WO2004029315A1 - 伸線前の熱処理が省略可能な伸線加工性に優れた熱間圧延線材 - Google Patents

伸線前の熱処理が省略可能な伸線加工性に優れた熱間圧延線材 Download PDF

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Mamoru Nagao
Takeshi Kuroda
Takaaki Minamida
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Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho
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    • C21D9/56—Continuous furnaces for strip or wire
    • C21D9/573—Continuous furnaces for strip or wire with cooling
    • C21D9/5732—Continuous furnaces for strip or wire with cooling of wires; of rods

Definitions

  • Patent Document 1 Japanese Patent Publication No. 3-6900 discloses that as a steel wire having excellent wire drawing die life and a small number of breaks, the C equivalent, tensile strength, and coarseness of a high carbon steel wire are considered.
  • a wire rod that defines the relationship of the pearlite occupancy rate has been proposed (claims, column 1, line 19 to column 2, line 6; column 5, lines 7 to 33).
  • the average value of the tensile strength is based on the finding that, in particular, the direct patenting wire has an optimal tensile strength, and the wire breakage ratio increases even if the tensile strength is low or high.
  • Patent Document 2 Japanese Patent Laid-Open Publication No. 2001-179393 discloses a method of gradually cooling a coil after hot rolling. As a method to enable softening directly by controlling the temperature of the coil on the cooling conveyor after hot rolling, the control of ⁇ of steel, the age of the austenite at the start of slow cooling, the m-ring pitch, and the slow cooling cover A method is disclosed (paragraphs [001], [0000], [020 ::]-[02026], Figure 1).
  • the present invention has been made with a focus on the above circumstances, and its purpose is to achieve extremely excellent wire drawing workability as it is in hot rolling even if heat treatment such as patenting treatment is omitted. Accordingly, it is an object of the present invention to provide a hot rolled wire rod in which the number of disconnections is significantly reduced.
  • the hot-rolled wire rod excellent in drawability that can omit the heat treatment before drawing according to the present invention that can solve the above problems
  • the gist of the present invention is that the mechanical properties of the wire having a length of 4 m satisfy the following (1) to (4).
  • Figure 1 is a graph of the relationship between d / L and ⁇ ⁇ ⁇ for Nos. 8 to 14 employing cooling method B.
  • Figure 2 shows dZL and wire drawing workability for Nos. 8 to 14 using cooling method ⁇ . (Wire breakage frequency up to 1.2 mm).
  • Figure 3 shows d / L and RA for Nos. 15 to 21 that adopted cooling method C. This is a graph of the relationship.
  • Figure 4 is a graph of the relationship between dZL and wire drawing workability (wire breakage frequency up to 1.2 mm wire diameter) for Nos. 15 to 21 employing cooling method C.
  • Fig. 5 is a graph of the relationship between d / L and ⁇ ⁇ ⁇ for Nos. 1 to 6 employing cooling method A.
  • Fig. 6 is a graph of the relationship between dZL and wire drawing workability for Nos. 1 to 6 employing cooling method ⁇ .
  • the hot-rolled wire of the present invention 90% by area or more of the structure in the rolled wire is a pearlite structure. This is because ductility deteriorates when the structure other than the pearlite structure (grain boundary ferrite, bainite, martensite) increases and the pearlite area ratio becomes less than 90 area%. In order to ensure excellent drawability, the more the pearlite structure is, the more preferable.
  • the area ratio of the pearlite structure is preferably 95% by area or more, and most preferably 100% by area (complete pearlite structure). is there.
  • Those satisfying the steel component (described later) specified in the present invention generally have a pearlite area ratio of 90% or more in a rolled wire rod. In order to further increase the pearlite area ratio, particularly after the end of rolling, Appropriate control of the cooling rate is recommended.
  • the average nodule diameter in the pearlite structure be 10 m or less.
  • the drawability is further improved, and even when the drawing speed is increased, the breakage after the drawing can be suppressed (see Example 3 described later).
  • the average nodule diameter is preferably as small as possible, more preferably 8 xm or less, and still more preferably 6 xm or less.
  • the nodule means a region in which the crystal orientation of ferrite in the pearlite structure shows the same direction, and the average nodule diameter in the pearlite structure is measured by the following method.
  • the cross section of the rolled material in the thickness direction DZ 4 (D is the wire diameter), 200 mX 200 m
  • the ferrite orientation is analyzed at 0.5 pitch using the SEMZEBS P (Electron Back Scatter Diffraction Pattern).
  • the boundary where the azimuth difference between each measurement point is 15 degrees or more is displayed as a nodule size grain boundary, and the number of nodule grain boundaries (N) in a total length of 800 m is measured using the intercept method, and the value of 800 / N
  • the value is defined as “average nodule diameter in pearlite structure”.
  • a continuous 4 m long wire rod is sampled, and its mechanical properties are determined as an index for obtaining a “hot rolled wire rod having extremely excellent drawability”.
  • the reason why the sampling length was set to 4 m is that a minimum length of 4 m is required to estimate the mechanical characteristics of the entire wire coil. It is based on the experimental result that the distance is shorter than this, errors tend to occur, and longer than this is impractical.
  • TS * 400 X ⁇ [C] + ([Mn] + [S i]) / 5 ⁇ +670, where [] means the content (%) of each element.
  • the TS AV, TS * is controlled to a predetermined range in relation to the [contribute to improvement of strength chemical components (C, S i, M n ) value represented by the relational expression, its scope From TS * -30 to TS * + 30. It is preferably TS * ⁇ 20 or more and TS * + 20 or less.
  • Rupture diaphragm of the hot rolled wire rod is dominated early drawability after drawing, in the present invention, the main factor determining the industrial wire drawability is ⁇ to RA AV and below ⁇ Based on this, RA AV was set at over 35%. When 1 ⁇ 8 becomes 35% or less, the frequency of disconnection increases at the beginning of wire drawing.
  • RA AV is preferably as large as possible, and it is recommended to be 40% or more, more preferably 45% or more.
  • RA AV satisfies the predetermined value
  • that part becomes a local ductility-deteriorated part and becomes the starting point of the disconnection.
  • RA ⁇ is as small as possible, and it is recommended that RA ⁇ be 3% or less, more preferably 2% or less. .
  • C is an element essential for securing the required strength of the wire rod, and therefore, is added in an amount of 0.6% or more. It is preferably at least 0.65%, more preferably at least 0.7%. On the other hand, if it exceeds 1.0%, it is difficult to suppress proeutectoid cementite, which is a starting point of disconnection, in the cooling process after hot rolling. Preferably it is 0.95% or less.
  • Si is an element that increases ferrite strength in pearlite and contributes to strength adjustment And is also useful as a deoxidizing agent. In order to exert such an effect effectively,
  • the upper limit was set to 1.5%. Preferably it is 1.3% or less.
  • SfcP is an element that deteriorates the toughness and ductility of steel
  • its upper limit is set to 0.02% in order to prevent breakage in the wire drawing and subsequent twisting processes.
  • it is 0.01% or less, more preferably 0.005% or less.
  • the wire of the present invention contains the above components, and the balance is iron and inevitable impurities. However, in order to further enhance the action of the present invention, it is recommended to further add the following elements.
  • These elements are elements that contribute to high strength by precipitating fine carbonitrides. In order to effectively exert such an effect, it is recommended to add Nb, V, Ti, Hf, and Zr in an amount of 0.003% or more, respectively. However, if added excessively, the ductility deteriorates, so the upper limit was set to 0.1% (more preferably 0.08%) in total. These elements may be added alone or in combination.
