WO1991012346A1 - Process for producing steel wire for drawing - Google Patents

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WO1991012346A1
WO1991012346A1 PCT/JP1991/000188 JP9100188W WO9112346A1 WO 1991012346 A1 WO1991012346 A1 WO 1991012346A1 JP 9100188 W JP9100188 W JP 9100188W WO 9112346 A1 WO9112346 A1 WO 9112346A1
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wire
temperature
plastic working
working
strength
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PCT/JP1991/000188
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English (en)
French (fr)
Inventor
Takashi Tsukamoto
Original Assignee
Sumitomo Metal Industries, Ltd.
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.)
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Publication date
Application filed by Sumitomo Metal Industries, Ltd. filed Critical Sumitomo Metal Industries, Ltd.
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    • 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

Definitions

  • the present invention relates to a method for producing a »wire for wire drawing, and more particularly to a method for producing a wire for wire drawing for producing a filament for a cord wire.
  • cord wires and bead wires generally used for tires and the like are strands obtained by burning high carbon steel filaments of about 0.2 mm in diameter.
  • the intensity of emission it has many things of 320kgf / mm 2 before and after.
  • the conventional method for manufacturing a filament for a cord wire and the characteristics obtained by it are as follows.
  • Japanese Patent Publication No. 57-19168 Japanese Unexamined Patent Publication No. Sho 53-309157 also shows a method of toughening a carbon material by thermomechanical treatment.
  • the resulting material has a diameter of 4.0 to 13.0 mm, It is used as it is without heat drawing.
  • the thermomechanical heat treatment is also performed at a relatively low temperature (below 450 ⁇ , Ms point or more) with a 10-40% reduction in the area of the metastable austenite structure, followed by isothermal heat treatment to produce fine ferrite and cementite. ⁇ has gained.
  • the miniaturization by the thermomechanical treatment is the miniaturization of the distance between the particles, that is, the lamella spacing, and there is no mention of the miniaturization of the burrit block size as described above.
  • the obtained strength is also 200 kgf / mm 2 or less.
  • the grain size (pearlite block) is refined by a method of raising the processing limit by coarsely adjusting the structure before drawing, or by working heat treatment as in JP-A-64-15322.
  • any of the methods for improving drawability by drawing it is not possible to obtain a filament having a strength of 400 kgf / imn 2 or more and a ductility of 40% or more by subsequent drawing. Disclosure of the invention
  • a first object of the present invention is to provide a method for manufacturing a wire for drawing wire for manufacturing a filament for a cord wire, which is required today, for example, as described above.
  • a second object of the present invention is to make it possible to manufacture a filament having a strength after drawing of 400 kgf / mm 2 or more and a drawing of 40% or more, for example, a wire drawing that can be applied to a cord wire.
  • An object of the present invention is to provide a wire and a method of manufacturing the wire.
  • the working heat treatment conditions for obtaining by simple means were compared in detail. That is, in order to reduce the size of the pearlite block, it is conventionally necessary to perform recrystallization treatment by heating the austenite region after processing and then perform pearlite transformation by gradually cooling from the austenite region. It was thought that if the processing conditions could be controlled, it would be possible to sufficiently reduce the burlite block size simply by cooling from the austenitic region to the constant temperature transformation region, performing the constant temperature transformation, and converting to pearlite. The present invention has been completed.
  • the gist of the present invention is that a net wire containing 0.7 to 0.9% by weight of carbon is heated to an austenite region temperature of three or more Ac in a patenting process before final drawing. Then, at a cooling rate within the range that does not cut the pearlite transformation start line in the constant temperature transformation curve, cool to Ae, 500 or less at the point or below, and perform plastic working with a workability of 20% or more at this temperature range.
  • This is a method for producing a 3 ⁇ 4 wire for wire drawing, which is characterized by performing a transformation into a solid without heating to the region of stainless steel.
  • the plastic working is performed by rolling by a rolling mill or This may be done by pulling out with a bow or pulling out with a roller die.
