鋼線材之金屬組織中，波來鐵組織以外之剩餘部分的組織係雪明碳鐵、肥粒鐵、變韌鐵之任1種或2種以上。再者，本實施形態之鋼線材中，於波來鐵組織含有雪明碳鐵具有接近粒狀之形狀的偽波來鐵。
＜波來鐵組織之平均層狀間隔＞ 鋼線材之波來鐵組織的平均層狀間隔需為50~75nm。藉由成為具有如此之金屬組織的鋼線材，可穩定地得到拉線加工後抗拉強度2300MPa以上且扭轉特性優異之鋼線。鋼線材之波來鐵組織的平均層狀間隔大於75nm時，有拉線加工後所得之鋼線的抗拉強度或扭轉特性不充分的情形。又，波來鐵組織之平均層狀間隔小於50nm時，拉線加工後所得之鋼線的扭轉特性下降，有未能充分地抑制扭轉試驗之脫層產生的情形。因此，將波來鐵組織之平均層狀間隔設為50~75nm之範圍內，以設為55~70nm之範圍內為佳。
＜波來鐵組織中雪明碳鐵之平均長度＞ 鋼線材之波來鐵組織中雪明碳鐵之平均長度係1.0~4.0mm。波來鐵組織中雪明碳鐵之平均長度小於1.0mm時，即使滿足其他要件，因波來鐵組織中雪明碳鐵之連續性變小，故拉線加工後未能得到扭轉特性優異之鋼線。又，雪明碳鐵之平均長度大於4.0mm時，鋼線材之拉線加工性或扭轉特性下降變得顯著。於是，將鋼線材之波來鐵組織中雪明碳鐵的平均長度設為1.0~4.0mm之範圍內，以設為1.2~3.0mm為佳。
＜波來鐵組織中之雪明碳鐵中，長度0.5mm以下之雪明碳鐵的個數比例＞ 鋼線材之波來鐵組織中之雪明碳鐵中，長度0.5mm以下之雪明碳鐵的個數比例係20%以下。前述雪明碳鐵之個數比例大於20%時，即使滿足其他要件，因波來鐵組織中之雪明碳鐵接近粒狀者增加，故拉線加工後未能得到扭轉特性及抗拉強度優異之鋼線。於是，將波來鐵組織中之雪明碳鐵中，長度0.5mm以下之雪明碳鐵的個數比例設為20%以下，以設為15%以下為佳。並未特別限定前述雪明碳鐵之個數比例的下限，但由工業上可穩定製造之觀點來看，以設為2%以上為佳。
＜金屬組織條件測量方法＞ 接著，說明本實施形態之鋼線材中規定的金屬組織之各條件的測量方法。
(波來鐵組織之體積率) 鏡面研磨鋼線材之橫截面(即與鋼線材之長度方向呈直角的切截面)後，以苦味酸蝕劑腐蝕，再使用場致發射掃描型電子顯微鏡(FE-SEM)以倍率5000倍觀察10處任意位置並拍攝照片。將每1視野之面積設為4.32×10-4 mm2 (縱18mm，横24mm)。接著，於所得之各照片重疊透明薄片(例如OHP(Over Head Projector：透明片投影機)薄片)。於該狀態下，於各透明薄片之「與波來鐵組織以外之非波來鐵組織重疊的區域」塗色。接著，利用影像解析軟體(美國國立衛生研究所(NIH：National Institues of Health)開發之免費軟體 Image J ver.1.47s)求得各透明薄片之「塗有顏色之區域」的面積率，並算出其平均值作為非波來鐵組織面積率之平均值。再者，因波來鐵組織係等向之組織，故鋼線材橫截面組織的面積率與鋼線材組織之體積率相同。因此，將全體(100%)除以波來鐵組織以外之非波來鐵組織面積率之平均值後的值作為波來鐵組織之體積率。
