WO1994028188A1 - Fil d'acier a haute teneur en carbone ou acier constituant un tel fil, presentant une excellente aptitude au trefilage, et son procede de fabrication - Google Patents

Fil d'acier a haute teneur en carbone ou acier constituant un tel fil, presentant une excellente aptitude au trefilage, et son procede de fabrication Download PDF

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WO1994028188A1
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wire
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Akifumi Kawana
Hiroshi Oba
Ikuo Ochiai
Seiki Nishida
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Nippon Steel Corporation
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    • 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
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    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite

Definitions

  • the present invention relates to a high-carbon steel wire or a steel wire excellent in wire drawing workability and a method for producing the same.
  • wire or steel wire is drawn according to the use of various end products, but it is necessary to prepare a wire or steel wire suitable for drawing before this wire drawing.
  • An object of the present invention is to provide a high-carbon steel wire or a steel wire having excellent drawability, which can advantageously solve the above-mentioned problems of the prior art, and a method for producing the same. Disclosure of the invention
  • the gist of the present invention is as follows.
  • a 1 0.03% or less
  • the balance consists of Fe and unavoidable impurities, and the upper veneite structure obtained by the two-stage transformation has an area ratio of 80% or more and Hv of 450 or less.
  • a 1 0.03% or less
  • Slab consisting of Fe and unavoidable impurities is pressed into the wire. After the elongation, it is cooled from a temperature range of 110 to 755 to a temperature range of 350 to 500 ° C at a cooling rate of 60 to 300 ° CZ sec. Within a range in which the Payneite transformation does not start, or after the start of the Bayinite transformation and before the end of the Bainite transformation, keep it for a certain period of time, then raise the temperature and keep it until the complete Bainite transformation is completed A method for producing a high-carbon steel wire rod having excellent drawability.
  • the temperature is from 350 to 500 ° C at a cooling rate of 60 to 300 ° C / sec. After cooling down to this temperature range and keeping it within this temperature range for 1 second or more and within the range where bainite transformation does not start, and for X seconds or less specified by the following formula (1), it is 10 ° C or more and 600 °- T, (T,: retention temperature after cooling) The temperature is raised to not more than ° C and is maintained until the complete transformation of payinite is completed. Manufacturing method of carbon steel wire.
  • a 1 0.03% or less
  • a method for producing a high carbon steel wire with excellent drawability characterized in that the temperature is raised after holding, and the temperature is held until complete veneit transformation is completed.
  • the starting steel wire is moved from a heating temperature range of 110 to 75 ° C to a temperature range of 350 to 500 ° C at a cooling rate of 60 to 300 ° C / sec. After cooling, the temperature is kept within this temperature range, after the start of the Payneite transformation and before the end of the Benite transformation, that is, after keeping the time defined by the following equation (2) for less than Y seconds, 10 ° C or more, 600- ⁇ , (T,: holding temperature after cooling)
  • T holding temperature after cooling
  • FIG. 1 is a view showing a heat treatment pattern of the present invention. BEST MODE FOR CARRYING OUT THE INVENTION
  • proeutectoid cementite precipitates along with prior austenite grain boundaries even for eutectoid components with a C content of around 0.8%, and this eutectoid cementite is drawn after drawing.
  • C is an economical and effective strengthening element, but is also an effective element for reducing the amount of precipitation of this pro-eutectoid cementite. Therefore, in order to increase the ductility by forming an ultrafine wire having a tensile strength of 350 OMPa or more, the addition amount of C must be 0.90% or more, but if the addition amount is too high. Since the ductility decreases and the drawability deteriorates, the upper limit is set to 1.10%.
  • Si is an element necessary for the deoxidation of steel, so when its content is too low, the deoxidizing effect becomes insufficient. Also, Si forms a solid solution with the ferrite phase in the perlite formed after the heat treatment and increases the strength after patenting, but on the other hand, when the content is excessive, the ductility of the ferrite is reduced.
  • the upper limit of the content is set to 0.40% in order to reduce the ductility of the ultrafine wire after drawing.
  • the content of S is set to 0.01% or less in order to secure ductility as in the case of the conventional ultrafine steel wire, and P also impairs the ductility of the wire or steel wire in the same manner as S. 2% or less.
  • the content of A 1 is set to 0.003% or less in order to avoid a decrease in ductility due to non-ductile inclusions.
  • the hypereutectoid steel as in the present invention, a network of cementite is apt to be generated in the structure after patenting, and a thick cementite precipitates out.
  • Cr added as necessary in the present invention has the effect of suppressing the appearance of such an abnormal portion of cementite and further reducing the pearlite.
  • the addition of a large amount increases the dislocation density in the ferrite after heat treatment, so that It will significantly impair the ductility of the ultrafine wire. Therefore, the amount of Cr added should be 0.10% or more at which the effect can be expected, and 0.30% or less which does not increase the dislocation density in the fly and does not impair ductility.