  • wire drawing wire J is the chain wire after final drawing. -In other words, it refers to a filament.
  • FIG. 1 is a schematic diagram for explaining the thermomechanical treatment conditions and the change of the metallurgical structure according to the present invention in the following three stages.
  • Figure 2 is a graph showing the correlation between the degree of plastic working after quenching and the mechanical properties of the wire obtained after drawing. The best way to carry out the invention
  • Figure 1 shows the thermomechanical treatment conditions and the changes in the metallurgical structure according to the present invention. It is a schematic diagram divided and demonstrated in II stage.
  • the heating temperature was limited to the temperature in the austenitic region with three or more Ac points, depending on the heating at a temperature lower than the austenite region.
  • the reason for this is that the ⁇ defects in the steel cannot be fully recovered and the ductility is insufficient.
  • too a high temperature turned into large crystal grains (austenitic grains) is rough, even in the subsequent thermomechanical processing, because can not be sufficiently miniaturized, [with Ac 3 point ⁇ + 50] - [Ac 3 point temperature + 200 Is preferably limited to the range described above.
  • the angle range is 850 to 950.
  • the cooling rate at the time of cooling to the processing temperature is the bar light transformation start line of the constant There is no particular limitation as long as the cooling rate does not exceed (Ps). This is to prevent flash transformation until the machining is completed. At this time, the austenitic composition described above is stored as it is as a supercooled austenite.
  • a cooling rate that does not cause pearlite transformation is generally ⁇ 0'C / sec or more, and usually 190 t / sec or more is sufficient. However, if the cooling rate is too slow, the cooling takes too much time. As a result, the precipitation of carbides starts during cooling austenite before working, which impairs the workability.
  • the wire quenched in this way to a working temperature below the Aei point of 500 or more is then preferably rolled using a rolling mill or drawn by using a hot dies or drawn by using a roller die. Receive processing.
  • the cooling temperature at this time is not limited as long as the cooling temperature is Ae, 500 ° C or less below the point. There is no limitation unless pearlite transformation or martensite transformation occurs prior to processing. If the temperature is too low, the drawability decreases, while if the temperature is too high, the pearlite braid becomes too coarse, and sufficient strength cannot be obtained, so the cooling temperature, that is, the processing temperature, should be 600 ⁇ 50. is preferred. in this range, strength before wire drawing out rather large from around 115kgf / mm 2,
  • the black circles in the diagram showing the metal composition in the second stage indicate the nuclei of pearlite.
  • the number of nuclei to be introduced increases as the processing temperature Tc decreases and the processing degree Rd increases. To the side.
  • the working ratio is limited to 20% or more, preferably 40% or more.
  • the degree of processing (r) is defined as ⁇ [cross-sectional area before processing)-(cross-sectional area after processing)] no (cross-sectional area before processing) ⁇
  • the working ratio at the time of plastic working the supercooled austenite 20% preferably is of was 40% or more, at 20% non-groove, at the limit working ratio is epsilon ⁇ 4.0 before and after the drawing, 350 kgf / mm 2 It obtained only strength before after, because can not achieve the goal of 400 kgf / mm 2 or more.
  • the working ratio is less than 20%, the number of nuclei to be introduced is not enough, so that the crystal grain (parillit block size) does not become less than 5.0.
  • the pearlite block size can be reduced to 1.0 um or less.
  • the strain rate of the austenitic processing is preferably 1.0 s-nosec or more.
  • the strain rate 1.0S- 1 Roh sec) With the following, ⁇ working ratio at the time of drawing is 4.8 or more, reach strength after wire drawing also 410 kgf / mm 2 or more, the diaphragm also improves 45% or more it can.
  • the pearlite transformation is performed while maintaining the austenite region without performing heating and recrystallization. Usually, this can be performed by patenting the lead bath.
  • the number of pearlite blocks generated determines the final pearlite particle size. That is, the number to generate is It is proportional to the number of product nuclei introduced in stage II.
  • Each of the expanded austenite grains in the forecloth is divided into perlite grains according to the nuclei formed.