(波來鐵組織之平均層狀間隔) 鏡面研磨鋼線材之橫截面後，以苦味酸蝕劑腐蝕，並使用場致發射掃描型電子顯微鏡(FE-SEM)以倍率10000倍觀察10處任意位置，拍攝照片。每1視野之面積設為1.08×10-4 mm2 (縱9mm，橫12mm)。接著，對齊所得之各照片中波來鐵組織的層狀方向，而可測量5間隔份之層狀，且特定出層狀間隔最小處及層狀間隔第2小處。接著，於各照片之層狀間隔最小處及層狀間隔第2小處畫出相對於層狀之延伸方向垂直的直線，於直線上之層狀間隔中測量5間隔份之層狀(參照圖1：此處，圖1中，LP顯示波來鐵組織、FE顯示肥粒鐵、CE顯示雪明碳鐵、L顯示畫出之相對於層狀之延伸方向垂直的直線、R顯示5間隔份之層狀的長度。)。將所得之5間隔份之層狀的層狀間隔數值除以5，作為層狀間隔最小處及層狀間隔第2處之層狀間隔。接著，算出如此求出之10處(每1視野2處(合計20處份))鋼線材之層狀間隔的平均值，作為鋼線材之波來鐵組織的平均層狀間隔。
(波來鐵組織中雪明碳鐵之平均長度) 如圖2所示，於用於測量上述非波來鐵組織之面積率的各照片上，沿著正交之2方向分別畫出各間隔2mm的直線。測量位於直線交點上之雪明碳鐵(交點上無雪明碳鐵時即最接近交點之雪明碳鐵)長度。再者，將雪明碳鐵長度設為自沿著雪明碳鐵形狀之一端至另一端的長度。此時，雪明碳鐵長且超出照片視野時，視為無法測量而未測量。各照片均測量70處以上之雪明碳鐵長度，算出鋼線材之2張照片，即2視野(每1視野最少70處，最多108處(合計140~216處份))之雪明碳鐵長度的平均值，作為鋼線材之波來鐵組織中雪明碳鐵的平均長度。但，未能測量70處以上之雪明碳鐵長度時，則測量其他視野。 再者，圖2中、LP顯示波來鐵組織、FE顯示肥粒鐵、CE顯示雪明碳鐵、CL顯示沿著正交之2方向分別畫出各間隔2mm的直線。
(波來鐵組織中之雪明碳鐵中長度0.5mm以下之雪明碳鐵的個數比例) 算出前述雪明碳鐵之平均長度時測量的合計140~216處份之雪明碳鐵長度中，求出長度0.5mm以下之雪明碳鐵個數，藉由算出長度0.5mm以下之雪明碳鐵比例求得。
＜製造方法＞ 接著，說明製造本實施形態之拉線加工用鋼線材方法之一例。再者，製造本實施形態之鋼線材的方法並不受說明之方法所限。 製造本實施形態之鋼線材時，為可確實地滿足化學組成及微觀組織(金屬組織)之各條件，於各製造步驟中設定條件對應化學組成、目標性能、線徑等。
作為本實施形態之鋼線材之製造方法的一例，說明使用含有C：0.90~1.20%、Si：0.10~1.30%、Mn：0.20~1.00%、Cr：0.20~1.30%、及Al：0.005%~0.050%，剩餘部分係由Fe及雜質所構成，雜質含有N：0.0070%以下、P：0.030%以下、及S：0.010%以下之鋼的情形。
熔製具前述化學組成之鋼後，藉由連續鑄造製造鑄片，並利用分塊軋延鑄片作成鋼片。 鋼片亦可藉由以下所示之方法製造。熔解具前述化學組成之鋼，並使用鑄模鑄造鑄錠。之後，亦可藉由熱鍛鑄錠製造鋼片。又，亦可切削加工熱鍛鑄錠後製造之熱鍛材，將所得之切削加工材做為鋼片使用。
接著，進行鋼片之熱軋延。鋼片之熱軋延係使鋼片之中心部為1000~1100℃，例如，於氮環境氣體中或氬環境氣體中使用一般之加熱爐及方法加熱，將最終軋延溫度設為900~1000℃，並成為直徑為7.5~5.0mm之範圍內的鋼線材。藉由組合水冷卻與利用大氣之氣冷以平均冷卻速度50℃/秒以上將最終軋延後所得之鋼線材一次冷卻至700~750℃。
再者，本說明書中，熱軋延使用之加熱爐內的鋼片溫度係指鋼片之表面溫度。又，本說明書之最終軋延溫度係指最終軋延後鋼線材之表面溫度。最終軋延後之平均冷卻速度係指最終軋延後鋼線材之表面冷卻速度。