  • N is an element that degrades the toughness and ductility of the wire, and based on the viewpoint that the smaller the better, the better to prevent wire breakage and enhance wire drawing workability.
  • N 0.01% or less (more (Preferably 0.008% or less).
  • a 1 2 ⁇ 3, MgO-A 1 2 0 oxide inclusions such as 3 may frequently occur, the inclusions cause Due to the frequent occurrence of disconnections, the upper limits are set to A1: 0.05% and Mg: 0.01%, respectively. More preferably, A 1: 0.01% or less and Mg: 0.005% or less.
  • B exists as free B that forms a solid solution in steel and suppresses the formation of second-phase ferrite. Is effective.
  • B be added in an amount of 0.001% or more (more preferably 0.002% or more).
  • the upper limit was set to 0.005%. More preferably, it is 0.004% or less.
  • the heating condition is not particularly limited, and a condition (eg, 900 to 1250) that is usually performed for manufacturing a wire as hot rolled can be adopted.
  • Hot rolling is performed to a predetermined wire diameter.
  • Hot rolling conditions are not particularly limited, and appropriate conditions can be appropriately implemented so that desired mechanical characteristics can be obtained. For example, it is recommended to control the finishing rolling temperature to 800 to 1150 ° C and the winding temperature (the temperature at which cooling is started by placing it in a loop on the floor) at 980 to 750.
  • control of the cooling rate is necessary to particularly ensure a predetermined TS AV, in concrete terms, is 8 to 20 ° CZs (rather more preferably an average cooling rate to 900 to 670 10 1 And quenching, and the average cooling rate to 670 ⁇ 500 ° C is 1 ⁇
  • the temperature may be adjusted and cooled as described above by adjusting the amount of blast using a Stemore cooling facility.
  • the part with high loading density that is, the part where wires are densely packed
  • the part with low loading density that is, the part where wires are sparsely packed
  • the speed was uneven, and the slow cooling rate was the main cause, which appeared to be a variation in TS and RA. Therefore, in the present invention, not only the cooling rate but also the loading density is controlled, and thereby, a constant cooling rate (specifically, the cooling rate of the sparse part-density of 5 ° C s), and a wire rod with little variation can be obtained. As a result, the wire drawing workability can be significantly improved.
  • d ZL The smaller the value of d ZL, the better, preferably 0.18 or less, more preferably 0.16 or less.
  • the lower limit is not particularly limited, it is recommended to control it to 0.10 or more, more preferably 0.15 or more in consideration of productivity and the like.
  • d ZL can be controlled by adjusting the rolling speed of the wire rod and the conveying speed of the stealmore conveyor.
  • d is mainly determined by the rolling speed of the wire rod
  • L is mainly determined by the conveyor speed.
  • the finish rolling temperature and the winding temperature are controlled within the same temperature range, and the cooling process after winding is strictly controlled. It is recommended that Specifically, after the finish rolling temperature is set at 750 to 900 ° C and the winding temperature is controlled within the range of 750 to 900, winding is performed within 10 seconds after winding. , Cool down to 600-630 ° C, raise the temperature to 65-68 within 15 seconds after cooling (within 25 seconds calculated after winding), then cool .
  • the pearlite transformation nucleation site sets the finish rolling temperature to at least 750 ° C (preferably at least 800 ° C) and at most 900, preferably at most 850 ° C. This is to increase the area per unit volume of the grain boundary, which makes it possible to reduce the average nodule diameter of pearlite to 10 m or less.
  • the temperature is lower than 75 ° C., unrecrystallized rolling occurs, pearlite transformation is induced from the inside of the grains, the structure of the rolled material becomes inhomogeneous, and the wire drawing workability deteriorates.
  • Cooling to 600 to 63 ° C within 10 seconds (preferably within 8 seconds) after winding is to start the pearlite transformation in this temperature range and to secure the specified strength. It is. If the time after winding exceeds 10 seconds and cools to the above temperature range, the transformation temperature will be higher than 63 ° C and the strength will decrease, but the average nodule diameter will exceed 10 m Looks like.
  • a heating means may be positively applied, but it is also possible to utilize reheating of the pearlite transformation.
  • the cooling after the temperature is raised is not particularly limited. However, in order to obtain a desired nodule diameter, the cooling rate is preferably as high as possible, for example, 5 ° CZs or more is recommended. .
  • a slab consisting of 0.82% C_0.21Si-0.51% Mn is heated at 1150 ° C and hot-rolled (finish rolling temperature 800-900 ° C).
  • a wire having a diameter of 5.5 mm or 5.0 mm was obtained.
  • the rolled wire is passed through a stermore cooling facility, and the average cooling rate on the stermore conveyor is adjusted to one of the cooling methods A to C below, and the rolling speed and the conveying speed of the stermore conveyor are adjusted to increase the loading density.
  • Cooling method B (Method deviating from the present invention)
  • Cooling method C (Method deviating from the present invention)
  • the structure of the wire coil was measured by scanning electron microscope observation (3,000 times magnification).
  • Figures 1 and 2 are graphs of the results for Nos. 8 to 14 employing cooling method B.
  • Figure 1 shows the relationship between dZL and RA a ;
  • Figure 2 shows the relationship between dZL and wire drawing.
  • the relationship between the characteristics (wire breakage frequency up to 1.2 mm) is shown below.
  • 3 and 4 the results of No.15 ⁇ 21 employing the cooling method C is a graph of FIG. 3, the relationship between the DZL and RA a; Fig. 4, DZL and wire drawability ( The relationship of the wire diameter up to 1.2 mm) is shown below.
  • 5 and 6 the results of No.1 ⁇ 6 employing the cooling method A is a graph of FIG. 5, DZL and the relationship of ⁇ ⁇ ; 6, DZL and wire drawability (Wire breakage frequency up to 1.2 mm) are shown below.
  • Nos. 8 to 14 are examples in which the cooling method B was adopted, and the loading density d / L was changed within the range of 0.13 to 0.25 by adjusting the rolling speed and the conveyor conveyance speed. is there. Since all of them are manufactured with a cooling rate as low as 5 / s, RA AV is controlled within a predetermined range, but TS AV is high. Even if d / L is adjusted within the range of the present invention as in 11 to control TS ⁇ and RA ⁇ to be small, the wire drawing workability is reduced (see FIGS. 1 and 2). Nos.
  • the cooling method ⁇ was adopted for all of ⁇ ⁇ .1 to 8 and the loading density dZL was changed within the range of 0.13 to 0.25 by adjusting the rolling speed and conveyor speed. It is.
  • Example 3 a slab having the composition shown in Table 3 was hot-rolled under the same conditions as in Example 1 to obtain a wire rod having a diameter of 5.0 mm.
  • the average cooling rate on the conveyor was adjusted by the cooling method A, and the rolling speed and the conveying speed of the conveyor were adjusted so that the loading density was in the range of 0.13 to obtain a wire coil.
  • the mechanical properties and drawability of the obtained wire rod coil were measured in the same manner as in Example 1.
  • Table 3 shows the results.
  • the structure of each of the wire coils manufactured in Example 2 had a pearlite area ratio of 90% or more (not shown in the table).
  • Table 3 can be considered as follows.
  • No. 11 is an example in which the amounts of Mg and A 1 are too large, and since many oxide inclusions are generated, the frequency of wire breakage increased to 10 when wire drawing was performed to 0.90 mm.
  • No.12 is an example where the N content is too large, and the ductility is deteriorated. Therefore, when wire drawing was performed to 0.90 mm, the frequency of wire breakage increased to 10 pieces.
  • a slab having a composition of 0.82% C-0.18% S i-0.5% Mn was heated at 1150 ° C and hot rolled and wound under the conditions shown in Table 4.