  • the cooling start temperature (T.) after wire rod rolling or steel wire heating affects the structure after transformation.
  • the lower limit was set above the austenite transformation point (755 ° C), which is the equilibrium transformation start temperature.
  • the upper limit was set at 110 ° C to suppress abnormal growth of austenite grains.
  • the cooling rate (V,) after wire rod rolling or steel wire heating is an important factor for suppressing the onset of pearlite transformation.
  • the present inventors have experimentally determined this. If the initial cooling rate is slower than 60 ° C / sec, the transformation starts at a temperature higher than the nose position of the pearlite transformation, and a complete pallite structure cannot be obtained because a pearlite structure is formed.
  • the formation temperature of the payinite tissue is 500 ° C or lower, but it is necessary to rapidly cool in the early stage of cooling in order to form a complete payinite structure. Therefore, the lower limit of the cooling rate (V,) was set at 60 ° CZ sec, and the upper limit was set at 300 ° C / sec, which is industrially possible.
  • the constant temperature after cooling (T,) is an important factor that determines the structure to be formed. If the holding temperature is more than 500 ° C, a pearlite structure is formed in the center of the wire or steel wire, so the tensile strength And wire drawing workability deteriorates. If the holding temperature is lower than 350 ° C, the cementite in the bainite structure starts to be granulated, thereby increasing the tensile strength and deteriorating the drawability. For this reason, the upper limit of the constant temperature transformation temperature was set to 500 ° C and the lower limit was set to 350 ° C.
  • a supercooled austenite structure can be obtained by maintaining the temperature at 350-500 ° C for a certain period of time. After that, when the temperature is increased, the veneite structure appears, in which the precipitation of cementite is coarser than in the isothermal transformation. This As a result, the upper bainite structure transformed into two steps softens.
  • the required supercooling time (t,) in the temperature range of 350 to 500 ° C is longer than the time required to produce a supercooled austenite structure, and the upper limit is not limited. Until the start of the Inert transformation. Preferably, it is 1 second or more and X seconds or less shown by the following formula.
  • the lower limit of the temperature rise temperature ( ⁇ ) in the case of two-stage transformation after supercooling is set to 10 C at which the softening effect by the two-stage transformation appears, and the upper limit is set to 600 ° C after the temperature rise.
  • the retention time (t 2 ) after the temperature rise is taken until the transformation is completely completed.
  • the required supercooling time (t,) in the temperature range of 350 to 500 ° C shall be Y seconds or less after the start of the paneite transformation and expressed by the following formula.
  • the temperature rise temperature range ( ⁇ ⁇ ) for the two-stage transformation after supercooling is set at 10 ° C, the lower limit is the same as in the case of the complete two-stage transformation, at which the softening effect of the two-stage transformation appears, and the upper limit is after the temperature rise It is necessary to keep the temperature of 600 ° C or less, so the temperature should be ⁇ T or less shown in the following formula.
  • Pearlite wire or steel wire treated at a constant temperature of more than 500 ° C has a pearlite structure in the center of the wire or steel wire. Since the pearlite structure has a layered structure of cementite and filler, it greatly contributes to work hardening, but does not prevent reduction in ductility. For this reason, in the high area reduction area In this case, the tensile strength increases and the torsion characteristics deteriorate, leading to the occurrence of delamination.
  • the area ratio of the payinite structure is determined by the lattice point method from observation of the structure in the cross section.
  • the area ratio is an important index that indicates the state of formation of the bainite structure, and affects the stretchability.
  • the lower limit of the area ratio was set to 80%, at which the two-stage transformation effect was prominent.
  • the Vickers hardness of the upper bainite structure is an important factor in characterizing the sample.
  • the penite wire or steel wire subjected to the two-stage transformation by performing the cooling process and the temperature-raising process has coarser cementite precipitates than when subjected to the isothermal transformation. For this reason, the upper bainite structure that has undergone the two-stage transformation softens.
  • the upper limit of the Vickers hardness was set to 450 or less in consideration of the effect of the C content.
  • Table 1 shows the chemical composition of the test steel.
  • Steel E has a C content exceeding the upper limit
  • steel F has a Mn content exceeding the upper limit.
  • a piece having a size of 300 mm x 500 mm was rolled into a steel piece having a cross section of 122 mm by a continuous forming facility.
  • the tensile test was performed by the method described in JIS Z2241, using a No. 2 test piece of JISZ2201.
  • the test piece was cut to a length of 100 d + 100 and then rotated at a distance between chucks of 100 d and a rotation speed of 10 rpm until breaking.
  • d represents the diameter of the steel wire.
  • Table 2 shows the characteristic values thus obtained.
  • No. 1 to No. 4 are examples of the present invention.
  • No. 5 to No. 10 are comparative examples.
  • Comparative Example No. 6 since the heating temperature was too low, a two-stage transformed bainite structure was not formed, the wire drawing workability was reduced, and the wire was broken during the wire drawing.