接著，將一次冷卻至700~750℃之鋼線材浸漬於鉛浴(韌化處理、二次冷卻)，使波來鐵變態。本實施形態之鋼線材的製造方法中，將韌化處理之鉛浴溫度(波來鐵變態溫度)設為605~615℃、浸漬時間設為30~70秒，設為較習知一般之韌化處理的鉛浴溫度略高。鉛浴溫度為605℃以上時，可防止波來鐵組織中雪明碳鐵之平均長度變短、或長度0.5mm以下之雪明碳鐵個數變多。鉛浴溫度為615℃以下時，可防止波來鐵組織之層狀間隔變得過大。浸漬時間為30秒以上時，波來鐵變態將充分地結束。浸漬時間為70秒以內時可抑制長度0.5mm以下之雪明碳鐵個數急速地增加。藉由將鉛浴溫度設為605~615℃、浸漬時間設為30~70秒，波來鐵組織之層狀間隔、波來鐵組織中雪明碳鐵之平均長度、及長度0.5mm以下之雪明碳鐵的個數比例將成為預定之範圍，可確實地得到滿足前述各條件之波來鐵主體的金屬組織。
本實施形態之鋼線材之製造方法中，並未特別限定冷卻至700~750℃之鋼線材至鉛浴之溫度的平均冷卻速度，但以25~60℃/秒為佳。鉛浴中之鋼線材的冷卻速度為25℃/秒以上時，可充分地確保波來鐵組織之體積率。又，鉛浴中之鋼線材的冷卻速度為60℃/秒以下時，可充分地確保波來鐵組織之體積率，且波來鐵組織中之雪明碳鐵的平均長度、及長度0.5mm以下之雪明碳鐵的個數比例將成為預定之範圍，可確實地得到滿足前述各條件之波來鐵主體的金屬組織。 再者，冷卻至700~750℃之鋼線材可1)冷卻至700~750℃後，立刻浸漬於鉛浴，亦可2)冷卻至700~750℃後隔一段時間(例如自然冷卻後)，再浸漬於鉛浴。換言之，冷卻至700~750℃之鋼線材至鉛浴之溫度的平均冷卻速度係鋼線材溫度到達700~750℃後至到達鉛浴之溫度的平均冷卻速度。
本實施形態之鋼線材之製造方法中，使自605~615℃之鉛浴取出之鋼線材變為小於550℃之溫度，以直到500℃並以3℃/秒~10℃/秒冷卻為佳(3次冷卻)。將經結束波來鐵變態之鋼線材保持在鐵原子可長距離擴散之溫度域550℃以上時，雪明碳鐵將進行粒狀化。藉由以10℃/秒以下冷卻，鋼線材之波來鐵組織中雪明碳鐵的平均長度變短，長度0.5mm以下之雪明碳鐵的個數比例增加，成為滿足前述各條件之組織。另一方面，以小於3℃/秒冷卻時，因長度0.5mm以下之雪明碳鐵的個數比例將增加至大於20%，故設為3℃/秒以上。如以上，藉由將自605~615℃之鉛浴取出的鋼線材以3℃/秒~10℃/秒冷卻至小於550℃之溫度，可更確實地得到滿足前述各條件之波來鐵主體的金屬組織。再者，3次冷卻後即不管至室溫之冷卻速度。 藉由進行以上步驟，可得本實施形態之熱軋延線材。
依據本實施形態之鋼線材之製造方法，可得滿足前述化學組成及微觀組織(金屬組織)之各條件的鋼線材。再者，依據鋼線材之化學組成、至韌化處理前之加工條件、熱處理之履歷等不同，最適合之韌化處理條件及其以外之製程條件係相異。
本實施形態之鋼線材之製造方法，雖說明了利用有使用鉛浴之韌化處理的鋼線材之製造方法，但本實施形態之鋼線材之製造方法並未受該製造方法所限，亦可為利用有使用熔融鹽浴之韌化處理(DLP)的鋼線材之製造方法。
本實施形態之鋼線材具有預定之化學組成，並具以體積率計95%以上係波來鐵組織之金屬組織，波來鐵組織之平均層狀間隔係50~75nm，波來鐵組織中雪明碳鐵之平均長度係1.0~4.0mm，波來鐵組織中之雪明碳鐵中，長度0.5mm以下之雪明碳鐵的個數比例係20%以下。 因此，本實施形態之鋼線材可抑制拉線加工中的斷線，並藉由進行拉線加工可穩定地製造鋼線。具體而言，例如，即使對50kg之本實施形態之鋼線材進行拉線加工至直徑2.0mm，仍可抑制斷線次數於1次以下，可充分地防止斷線。又，藉由使用本實施形態之鋼線材，可得直徑1.3~3.0mm，具2300MPa以上之高抗拉強度，即使進行10次後述之扭轉試驗仍不會產生脫層之具優異扭轉特性的鋼線。如此所得之鋼線適合作為鋼索等素材。 實施例