  • particles having different crystal orientations constitute a pearlite block, and the average diameter thereof is the burlite block size.
  • Tn indicates the nose temperature of the isothermal transformation curve.
  • the wire drawing process is not particularly limited, and may be performed by any means.
  • composition components of the wire-laying material targeted by the present invention are not particularly limited except for carbon.
  • Carbon is an element necessary to secure the strength of the wire.
  • the upper limit of the variety is 0.9%. If it exceeds this value, it is the shadow of the first-time cementite, and the drawability becomes worse and the strength decreases rather.
  • the contents of Si and Mn and further the contents of P and S may be appropriately limited.
  • C: 0.70 to 0.90%, Si: 0.15 to 1.2%, Mn: 0.30 to 0.90%, P: 0.01% or less, and S: 0.002% or less are exemplified.
  • Test Nos. 1 to 22 shown in Table 1 were smelted with 150 kg vacuum melt jg Italy, rolled to 5.5 mm in diameter by hot rolled steel, and
  • the product up to mm was subjected to thermomechanical treatment under the same conditions as shown in Table 1 and used as a bus for drawing.
  • the wire was drawn to the filament by washing with 20% sulfuric acid and then brassed, followed by a wet continuous wire drawing machine.
  • Table 1 also summarizes the mechanical properties of the bus bar, the critical workability during drawing, and the mechanical properties of the drawn wire after drawing.
  • TS of the bus was adjusted with the goal of 115kgf / ram 2.
  • Test Nos. 1 to 5 the influence of carbon content was examined.
  • Test Nos. 1 and 5 which are comparative examples outside the scope of the present invention, the strength of the drawn wire did not reach 400 kgf / mm 2 .
  • Test Nos. 6 to 9 the effect of heating temperature on thermomechanical heat treatment was investigated.