  • Comparative Example No. 7 since the constant temperature transformation time was not sufficiently secured, martensite was generated, the wire drawing workability was reduced, and the wire was broken during the wire drawing.
  • Comparative Example N0.8 since the supercooling treatment time was long, the rate of formation of the two-stage transformed payinite structure was reduced, the wire drawing workability was reduced, and breakage occurred during wire drawing.
  • Table 3 shows the chemical composition of the test steel.
  • Steel E has a C content exceeding the upper limit
  • steel F has a Mn content exceeding the upper limit.
  • a piece having a size of 300 ⁇ 50 Omm was rolled into a piece of steel having a square section of 122 mm by a continuous fabrication facility, and a steel wire was produced from this piece.
  • the tensile test was performed using the No. 2 test piece of JIS Z2201 according to the method described in JIS Z2241.
  • the test piece was cut to a length of 100 d + 100 and then rotated at a distance between chucks of 100 d and a rotation speed of 10 rpm until breaking.
  • d represents the diameter of the steel wire.
  • No. 1 to No. 4 are examples of the present invention.
  • No. 5 to No. 10 are comparative examples.
  • Comparative Example N0.6 the temperature was too low, so that a two-stage transformed payinite structure was not formed, the wire drawing workability was reduced, and the wire was broken during wire drawing.
  • Comparative Example N 0.7 since the constant temperature transformation time was not sufficiently secured, martensite was generated, the wire drawing workability was reduced, and the wire was broken during the wire drawing.
  • Comparative Example N 0.8 the supercooling treatment time was long, so the rate of formation of the two-step transformed penitite structure was reduced, and the wire drawing workability was reduced. Disconnection has occurred.
  • the wire or the steel wire manufactured according to the present invention can be drawn to a much higher area reduction ratio than the conventional method, and the delamination resistance characteristics are also improved. As a result, it becomes possible to manufacture a veneered wire or a steel wire with excellent drawability, and can omit the intermediate heat treatment in the secondary working process, resulting in significant cost reduction, reduction in work period, and reduction in equipment cost.