  • a wire having a diameter of 5.5 mm or 5.0 mm was obtained.
  • the wound wire rod was placed in a stealmore cooling facility, and the cooling conditions and loading density described in Table 4 were adjusted on the stealmore conveyor to obtain a 2 t coil.
  • the mechanical properties and the structure of the wire coil obtained in this manner were measured by the same method as in Example 1, and the average nodule in the pearlite structure was measured by the method described above. Diameter was also measured.
  • the wire drawing workability is determined by the frequency of wire breakage (per t) when a wire drawing experiment is performed up to a wire diameter of 1.2 mm, under two conditions of a wire drawing speed of 300 m / min and 500 m / min. The measurement was carried out under the same conditions as in Example 1 except that the measurement was performed in Example 1.
  • Nos. L to 12 are examples in which the average nodule diameter in the pearlite structure was reduced to 10 or less by appropriately controlling the rolling conditions, winding conditions, and cooling conditions after winding. Compared to Examples 1 and 2, even when the wire was drawn under more severe conditions (the wire drawing speed when drawing to 1.2 mm was increased from 30 OmZ minutes to 50 Om / minute), the breakage was not It was not recognized at all, indicating that the wire drawing was extremely excellent.

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Abstract

Ｃ ：０．６～１．０％（質量％の意味、以下同じ）、Ｓｉ ：０．１～１．５％、Ｍｎ ：０．３～１．０％を含有し、Ｐ ：０．０２％以下，Ｓ ：０．０２％以下に抑制されており、９０面積％以上がパーライト組織である線径５．０ｍｍ以上の熱間圧延線材であって、４ｍ長さの線材における機械的特性が下記(1)～(4)を満足する熱間圧延線材である。　(１)ＴＳ＊−３０≦引張強さの平均値（ＴＳＡＶ：ＭＰａ）≦ＴＳ＊＋３０　　　ここで、ＴＳ＊＝４００×{[Ｃ]＋([Ｍｎ]+ [Ｓｉ])/５}＋６７０であり、式中、[　]は、各元素の含有量（％）を意味する。　(２)引張強さの標準偏差（ＴＳσ）≦３０ＭＰａ　(３)破断絞りの平均値　（ＲＡＡＶ）＞３５％　(４)破断絞りの標準偏差（ＲＡσ）≦４％　本発明の熱間圧延線材は、パテンティング処理等の熱処理を省略したとしても熱間圧延のままで伸線加工性に極めて優れており、従来材に比べて断線回数の著しく軽減されたものである。

Description

明細書 伸線前の熱処理が省略可能な伸線加工性に優れた熱間圧延線材 技術分野
本発明は、 伸線前の熱処理が省略可能であり、 熱間圧延ままで優れた伸線加工 性を有する熱間圧延線材に関するものである。 本発明の熱間圧延線材は、 線材全 体における引張強さの平均値が適切に制御されているのみならず、 引張強さのバ ラツキも少なく、 且つ、 破断絞りの平均値も高く、 破断絞りのバラツキも少ない 為、 スチールコード、 ビ一ドワイヤ、 PC鋼線、 ワイヤロープ等の高強度鋼線を 製造する素材として非常に有用である。
尚、 本発明で対象としているのは線径が 5. 0 mm以上の熱間圧延線材である が、 これは、 従来材では、 5. 5〜5. 0mm線径の高炭素鋼線材 （J I S規格 品） を 1. 0mm前後の最終熱処理線径まで伸線する工程が、 最も厳しい伸線加 ェ性が要求されるという実情に鑑み設定したものである。 即ち、 本発明は、 従来 材と同一線径の熱間圧延線材における伸線加工性を、 一層高める為の技術を提供 するものである。 背景技術
従来、 スチールコードやビードワイヤ等は、 通常、 炭素含有量が 0. 7〜0. 8 %程度の高炭素鋼 [J I SG 3502 (SWRS 72 A, SWRS 82 A) 相当] を熱間圧延した後、 冷却条件を制御することにより直径 5. 0〜6. 4m m程度の鋼線材とし、 次いで、 一次伸線加工、 パテンティング処理、 二次伸線加 ェ、 （スチールコードの場合は再度のパテンティング処理） 、 Cu— Zn二相め つき、 ブルーイング処理を施した後、 最終的に湿式伸線加工 （仕上げ伸線） を行 つて所定の線径とすることにより製造されている。 このうちパテンティング処理
(•mmm) は、 伸線加工性に適した微細なパーライト繊を得るために行われるが、 生 産性の向上や省エネルギー対策、 ひいてはコストの低減化を目的として、 パテン ティング処理等の熱処理の省略が可能な熱間圧延線材 （ダイレクトパテンティン グ材） の開発が進められている。
例えば特許文献 1 (特公平 3— 6 0 9 0 0号公報） には、 伸線ダイス寿命に優 れ、 かつ断線回数も少ない鋼線材として、 高炭素鋼線材の C当量と引張強さ、 粗 パーライト占有率の関係を規定した線材が提案されている （特許請求の範囲、 第 1欄第 1 9行〜第 2欄第 6行、 第 5欄第 7〜 3 3行） 。 上記文献では、 特に 「ダ ィレクトパテンティング線材には最適な引張強さが存在し、 引張強さが低くても 高くても断線率が上昇する」 という知見に基づき、 引張強さの平均値を C当量と の関係で制御しているが、 それでもなお、 伸線中の断線発生を充分に阻止できな い場合があることが、 本発明者らの検討結果により明らかになった。 圧延線材の 機械的特性は、 線材の長さ （部位） によって異なり、 弓 I張強さや絞りが高い値を 示す部分と、 低い部分が混在しているのが一般的である。 従って、 上記文献の如 く、 単純に、 引張強さの平均値を規定するだけでは、 局所的に強度の高い部分や 延性の低い部分に対する制御が不充分であり、 これが伸線中の断線発生起点とな つて断線を招くことになる。
また、 ダイレクトパテンティング材の提供を意図したものではないが、 特許文献 2 (特開 2 0 0 1 - 1 7 9 3 2 5号公報） には、 熱間圧延後のコイルを徐冷するこ とによって直接軟質化を可能にする方法として、 熱間圧延後の冷却コンペァ上のコ イレの を、 鋼材の^、 徐冷開始時の才ーステナイト 圣、 m リングピッチ、 徐冷カバーの ¾tを制御する方法が開示されている （段落 [ 0 0 0 1 ] 、 [ 0 0 0 4 ] 、 [ 0 0 2 0：] 〜 [ 0 0 2 6 ] 、 図 1 ) 。 しかしながら、 上記文献にはもとも と、 本発明の如く、 「伸線加工性に極めて優れた熱間圧延線材を提供する為には、 上述 した機械的特性のバラツキが少ない線材とすることカ坏可欠である」 という発想はない 為、 前記特許文献 1と同様、 局所的に強度の極端に低い部分や延性の低い部分に対する 制御が未だ 充分である。 発明の開示
本発明は上記事情に着目してなされたものであり、 その目的は、 パテンティン グ処理等の熱処理を省略したとしても熱間圧延のままで伸線加工性に極めて優れ ており、 従来材に比べて断線回数の著しく軽減された熱間圧延線材を提供するこ とにある。
上記課題を解決し得た本発明に係る伸線前の熱処理が省略可能な伸線加工性に 優れた熱間圧延線材は、
C ： 0. 6〜1. 0 % (質量％の意味、 以下同じ） 、
S i ： 0. 1〜 1. 5 %、