  • Test No. 6 which is a comparative example outside the scope of the present invention, the strength of the drawn wire does not reach 400 kgf / ram 2 and the drawing also shows a low value.
  • Test Nos. 7 to 9 are all examples of the present invention.
  • Test Nos. 15 to 18 the alum at the processing temperature of austenite was examined.
  • Test Nos. 15 and 18, which are comparative examples outside the scope of the present invention the strength of the drawn wire did not reach 400 kgf / mm 2 .
  • Test Nos. 19 to 22 the effect of the working degree of the supercooled austenite was investigated.
  • Test No. 19 which is a comparative example having an additivity of 10% out of the range of the present invention, the strength of the drawn wire did not reach 400 kgi / mm 2 .

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Description

明 細 害 伸線用靖線材の製造方法 技術分野
この発明は、 伸線用 »線材の製造方法、 特にコードワイヤ用フ ィ ラメ ン トを製 造するための伸線用阈線材の製造方法に関する。 背景技術
従来より一般にタイヤその他に用いられるコードワイヤ、 ビードワイヤは、 直 柽 0. 2 mm前後の高炭素鑲製フイ ラメ ン トを燃って得たス ト ラ ン ドであり、 現状で はフ イ ラメ ン卜の強度は 320kgf/mm2前後のものが多い。
従来のコードワイヤー用フ ィ ラメ ン トの製造方法とそれによつて得られる特性 は次の通りである。
従来法のフイラメ ン トの製造工程を示す。
— 緣り返し 一
5.5 ^棒材 -LP 伸線 1. 2 線材 最終 LP →
酸洗 · メ ツキ → 最終伸線 → 0. 2 フ ィ ラメ ン ト
最終鉛パテンティ ング （LP) 工程では、 約 900 で加熱後、 600 で前後の鉛浴に 浸漬し、 引張強度 TS = 125kgf /mm2とした佛線用鎮線材を得、 これを酸洗 · メ ツキ 後、 伸線して TS 320kgf /mm2前後のフイラメ ントを得ていた。 この工程 ·条件に おいては、 伸線加工度 e = 3. 2 程度であり、 これを、 さらに上げて、 強度を得よ うとしても、 延性低下のため不可能であった。
本発明者は、 特繭昭 63— 169480号において最終鉛パテンティ ング処理後の引張 強度を TS = 115kgf /ram 2前後に調整して伸鎳性を向上させる方法を開示したが、 こ の方法でも伸線加工度は s = 4. 5 が限界で、' 得られる強度も、 380kgf /mm 2程度で あった。
また、 特開昭 64— 15322 号においてば、 最終鉛パテンティ ング処理の代わりに 加工熱処理を行い、 パーライ トブロックサイズを 6 〜77 程度に微細化し、 伸線 性を向上させ 400kgf/mm2台の強度を得ることを示したが、 加工後再びオーステナ ィ ト域へ加熱し、 次いで徐冷するという再結晶化処理を行うため、 安定した微細 化が達成されず、 また工程数が多くなるため所要時簡が县くなりコス ト上昇を免 れない。 しかも、 髙加工度域への加工のため伸線後の絞りが 30%台と低く、 その 後のコードワイヤーへの撚り線加工に際し断線等が起こり易く、 安定性に欠けて いた。