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Description

明 細 書 伸線加工性に優れた高炭素鋼線材または鋼線およびその製造方法 技術分野
本発明は、 伸線加工性に優れた高炭素鋼線材または鋼線とその製造方 法に関するものである。 背景技術
通常、 線材または鋼線は、 種々の最終製品の用途に応じて、 伸線加工 が行われるが、 この伸線加工の前に予め伸線に適した線材あるいは鋼線 にしておく必要がある。
従来その対策として、 特公昭 6 0 - 5 6 2 1 5号公報に開示されてい るように、 オーステナイト化温度にある C： 0. 2〜1. 0%、 S iく 0. 3 0 % Mn ： 0. 3 0~0. 9 0 %を含む鋼線材を、 カリウム硝 酸塩またはナトリゥム硝酸塩を、 単独又は複合して 3 5 0 ~ 6 0 0 の 温度に加熱溶融し、 ガス体により撹拌した溶融塩に浸潰して、 8 0 0 ~ 6 0 0°C間の冷却速度を、 1 5~6 0°CZs e cにすることを特徴とす る高強度かつ強度ばらつきの小さい鋼線材の熱処理方法がある。
しかし、 前記特許公報記載の熱処理方法により得られるパーライト組 織の線材では、 伸線加工工程において高減面率における延性の劣化、 捻 回試験での割れの発生 （以下デラミネーシヨンと称する） が問題となつ ている。
本発明は、 前記の如き従来技術の問題点を有利に解決することのでき る伸線加工性に優れた高炭素鋼線材または鋼線およびその製造方法を提 供することを目的とする。 発明の開示
本発明の要旨とするところは下記のとおりである。
( 1 ) 重量％で
C ： 0. 9 0〜1. 1 0%、
S i ： 0. 4 0%以下、
Mn ： 0. 5 0%以下
を含有し、
P ： 0. 0 2%以下、
S ： 0. 0 1 %以下、
A 1 ： 0. 0 0 3 %以下
に制限され、 残部が F eおよび不可避的不純物よりなり、 2段変態によ り得られた上部べィナイ 卜組織が面積率で 8 0 %以上で、 かつ H vが 4 5 0以下であるミクロ組織を有することを特徵とする伸線加工性に優 れた高炭素鋼線材または鋼線。
(2) 合金成分として、 さらに C r ： 0. 1 0〜0. 3 0 %を含有す ることを特徴とする前項 1記載の伸線加工性に優れた高炭素鋼線材また は鋼線。
( 3 ) 重量％で
C ： 0. 9 0〜1. 1 0%、
S i ： 0. 4 0 %以下、
Mn ： 0. 5 0%以下
を含有し、
P ： 0. 0 2 %以下、
S ： 0. 0 1 %以下、
A 1 ： 0. 0 0 3 %以下
に制限され、 残部が F eおよび不可避的不純物よりなる鋼片を線材に圧 延後、 1 1 0 0 ~ 7 5 5 の温度範囲から 6 0 ~ 3 0 0 °CZ s e cの冷 却速度で 3 5 0- 5 0 0 °Cの温度範囲に冷却し、 この温度範囲に、 ペイ ナイ 卜変態が開始しない範囲内でまたはべィナイ 卜変態開始後でかつべ ィナイト変態終了前の範囲内で、 一定時間保定した後、 昇温し、 完全に ベイナイ ト変態が終了するまで保定することを特徴とする伸線加工性に 優れた高炭素鋼線材の製造方法。
(4) 出発鋼片が、 合金成分としてさらに C r ： 0. 1 0〜0. 3 0 %を含有することを特徴とする前項 3記載の伸線加工性に優れた高炭素 鋼線材の製造方法。
( 5 ) 出発鋼片を線材に圧延後、 1 1 0 0〜 7 5 5 °Cの温度範囲から 6 0〜3 0 0 °C/s e cの冷却速度で 3 5 0〜5 0 0ての温度範囲に冷 却し、 この温度範囲に 1秒以上、 かつべィナイ 卜変態が開始しない範囲 内で下記式 （ 1 ) で定める時間 X秒以下保定した後、 1 0 °C以上、 6 0 0 -T, (T, ：冷却後の保定温度） °C以下昇温し、 完全にペイナ ィト変態が終了するまで保定することを特徴とする前項 3または 4記載 の伸線加工性に優れた高炭素鋼線材の製造方法。
X= e X p ( 1 6. 0 3 - 0. 0 3 0 7 XT, ) - ( 1 )
T , ：冷却後の保定温度
(6) 出発鋼片を線材に圧延後、 1 1 0 0〜7 5 5 °Cの温度範囲から 6 0~ 3 0 0 °Cノ s e cの冷却速度で 3 5 0 - 5 0 0 °Cの温度範囲に冷 却し、 この温度範囲にペイナイト変態開始後、 かつべィナイ ト変態が終 了する以前、 すなわち下記式 （2) で定める時間 Y秒以下保定した後、 1 0°C以上、 6 0 0— Τ, (T, ：冷却後の保定温度） °C以下昇温し、 完全にペイナイト変態が終了するまで保定することを特徴とする前項 3 または 4記載の伸線加工性に優れた高炭素鋼線材の製造方法。
Y= e X p ( 1 9. 8 3 - 0. 0 3 2 9 x T , ) - ( 2 ) T, ：冷却後の保定温度