Mn ： 0. 3〜： 1. 0 %を含有し、
P ： 0. 0 2 %以下，
S ： 0. 0 2 %以下に抑制されており、
9 0面積％以上がパーライト組織である線径 5. 0mm以上の熱間圧延線材で あって、
4 m長さの線材における機械的特性が下記（ 1 )〜（ 4 )を満足するものであると ころに要旨を有するものである。
( 1) TS *— 3 0≤引張強さの平均値 （TSAV : MP a) ≤TS * + 3 0 ここで、 TS * = 40 0 X{[C]+ ([Mn] + [S i ]) /5}+ 6 7 0で あり、 式中、 [ ]は、 各元素の含有量 （％) を意味する。
(2) 引張強さの標準偏差 （TS ≤3 OMP a
(3) 破断絞りの平均値 （RAAV) >3 5 %
(4) 破断絞りの標準偏差 （RA ≤4% 図面の簡単な説明
図 1は、 冷却方法 Bを採用した No. 8〜 1 4について、 d/Lと Ι Ασの関 係をグラフ化したものである。
図 2は、 冷却方法 Βを採用した No. 8〜1 4について、 dZLと伸線加工性 (伸線径 1. 2mmまでの断線頻度） の関係をグラフ化したものである。
図 3は、 冷却方法 Cを採用した No.1 5〜 21について、 d/Lと RA。の 関係をグラフ化したものである。
図 4は、 冷却方法 Cを採用した No.15〜21について、 dZLと伸線加工 性 （伸線径 1. 2mmまでの断線頻度） の関係をグラフ化したものである。 図 5は、 冷却方法 Aを採用した No.1〜6について、 d/Lと、 Ι Ασの関 係をグラフ化したものである。
図 6は、 冷却方法 Αを採用した No.1〜6について、 dZLと伸線加工性の 関係をグラフ化したものである。 発明を実施するための最良の形態
本発明者らは、 従来材に比べ、 熱延ままで、 伸線加工性が一層高められた熱間 圧延線材を提供すべく鋭意検討してきた。 その結果、 良好な伸線加工性を確保す る為には、 前述した従来公報に教示されている通り、 熱間圧延終了後に調整冷却 を行う等して引張強さ （TS) の平均値 （TSAV) を所定範囲に制御すること が必要であるが、 これだけでは不充分であり、 更に、 延性の指標である破断絞り (RA) の平均値 （RAAV) をも高くする必要があることが分かった。 しかし ながら、 T Sを下げると R Aのバラツキが大きくなつて所望の R AAV値が得ら れず、 局所的な延性劣化部に基づく断線発生を防止できないことが判明した。 即 ち、 従来材に比べて、 断線回数を著しく軽減することができる 「伸線加工性に極 めて優れた熱間圧延線材」 を提供する為には、 単純に TSAV値を低く制御する だけでは不充分であり、 RAAV及び破断絞りの標準偏差 （RAa) をも制御する ことが必要であり、 更には、 引張強さの標準偏差 （TS。） も小さく制御して、 機械的特性のバラツキが少ない熱間圧延線材とすることが不可欠であることが明 らかになつた。 この様な熱間圧延線材を得る為には、 従来の如く、 熱間圧延条件 を制御したり巻取後の冷却速度を調整するだけでは不充分であり、 圧延後コンべ ァに搬送される線材の積載密度 [d/L (d=線材の線径、 L =リングピッ チ） ] を、 従来法に比べて小さく制御することによって始めて得られることを見 出し、 本発明を完成した。
以下、 本発明線材について説明する。
上述した通り、 本発明に係る 「伸線前の熱処理が省略可能な伸線加工性に優れ た熱間圧延線材」 は、 C : 0. 6〜1. 0%、 S i ： 0. 1〜1. 5%、 Mn : 0. 3〜1. 0%を含有する線径 5. 0mm以上の熱間圧延線材であって、 組織 は、 90面積％以上がパ一ライト組織であり、 4m長さの線材における機械的特 性が上記 （1) 〜 （4) を満足するものであるところに特徴がある。
[組織]
本発明の熱間圧延線材は、 圧延線材中の組織の 90面積％以上がパーライト組 織である。 パーライト組織以外の組織 （粒界フェライト、 ベイナイト、 マルテン サイ卜） が増加し、 パーライト面積率が 90面積％未満になると、 延性が劣化す る為である。 優れた伸線加工性を確保する為には、 パーライト組織は多ければ多 い程、 好ましく、 パーライト組織の面積率として好ましいのは 95面積％以上、 最も好ましくは 100面積％ (完全パーライト組織） である。
本発明で規定する鋼中成分 （後記する） を満足するものは概ね、 圧延線材中の パーライト面積率が 90%以上となるが、 当該パーライト面積率をより高める為 には、 特に圧延終了後の冷却速度を適切に制御することが推奨される。
更に本発明の作用を一層高める目的で、 パ一ライト組織中の平均ノジュール径 を 10 m以下とすることが推奨される。 これにより、 更に伸線性が向上し、 伸 線速度を上昇させたときでも、 伸線後の断線を抑制できる様になる （後記する実 施例 3を参照） 。 かかる観点からすれば、 上記の平均ノジュール径は、 小さい程 好ましく、 より好ましくは 8 xm以下、 更により好ましくは 6 xm以下である。 ここでノジュールとは、 パーライト組織中のフェライ卜の結晶方位が同一方位 を示す領域を意味し、 パーライト組織中の平均ノジュール径は、 以下の方法によ つて測定される。
まず、 圧延材の板厚方向断面 DZ 4 (Dは線径） 中、 200 mX 200 m の視野を、 SEMZEBS P (Electron Back Scatter Diffraction Pattern) を用いて 0. 5 ピッチでフェライトの方位解析をする。 各測定点間の方位差 が 15度以上となる境界をノジュールサイズの粒界として表示させ、 総長 800 m中のノジュール粒界数 （N) を、 切片法を用いて測定し、 800/Nの値を、 「パーライト組織中の平均ノジュール径」 とする。
[機械的特性]
本発明では、 連続した 4m長さの線材をサンプリングし、 その機械的特性を、 「伸線加工性の非常に優れた熱間圧延線材」 を得る為の指標として定めている。 ここで、 サンプリング長さを 4m (概ね線材コイル一周の長さに相当する） に設 定した理由は、 線材コイル全体の機械的特性値を推定する為には、 4m長さが最 小限必要であるという実験結果に基づくものであり、 これよりも短いと誤差が生 じ易く、 これよりも長いと実用的でない観点から定めた。
具体的には、 線材コイル全体のうち、 任意に連続した 4m長さをサンプリング し、 J I S 9 B号試験片を連続して 16本 （n=l 6) 採取したときの各機械的 特性値を測定すればよい。
まず、 本発明線材を特徴付ける上記（1)〜（4)の機械的特性について説明する。 (l)T.S *— 30≤引張強さの平均値 （TSAV:MP a) ≤TS * + 30
ここで、 TS * = 400 X{[C] + ([Mn]+ [S i ])/ 5 } + 670であり、 式中、 [ ]は、 各元素の含有量 （％) を意味する。
本発明の如く高炭素鋼線材における伸線加工性を確保する為には、 TS AVを 適切に制御することが必要である。 T s AVが高過ぎると断線率が上昇してしま い、 一方、 TSAVが低過ぎると、 伸線加工性向上に有用な組織が得られない。 本発明では、 TSAVを、 TS * [強度向上に寄与する化学成分 （C， S i， M n) の関係式で表される値] との関係で所定範囲に制御しており、 その範囲を、 TS *— 30から TS * + 30と定めた。 好ましくは T S *— 20以上、 T S * + 20以下である。
(2) 引張強さの標準偏差 （Τ3σ) ≤3 OMP a 本発明では、 従来の如く TSAVを制御するのみならず、 更に Τ3 σを 30MP a以下に制御し、 TSのバラツキを小さくすることが必要である。 これにより、 従来材に比べ、 断線発生頻度をより低減することができるからである。 TS CTは 小さければ小さい程好ましく、 28MP a以下、 より好ましくは 26MP a以下 とすることが推奨される。
(3) 破断絞りの平均値 （RAAV) >35%
熱間圧延線材の破断絞りは、 伸線加工後初期の伸線加工性を支配しており、 本 発明では、 工業的な伸線加工性を決定する主な因子は RAAV及び後記する ΚΑσ であるという観点に基づき、 RAAVを 35%超と定めた。 1^八 が3 5%以下 になると、 伸線初期に断線する頻度が高くなる。 RAAVは大きい程好ましく、 40%以上、 より好ましくは 45%以上とすることが推奨される。
(4) 破断絞りの標準偏差 （RA ≤4%
前述した通り、 RAAVが所定値を満足していても、 破断絞りが極端に低い部 位が存在すると、 その部位が局所的な延性劣化部となり、 断線の起点となる。 そ こで本発明では、 Ι Ασを 4%以下と定め、 R Αのバラツキを少なくした。 RA σは小さい程好ましく、 3%以下、 より好ましくは 2%以下とすることが推奨さ れる。 .