特公昭 57 - 19168 号 （特開昭 53— 30917 号） では、 同じく炭素親の加工熱処理 による強靱化法を示しているが、 この方法により得られる鑲材は直径 4.0 〜： 13.0 mmで、 最終伸線を行うことなく熱処理ままの状態で使用する。 その加工熱処理も、 比較的低温（450 Ϊ以下、 Ms点以上） での準安定オーステナィ ト組織に 10〜40%の 減面率で加工を加え、 その後恒温熱処理して微細なフエライ トとセメ ンタイ ト組 辗を得ている。 この場合、 加工熱処理による微細化といってもパ一ライ トの展間 距離、 つまりラメラ間隔の微細化であって、 前述のようなバーラィ トブロックサ ィズの微細化については何ら言及することがなく、 また得られる強度も 200kgf/m m2以下である。
この他、 素線の C含有量を例えば 1.0 %以上というように高く して伸線前の強 度を上げることが考えられるが、 初折セメ ンタイ トの影響で伸線性が劣化するの で、 得られる強度はやはり向上しない。
ところで、 例えばコ一ドワイヤの場合、 今日、 自動車の高速走行時の安定性向 上のためタイヤに要求される仕様が一展厳しくなつており、 それに伴いタイヤの コードワイヤの高張力化が求められ、 フィ ラメ ントにも伸線後の機械的特性とし て引張強度 TS = 400kgf/mm2以上、 絞り 40%以上が要求されるようになってきてい る。
フ ィ ラメ ン トの強度は、 素材である高炭素 ¾線材を伸線して細線化する過程で 徐々に高められていくが、 従来の共折成分を有する直径 1〜 2 mmの線材をパテン ティ ング処理してから伸線する場合、 前述のとおり ε = 3.2 程度の加工度で到達 できる強度つまり到達強度は 320 kgf/ram2 前後が限界であった。
また、 伸線前の組織を粗めに調整し、 加工限界を上げる方法や、 特開昭 64— 15 322 号のように加工熱処理によって結晶粒径（パーライ トブロック） を微細化し て伸線性を向上させる方法では、 いずれもその後に行う伸線によって 400kgf /imn 2 以上の強度で 40 %以上の延性を有する'タイ ラメ ン トを得ることはできない。 発明の開示
したがって、 この発明の第一の目的は、 例えば上述のような今日求められてい るコードワイヤ用のフ イ ラメ ントを製造するための伸線用鑲線材の製造方法を提 供するこ とである。
この発明の第二の目的は、 伸線後強度 400kgf /mm 2 以上で、 絞り 40 %以上のフ イ ラメ ン トの製造を可能にする、 例えばコードワイヤーへの適用を可能にする伸 線用銕線材とその製造方法を提供することである。
本発明者は、 上述の目的達成のため種々検討を重ねたところ、 伸線前の引張強 度 TS = 115kgf /mm 2を目標にするとともに、 最終伸線の前に加工熱処理を施し、 パ 一ライ トブロックサイズが 5. 0 / Hi 以下、 好ましくは 1. 0 u m 以下の微細なパ一 ライ ト組羝とすることにより、 伸線性が向上することを知り、 この微細パ一ライ ト組辗を簡便な手段でもって得るための加工熱処理条件を詳細に比較検討した。 すなわち、 パーライ トブロックサイズを小さ くするためには従来は加工後ォ一 ステナイ ト領域への加熱によって再結晶処理を行い、 次いでオーステナィ ト域か らの徐冷によってパーラィ ト変態を行うことが必要であると考えられていたとこ ろ、 加工条件をコン トロールできればオーステナイ ト域から恒温変態領域に冷却 して恒温変態を行ってパーライ ト化するだけで十分にバーライ トブロックサイズ を微小化できるこ とを知り、 この発明を完成した。
よって、 この発明の要旨とするところは、 炭素: 0. 7 〜0. 9 重量％含有する網 線材を、 最終伸線前のパテンティ ング処理において、 Ac3 点以上のオーステナイ ト域温度に加熱してから、 恒温変態曲線におけるパーライ ト変態開始線を切らな い範囲の冷却速度で、 Ae , 点以下 500 で以上の濫度範囲に冷却し、 この温度域で 加工度 20 %以上の塑性加工を行い、 次いでォ一スチナイ ト域に加熱することなく パ一ライ ト変態させることを特徴とする伸線用 ¾線材の製造方法である。
この発明の好適態様によれば、 前記塑性加工を圧延機による圧延または温間ダ ィスによる弓 ί抜きあるいはローラダイスによる引抜きにより行ってもよい。
なお、 本明細害において、 最終伸線前の鋼線材は 「伸線用網線材」 あるいは 「素線」 または 「母線」 などと称するが、 「伸線鎮線材 J は最終伸線後の鎖線材- つまりフ ィ ラメ ン トをいう。 図面の簡単な説明
図 1 は、 この発明における加工熱処理条件とそれによる冶金学的組織の変化を 次の三段階に分けて説明する模式図である。