(7) 重量％で
C ： 0. 9 0〜1. 1 0%、
S i ： 0. 4 0%以下、
M n ： 0. 5 0 %以下
を含有し、
P ： 0. 0 2%以下、
S ： 0. 0 1 %以下、
A 1 ： 0. 0 0 3 %以下
に制限され、 残部が F eおよび不可避的不純物よりなる組成の鋼線を 1 1 0 0〜7 5 5 °Cの加熱温度範囲から 6 0 ~ 3 0 0 °C/ s e cの冷却 速度で 3 5 0 - 5 0 0 °Cの温度範囲に冷却し、 この温度範囲に、 ベイナ ィト変態が開始しない範囲内でまたはべィナイト変態開始後でかつべィ ナイト変態終了前の範囲内で、 一定時間保定した後、 昇温し、 完全にベ ィナイ卜変態が終了するまで保定することを特徴とする伸線加工性に優 れた高炭素鋼鋼線の製造方法。
(8 ) 出発鋼線が、 合金成分としてさらに C r ： 0. 1 0-0. 3 0 %を含有することを特徴とする前項 7記載の伸線加工性に優れた高炭素 鋼鋼線の製造方法。
(9) 出発鋼線を 1 1 0 0 ~ 7 5 5 °Cの加熱温度範囲から 6 0 ~
3 0 0 °C/ s e cの冷却速度で 3 5 0 - 5 0 0 °Cの温度範囲に冷却し、 この温度範囲に 1秒以上、 かつべィナイ ト変態が開始しない範囲内で下 記式 （ 1 ) で定める時間 X秒以下保定した後、 1 0°C以上、 6 0 0— T, (丁】 ：冷却後の保定温度） °C以下昇温し、 完全にペイナイト変態 力 <終了するまで保定することを特徴とする前項 7または 8記載の伸線加 ェ性に優れた高炭素鋼鋼線の製造方法。 X= e x p ( 1 6. 0 3 - 0. 0 3 0 7 XT, ) - ( 1 ) T , ：冷却後の保定温度
( 1 0) 出発鋼線を 1 1 0 0 ~ 7 5 5 °Cの加熱温度範囲から 6 0〜 3 0 0 °C/ s e cの冷却速度で 3 5 0〜5 0 0 °Cの温度範囲に冷却し、 この温度範囲にペイナイ ト変態開始後、 かつべィナイ ト変態が終了する 以前、 すなわち下記式 （2) で定める時間 Y秒以下保定した後、 1 0°C 以上、 6 0 0 - Τ, (T, ：冷却後の保定温度） °C以下昇温し、 完全に ベイナイト変態が終了するまで保定することを特徴とする前項 7または 8記載の伸線加工性に優れた高炭素鋼鋼線の製造方法。
Y= e X p ( 1 9. 8 3— 0. 0 3 2 9 T, ) - (2)
T , ：冷却後の保定温度 図面の簡単な説明
第 1図は本発明の熱処理パターンを示す図である。 発明を実施するための最良の形態
以下、 本発明を詳細に説明する。
本発明の伸線加工用べイナィト高炭素鋼線材または鋼線およびその製 造方法の限定理由について述べる。
通常のパテンティング処理においては、 C量が 0. 8%近傍の共析成 分においても旧オーステナイト粒界に添って初析セメンタイ 卜が析出す ること、 またこの初析セメンタイ トが伸線後の延性低下の原因となるこ とを本発明者らは見出した。 Cは経済的かつ有効な強化元素であるが、 この初析セメンタイ 卜の析出量低下にも有効な元素である。 従って、 引 張強さ 3 5 0 OMP a以上の極細線とし延性を高めるためには、 Cの添 加量を 0. 9 0 %以上とすることが必要であるが、 添加量が高すぎると 延性が低下し、 伸線性が劣化するのでその上限を 1 . 1 0 %とする。
S i 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、 脱酸効果が不十分となる。 また、 S i は熱処理後に形 成されるパーライ 卜中のフェライ 卜相に固溶し、 パテンティ ング後の強 度を上げるが、 反面、 含有量が過大になるとフェライ 卜の延性を低下さ せ、 伸線後の極細線の延性を低下させるため、 含有量の上限を 0 . 4 0 %とする。
M nは鋼の焼き入れ性を確保するために少量添加することが望まし い。 し力、し、 多量の M nの添加は偏析を引き起こしてパテンティ ングの 際にべィナイ ト、 マルテンサイ トという過冷組織が発生し、 その後の伸 線性を害するため、 含有量は 0 . 5 0 %以下とする。
従来の極細鋼線と同様に延性を確保するために Sの含有量を 0 . 0 1 %以下とし、 Pも Sと同様に線材または鋼線の延性を害するのでその含 有量を 0 . 0 2 %以下とする。
極細線の延性を低下させる原因として、 A l 2 0 3 、 M g O - A 1 2 03 等の A 1 2 03 を主成分とする非延性介在物の存在がある。 従って 本発明においては、 非延性介在物による延性低下を避けるために、 A 1 含有量を 0 . 0 0 3 %以下とする。
本発明のような過共析鋼の場合、 パテンティ ング後の組織においてセ メンタイ 卜のネッ トワークが発生しやすく、 セメンタイ 卜の厚みのある ものが析出しゃすい。 この鋼において高強度高延性を実現するためには パーライ トを微細にし、 かつ先に述べた様なセメンタイ トネッ 卜ワーク や厚いセメンタイ トをなくす必要がある。 本発明において必要に応じて 添加される C rはこのようなセメンタイ 卜の異常部の出現を抑制し、 さ らにパーライ トを微細にする効果を持っている。 しかし、 多量の添加は 熱処理後のフェライ 卜中の転位密度を上昇させるため引き抜き加工後の 極細線の延性を著しく害することになる。 従って、 C r添加量はその効 果が期待できる 0 . 1 0 %以上とし、 フ ライ ト中の転位密度を増加さ せ延性を害することのない 0 . 3 0 %以下とする。