接著，說明本揭示之實施例。實施例之條件係用以確認本揭示之可實施性及效果所採用的一條件例。本揭示並未受該一條件例所限定。只要未脫離本揭示要旨而可達成本揭示之目的，即可使用各種條件來得到本揭示。
於50kg真空熔解爐熔解具表1所示之化學組成的鋼A~R，鑄造成鑄錠。再者，表1中各成分量之空欄處係不含該成分、或將該成分之含量作為雜質水準以下之意。 以1250℃加熱前述各鑄錠1小時，並使完成溫度為950℃以上地進行熱鍛至直徑15mm後，自然冷卻至室溫。利用切削加工使所得之熱鍛材之直徑為10mm，並藉由將其切斷作為長度1000mm的切削加工材。
[表1]
Figure TWI614351BD00001
將具表1所示之化學組成的各切削加工材以表2所示之熱處理條件a~p熱處理，得到表3~表4所示之試驗編號1~36的鋼線材。 具體而言，對切削加工材以表2所示之熱處理條件a~l、p進行熱處理時，係藉由以下所示之方法製造鋼線材。
將各切削加工材於氮環境氣體中以1050℃之溫度加熱15分鐘，進行熱軋延使中心溫度為1000℃以上、最終軋延溫度為950℃以上1000℃以下之範圍內，作成直徑6.2mm的鋼線材。之後，組合水冷卻與利用大氣之氣冷以表2所示之平均冷卻速度將溫度900℃以上之鋼線材一次冷卻至720℃。接著，將冷卻至720℃之鋼線材以表2所示之浴浸漬時間浸漬於表2所示之浴溫度的鉛浴，以表2所示之平均冷卻速度施行自720℃至浴溫度的二次冷卻。再者，二次冷卻之平均冷卻速度可藉由改變鉛浴溫度，與鋼線材到達720℃後至使鋼線材浸漬於鉛浴的時間來控制。之後，自鉛浴取出鋼線材，以表2所示之平均冷卻速度施行自浴溫度至500℃的三次冷卻後，於大氣中自然冷卻至室溫(30℃)，得到鋼線材。 於表2顯示熱軋延至720℃之鋼線材的平均冷卻溫度、浴溫度、浴浸漬時間、浸漬鉛浴後之720℃至浴溫度之鋼線材的平均冷卻速度、浴溫度至500℃之鋼線材的平均冷卻溫度。
又，以表2所示之熱處理條件m~o對切削加工材進行熱處理時，藉由以下所示之方法製造鋼線材。 於氬環境氣體中以1050℃之溫度加熱各切削加工材15分鐘加熱，進行熱軋延使中心溫度為1000℃以上、最終軋延溫度為950℃以上1000℃以下之範圍內，作成直徑6.2mm之鋼線材。之後，組合水冷卻與利用大氣之氣冷以表2所示之平均冷卻速度將溫度900℃以上之鋼線材冷卻至720℃。接著，不將冷卻至720℃之鋼線材浸漬於鉛浴，而藉由大氣中之自然冷卻或利用風扇之氣冷冷卻至室溫，得到鋼線材。於表2顯示自720℃至室溫之鋼線材的平均冷卻速度。
[表2]
Figure TWI614351BD00002
對如此所得之試驗編號1~36的鋼線材使用上述方法求出波來鐵組織之體積率、波來鐵組織之平均層狀間隔、波來鐵組織中之雪明碳鐵的平均長度、波來鐵組織中之雪明碳鐵中長度0.5mm以下之雪明碳鐵的個數比例。於表3~表4顯示該結果。於本揭示中規定範圍外的值標記底線。
[表3]
Figure TWI614351BD00003
[表4]
Figure TWI614351BD00004
接著，於各鋼線材表面藉由通常方法形成磷酸鋅被膜。之後，以各模具之斷面縮減率平均為20%的道次排程，對經磷酸鋅被膜被覆之各鋼線材進行拉線加工至直徑2.0mm，得到試驗編號1~36之鋼線。 藉由以下所示之方法評價各鋼線材之得到鋼線時之拉線加工的拉線加工性。於表3~表4顯示該結果。