図 2は、 急冷後の塑性加工おける加工度と伸線後に得られた鑛線材の機械的特 性との相関を示すグラフである。 発明を実施するための最良の形慈
この発明を添付図面を参照して更に詳細に説明する。
図 1は、 この発明における加工熱処理条件とそれによる冶金学的組織の変化を 次の I〜！ II段階に分けて説明する模式図である。
①第 I段階：
この段階では最終伸線前のパテンティ ング処理において Ac3 点以上の温度に加 熱してオーステナイ ト化する。
このように最終伸線前のパテンティ ング処理において、 加熱温度を Ac3 点以上 のオーステナイ ト域の温度に限定したのは、 オーステナイ ト域より低い温度での 加熱によっては前工程での予備伸線における內部欠陥が十分面復せず、 延性が不 足するためである。 しかし、 余り高い温度では結晶粒 （オーステナイ ト粒） が粗 大化し、 その後の加工熱処理においても、 十分微細化できなくなるため、 〔Ac3 点溘度 + 50で〕 〜 〔Ac3 点温度 + 200 で〕 の範囲に制限するのが好ましい。
なお、 通常はこの湓度範囲は 850 〜950 での範囲であれば、 十分である。
このようにしてオーステナィ ト化域にまで加熱後、 図中、 破線 Psで示す恒溫変 態曲線におけるパーライ ト変態開始線を切らない範囲の冷却速度で Ae , 点以下 50 0 ΐ以上の加工温度（Tc)にまで急冷される。
加工温度まで冷却する際の冷却速度は、 恒瘟変態曲線のバーライ ト変態開始線 (Ps)を切らない範囲の冷却速度であれば、 特に制限されない。 これは加工完了ま ではバ一ライ ト変態を起こさせないためである。 このとき前述のオーステナイ ト 組镞は過冷オーステナイ トとしてその ま保存される。
パーライ ト変態を起こさせない冷却速度は、 一般には、 Π0 'C /秒以上、 通常 は 190 t / 秒以上であれば十分である。 しかし、 余り遅い冷却速度では冷却に時 間が掛かり過ぎ、 その結果、 加工前に通冷オーステナイ ト中に、 炭化物の析出が 始まり、 加工性を阻害するため 200 で/秒以上が好ましい。
②第 I I段階：
このようにして Ae i 点以下 500 以上の加工温度にまで急冷された線材は次い で好ましくは圧延機を使った圧延もしく は温藺ダイスを使った引き抜きあるいは ローラダイスを使った引き抜きによる塑性加工を受ける。
このときの冷却温度は Ae, 点以下 500 "C以上であれば何ら制限はない。 加工に 先立ってパーライ ト変態あるいはマルテンサイ ト変態が生じなければ何ら制限は ないのである。 しかし、 500 ΐを下面る低い温度でば伸線性が低下し、 一方余り 高い温度ではパーライ ト組襟が粗くなり過ぎ、 十分な強度が得られなくなる。 し たがって、 冷却温度、 つまり加工温度としては 600 ± 50 とするのが好ましい。 この範囲外では、 伸線前の強度が 115kgf/mm 2前後から大き く外れて、
伸線性、 もしくは伸線後の到達強度が低下することがあるためであ
る。
この段階での塑性加工自体はすでに公知であって、 この発明にあってもそのよ うな公知手段を用いればよい。 圧延機による圧延およびダイスによる温間引き抜 きさらにはローラダイスによる引き抜きについては特に制限はなく、 これ以上の 説明は略する。
このように、 急冷して得た過泠ォー テナイ ト、 つまり未変態オーステナイ ト は塑性加工することによりオーステナイ ト粒が展伸粒となるとともにパーライ ト の生成核が粒界および粒内に導入される。 この生成核の数の多い程、 後続の恒温 変態でパーラィ トのブロックサイズは徵細化される。
図 1において第 I I段階の金属組撙を示す図の黒丸はパーライ トの生成核を示す < 導入される生成核の数は、 加工温度 Tcが低い程、 さらに加工度 Rdが大きい程、 增 える横向を示す。
したがって、 この発明にあっては加工度は 20%以上、 好ましくは 40%以上に限 定する。 ここに、 加工度（r)は、 { [加工前の断面積）一（加工後の断面積）]ノ (加工前の断面積） } X100C で定義される。