本発明の製造方法の限定理由は以下に述べるとおりである。
線材圧延後または鋼線加熱後の冷却開始温度 （T。 ） は変態後の組織 に影響を与える。 下限は平衡変態開始温度であるオーステナイ ト変態点 ( 7 5 5 °C) 以上とした。 上限はオーステナイ 卜結晶粒の異常成長を抑 えるために 1 1 0 0 °Cとした。
線材圧延後または鋼線加熱後における冷却速度 （V , ) はパーライ ト 変態の開始を抑制するための重要な因子である。 このことを本発明者ら は実験的に求めた。 初期冷却速度が 6 0 °C/ s e c未満で緩冷した場 合、 パーライ ト変態のノーズ位置より高温側で変態が開始し、 パーライ ト組織が生成するため完全なペイナイ ト組織が得られない。 ペイナイ 卜 組織の生成温度は 5 0 0 C以下であるが、 完全なペイナイ 卜組織を生成 させるためには冷却初期に急激に冷却する必要がある。 そこで冷却速度 ( V , ) の下限を 6 0 °CZ s e cとし、 上限は工業的に可能な 3 0 0 °C / s e cとした。
冷却後の恒温保持温度 （T , ) は生成する組織を決定する重要な因子 である保持温度が 5 0 0 °C超では線材または鋼線中心部にパーライ ト組 織が生成するため、 引張強さが上昇し伸線加工性が劣化する。 また保持 温度が 3 5 0 °C未満ではべイナィ 卜組織中のセメンタイ 卜の粒状化が始 まることにより、 引張強さが上昇し、 伸線加工性が劣化する。 このため 恒温変態温度の上限を 5 0 0 °C、 下限を 3 5 0 °Cとした。
3 5 0 - 5 0 0 °Cに一定時間以内保持することにより過冷オーステナ イ ト組織が得られる。 その後温度を上昇させることにより出現するべィ ナイ ト組織は、 等温変態に比較し、 セメンタイ 卜の析出が粗くなる。 こ のため 2段変態させた上部べイナイ ト組織は軟質化する。
完全 2段変態の場合は、 350〜500 °Cの温度範囲での必要な過冷 時間 （t , ) は、 過冷オーステナイ 卜組織を生成するのに必要な時間以 上で、 かつ上限はべイナィ ト変態が開始する以前までとする。 好ましく は 1秒以上かつ下記式で示す X秒以下とする。
X= e X p ( 1 6. 03 - 0. 0307 XT, )
(T, ：冷却後の保定温度）
過冷後、 2段変態させる場合の昇温温度幅 （ΔΤ) は、 下限を 2段変 態による軟質化効果が現れる 1 0 Cとし、 上限は昇温後の温度を 600
°C以下にする必要があるため下記式に示す ΔΤ以下とする。
厶 T-600— Τ, (T, ：冷却後の保定温度）
昇温後の保定時間 （t2 ) は完全に変態が完了するまでとする。 混合 2段変態の場合は、 350〜500 °Cの温度範囲での必要な過冷 時間 （t , ) は、 ペイナイ 卜変態開始後、 かつ下記式で示す Y秒以下と する。
Y= e p ( 1 9. 83 - 0. 0329 XT, )
(T, ：冷却後の保定温度）
過冷後、 2段変態させる場合の昇温温度幅 （ΔΤ) は完全 2段変態の 場合と同様に、 下限を 2段変態による軟質化効果が現れる 1 0°Cとし、 上限は昇温後の温度を 600 °C以下にする必要があるため下記式に示す △ T以下とする。
ΔΤ= 600 -Τ, (Τ, ：冷却後の保定温度）
恒温保定温度 500 °C超で処理したパーライ ト線材または鋼線は線材 または鋼線中心部にパーライ ト組織が生成する。 パーライ ト組織はセメ ンタイ トとフヱライ 卜が層状構造を有しているため、 加工硬化には大き な寄与をもたらすが、 延性の低下が防げない。 このため高減面率領域に おいて引張強さが上昇しするとともに捻回特性が劣化し、 デラミネーシ ヨンの発生を招く。
これに対して、 本発明に従い 2段変態させたペイナイ ト線材または鋼 線は、 フヱライト中に粗いセメンタイ卜が分散している状態にあるため 加工硬化を抑えられる。 これにより高減面率領域までデラミネーション の発生を抑制でき、 伸線加工が可能である。
ペイナイト組織の面積率の測定法は、 断面内の組織観察から格子点法 により求める。 面積率はべイナィト組織の生成状況を示す重要な指標で あり、 伸縮加工性に影響を与える。 面積率の下限は 2段変態効果が顕著 に現れる 8 0 %とした。
上部べィナイト組織のビッカース硬度はその試料の特性を示すのに重 要な因子である。 冷却過程および昇温過程を施して 2段変態させたペイ ナイ卜線材または鋼線は、 等温変態させた場合に比較し、 セメンタイ 卜 の析出が粗くなる。 このため、 2段変態させた上部べイナイト組織は軟 質化する。 ビッカース硬度の上限は C量の影響を考え、 4 5 0以下とし た。 実施例
実施例 1
表 1に供試鋼の化学成分を示す。
表 1の A〜Dは本発明鋼の例、 E ~ Fは比較鋼の例である。
E鋼は C量が上限超、 F鋼は M n量が上限超である。