[鋼中成分]
次に本発明線材を構成する化学成分について説明する。
C ： 0. 6〜： 1. 0 %
Cは、 線材の必要強度を確保するために必須の元素であり、 その為に、 0. 6%以上添加する。 好ましくは 0. 65%以上、 より好ましくは 0. 7%以上で ある。 一方、 1. 0%を超えると、 熱間圧延後の冷却過程において、 断線の起点 となる初析セメン夕イトを抑制することが困難である。 好ましくは 0. 95%以 下である。
S i ： 0. 1〜1. 5%
S iは、 パーライト中のフェライト強度を増加させ、 強度調整に寄与する元素 であり、 脱酸剤としても有用である。 この様な作用を有効に発揮させる為には、
0. 1 %以上の添加が必要であり、 好ましくは 0. 12%以上である。 但し、 過 剰に添加すると、 鋼中フェライトの延性を劣化させ、 断線し易くなる為、 その上 限を 1. 5%に定めた。 好ましくは 1. 3%以下である。
Mn ： 0. 3〜1. 0 %
Mnは鋼の焼入性を確保し、 強度を高めるのに有用な元素である。 この様な作 用を有効に発揮させるには、 0. 3%以上 （好ましくは 0. 35%以上） 添加す る。 但し、 過剰に添加すると、 熱延圧延後の冷却過程で偏析を起こし、 伸線加工 性に有害なマルテンサイト等の過冷組織が発生し易くなる為、 その上限を 1. 0%に定めた。 好ましくは 0. 8%以下である。
P ： 0. 02 %以下
Pは鋼の靭性 ·延性を劣化させる元素であり、 伸線やその後の撚り工程におけ る断線を防止する為に、 その上限を 0. 02%と定めた。 好ましくは 0. 01% 以下、 より好ましくは 0. 005 %以下である。
S ： 0. 02 %以下
SfcPと同様、 鋼の靭性 ·延性を劣化させる元素であり、 伸線やその後の撚り 工程における断線を防止する為に、 その上限を 0. 02%と定めた。 好ましくは 0. 01 %以下、 より好ましくは 0. 005%以下である。
本発明線材は上記成分を含有し、 残部：鉄及び不可避的不純物であるが、 本発 明の作用を一層高める目的で、 更に下記元素を添加することが推奨される。
C r ： 0. 3 %以下 （0 %を含まない） ， 及び Z又は N i ： 0. 3 %以下 (0 %を含まない）
C r及び N iはいずれも、 焼入性を高めて強度向上に寄与する元素である。 こ の様な作用を有効に発揮させる為には、 < 1：を0. 1%以上、 N iを0. 1%以 上添加することが推奨される。 但し、 過剰に添加するとマルテンサイトが発生し 易くなる為、 その上限を C r ： 0. 3% (より好ましくは 0, 25%) ， N i ： 0. 3 % (より好ましくは 0. 25%) に、 夫々定めた。 これらの元素は単独で 添加しても良いし、 併用しても構わない。
Nb， V, T i， H f , 及び Z rよりなる群から選択される少なくとも一種の 元素を合計で 0. 1 %以下含有 （0%を含まない）
これらの元素は、 微細な炭窒化物を析出して高強度化に寄与する元素である。 この様な作用を有効に発揮させる為には、 Nb， V, T i， H f ， 及び Z rを 夫々、 0. 003 %以上、 添加することが推奨される。 但し、 過剰に添加すると 延性が劣化する為、 その上限を、 合計で 0. 1% (より好ましくは 0. 08%) に定めた。 これらの元素は単独で添加しても良いし、 併用しても構わない。
N： 0. 01 %以下
Nは線材の靭性、 延性を劣化させる元素であり、 断線を防止して伸線加工性を 高める為には少ない程良いという観点に基づき、 本発明では、 N : 0. 01%以 下 （より好ましくは 0. 008%以下） に定めた。
A 1 ： 0. 05%以下、 8 : 0. 01 %以下
これらの元素はいずれも脱酸剤として有用であるが、 過剰に添加すると、 A 1 2〇3、 MgO— A 1203等の酸化物系介在物が多く発生し、 当該介在物を起 因とする断線が多発することから、 その上限を夫々、 A 1 ： 0. 05%, Mg： 0. 01 %とする。 より好ましくは A 1 ： 0. 01%以下、 Mg : 0. 005% 以下である。
B： 0. 001〜0. 005%
Bは、 鋼中に固溶するフリー Bとして存在することにより、 第 2相フェライト の生成を抑制することが知られており、 特に縦割れの抑制が必要な高強度線材を 製造するには Bの添加が有効である。 所定のフリー Bを確保する為には、 Bを 0. 001%以上 （より好ましくは 0. 002 %以上） 添加することが推奨される。 但し、 0. 005 %を超えて添加しても、 Bが化合物として析出し、 延性を劣化 させる為、 その上限を 0. 005 %と定めた。 より好ましくは 0. 004%以下 である。
更に上記成分以外にも、 本発明の作用を損なわない範囲で、 許容し得る他の成 分を添加しても良く、 不純物も含まれる。
次に、 本発明に係る線材を製造する方法について説明する。
本発明で目的とする所定の機械的特性値を得る為には、 上記成分を満足する鋼 片を加熱し、 所定の線径 （5. 5 mmまたは 5. 0mm) まで熱間圧延した後、 コンベアに搬送された線材を調整冷却すると共に、 当該線材の積載密度 [d/ L； d=線材の線径、 L =リングピッチ （線材と線材の間の距離） ] を 0. 20 以下に制御することが必要である。 特に本発明では、 圧延後コンベアに積載され る線材の本数が d/L≤0. 20となる様に、 圧延速度とコンベアの搬送速度を 制御しつつ調整したところに特徴がある。 従来材では、 熱間圧延後、 コンベアに 搬送された線材を、 衝風量を調節する等して TSAVを所定範囲に制御している が、 それだけでは TS σを制御することはできず、 更に所望の RAAV及び RA。 を確保することも困難だからである。
以下、 各工程について説明する。
まず、 上記成分を満足する鋼片を加熱するが、 加熱条件は特に限定されず、 熱 延まま線材を製造するのに通常実施される条件 （例えば 900〜 1250 ） を 採用することができる。
次に、 所定の線径まで熱間圧延するが、 熱間圧延条件も特に限定されず、 所望 の機械的特性が得られる様、 適宜、 適切な条件を実施することができる。 例えば 仕上圧延温度を 800〜1 150°C、 巻取温度 （床面にループ状に載置して冷却 し始める温度） を 980〜750でに制御すること等が推奨される。
上記の様にして熱間圧延及び卷取を行った後、 圧延後の線材をコンベア （例え ばステルモアコンベア） に搬送するが、 ここでは、 コンベア上で線材の冷却速度 を制御すると共に、 当該線材の積載密度 (dZL) を適切に調節することが必要 である。