過冷オーステナイ トを塑性加工する際の加工度を 20%、 好ましくは 40%以上と したのは、 20%未溝では、 伸線時の限界加工度が ε ^4.0 前後で、 350kgf/mm2前 後の強度しか得られず、 目標の 400kgf/mm2以上を達成できないからである。 つま り、 加工度が 20%未満では導入する生成核の数が十分でないため結晶粒 （パーラ ィ トブロックサイズ） が、 5.0 以下にならないことによる。 一方、 加工度を 40%以上とすることによってパーライ トブロックサイズは 1.0 um 以下とするこ とができる。
図 2 は、 C:0.80%、 Si:0.45 %、 Mn:0.50 P:0.015 %, S:0.015 %の組成 の線材（Ac3点 = 745 で、 Aei点 = 721 t) を、 900 でに加熱してオーステナイ ト 化してから 20で/秒の冷却速度で 600 "Cにまで冷却し、 次いでこの温度で加工度 を各種変えて塑性加工を行ってからパーライ ト変態を行い、 これを伸線したもの についての機械的特性を示したグラフである。 これらの結果からも加工度 20%以 上、 好ましくは 40%以上で所期の特性を持った伸線網線材が得られることが分か る。
また、 この発明において何ら制限はされないが、 オーステナイ ト加工時の加工 の歪速度は、 好ましくは 1.0s— ノ秒） 以上とする。 歪速度を 1.0s— 1ノ秒） 以 上とすることで、 伸線時の跟异加工度が 4.8 以上、 伸線後の到達強度も 410 kgf/ mm2 以上、 絞りも 45%以上と改善できる。
③第 DI段階：
過冷オーステナイ トの塑性加工後、 この発明ではオーステナイ ト域への加熱 - 再結晶化を行うことなく、 そのまま恒溫保持してパーライ ト変態させる。 通常こ れは鉛浴へのパテンティ ング処理によって行えばよい。
これまではいずれも過冷オーステナイ ト領域での処理であつたが、 この段階で は恒温変態によってパーライ ト変態を起こす。 生成するパーライ トブロックの数 で最終的に形成されるパーライ ト粒径が決まる。 すなわち、 生成する数は上述の 第 I I段階で導入された生成核の数に比例する。 前逑の各展伸オーステナイ ト粒が 生成核に応じたパーライ ト粒に分割されるのである。
図 1において、 結晶方位のそれぞれ異なる粒子がパーライ トブロックを構成し、 その平均径がバーライ トブロックサイズである。 なお、 図中、 Tnは恒温変態曲線 のノーズ温度を示す。
このときオーステナイ ト域への再加熱を行うと、 工程数が多くなるばかりか、 その閼にオーステナイ ト粒の成县が起こり、 その後徐冷によるパーライ ト変態を 行っても冷却に時間を要するばかりでなく十分安定した微細化は実現できない。 一方、 塑性加工後急冷するとべ一ナイ トの生成が起こり、 変態組織の中に低温変 態組雜が混在し、 その後の伸線工程での伸線加工性が劣化してしまい、 所期の目 的達成はできない。
このようにして得られた伸線用鎮線材は、 好ましくは TS = 115kgf/mm2に調整さ れる。 伸線に先立って、 必要に応じて、 惧用の酸洗、 潤滑処理が行われる。 伸線 工程は特に制限されず、 これも惧用の手段で行えばよい。
この発明の対象とする鎮線材の組成成分は炭素を除いて特に限定されない。 炭素は、 銕線の強度を確保するのに必要な元素である。 その下限値を 0. 7 %と したのは、 これより少ない含有量では目標とする 400kgf/mm2以上の強度が得られ ないため、 0.7 %以上とした。 また上限鑪を 0.9 %としたのは、 これを超えると 初折セメ ンタイ トの影謇で、 伸線性が悪くなり、 強度がかえって低下するため 0. 9 %以下とした。
その他、 必要により Siおよび Mnさらに P および S の各含有量を適宜限定しても よい。 例えば、 C : 0.70〜0.90%、 Si : 0. 15 〜1.2ひ％、 Mn : 0.30 〜0. 90%、 P : 0.01 %以下、 S : 0. 002 %以下の組成が例示される。
次に、 この発明を実施例に基づいてさらに具体的に説明する。
実施例
表 1 に示す試験 No. 1〜22の化学組成の糲を 150 kg真空溶 jg伊で溶製し、 熱藺圧 延により直径 5. 5mm に圧延し、 さらに |間伸線で直径 2.3 〜3.25mmにまでしたも のを、 同じく表 1に示す条件で加工熱処理を施し伸線の母線とした。
なお、 各供試 «の Ac3 点は 745 〜780 'C：、 Ae , 点は 721 ΐであった。 この実施例における過冷オーステナイ ト域での塑性加工は、 圧延機を使って行 つたが、 ダイスによる温藺引抜およびローラダイスを用いた塑性加工によっても ほぼ同様の結果が得られることも確認された。