連続铸造設備により 3 0 0 x 5 0 0 mmとした铸片を 1 2 2 m m角断 面の鋼片に圧延した。
これらの鋼片を線材圧延後、 表 2に示す条件で直接溶融塩冷却を行つ た。 これらの線材を平均減面率 1 7%で1. 00 mm まで伸線し、 引張 試験、 捻回試験を行った。
引張試験は J I S Z 220 1の 2号試験片を用い、 J I SZ 224 1 記載の方法で行った。
捻回試験は試験片長さ 1 0 0 d + 1 0 0に切断後、 チヤック間距離 1 00 d、 回転速度 1 0 r pmで破断するまで回転させた。 dは鋼線の 直径を表わす。
このようにして得られた特性値を表 2に併せて示す。
No. l〜No. 4は本発明例である。
No. 5〜No. 1 0は比較例である。
比較例 No. 5は冷却速度が遅すぎたためにパーライ ト組織が生成 し、 伸線加工性が低下し、 伸線途中で断線が生じた。
比較例 No. 6は昇温温度が低すぎたため 2段変態させたベイナイト 組織が生成せず、 伸線加工性が低下し、 伸線途中で断線が生じた。 比較例 No. 7は恒温変態時間が十分確保されなかったためマルテン サイ卜が発生し、 伸線加工性が低下し、 伸線途中で断線が生じた。 比較例 N 0. 8は過冷却処理時間が長かったため 2段変態させたペイ ナイト組織が生成する割合が低下し、 伸線加工性が低下し、 伸線途中で 断線が生じた。
比較例 No. 9は C量が高すぎたため初析セメ ンタイ 卜が発生し、 伸 線加工性が低下した。
比較例 N o. 1 0は Mn量が高すぎたため中心偏析に伴うミクロマル テンサイ 卜が発生し伸線加工性が低下した。
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mSZIP6 OAV 表 2 供試鋼の線材圧延条件と特性値
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実施例 2
表 3に供試鋼の化学成分を示す。
表 3の A〜Dは本発明鋼の例、 E~Fは比交鋼の例である。
E鋼は C量が上限超、 F鋼は M n量が上限超である。
連続铸造設備により 3 00 X 50 Ommとした踌片を 1 22 mm角断 面の鋼片に圧延し、 この鋼片から鋼線を製造した。
これらの鋼線を加熱後、 表 4に示す条件で直接溶融塩冷却を行つ た。
これらの鋼線を平均減面率 1 7%で1. 00 mm øまで伸線し、 引張 試験、 捻回試験を行った。
引張試験は J I S Z 220 1の 2号試験片を用い、 J I S Z 224 1 記載の方法で行った。
捻回試験は試験片長さ 1 00 d + 1 0 0に切断後、 チヤック間距離 1 00 d、 回転速度 1 0 r pmで破断するまで回転させた。 dは鋼線の 直径を表わす。
このようにして得られた特性値を表 4に併せて示す。
No. l〜No. 4は本発明例である。
No. 5〜No. 1 0は比較例である。
比較例 No. 5は冷却速度が遅すぎたためにパーライ ト組織が生成 し、 伸線加工性が低下し、 伸線途中で断線が生じた。
比較例 N 0. 6は昇温温度が低すぎたため 2段変態させたペイナイ ト 組織が生成せず、 伸線加工性が低下し、 伸線途中で断線が生じた。 比較例 N 0. 7は恒温変態時間が十分確保されなかったためマルテン サイ卜が発生し、 伸線加工性が低下し、 伸線途中で断線が生じた。 比較例 N 0. 8は過冷却処理時間が長かったため 2段変態させたペイ ナィト組織が生成する割合が低下し、 伸線加工性が低下し、 伸線途中で 断線が生じた。
比較例 No. 9は C量が高すぎたため初析セメ ンタイ トが発生し、 伸 線加工性が低下した。
比較例 No. 1 0は M n量が高すぎたために中心偏析に伴う ミクロマ ルテンサイ 卜が発生し、 伸線加工性が低下した。
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6LS00/P6d[/lDd 表 4 供試鋼の鋼線熱処理条件と特性値
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産業上の利用の可能性
以上述べた如く、 本発明に従って製造された線材または鋼線は、 従来 法に比べてより一段と高減面率まで伸線が可能で、 耐デラミネーション 特性も改善されている。 これにより伸線加工性が優れたべィナイ ト線材 または鋼線の製造が可能になり、 2次加工工程における中間熱処理が省 略でき、 大幅なコス トダウン、 ェ期短縮、 設備費削減が図れる。

Claims

請 求 の 範 囲
1. 重量％で
C ： 0. 9 0-1. 1 0%、
S i ： 0. 4 0 %以下、
Mn ： 0. 5 0%以下
を含有し、
P ： 0. 0 2 %以下、
S ： 0. 0 1 %以下、
A 1 ： 0. 0 0 3 %以下
に制限され、 残部が F eおよび不可避的不純物よりなり、 2段変態によ り得られた上部べィナイ ト組織が面積率で 8 0%以上で、 かつ H vが 4 5 0以下であるミクロ組織を有することを特徴とする伸線加工性に優 れた高炭素鋼線材または鋼線。
