WO2007001057A1 - 伸線特性に優れた高強度線材およびその製造方法 - Google Patents

伸線特性に優れた高強度線材およびその製造方法 Download PDF

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Shingo Yamasaki
Arata Iso
Seiki Nishida
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Nippon Steel Corporation
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/009—Pearlite

Definitions

  • the present invention is a high-strength hot steel with excellent wire drawing characteristics that is used for PC steel wires, galvanized steel stranded wires, spring steel wires, suspension bridge cables, etc.
  • the present invention relates to a rolled wire, a manufacturing method thereof, and a steel wire obtained by drawing such a wire.
  • the strength of conventional steel wires for example, the strength of 1600 MPa is generally the limit even for bridge wires.
  • other steel wires such as PC steel wire are also required to have high strength.
  • a hot-rolled wire is subjected to a patenting treatment if necessary, and then drawn to obtain a steel wire having a predetermined wire diameter.
  • a strength of 1600 MPa or more by such treatment it is required to secure a strength of 1600 MPa or more by such treatment, and to ensure sufficient performance in terms of toughness evaluated by the fracture drawing value.
  • the drawing value of the patenting wire depends on the austenite particle size, and the drawing value is improved by making the austenite particle size finer. Therefore, carbides and nitrides such as Nb, Ti, and B are used as the pinning particles. Attempts have also been made to refine the austenite grain size.
  • Patent Document 2 Japanese Patent Laid-Open No. 2001-131697
  • the wire described in Patent Document 1 has a component composition in which the ductility of the steel wire is increased by including the above-described component elements.
  • the component elements to be added are expensive, the production cost may increase.
  • the present invention has been made in view of the above circumstances, and provides a high-strength wire rod having an inexpensive structure, high yield and excellent wire drawing characteristics, a manufacturing method thereof, and a high-strength steel wire excellent in wire drawing properties. For the purpose.
  • the present inventors have made solid solution B in an amount corresponding to the amount of C and Si present in the austenite before the patenting treatment, thereby driving the driving force of cementite precipitation and ferrite precipitation.
  • solid solution B in an amount corresponding to the amount of C and Si present in the austenite before the patenting treatment, thereby driving the driving force of cementite precipitation and ferrite precipitation.
  • a high carbon pearlite wire with a small amount of pro-eutectoid ferrite was obtained, and it was found that it was possible to achieve both workability and high strength due to excellent wire drawing characteristics, and the present invention was completed. That is, the gist of the present invention is as follows.
  • the high-strength wire rod according to the first aspect of the present invention is, in mass%, C: 0.7 to 1.2%, Si: 0.6 to 1.
  • the area ratio of pro-eutectoid ferrite is 3% or less, and the area ratio of pearlite structure is 90% or more.
  • the high-strength wire rod according to the second aspect of the present invention is, in mass%, C: 0.7 to 1.2%, Si: 0.6 to: 1.
  • the area ratio of pro-eutectoid ferrite is 3% or less, and the area ratio of pearlite structure is 90% or more.
  • a high-strength wire rod according to a third aspect of the present invention is a high-strength wire rod having the structure of the above-described second embodiment and further having excellent wire drawing characteristics containing not more than A1: 0.1% by mass. is there.
  • the high-strength wire according to the fourth aspect of the present invention has the structure of any force of the first to third aspects described above, and, in mass%, Cr: 0.5% or less (not including 0%) , Ni: 0.5% or less (not including 0%), Co: 0.5% or less (not including 0%), V: 0.5% or less (not including 0%), Cu: 0.2% or less (0% Not included), Mo: 0.2% or less (not including 0%), W: 0.2% or less (not including 0%), Nb: 0.1% or less (not including 0%), selected from the group consisting of It is a high-strength wire containing at least one type.
  • a sixth aspect of the present invention is a high-strength steel wire having the component composition of the high-strength wire excellent in the wire drawing characteristics described in the first to fourth aspects, and having a tensile strength. Is 1600 MPa or more, and the area ratio of pro-eutectoid ferrite is 3. /. It is a high-strength steel wire having a pearlite structure area ratio of 90% or more.
  • the solid solution B in an amount corresponding to the amount of C and Si is present in the austenite before the patenting treatment, thereby balancing the driving forces of cementite precipitation and ferrite precipitation.