最終パテンティ ング処理後のフイラメ ントへの伸線は、 20%硫酸酸洗後ブラス メ ツキを施した後、 惧用の湿式連続伸線機で行った。
母線の機械的特性および伸線時の限界加工度ならびに伸線後の伸線材の機械的 特性について同じく表 1にまとめて示す。 母線の TSは 115kgf/ram2を目標に調整し た。
表 1の結果から次の点が分かる。
試験 No . 1〜 5では、 炭素含有量の影饗を調べた。 この発明の範囲を外れた比較 例である試験 No. 1、 5では、 伸線材の強度が 400kgf/mm2に達していない。
試験 No. 6〜9 では、 加工熱処理における加熱温度の影響を調べた。 この発明の 範囲を外れた比較例である試験 No. 6では、 伸線材の強度が 400kgf/ram2に達しない 他、 絞りも低い値しか示していない。 試験 No. 7〜 9はいずれもこの発明の例であ る。
試験 No . 10 〜14では、 冷却速度の影饔について調べた。 この発明の範囲を外れ た No. 10 では、 冷却速度が遅く一部パーライ ト変態が起こってしまい、 そのため 限界加工度が低く、 伸線材の強度が 400kgf/nun2に達していない。 他は恒温変態曲 線におけるパーラィ ト変態開始線を切ることはなかった。
試験 No. 15 〜18では、 オーステナイ トの加工温度の影礬について調べた。 この 発明の範囲を外れた比較例である試験 No. 15 、 18では、 伸線材の強度が 400 kgf/ mm2 に達していない。
試験 No . 19 〜22では、 過冷オーステナイ トの加工度の影響について調べた。 加 ェ度が 10%とこの発明の範囲を外れた比較例である試験 No. 19 では伸線材の強度 が 400kgi/mm2に達していない。
この他、 伸線 （フイ ラメ ント） の加工性を示す 180 · 曲げでの破壊確率（n = 10) も、 発明例では全て 0 %であるが、 比較例では 10〜： 100 %の値を示している。 産業上の利用可能性
以上詳述してきたように、 この発萌に従うことにより、 直搔0.2 mmク ラスで TS = 410kgf/ram2 v BA≥40%の高強度、 髙廷性の伸線阚線 、 つまりフィ ラメ ン トが 得られコ一ドワイヤーの高張力化、 きらにはタイヤの性能向上が可能となる。
Figure imgf000012_0001

Claims

請求 囲
(1) 炭素： 0.7 0.9 重量％含有する靖線材を、 最終伸線前のパテンティ ング処 理において Ac3 点以上のオーステナイ ト 温度に加熟してから、 恒温変態曲線に おけるバーライ ト変態開始線を切らない範囲の冷却淳度で、 Ae i 点以下 500で以 上の湛度範囲に冷却し、 この温度域で加工度 20%以上の塑性加工を行い、 次いで オーステナィ ト域に加熟することなくパーライ ト変態させることを特徴とする伸 線用銕線材の製造方法。
(2) 前記塑性加工を圧延機による圧延、 または温藺ダイスによる引抜きにより行 う誇求の範囲第 1項記載の伸線用靖線材の褽造方法。
(3) オーステナイ ト域への加熱溫度が 〔Ac3点瘟度 + 50 * [：〕 〔Ac3点温度 + 200 で〕 の範囲である、 請求の範西第 1項記載の伸線用鎮線材の製造方法。
(4) 前記冷却速度が 200 X I 秒以上である請求の範囲第 1項記載の伸線用鎮線材 の製造方法。
(5) 前記塑性加工を圧延機を使った圧延、 ダイスを使った温間引抜き、 および口 ーラダイスを使った引抜きのいずれかによつて行う 求の範囲第 1項記載の伸線 用鎖線材の製造方法。
(6) 塑性加工温度が 600 'C ± 50'Cである請求の範面第 5項記載の伸線用網線材の 製造方法。
(7) 塑性加工度が 40%である請求の範面第 5項記載の伸線用 ¾線材の製造方法。
(8) 塑性加工に際しの加工歪み速度が 1.0s— 1以上である請求の範囲第 5項記載の 伸線用鎮線材の製造方法。 . 1
O 91/12346 Λ PCT/JP91/00188
(9) 請求の範囲第 1項に記載の方法により製造した、 パーライ トブロックサイズ 5.0 t m 以下の伸線用鋼線材。
(10)請求の範囲第 9項に記載の伸線用網線材を伸線して得た引張強度 400kgf/關 2 以上、 絞り 40%以上のフィ ラメ ン ト。
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