對50kg之各鋼線進行拉線加工，紀錄拉線加工中之斷線次數。再者，斷線次數為3次以上時，停止第3次斷線以後之拉線加工。此外，自直徑6.2mm至直徑2.0mm進行50kg拉線後之斷線次數為0次時，評價拉線加工性良好，斷線次數為1次以上時，評價拉線加工性差。
又，對拉線加工後所得之各鋼線進行以下所示之抗拉試驗及扭轉試驗。於表3~表4顯示該結果。 對各3條之各鋼線進行依據JIS Z 2241(2011年)之抗拉試驗，並將其平均值作為抗拉強度。評價抗拉強度為2300MPa以上時為良好。
扭轉試驗係以15rpm扭轉至線徑(直徑)之100倍長度的鋼線斷線，再以轉矩(扭轉強度)曲線判定有無產生脫層。轉矩曲線之判定係藉由於斷線前有轉矩減少時即判斷產生脫層的方法進行。對各10條之各鋼線進行扭轉試驗，於沒有任何1條產生脫層時，評價扭轉特性良好。
如表3~表4所示，完全滿足本揭示規定之條件的試驗編號2、4、5、7、9、11、12、15、17、20、29中，斷線次數為0次，拉線加工性良好，具2300MPa以上之抗拉強度，脫層為0次，扭轉特性良好。
相對於此，平均層狀間隔大之試驗編號1、13、19、22中，抗拉強度小於2300MPa。
雪明碳鐵之平均長度短的試驗編號3、8、16、21中，產生多次脫層，扭轉特性不充分。 又，經以小於50℃/秒自熱軋延後之900℃以上緩冷卻至720℃的鋼線材之試驗編號10、14、30、36中，因析出雪明碳鐵，波來鐵組織之體積率變低，故斷線次數多。 又，經將鋼線材自720℃氣冷至室溫之試驗編號6中，因波來鐵組織之體積率低，故斷線次數多。 又，經將鋼線材自720℃自然冷卻至室溫之試驗編號18中，雪明碳鐵之平均長度長，斷線次數多。 又，鉛浴中之浸漬時間短的試驗編號31中，波來鐵變態未結束，雪明碳鐵之平均長度變短。 又，鉛浴中之浸漬時間長的試驗編號32及自鉛浴取出後經自然冷卻之試驗編號34中，波來鐵變態後0.5mm以下之雪明碳鐵的比例增加。 又，延長浸漬自720℃至鉛浴溫度之時間，並減緩鋼線材至到達鉛浴溫度之平均冷卻速度的試驗編號33中，非波來鐵組織增加，產生有脫層。 又，自鉛浴取出後快速冷卻之試驗編號35中，雪明碳鐵之平均長度長。
C含量少之試驗編號23及Cr含量少之試驗編號27中，抗拉強度小於2300MPa。 又，Si含量少之試驗編號25中，抗拉強度小於2300MPa。又，Si含量少之試驗編號25中，波來鐵組織之體積率低。 Si含量大之試驗編號24中，抗拉強度良好，但扭轉特性不充分。 Cr含量大之試驗編號26中，拉線加工性及扭轉特性均不充分。 Mo含量多之試驗編號28中，浸漬(韌化處理)於鉛浴之波來鐵變態未結束而成為麻田散鐵組織，故斷線次數多。
以上，說明本揭示之較佳實施形態及實施例，但該等實施形態、實施例均僅為本揭示要旨之範圍內之一例，於未脫離本揭示要旨之範圍內，可進行構造之添加、省略、取代、及其他變更。換言之，本揭示並未受前述說明所限定，僅受專利申請範圍之記載所限定，於該範圍內可進行適當之變更係自不待言。
再者，本說明書中藉由參照日本專利申請案第2015-208935號之所有揭示而採用。 本說明書所記載之所有文獻、專利申請案、及技術規格係藉由參照各文獻、專利申請案、及技術規格而採用，並與具體且個別記載的情形相同地於本說明書中藉由參照而採用。
L‧‧‧畫出之相對於層狀之延伸方向垂直的直線
R‧‧‧5間隔份之層狀的長度
CE‧‧‧雪明碳鐵
CL‧‧‧沿著正交之2方向分別畫出各間隔2mm的直線
FE‧‧‧肥粒鐵
LP‧‧‧波來鐵組織
圖1係用以說明層狀波來鐵組織之平均層狀間隔之測量方法的圖。 圖2係用以說明層狀波來鐵組織中雪明碳鐵平均長度之測量方法的圖。
無