  • ductility can be improved and disconnection in the wire drawing can be prevented, thereby improving productivity and yield.
  • hard steel wires having a structure mainly composed of pearlite and an average proeutectoid ferrite area ratio of 3% or less can be obtained.
  • PC steel wire, zinc-plated steel wire, spring steel wire The performance as a suspension bridge cable can be improved.
  • Fig. 1 is an example of BN precipitation curves when B and N contents are different.
  • FIG. 2 is a graph showing the relationship between the wire diameter of the wire after patenting and the area ratio of pro-eutectoid ferrite in the cross section from the surface of the wire to the center.
  • the high-strength wire rods according to the present invention (the ages are the values in Table 2 and ⁇ are the values in Table 4) have a stable ferrite area ratio of 3% or less regardless of the wire diameter. In the case of wire rods (0 is the value in Table 2 and ⁇ is the value in Table 4), the area ratio of proeutectoid ferrite is over 3%.
  • FIG. 3 is a graph showing the relationship between the tensile strength TS and the drawing value of the wire after the patenting process. From the graph of Fig. 3, when the tensile strength TS is the same, the drawing value of the high-strength wire according to the present invention (the age is Table 2 and ⁇ is the value of Table 4) is the same as that of the comparative conventional wire (Guh Table). It is clear that 2 and ⁇ are superior to the values in Table 4.
  • the high-strength steel wire having excellent wire drawing characteristics according to the present embodiment is C% 0.7 to 1.2%, Si:
  • the area ratio of pro-eutectoid ferrite is 3% or less, and the area ratio power of the pearlite structure is 0% or more.
  • the high strength wire rod excellent in wire drawing characteristics of the present embodiment instead of the A1 of the above components contained in the range of from 0.005 to 0.1% of Ti by mass 0/0
  • B is contained in a range given by 0.0009 to 0.0060%, and a solid solution B content is 0.0002% or more, and further A1 is contained in 0.1% or less.
  • the component composition can be
  • the quality Cr 0.5% or less (excluding 0%), Ni: 0.5% or less (excluding 0%), Co: 0.5% or less (excluding 0%), V : 0.5% or less (not including 0%), Cu: 0.2% or less (not including 0%), Mo: 0.2% or less (not including 0%), W: 0.2%
  • the composition may contain at least one selected from the group consisting of the following (excluding 0%), Nb: 0.1% or less (not including 0%).
  • the composition of the wire is limited for the reasons described later, and the rolling temperature during rolling, the time from winding to patenting, and the cooling rate during the patenting process are limited. This suppresses the precipitation of pro-eutectoid ferrite during pearlite transformation and makes it a wire with excellent strength and wire drawing properties.
  • C (carbon) is an element effective for increasing the strength of the wire.
  • the C content in the wire is less than 0.7%, it is difficult to stably impart the high strength specified in (1) to the final product, and at the same time, it is difficult to provide proeutectoid ferrite at the austenite grain boundaries. Precipitation is promoted, making it difficult to obtain a uniform pearlite structure.
  • the C content in the wire was set in the range of 0.7 to 1.2% by mass.
  • Si is an effective element for increasing the strength of the wire. Furthermore, it is an element that is useful as a deoxidizer, and is also an element that is necessary when targeting steel wires that do not contain A1.
  • the amount of Si in the wire is too large, precipitation of proeutectoid ferrite is promoted in eutectoid steel, and the limit workability in wire drawing decreases. Furthermore, the wire drawing process by mechanical descaling (hereinafter abbreviated as MD) becomes difficult. Therefore, the Si content in the wire is set in the range of 0.6 to 1.5% by mass.
  • Mn 0.:! ⁇ 1.0%
  • Mn manganese
  • MnS manganese-like Si
  • Mn has the effect of preventing hot brittleness by fixing S in steel as MnS. If the content is less than 0.1% by mass, it is difficult to obtain the above effect.
  • Mn is a segregation shading element, and when it exceeds 1.0 mass%, segregation occurs particularly in the center of the wire, and martensite and bainite are formed in the segregation part. Sex is reduced. Therefore, the content of Mn in the wire is set in the range of 0.:! To 1.0% by mass%.
  • Al (aluminum) is effective as a deoxidizer. It also has the effect of increasing solute B while fixing N to suppress aging.