まず、 冷却速度の制御は、 特に所定の TSAVを確保する為に必要であり、 具 体的には、 900〜670 までの平均冷却速度を 8〜20°CZs (より好まし くは 10〜1
Figure imgf000012_0001
と急冷し、 670〜500°Cまでの平均冷却速度を 1〜 5 °C/s (より好ましくは l〜3 °CZs) で徐冷するという、 二段冷却を採用する ことが推奨される。 一段冷却では、 強度を下げようとすると延性も比例的に低下 してしまい、 要求される伸線加工性が得られないからである。 具体的には、 ステ ルモア冷却設備を用い、 衝風量を調節する等して上記の如く調整冷却すればよい。 次に本発明法の特徴部分である線材の積載密度 （d ZL) について説明する。 前述した通り、 所望の機械的特性を備えた線材 （特にバラツキの少ない線材） を 得る為には、 d ZLを 0 . 2 0以下に制御することが必要であり、 これにより、 従来材に比べ、 断線回数も著しく軽減可能な熱延まま線材を得ることができる。 例えば前述した特許文献 1を始めとする従来の方法では、 コンベアに搬送された 線材の積載密度はあまり考慮しておらず、 衝風量を調節する等して冷却速度を調 整するに止まっていた為、 積載密度が大きい部分 （即ち、 線材が密に存在する部 分） は充分冷却されず、 積載密度が小さい部分 （即ち、 線材が疎に存在する部 分） は急冷されるといった様に冷却速度にムラが生じており、 特に冷却速度の遅 い部分が主な原因となって、 T Sや R Aのバラツキとなって現われていたと考え られる。 そこで本発明では、 冷却速度のみならず、 積載密度をも制御しており、 これにより、 いずれの線材部分においても一定の冷却速度 （具体的には、 疎部 - 密度の冷却速度を 5 °CZ s以内） とすることができ、 バラツキの少ない線材が得 られる結果、 伸線加工性を著しく高めることが可能になった。 d ZLは小さけれ ば小さい程良く、 好ましくは 0 . 1 8以下、 より好ましくは 0 . 1 6以下である。 尚、 その下限は特に限定されないが、 生産性等を考慮すると 0 . 1 0以上、 より 好ましくは 0 . 1 5以上に制御することが推奨される。
尚、 前述した特許文献 2では、 熱間圧延後の冷却コンベア上のコイルの冷却速 度を徐冷するに当たり、 軟質化のために最も影響がある温度域 （7 5 0〜6 5 0 °C) の間の平均冷却速度を、 コイル密部およびコイル疎部に分けて、 dや L等 との関係で制御する方法が開示されているが、 その実態は、 図 1に示す通り、 当 該温度域を 0 . 0 5〜2 . 0 °Cに徐冷するというものであり、 本発明の如く、 d /Lを 0 . 2 0以下に制御することにより、 それ以上の平均冷却速度で冷却する 方法とは実質的に相違する。 実際のところ、 上記特許文献 2に示す表 3において、 d ZLを計算すると、 いずれも.本発明で規定する値 （0 . 2 0以下） を超えるも のしか開示されておらず （表 3の計算値は全て 0 . 3 3以上である） 、 これでは、 本発明で目的とする特性は得られないことを、 後記する実施例で確認している。 上記 d ZLは、 線材の圧延速度とステルモアコンベアの搬送速度を調整する等 して制御することができる。 このうち dは、 特に線材の圧延速度によって主に決 定され、 Lは、 コンベアの搬送速度によって主に決定される。
尚、 パーライト組織中の平均ノジュール径を 1 0 m以下とする為には、 特に 仕上圧延温度及び巻取温度を同じ温度範囲内に制御し、 且つ、 巻取り後の冷却ェ '程を厳しく制御することが推奨される。 具体的には、 仕上圧延温度を 7 5 0〜9 0 0 °Cとし、 巻取温度も 7 5 0〜9 0 0 の範囲に制御して巻取った後、 巻取後 1 0秒以内に、 6 0 0〜6 3 0 °Cまで冷却し、 冷却後 1 5秒以内 （巻取後から起 算すると 2 5秒以内） に一旦 6 5 0〜6 8 まで昇温させてから、 冷却する。 ここで、 仕上圧延温度を 7 5 0 °C以上 （好ましくは 8 0 0 °C以上） 9 0 0 以 下 （好ましくは 8 5 0 °C以下） とするのは、 パーライト変態核生成サイトである ァ粒界の単位体積当たりの面積を大きくする為であり、 これにより、 パーライト の平均ノジュール径を 1 0 m以下に小さくすることが可能となる。 特に 7 5 0 °C未満では、 未再結晶圧延となり、 ァ粒内からのパーライト変態が誘発され、 圧延材の組織が不均質になって伸線加工性が劣化してしまう。 尚、 仕上圧延温度 の下限は、 ノジュール径を 1 0 m以下に制御しない場合 （この場合の仕上圧延 温度の好ましい下限は 8 0 0 °C) に比べ、 7 5 0 °Cと低く設定できるが、 その理 由は、 ノジュール径を 1 0 m以下に制御するときは、 巻取後の冷却工程を細か く制御しているからであり、 その結果、 仕上圧延温度が 7 5 0 °Cと低くても、 Λ ラツキの少ない線材を得ることができる。
また、 巻取温度を 7 5 0 以上 （好ましくは 7 8 0 °C以上） 9 0 0 °C以下 （好 ましくは 8 8 0 °C以下） とするのは、 9 0 0 °Cを超えると前記仕上圧延温度の場 合と同様、 所定のァ粒界面積を確保できなくなる為であり、 一方、 7 5 0 °C未満 では、 ループ巻取が困難となるからである。
更に卷取後 1 0秒以内 （好ましくは 8秒以内） に 6 0 0〜6 3 0 °Cまで冷却す るのは、 この温度範囲でパーライト変態を開始させて、 所定の強度を確保する為 である。 巻取後の時間が 1 0秒を超えて、 上記温度範囲に冷却すると、 変態温度 が 6 3 0 °Cよりも高温側になり、 強度は低下するものの、 平均ノジュール径が 1 0 mを超える様になる。
冷却後 1 5秒以内 （好ましくは 1 3秒以内） 、 即ち、 巻取後から起算すると 2 5秒以内に、 一旦 6 5 0〜6 8 0 まで昇温するのは、 前述した（1 )〜（4 )の機 械的特性 （T S AV、 T S。、 RAAV、 R A。） を本発明の範囲に制御する為であ る。 昇温温度が 6 5 0 未満では、 平均強度 （T S AV) が本発明の範囲を超え てしまい、 本発明による伸線加工性向上効果、 特にダイス寿命向上効果が充分得 られない。 一方、 6 8 0 を超えて昇温すると、 平均ノジュール径が 1 0 mを 超える様になる。 同様に、 昇温の為に 1 5秒超の時間を費やすことは、 1 0 / m 超のノジュール径形成を招いてしまう。 尚、 昇温操作としては、 加熱手段を積極 的に施しても良いが、 パーライト変態の復熱を利用することも可能である。 昇温後の冷却に関しては、 特に限定されないが、 所望のノジュール径を得る為 には、 冷却速度はできるだけ速くすることが好ましく、 例えば 5 °CZ s以上とす ることが推奨される。 .