Claims (6)

  1. 一種拉線加工用鋼線材，以質量%計，係由下述所構成：C：0.90~1.20%、Si：0.10~1.30%、Mn：0.20~1.00%、Cr：0.20~1.30%、及Al：0.005~0.050%、Mo：0~0.20%、V：0~0.15%、Ti：0~0.050%、Nb：0~0.050%、B：0~0.0030%、N：0~0.0070%、P：0~0.030%、S：0~0.010%、以及剩餘部分：Fe及雜質；具有以體積率計95%以上為層狀波來鐵組織的金屬組織；前述層狀波來鐵組織之平均層狀間隔係50~75nm；前述層狀波來鐵組織中雪明碳鐵之平均長度係1.0~4.0μm；前述層狀波來鐵組織中之雪明碳鐵中，長度0.5μm以下之雪明碳鐵的個數比例係20%以下。
  2. 如請求項1之拉線加工用鋼線材，其以質量%計，含有Mo：0.02~0.20%。
  3. 如請求項1或2之拉線加工用鋼線材，其以質量%計，含有V：0.02~0.15%、Ti：0.002~0.050%、及Nb：0.002~0.050%之1種或2種以上。
  4. 如請求項1或2之拉線加工用鋼線材，其以質量%計，含有B：0.0003~0.0030%。
  5. 如請求項1之拉線加工用鋼線材，其以質量%計，含有Mo：0.02~0.20%、V：0.02~0.15%、Ti：0.002~0.050%、Nb：0.002~0.050%、及B：0.0003~0.0030%之1種或2種以上。
  6. 如請求項1或5之拉線加工用鋼線材，其中前述Al之含量，以質量%計，係0.005~0.035%。
TW105134015A 2015-10-23 2016-10-21 拉線加工用鋼線材 TWI614351B (zh)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2015208935 2015-10-23
JP2015-208935 2015-10-23