  • the A1 content is preferably in the range of 0.005-0. 1% by mass%. When the content of A1 in the wire is less than 0.005%, it is difficult to obtain an action of fixing N. If the A1 content exceeds 0.1%, a large amount of hard non-deformable alumina-based nonmetallic inclusions are formed, and the ductility and wire drawing of the steel wire are lowered.
  • Ti titanium is also effective as a deoxidizer. In addition, it precipitates as TiN and contributes to the prevention of coarsening of the austenite grain size, and it is also an effective element effective for securing the amount of dissolved B in the austenite by fixing N. If the Ti content is less than 0.005%, the above-described effects are hardly obtained. If the Ti content exceeds 0.1%, coarse carbides are formed in austenite, which may reduce wire drawing. Therefore, the Ti content in the wire is set in the range of 0.005 to 0.1% by mass.
  • N 0.001 to 0.006%
  • N nitrogen
  • the N content is within the range of 0.001 to 0.006% by mass.
  • the present inventors conducted experiments and determined that the optimum range of the B content in the wire was mass%, 0.0009-0.0060%. Note that B needs to exist in a solid solution state before the patenting treatment, and the amount of the solid solution B in the wire rod after rolling needs to be 0.0002% or more.
  • the impurities P (phosphorus) and S (sulfur) are not particularly specified, but from the viewpoint of ensuring ductility as in the case of conventional ultra fine steel wires, each is 0.02% or less by mass. Is desirable.
  • the high-strength steel wire rod described in the present embodiment has the above-described components as a basic composition, but will be described below for the purpose of further improving mechanical properties such as strength, toughness, and ductility. Yes A component composition that actively contains one or more selectively permissible additive elements is also acceptable.
  • Cr chromium
  • Cr is an effective element for reducing the lamella spacing of pearlite and improving the strength and drawing strength of the wire rod. In order to effectively exhibit such an effect, it is preferable to add 0.1% or more of Cr. On the other hand, if the amount of Cr is too large, the transformation end time becomes long, and there is a risk of forming a supercooled structure such as martensite and bainite in the hot-drawn wire, and the mechanical descaling property also deteriorates. Therefore, the upper limit of Cr addition is 0.5% by mass. It was.
  • Ni 0.5% or less Ni (nickel) does not contribute significantly to the strength of the wire, but is an element that increases the toughness of the wire. Addition of 0.1% or more is preferable for effectively exhibiting such an effect. On the other hand, when Ni is added excessively, the transformation end time becomes longer. Therefore, the upper limit of the amount of Ni added is 0.5% by mass.
  • Co is an effective element for suppressing the precipitation of pro-eutectoid cementite in the rolled material. Addition of 0.1% or more is preferable for effectively exhibiting such an effect. On the other hand, even if Co is added in excess, the effect is saturated and the excess content is wasted, which may increase the manufacturing cost. Therefore, the upper limit value of the amount of Co-added metal is 0.5% by mass.
  • V vanadium
  • Cu copper
  • Cu has the effect of increasing the corrosion resistance of ultrafine steel wires. Addition of 0.1% or more is preferable in order to exert such an action effectively. However, if added excessively, it reacts with S and segregates CuS in the grain boundaries, causing steel ingots and wires to become wrinkled during the wire manufacturing process. In order to prevent such adverse effects, the upper limit of the amount of Cu added was set to 0.2% by mass.
  • Mo mobdenum
  • Mo has the effect of increasing the corrosion resistance of the ultrafine steel wire. Addition of 0.1% or more is preferable for effectively exhibiting such an effect. On the other hand, since the end time of the transformation becomes longer if Mo is added excessively, the upper limit of the amount of Mo added is set to 0.2% in mass%.
  • W tungsten
  • Nb 0.1% or less
  • Nb niobium
  • Nb has the effect of increasing the corrosion resistance of the ultrafine steel wire. Addition of 0.05% or more is preferable in order to effectively exert such an action. On the other hand, when W is added excessively, the transformation end time becomes longer, so the upper limit of the amount of Nb added is set to 0.1% by mass.
  • the influence on the wire drawing property of a wire having a Si content of 0.6% or more is particularly affected by the prior austenite grain boundaries of the wire. It is clear that the precipitated pro-eutectoid ferrite. It was confirmed that the generation of delamination can be suppressed by setting the area ratio of proeutectoid ferrite in the cross section to 3% or less as in the wire of the present embodiment.