本発明によれば熱間圧延ままの線材でも優れた伸線加工性が得られるが、 この 線材に、 更に酸 （塩酸、 硫酸 ) を添加したり機械的に歪みを付与する等してス ケ一ルを除去した後、 燐酸亜鉛皮膜、 燐酸カルシウム皮膜、 石灰、 金属石鹼など を潤滑剤として用いて伸線， 冷間圧延などの処理を施した鋼線であっても、 同様 の優れた侔線加工性が得られることから、 この様な処理済鋼線も本発明の範囲内 に包含される。
以下実施例に基づいて本発明を詳述する。 ただし、 下記実施例は本発明を制限 するものではなく、 前 ·後記の趣旨を逸脱しない範囲で変更実施することは全て 本発明の技術範囲に包含される。 実施例 1 (製造条件の検討）
本実施例では、 圧延後の冷却速度や積載密度 （dZL) を種々変化させた場合 における機械的特性に及ぼす影響について調べた。
具体的には、 0. 82%C_0. 21 S i - 0. 51%Mnの組成からなる 鋼片を、 1150°Cで加熱し、 熱間圧延 （仕上圧延温度 800〜900°C) して 直径 5. 5 mmまたは 5. 0 mmの線材を得た。 巻取った線材をステルモア冷却 設備にかけ、 ステルモアコンベア上での平均冷却速度を下記冷却方法 A〜Cのい ずれかに調整すると共に、 圧延速度とステルモアコンベアの搬送速度を調整して 積載密度が 0. 13〜0. 22の範囲となる様に調節して 2 tコイルを 1個圧延 した。
冷却方法 A (本発 法）
670°Cまでを平均冷却速度 10°CZs、
670〜500°Cまでの平均冷却速度を 5°C_ sに制御する。 冷却方法 B (本発明を外れる方法）
670〜500°Cまでの平均冷却速度を全て 5°CZsに制御する。
冷却方法 C (本発明を外れる方法）
670〜500°Cまでの平均冷却速度を全て 2°CZsに制御する。
この様にして得られた線材コイルについて、 圧延先端部から長さ 20mを切断 し、 そのうち 4mを採取して J I S 9B号試験片を 16本調製し、 引張試験を実 施することにより引張強さの平均値 （TSAV) 、 引張強さの標準偏差 （Τδσ) 、 破断絞りの平均値 （RAAV) 、 及び破断絞りの標準偏差 （RAff) を夫々測定し た。
また、 上記線材コイルの組織 （パーライト面積率） は、 走査型電子顕微鏡観察 (倍率 3, 000倍） により測定した。
更にこれらの線材コイルについて、 伸線径 1. 2mm若しくは 0. 9 Ommま で伸線実験を行ったときの断線発生頻度 （1 t当たり） を測定した。 上記伸線実 験は、 7ダイスの連続伸線機を用い、 折り返し伸線を行なうものであり、 ダイス 角を 12° 、 伸線速度を 30 OmZ分とした。
これらの結果を表 1に併記すると共に、 その実験結果を一部抜粋し、 図 1〜6 にグラフ化して示す。 このうち図 1及び 2は、 冷却方法 Bを採用した No.8〜 14の結果をグラフ化したものであり、 図 1は、 dZLと RAaの関係を；図 2 は、 dZLと伸線加工性 （伸線径 1. 2 mmまでの断線頻度） の関係を夫々、 示 す。 図 3及び 4は、 冷却方法 Cを採用した No.15〜21の結果をグラフ化し たものであり、 図 3は、 dZLと RAaの関係を；図 4は、 dZLと伸線加工性 (伸線径 1. 2mmまでの断線頻度） の関係を夫々、 示す。 図 5及び 6は、 冷却 方法 Aを採用した No.1〜6の結果をグラフ化したものであり、 図 5は、 dZL と、 ΚΑσの関係を；図 6は、 dZLと伸線加工性 （伸線径 1. 2mmまでの断 線頻度） の関係を夫々、 示す。
尚、 本実施例 1で製造した線材コイルの組織はいずれも、 パーライト面積率が 90%以上であった （表には示さず） 。
表 1
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**=伸線径 0.90mmまでの断線発生頻度（1tあたり） 一 =伸線中止を意味する。
まず、 No.8〜14は、 冷却方法 Bを採用し、 且つ、 圧延速度及びコンベア の搬送速度に調節して積載密度 d/Lを 0. 13〜0. 25の範囲内に変えた例 である。 これらはいずれも、 冷却速度を 5 /sと遅くして製造している為、 R AAVは所定範囲に制御されるものの TSAVが高くなつており、 この様な場合は、 たとえ No.8〜 1 1の如く d/Lを本発明の範囲内に調整して TS σ及び RA σを小さく制御したとしても、 伸線加工性が低下する （図 1及び 2を参照） 。 また、 No.15〜21は、 冷却方法 Cを採用し、 且つ、 圧延速度及びコンペ ァの搬送速度を調節して積載密度 dZLを 0. 13〜0. 25の範囲内に変えた 例である。 これらはいずれも、 上述した No.8〜 14の場合に比べ、 更に冷却 速度を 2 C/sと非常に遅くして製造している為、 TSAV及び RAAVが低くな つており、 この様な楊合は、 たとえ No.15〜 18の如く dZLを本発明の範 囲内に調整して TS σを小さく制御したとしても ϋΑσを小さくすることはでき ず、 伸線加工性が低下する （図 3及び 4を参照） 。
一方、 Νο.1〜8はいずれも、 冷却方法 Αを採用し、 且つ、 圧延速度及びコ ンベアの搬送速度を調節して積載密度 dZLを 0. 13〜0. 25の範囲内に変 えた例である。
このうち No.1~4は、 製造条件が適切に制御されている為、 d/Lが本発明 の範囲を満足する本発明例であり、 TSAV、 TS σ, 1 八 ¥及び1 八。はぃずれ も本発明の範囲内に調整されており、 伸線加工性に極めて優れている。 特に No. 4は、 0. 90mmまで伸線しても全く断線しなかった。
これに対し、 No.5及び 6は、 冷却速度が適切に制御されているので TSAV 及び R AAVは本発明の範囲を満足するものの、 d/Lが本発明の範囲を超える 為、 TS。及び RA。が本発明の範囲を超えて大きくなつており （バラツキが大 きい） 、 伸線加工性に劣っている （図 5及び 6を参照） 。
また、 No.7は、 dZLが本発明の範囲を外れている為、 ϋΑσも高くなり、 伸線加工性が低下する。
以上の結果より、 TSAV、 RAAV、 TS。及び Ι Ασの特性を全て、 本発明の 範囲内に制御することによって始めて、 従来材に比べて伸線加工性が極めて優れ た熱間圧延線材を提供できることが分かった。
実施例 2 (化学成分の検討） '
本実施例では、 製造条件を一定とし、 鋼中成分を種々変化させた場合における 機械的特性に及ぼす影響について調べた。
具体的には表 3に記載の成分組成からなる鋼片を、 実施例 1と同じ条件で熱間 圧延して直径 5 . 0 mmの線材を得た後、 この線材をステルモア冷却設備にかけ、 前述した冷却方法 Aによりコンベア上での平均冷却速度を調整すると共に、 圧延 速度及びコンベアの搬送速度を調節して積載密度が 0 . 1 3の範囲となる様に制 御して線材コイルを得た。 得られた線材コィルの機械的特性及び伸線加工性を、 実施例 1と同様の方法で測定した。 これらの結果を表 3に記載する。 尚、 本実施 例 2で製造した線材コイルの組織はいずれも、 パーライト面積率が 9 0 %以上で あった （表には示さず） 。