Publications (2)

Publication Number Publication Date
TW201718907A TW201718907A (zh) 2017-06-01
TWI614351B true TWI614351B (zh) 2018-02-11

Family

ID=58557250

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
TW105134015A TWI614351B (zh) 2015-10-23 2016-10-21 拉線加工用鋼線材

Country Status (10)

Country Link
US (1) US10597748B2 (zh)
EP (1) EP3366802A4 (zh)
JP (1) JP6481770B2 (zh)
KR (1) KR102059046B1 (zh)
CN (1) CN108138285B (zh)
BR (1) BR112018007711A2 (zh)
CA (1) CA3001966A1 (zh)
MX (1) MX2018004711A (zh)
TW (1) TWI614351B (zh)
WO (1) WO2017069207A1 (zh)

Families Citing this family (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP3647446A4 (en) * 2017-06-30 2021-02-17 Nippon Steel Corporation HIGH STRENGTH STEEL WIRE
TWI637066B (zh) * 2017-12-05 2018-10-01 日商新日鐵住金股份有限公司 覆鋁鋼線及其製造方法
PL3702638T3 (pl) * 2019-02-26 2021-12-20 Nv Bekaert Sa Urządzenie uruchamiające do otwierania i zamykania drzwi lub klapy tylnej samochodu
WO2020256140A1 (ja) * 2019-06-19 2020-12-24 日本製鉄株式会社 線材
CN112176258B (zh) * 2020-09-30 2022-06-21 江苏省沙钢钢铁研究院有限公司 2500MPa级钢绞线用盘条及其制造方法
CN112011742B (zh) * 2020-10-22 2021-01-22 江苏省沙钢钢铁研究院有限公司 5000MPa级金刚线用盘条及其生产方法
CN113088798A (zh) * 2021-03-31 2021-07-09 江苏省沙钢钢铁研究院有限公司 高碳钢盘条及其生产方法
CN117512460B (zh) * 2024-01-08 2024-05-10 钢铁研究总院有限公司 一种Si-Mn-Cr-Mo-V-Ti-Nb多元合金化超高强度盘条及其制备方法

Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
TW201102443A (en) * 2009-06-22 2011-01-16 Nippon Steel Corp High strength extra-fine steel wire and manufacturing method thereof

Family Cites Families (20)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5833485A (ja) 1981-08-21 1983-02-26 Hitachi Ltd 発券プリンタ
JP3237305B2 (ja) 1992-06-04 2001-12-10 住友金属工業株式会社 高強度・高延性鋼線用高炭素鋼線材
JP3387149B2 (ja) 1993-05-13 2003-03-17 住友金属工業株式会社 伸線強化高強度鋼線用線材およびその製造方法
JPH11315347A (ja) 1998-04-30 1999-11-16 Kobe Steel Ltd 耐遅れ破壊性に優れた高強度線材およびその製造方法並びに高強度ボルト
JP2001234286A (ja) 2000-02-24 2001-08-28 Nippon Steel Corp 伸線加工性に優れた細径高炭素低合金鋼熱間圧延線材とその製造方法
JP3983218B2 (ja) 2003-10-23 2007-09-26 株式会社神戸製鋼所 延性に優れた極細高炭素鋼線およびその製造方法
JP4377715B2 (ja) 2004-02-20 2009-12-02 株式会社神戸製鋼所 捻回特性に優れた高強度ｐｃ鋼線
JP5233281B2 (ja) * 2006-10-12 2013-07-10 新日鐵住金株式会社 延性に優れた高強度鋼線およびその製造方法
JP5169839B2 (ja) 2007-01-31 2013-03-27 新日鐵住金株式会社 捻回特性に優れるｐｗｓ用めっき鋼線及びその製造方法
JP5157230B2 (ja) 2007-04-13 2013-03-06 新日鐵住金株式会社 伸線加工性の優れた高炭素鋼線材
KR100979006B1 (ko) 2007-12-27 2010-08-30 주식회사 포스코 강도와 연성이 우수한 신선용 선재 및 그 제조방법
JP5315790B2 (ja) * 2008-05-19 2013-10-16 新日鐵住金株式会社 耐遅れ破壊特性に優れた高強度ｐｃ鋼線
WO2011092905A1 (ja) 2010-02-01 2011-08-04 新日本製鐵株式会社 線材、鋼線及びそれらの製造方法
KR101309881B1 (ko) 2009-11-03 2013-09-17 주식회사 포스코 신선가공성이 우수한 신선용 선재, 초고강도 강선 및 그 제조방법
KR101382659B1 (ko) 2010-01-25 2014-04-07 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 선재, 강선 및 선재의 제조 방법
KR101271978B1 (ko) * 2010-12-21 2013-06-05 주식회사 포스코 고강도 고연성 과공석 선재 및 그 제조방법
KR101572775B1 (ko) 2012-01-20 2015-11-27 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 압연 선재 및 그 제조 방법
JP5833485B2 (ja) 2012-03-27 2015-12-16 株式会社神戸製鋼所 線材及びこれを用いた鋼線
WO2015053311A1 (ja) * 2013-10-08 2015-04-16 新日鐵住金株式会社 線材、過共析ベイナイト鋼線、及びそれらの製造方法
JP6237794B2 (ja) * 2014-02-06 2017-11-29 新日鐵住金株式会社 鋼線

Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
TW201102443A (en) * 2009-06-22 2011-01-16 Nippon Steel Corp High strength extra-fine steel wire and manufacturing method thereof

Also Published As

Publication number Publication date
CN108138285B (zh) 2020-02-21
TW201718907A (zh) 2017-06-01
JP6481770B2 (ja) 2019-03-13
US20180327889A1 (en) 2018-11-15
CA3001966A1 (en) 2017-04-27
KR102059046B1 (ko) 2019-12-24
WO2017069207A1 (ja) 2017-04-27
EP3366802A1 (en) 2018-08-29
BR112018007711A2 (pt) 2018-10-23
EP3366802A4 (en) 2019-05-15
US10597748B2 (en) 2020-03-24
CN108138285A (zh) 2018-06-08
KR20180053388A (ko) 2018-05-21
MX2018004711A (es) 2018-06-20
JPWO2017069207A1 (ja) 2018-08-30

Similar Documents

Publication Publication Date Title
TWI614351B (zh) 拉線加工用鋼線材
KR101925735B1 (ko) 신선 가공용 강선
JP5599751B2 (ja) 伸線加工性および伸線後の疲労特性に優れた高炭素鋼線材
TWI516611B (zh) 線材、過共析變韌鐵鋼線、及該等之製造方法
JP6394708B2 (ja) 伸線加工性に優れる高炭素鋼線材
JP4445561B2 (ja) 鋼の連続鋳造鋳片およびその製造方法
JP5671400B2 (ja) 伸線加工性および伸線後の疲労特性に優れたばね用鋼線材、ならびに疲労特性およびばね加工性に優れたばね用鋼線
WO2017043660A1 (ja) 鋼板およびほうろう製品
WO2015115574A1 (ja) 疲労特性に優れたばね用鋼線材、およびばね
JPWO2018212327A1 (ja) 線材、及び鋼線の製造方法
JP6725007B2 (ja) 線材
JP6828592B2 (ja) 伸線加工用熱間圧延線材
TWI612150B (zh) 機械構造零件用鋼線
KR20170002541A (ko) 강선
CN108368586B (zh) 强度和冷加工性优异的非热处理线材及其制造方法
US9403242B2 (en) Steel for welding
JP2016108628A (ja) 二相ステンレス鋼材の製造方法
JP7141944B2 (ja) 非調質鍛造部品および非調質鍛造用鋼
JP2003183778A (ja) 鋼線材、鋼線及びその製造方法
JP6536382B2 (ja) 伸線加工用熱間圧延線材
JP2017115176A (ja) 伸線加工用熱間圧延線材

Legal Events

Date Code Title Description
MM4A Annulment or lapse of patent due to non-payment of fees