  • wire rod steel that satisfies the above-mentioned composition requirements is used, and this is hot-rolled and then directly patented, so that the main structure is made of pearlite and the pro-eutectoid ferrite area ratio is 3%. Capable of obtaining the following wire or steel wire.
  • the pearlite structure is a lamellar structure
  • the pearlite structure has high strength and is most excellent in wire drawing characteristics, and the area ratio is preferably 90% or more.
  • the area ratio of the pearlite structure is less than 90%, the strength of the wire and the ductility at the time of wire drawing decrease.
  • Tr 0. 0008 X (Tr- 815) 2 + 4 X (B— 0. 0003) / (N-Ti / 3. 41 -B + 0. 0 003) (2)
  • Tr is a scraping temperature. Equation (2) is valid in the component range where 4 X ( ⁇ — 0 ⁇ 0003) / (N—Ti / 3.41 -B + 0. 0003) is greater than zero. There is no limit. In actual rolling, the upper limit of 40 seconds is almost never applied for 40 seconds or more before the patenting process starts after milling.
  • the wire rolled at 1050 ° C or higher is water-cooled, scraped at a temperature of 800 ° C or higher, preferably 850 ° C or higher, and 950 ° C or lower. It is necessary to make the time to start within the formula (2).
  • the temperature at the time of scraping is less than 800 ° C, B precipitates as carbides in the wire rod, and the effect of suppressing the non-pearlite structure as solid solution B becomes insufficient.
  • the temperature at the time of scraping exceeds 950 ° C, the ⁇ grain size becomes coarse and the drawing value of the wire decreases.
  • the wire patenting process should be performed at a cooling rate of at least 5 ° C / sec in the temperature range from the cooling start temperature to 700 ° C by means of blast cooling or other cooling methods.
  • the cooling speed force is less than 3 ⁇ 4 ° C / sec, a predetermined strength cannot be obtained.
  • the amount of B present as a compound in the electrolytic extraction residue of the patenting wire was measured by curcumin absorption photometry, and the amount of solid solution B was obtained by determining the difference from the total amount of B.
  • the pearlite area ratio is 5 views of the microstructure of the region of 100 ⁇ m X ⁇ ⁇ m at a magnification of 2000 by SEM observation on the surface layer, 1 / 4D, 1 / 2D part of the L cross section of the wire. Images were taken and the average area ratio was measured by image analysis. At this time, pseudo-pearlite or bainite in which cementite was dispersed in a point array was excluded.
  • the pro-eutectoid ferrite area ratio of the wire drawing material is as follows: L section appears by cutting and polishing at ⁇ 5% radius from the center of the wire, depth 40 / im X width 40 at 4000 times magnification by SEM observation Tissue photographs of the ⁇ m region were taken with 5 fields of view, and the average area ratio was measured by image analysis. From this measurement, it was confirmed that the pro-eutectoid ferrite area ratio before wire drawing and the pro-eutectoid ferrite area ratio after wire drawing almost coincided. When a decarburized layer exists on the surface layer, the entire decarburized part specified in JIS G 0558 4 was excluded from the measurement site.
  • Tables 2 and 4 show the evaluation results such as the strength of the patenting material, the proeutectoid ferrite (iv) area ratio, the pearlite area ratio, and the solute B content (mass%).
  • FIG. 2 is a graph showing the relationship between the wire diameter and the area ratio of pro-eutectoid ferrite in the cross section from the surface to the center of the wire after patenting.
  • the high-strength wire according to the present invention in Table 2 shown by ⁇ is stable regardless of the wire diameter, and the area ratio of proeutectoid ferrite is 3% or less, whereas the conventional comparative example in Table 2 shown by ⁇ ⁇ For wire rods, All of the light area ratios exceeded 3%.
  • the area ratio of proeutectite in the cross section from the surface layer to the center of the wire became 3% or less.
  • Fig. 3 is a graph showing the relationship between the tensile strength TS and the drawing value of the wire after the patenting process.
  • ⁇ means the example of the present invention in Table 2
  • ⁇ means the comparative example in Table 2. It can be seen that the developed material of the present invention has an improved aperture value.
  • the B content was more than the predetermined amount, and B carbide and proeutectoid cementite were precipitated.
  • the Si content was too high at 1.6%, so the formation of pro-eutectoid ferrite could not be suppressed.