2. 合金成分として、 さらに C r ： 0. 1 0〜 3 0%を含有するこ とを特徴とする請求項 1記載の伸線加工性に優れた高炭素鋼線材または 鋼線
3. 重量％で
C ： 0. 9 0-1. 1 0%、
S i ： 0. 4 0 %以下、
Mn ： 0. 5 0%以下
を含有し、
P ： 0. 0 2%以下、
S ： 0. 0 1 %以下、
A 1 ： 0. 0 0 3 %以下
に制限され、 残部が F eおよび不可避的不純物よりなる鋼片を線材に圧 延後、 1 1 0 0 ~ 7 5 5 °Cの温度範囲から 6 0 ~ 3 0 0 °C/ s e cの冷 却速度で 3 5 0 - 5 0 0 °Cの温度範囲に冷却し、 この温度範囲に、 ペイ ナイ ト変態が開始しない範囲内でまたはべィナイト変態開始後でかつべ ィナイト変態終了前の範囲内で、 一定時間保定した後、 昇温し、 完全に ベイナイ ト変態が終了するまで保定することを特徴とする伸線加工性に 優れた高炭素鋼線材の製造方法。
4. 出発鋼片が、 合金成分としてさらに C r ： 0. 1 0-0. 3 0%を 含有することを特徴とする請求項 3記載の伸線加工性に優れた高炭素鋼 線材の製造方法。
5. 出発鋼片を線材に圧延後、 1 1 0 0〜7 5 5 °Cの温度範囲から 6 0 -3 0 0 °C/s e cの冷却速度で 3 5 0 - 5 0 0 °Cの温度範囲に冷却 し、 この温度範囲に 1秒以上、 かつべィナイト変態が開始しない範囲内 で下記式 （1 ) で定める時間 X秒以下保定した後、 1 0°C以上、 6 0 0 -T, (T, ：冷却後の保定温度） °C以下昇温し、 完全にベイナイ ト変 態が終了するまで保定することを特徴とする請求項 3または 4記載の伸 線加工性に優れた高炭素鋼線材の製造方法。
X= e X p ( 1 6. 0 3 - 0. 0 3 0 7 xT, ) - ( 1 )
T, ：冷却後の保定温度
6. 出発鋼片を線材に圧延後、 1 1 0 0〜7 5 5 °Cの温度範囲から 6 0 ~ 3 0 0 °C/ s e cの冷却速度で 3 5 0 - 5 0 0 °Cの温度範囲に冷却 し、 この温度範囲にペイナイト変態開始後、 かつべィナイト変態が終了 する以前、 すなわち下記式 （2 ) で定める時間 Y秒以下保定した後、
1 0°C以上、 6 0 0 - Τ, (T, ：冷却後の保定温度） °C以下昇温し、 完全にベイナイト変態が終了するまで保定することを特徴とする請求項 3または 4記載の伸線加工性に優れた高炭素鋼線材の製造方法。
Y= e X p ( 1 9. 8 3 - 0. 0 3 2 9 xT, ) - (2) T , ：冷却後の保定温度
7. 重量％で
C ： 0. 9 0〜1. 1 0%、
S i ： 0. 4 0 %以下、
Mn ： 0. 5 0%以下
を含有し、
P ： 0. 0 2%以下、
S ： 0. 0 1 %以下、
A 1 ： 0. 0 0 3 %以下
に制限され、 残部が F eおよび不可避的不純物よりなる組成の鋼線を 1 1 0 0〜 7 5 5 °Cの加熱温度範囲から 6 0〜 3 0 0 s e cの冷却 速度で 3 5 0〜5 0 0 °Cの温度範囲に冷却し、 この温度範囲に、 ベイナ ィト変態が開始しない範囲内でまたはべィナイ 卜変態開始後でかつべィ ナイ 卜変態終了前の範囲内で、 一定時間保定した後、 昇温し、 完全にベ イナイト変態が終了するまで保定することを特徴とする伸線加工性に優 れた高炭素鋼鋼線の製造方法。
8. 出発鋼線が、 合金成分としてさらに C r ： 0. 1 0〜0. 3 0%を 含有することを特徴とする請求項 7記載の伸線加工性に優れた高炭素鋼 鋼線の製造方法。
9. 出発鋼線を 1 1 0 0 ~ 7 5 5 °Cの加熱温度範囲から 6 0〜3 0 0 °C /s e cの冷却速度で 3 5 0〜5 0 0 °Cの温度範囲に冷却し、 この温度 範囲に 1秒以上、 かつべィナイ ト変態が開始しない範囲内で下記式 ( 1 ) で定める時間 X秒以下保定した後、 1 0 °C以上、 6 0 0— T, (T, ：冷却後の保定温度） °C以下昇温し、 完全にペイナイト変態が終 了するまで保定することを特徴とする請求項 7または 8記載の伸線加工 性に優れた高炭素鋼鋼線の製造方法。 X= e x p ( 1 6. 03 - 0. 0307 x T , ) - ( 1 )
T, ：冷却後の保定温度
1 0. 出発鋼線を 1 1 00 ~ 755 °Cの加熱温度範囲から 60 ~ 300 V/s e cの冷却速度で 350~ 500 °Cの温度範囲に冷却し、 この温 度範囲にペイナイ 卜変態開始後、 かつべィナイ 卜変態が終了する以前、 すなわち下記式 （2) で定める時間 Y秒以下保定した後、 1 0°C以上、 600 -T, (T, ：冷却後の保定温度） °C以下昇温し、 完全にベイナ ィト変態が終了するまで保定することを特徴とする請求項 7または 8記 載の伸線加工性に優れた高炭素鋼鋼線の製造方法。
Y=e xp ( 1 9. 83 - 0. 0329 x T , ) - ( 2 )
T , ：冷却後の ¾¾温度
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