6ΐ
C
Figure imgf000021_0001
izizio/eoozdf i3d SIC6Z0/1-001 OAV 表 3
Figure imgf000022_0001
注: *=伸線径 1.2mmまでの断線発生頻度（1tあたり） **=伸線径 0.90mmまでの断線発生頻度（1tあたり）
表 3より以下の様に考察することができる。
まず、 No. l~5はいずれも、 本発明で規定する成分組成を満足する鋼を用 いた例であり、 TSAV、 TS^ RAAV及び Ι Ασも本発明で特定する範囲内に 調整されている為、 1. 2 mmまで伸線加工しても全く断線せず、 更に 0. 90 mmまで伸線加工しても断線頻度は 5個以内に抑制されており、 伸線加工性に極 めて優れている。
これに対し、 No.6は C量が多すぎる例、 No.7は S i量が多すぎる例、 N o.8は Mn量が多すぎる例、 No.9は P及び Sの量が多すぎる例であり、 いず れも 1. 2mmまで伸線すると断線頻度が 10〜15回と非常に高くなり、 0. 90mmまで伸線加工しょうとしても伸線できず、 中止を余儀なくされた。
また、 No. 10は<3、 S i、 Mn、 P及び Sの量は適切に制御されている為、 1. 2 mmまでの断線発生頻度は 5個以下と良好であるが、 C r及び N iの量が 多すぎる為、 0. 90mmまで伸線加工すると断線頻度が 15個と上昇した。
No.1 1は Mg及び A 1の量が多すぎる例であり、 酸化物系介在物が多く発 生する為、 0. 90mmまで伸線加工すると断線頻度が 10個と上昇した。
No.12は N量が多すぎる例であり、 延性が劣化する為、 0. 90mmまで 伸線加工すると断線頻度が 10個と上昇した。
No.13は B量が多すぎる例であり、 延性が劣化する為、 0. 90mmまで 伸線加工すると断線頻度が 15個と上昇した。
実施例 3 (パーライト組織中の平均ノジュール径の検討）
0. 82 %C- 0. 18 %S i - 0. 5 %Mnの組成からなる鋼片を、 1 15 0°Cで加熱し、 表 4に記載の条件で熱間圧延 ·巻取して直径 5. 5mmまたは 5. 0mmの線材を得た。 巻取った線材をステルモア冷却設備にかけ、 ステルモアコ ンベア上で表 4に記載の冷却条件および積載密度の調整を行い、 2 tコイルを得 た。
この様にして得られた線材コイルの機械的特性及び組織を、 実施例 1と同様の 方法で測定すると共に、 前述した方法により、 パーライト組織中の平均ノジユー ル径も測定した。 また、 伸線加工性は、 伸線径 1. 2 mmまで伸線実験を行なつ たときの断線発生頻度 （1 t当たり） を、 伸線速度 300m/分及び 500m/ 分の二通りの条件で行ったこと以外は、 実施例 1と同じ条件で測定した。
これらの結果を表 5に示す。
Figure imgf000025_0001
表 5 ^
Figure imgf000026_0001
注：* =伸線径 1.2mmまでの断線発生頻度（1tあたり）
表 5より、 以下の様に考察することができる。
まず、 No. l〜12は、 圧延条件、 巻取条件及び巻取後の冷却条件を適切に 制御して、 パーライト組織中の平均ノジュール径を 10 以下と微細化した例 であり、 これらは、 実施例 1及び 2に比べて、 より過酷な条件で伸線加工した (1. 2 mmまで伸線加工したときの伸線速度を 30 OmZ分から 50 Om/分 に高めた） ときでも、 断線は全く認められず、 伸線加工性に極めて優れているこ とが分かる。
これに対し、 No.13〜18は、 圧延条件、 巻取後の冷却条件のいずれかが 適切に制御されていない為、 平均ノジュール径が 10 を超えた例である。 詳 細には、 No.13は仕上圧延温度が高く、 巻取から 25秒後の昇温温度が低い 例； No.14は仕上圧延温度、 及び巻取から 10秒後の冷却温度が高く、 且つ、 巻取から 25秒後の昇温温度が低い例； No.15は、 巻取から 10秒後の冷却 温度が高く、 巻取から 25秒後の昇温温度が低い例； N o .16は、 巻取から 1 0秒後の冷却温度、 及び巻取から 25秒後の昇温温度が共に低い例； No.17 は、 巻取から 25秒後の昇温温度が低い例； No.18は、 仕上圧延温度、 及び 巻取から 10秒後の冷却温度が共に高い例であり、 伸線速度 30 OmZ分におけ る断線頻度は 4個/以下と良好であるが、 伸線速度 50 OmZ分における伸線加 ェ性は、 平均ノジュール径が 10 以下に制御されている前記 No.1〜12 に比べて、 著しく低下しており、 断線頻度が 4. 5〜5. 5個認められた （No. 14、 及び 18) か、 伸線中止を余儀なくされた （No.13、 15〜17) 。 産業上の利用可能性
本発明によれば、 パテンティング処理等の熱処理を省略したとしても熱間圧延 のままで伸線加工性に極めて優れており、 従来材に比べて断線回数を著しく軽減 し得る熱間圧延線材を提供することができる。

Claims

請求の範囲 C ： 0. 6〜1. 0% (質量％の意味、 以下同じ） 、 S i ： 0. 1〜1. 5%、 Mn： 0. 3〜 1. 0 %を含有し、 P ： 0. 02 %以下， S ： 0. 02 %以下に抑制されており、 90面積％以上がパ一ライト組織である線径 5. 0 mm以上の熱間圧延線材で あって、 4 m長さの線材における機械的特性が下記（ 1 )〜（ 4 )を満足するものであるこ とを特徴とする伸線前の熱処理が省略可能な伸線加工性に優れた熱間圧延線材。
(1) TS *— 30≤引張強さの平均値 （TSAV:MP a) ≤TS * + 30
ここで、 TS * = 400 X{[C] + ([Mn]+ [S i ])/ 5 } +.670であり、 式中、 [ ]は、 各元素の含有量 （％) を意味する。
(2)引張強さの標準偏差 （TS^ ≤30MP a
(3)破断絞りの平均値 （RAAV) 〉35%
(4)破断絞りの標準偏差 （RACT) ≤4%
2. 前記パーライト組織中の平均ノジュール径は 10 m以下である請求の範 囲第 1項に記載の熱間圧延線材。
3. 更に、
C r ： 0. 3%以下 （0%を含まない） ， 及びノ又は
N i ： 0. 3%以下 （0%を含まない）
を含有するものである請求の範囲第 1項に記載の熱間圧延線材。
4. 更に、
Nb, V, T i , Hf , 及び Z rよりなる群から選択される少なくとも一種の 元素を合計で 0. 1 %以下 (0%を含まない） 含有するものである請求の範囲第 1項に記載の熱間圧延線材。
5. 更に、
N： 0. 01 %以下
に抑制されたものである請求の範囲第 1項に記載の熱間圧延線材。
6. 更に、
A 1 ： 0. 05 %以下，
Mg ： 0. 01 %以下
に抑制されたものである請求の範囲第 1項に記載の熱間圧延線材。
7. 更に、
B ： 0. 001〜0. 005%
を含有するものである請求項の範囲第 1項に記載の熱間圧延線材。
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