  • the cooling speed during the patenting process was smaller than the specified cooling speed, so that the tensile strength with the specified LP material and the tensile strength after drawing could be satisfied. It was very good.
  • the B content was less than the specified amount, so the formation of pro-eutectoid ferrite could not be suppressed, and it was 3% or more.
  • 16 to 30 are high-strength wires according to the present invention, and 45 to 55 are conventional wires (comparative steel).
  • FIG. 2 is a graph showing the relationship between the wire diameter and the area ratio of proeutectite in the cross section from the surface to the center of the wire after patenting.
  • the high-strength wire rods according to the present invention shown in Table 4 shown in Table 4 are stable regardless of the wire diameter, and the area ratio of pro-eutectoid ferrite is 3% or less, whereas the conventional comparative example shown in Table 4 shown in Table 4 For wire rods, the area ratio of proeutectoid ferrite is over 3%.
  • the steels of the present invention shown in 16 to 30 each have a B content of 0.0009 to 0.006.
  • the time until the start of patenting after satisfying the range given by / o tl 0. 0008 X (Tr-815) 2 + 4 X (B-0. 0003) / (N— Ti / 3. 41— B + 0. 0003) is satisfied, so that the amount of dissolved B is 0.0002% or more, and the pro-eutectoid ferrite area ratio in the cross section from the surface of the wire to the center is 3%. It was as follows.
  • Fig. 3 is a graph showing the relationship between the tensile strength TS and the drawing value of the wire after the patenting process.
  • ⁇ Means the example of the present invention in Table 4, ⁇ means the comparative example in Table 4, and it can be seen that the aperture value of the developed material of the present invention is improved.
  • the scraping temperature is as low as 750 ° C, so that B carbide precipitates before the patenting treatment and suppresses the formation of proeutectoid ferrite. Didn't exist
  • the B content is more than the predetermined amount, and the B carbide and As a result, proeutectoid cementite precipitated.
  • the Si content was too high at 1.6%, so the formation of proeutectoid ferrite structure could not be suppressed.
  • the component composition of the steel material to be used is specified, and the solid solution B corresponding to the C content and the Si content is present in the austenite before the patenting treatment, whereby cementite.
  • the toughness of the wire is improved, and breakage in wire drawing can be prevented, and the productivity and yield of steel wires are improved.
  • a hard steel wire having a structure mainly composed of pearlite and having an average proeutectoid ferrite area ratio of 3% or less.
  • steel wires such as PC steel wires, galvanized steel wires, spring steel wires, and suspension bridge cables.

Abstract

　成分の特定された硬鋼線材を、熱間圧延後に直接溶融ソルトパテンティング処理すること、もしくは再オーステナイト化後溶融ソルトもしくは鉛パテンティング処理することにより得られる、初析フェライトの面積率が３％以下であり、且つ、パーライト組織の面積率が９０％以上である高強度線材。

Description

明 細 書
伸線特性に優れた高強度線材およびその製造方法
技術分野
[0001] 本発明は、 PC鋼線、亜鉛めつき鋼撚線、ばね用鋼線、吊り橋用ケーブルなどに伸 線カ卩ェして使用される、伸線特性にすぐれた高強度の熱間圧延線材およびその製 造方法、並びにこのような線材を伸線した鋼線に関するものである。
本願は、 2005年 6月 29曰に、 日本に出願された特願 2005— 190259号に基づき 優先権を主張し、その内容をここに援用する。
背景技術
[0002] 従来鋼線の強度としては、例えば橋梁用ワイヤでも一般的に強度が 1600MPaが 限界であった。しかし、最近の橋梁の大型化に伴いワイヤの高強度化が要求されて きている。そして PC鋼線など、他の鋼線についてもやはり高強度化が求められてい る。高強度化のため高炭素硬鋼線を製造するに当たっては、通常熱延線材に必要 によりパテンティング処理を行レ、、その後伸線カ卩ェして所定の線径の鋼線とする。鋼 線においては、こうした処理により 1600MPa以上の強度を確保すると共に、破断絞り 値などによって評価される靭延性についても十分な性能を確保することが求められて いる。
[0003] 上述のような要求に対して、偏析ゃミクロ組織を制御したり、特定の元素を含有させ ることで高炭素線材の伸線力卩ェ性を高める試みがなされている。
[0004] パテンティング線材の絞り値はオーステナイト粒径に依存し、オーステナイト粒径を 微細化することによって絞り値が向上することから、 Nb、 Ti、 B等の炭化物や窒化物 をピユング粒子として用いることによってオーステナイト粒径を微細化する試みもなさ れている。
[0005] 高炭素線材に、成分元素として、質量％で Nb : 0. 01〜0. 1重量％、 Zr: 0. 05 〜0. l重量％、Mo : 0. 02-0. 5重量％よりなる群から 1種以上を含有させた線材 が提案されている。 （例えば、特許文献 1 :特許第 2609387号公報）
[0006] また、高炭素線材に NbCを含有させることによりオーステナイト粒径を微細化した線 材が提案されている（例えば、特許文献 2 :特開 2001— 131697号公報)。
発明の開示
発明が解決しょうとする課題
[0007] 特許文献 1に記載の線材では、上記の成分元素を含有させることにより、鋼線の延 靭性を高めた成分組成としている。し力しながら、特許文献 1に記載の線材では、添 カロされる成分元素が何れも高価であるため、製造コストが上昇する可能性がある。
[0008] 特許文献 2に記載の線材では、ピニング粒子として NbCを用いることにより、伸線 加工性を向上させている。し力しながら、特許文献 2に記載の線材では、含有される 成分元素が何れも高価であるため、製造コストが上昇する可能性がある。また、 Nbは 粗大な炭化物、窒化物を、 Tiは粗大な酸化物を形成するため、これらが破壊の起点 となり、線材の伸線性を低下させる可能性がある。
[0009] ところで、高炭素鋼線の高強度化には鋼材成分中の C量および Si量を増大するの が最も経済的で且つ有効な手段であることが確認されている。し力 Siの増加に伴い 鋼材中でフェライト析出が促進されると共にセメンタイトの析出が抑制されるため、 C 量が 0. 8%を超えるような過共析組成であっても、パテンティング処理を行う際に、ォ ーステナイト域から冷却する時にオーステナイト粒界に沿って初析フヱライトが板状に 析出する傾向がある。このため、パテンティング処理後の線材の破断絞り値が低下し 、延靭性が劣化するとともに、伸線加工中の断線頻度も高くなつて生産性や歩留低 下を招く。
本発明は上記事情に鑑みてなされたものであり、安価な構成で、歩留まりが高く伸 線特性に優れた高強度線材及びその製造方法、並びに伸線特性に優れた高強度 鋼線を提供することを目的とする。
課題を解決するための手段
[0010] 本発明者らは、鋭意検討した結果、 C量及び Si量に応じた量の固溶 Bを、パテンテ イング処理前のオーステナイトに存在させることにより、セメンタイト析出とフェライト析 出の駆動力をバランスさせ、初析フェライト量の少ない高炭素パーライト線材が得ら れ、優れた伸線特性による加工性と高強度を両立し得ることを知見し、本発明を完成 するに至った。 即ち、本発明の要旨とするところは以下の通りである。
[0011] 本発明の第 1の態様の高強度線材は、質量％で、 C:0.7〜： 1.2%、 Si:0.6〜： 1.
5%、Mn:0.1~1.0%、Ν:0.001〜0.006%、Α1:0.005〜0.1%を含有し、 更に、 Βを 0.009〜0.0060ο/οで与えられる範囲で含有し、力、つ固溶 Β量力 0.000 2%以上であり、残部は Fe及び不可避不純物からなり、引張強さ TS(MPa)が次式（ 1)
TS (1000XC(%)— 10X線径（mm) +320) ·· (1)
で表され、初析フェライトの面積率が 3%以下であり、且つ、パーライト組織の面積率 が 90%以上である高強度線材である。
[0012] 本発明の第 2の態様の高強度線材は、質量％で、 C:0.7〜： 1.2%、 Si:0.6〜： 1.
5%、Mn:0.1~1.0%、N:0.001〜0.006%、Ti:0.005〜0. 1%を含有し、 更に、 Bを 0.0009〜0.0060ο/οで与えられる範囲で含有し、力つ固溶 Β量力 0.00 02%以上であり、残部は Fe及び不可避的不純物からなり、引張強さ TS(MPa)が次 式 (1)
TS (1000XC(%)— 10X線径（mm) +320) ·· (1)
で表され、初析フェライトの面積率が 3%以下であり、且つ、パーライト組織の面積 率が 90%以上である高強度線材である。
[0013] 本発明の第 3の態様の高強度線材は、上記第 2の態様の構成を有し、更に質量％ で、 A1:0.1%以下を含有する伸線特性に優れた高強度線材である。
[0014] 本発明の第 4の態様の高強度線材は、上記第 1乃至第 3の態様のいずれ力の構成 を有し、更に質量％で、 Cr:0.5%以下（0%を含まない）， Ni:0.5%以下（0%を含 まない）， Co:0.5%以下（0%を含まない）， V :0.5%以下（0%を含まない）， Cu: 0.2%以下（0%を含まない）、 Mo:0.2%以下（0%を含まない）、 W:0.2%以下（ 0%を含まない）、 Nb:0.1%以下（0%を含まない）、よりなる群から選択される少なく とも 1種以上を含有する高強度線材である。
[0015] 本発明の第 5の態様は、伸線特性に優れた高強度線材の製造方法であって、上記 第 1乃至第 4の態様に記載の化学組成を有する鋼片を、熱間圧延後、 Tr=800°C〜 950°Cの温度で卷き取りした後、次いで、熱間圧延後の冷却 ·卷取り工程後に次式（ 2)で示される時間 tl (秒）以内に、冷却を開始し、冷却開始温度から 700°Cまでの温 度における冷却速度を 5°C/sec以上として冷却し、パテンティング処理する高強度 線材の製造方法である。
tl = 0. 0008 X (Tr- 815) 2 + 4 X (B— 0. 0003) / (N-Ti/3. 41 -B + O. 0
003) (2)
但し、 4 X (B-0. 0003) / (N-Ti/3. 41 -B + O. 0003)力ゼロ以下である、 もしくは tl (式（2)より得られる数値）が 40秒より大きい場合、 tl (上記製造方法で使 用する数値） =40秒とする。
[0016] 本発明の第 6の態様は、高強度鋼線であって、上記第 1乃至第 4の態様に記載の 伸線特性に優れた高強度線材の成分組成を有し、引張り強さが 1600MPa以上であ り、初析フェライトの面積率が 3。/。以下であり、且つ、パーライト組織の面積率が 90% 以上である高強度鋼線である。
発明の効果
[0017] 本発明の伸線性に優れた高強度線材によれば、質量％で、 C : 0. 7〜： 1. 2%、 Si:
0. 6〜： 1. 5%、 Mn : 0. 1〜： 1. 0%、N : 0. 001〜0. 006%、A1 : 0. 005〜0. 1 %を 含有し、更に、 Bを 0. 0009〜0. 0060%で与えられる範囲で含有し、かつ固溶 B量 が 0. 0002%以上であり、残部は Fe及び不可避不純物からなり、引張強さ TS (MPa )が式 {TS （1000 X C (%) _ 10 X線径（mm) + 320) }で表され、初析フヱライト の面積率 3%以下であり、且つ、パーライト組織の面積率が 90%以上とされた構成と している。
[0018] 各成分組成の関係を上記として、 C量及び Si量に応じた量の固溶 Bを、パテンティ ング処理前のオーステナイトに存在させることにより、セメンタイト析出とフェライト析出 の駆動力をバランスさせ、初析フヱライトを抑制することにより、延靭性が向上するとと もに、伸線カ卩ェにおける断線を防止でき、生産性や歩留まりが向上する。
また、パーライトを主体とする組織を有し、且つ初析フェライト面積率の平均値が 3 %以下となる硬鋼線を得ることができ、 PC鋼線、亜鉛めつき鋼線、ばね用鋼線、吊り 橋用ケーブルとしての性能を改善し得る。
図面の簡単な説明 [0019] [図 1]図 1は B、 N量が異なる場合の BNの析出曲線例である。
[0020] [図 2]図 2は、パテンティング処理後の線材における、線材の線径と線材表面から中 心部の断面内における初析フェライトの面積率との関係を示したグラフである。本発 明に係る高強度線材（令は表 2、 ·は表 4の数値）では、線径に関わらず安定して初 析フェライト面積率が 3%以下であるの対し、比較例の従来の線材(0は表 2、〇は 表 4の値）では、初析フヱライトの面積率が何れも 3%を超えた数値となっている。
[0021] [図 3]図 3は、パテンティング処理後の線材における、引張り強さ TSと絞り値との関係 を示したグラフである。図 3のグラフから、引張り強さ TSが同じである場合、本発明に 係る高強度線材（令は表 2、秦は表 4の数値）の絞り値は、比較例の従来線材(ぐは 表 2、〇は表 4の値）に比べて優れていることは明らかである。
発明を実施するための最良の形態
[0022] 以下、本発明に係る伸線特性に優れた高強度線材の実施の形態にっレ、て、図面 を参照して説明する。
なお、この実施の形態は、発明の趣旨をより良く理解させるために詳細に説明する ものであるから、特に指定の無い限り、本発明を限定するものではない。
[0023] 本実施形態の伸線特性に優れた高強度鋼線は、質量％で、 C : 0. 7〜： 1. 2%、 Si :
0. 6〜： 1. 5%, Mn : 0. 1〜： 1. 0%、N : 0. 001〜0. 006%、A1 : 0. 005〜0. 1 %を 含有し、更に、 Bを 0. 0009〜0. 0060%で与えられる範囲で含有し、かつ固溶 B量 が 0. 0002%以上であり、残部は Fe及び不可避不純物からなり、引張強さ TS (MPa
)が次式（1)
TS (1000 X C (%)— 10 X線径（mm) + 320) · · (1)
で表され、初析フェライトの面積率が 3%以下であり、且つ、パーライト組織の面積率 力 0%以上として構成されてレ、る。
[0024] また、本実施形態の伸線特性に優れた高強度線材は、上記した成分の A1に代えて 、質量0 /0で Tiを 0. 005〜0. 1 %の範囲内で含有した場合に、 Bを 0. 0009〜0. 00 60%で与えられる範囲で含有し、かつ固溶 B量が 0. 0002%以上であるような成分 、更に A1を 0. 1%以下で含有してなる成分組成を有することができる。
[0025] 更に、本実施形態の伸線特性に優れた高強度線材では、上述の成分に加え、質 量％で、 Cr : 0. 5%以下（0%を含まない）, Ni: 0. 5%以下（0%を含まない）， Co : 0 . 5%以下（0%を含まない）， V : 0. 5%以下（0%を含まない）， Cu: 0. 2%以下（0 %を含まない）、 Mo : 0. 2%以下（0%を含まない）、 W: 0. 2%以下（0%を含まない )、 Nb : 0. 1 %以下（0%を含まない）、よりなる群から選択される少なくとも 1種以上を 含有する構成とすることができる。
[0026] 本実施形態では、後述する理由によって線材の成分組成を限定するとともに、圧延 時の卷き取り温度、卷き取りからパテンティングまでの時間、及びパテンティング処理 時の冷却速度を限定することによってパーライト変態時の初析フェライト析出を抑制 し、強度特性および伸線加工特性に優れた線材としてレ、る。
[0027] 成分組成：
以下に、本実施形態の伸線特性に優れた高強度線材の、各成分組成の限定理由 について説明する。
C : 0. 7〜： ί · 2%
C (炭素）は、線材の強度を高めるのに有効な元素である。線材中の Cの含有量が 0 . 7%未満の場合には（1)に規定する高い強度を安定して最終製品に付与させること が困難であると同時に、オーステナイト粒界に初析フェライトの析出が促進され、均一 なパーライト組織を得ることが困難となる。一方、 Cの含有量が多すぎるとオーステナ イト粒界にネット状の初析セメンタイトが生成して伸線カ卩ェ時に断線が発生しやすく なるだけでなぐ最終伸線後における極細線材の靭性 ·延性を著しく劣化させる。し たがって、線材中の Cの含有量を、質量％で 0. 7〜： 1. 2%の範囲内とした。
[0028] Si : 0. 6〜： 1. 5%
Si (ケィ素）は線材の強度を高めるのに有効な元素である。更に脱酸剤として有用 な元素であり、 A1を含有しない鋼線材を対象とする際にも必要な元素である。—方、 線材中の Si量が多すぎると、共析鋼においても初析フヱライトの析出を促進するとと もに、伸線加工での限界加工度が低下する。更にメカニカルデスケーリング（以下、 MDと略記する。 )による伸線工程が困難になる。したがって、線材中の Siの含有量 を、質量％で 0. 6〜： 1. 5%の範囲内とした。
[0029] Mn: 0.：!〜 1. 0% Mn (マンガン)も Siと同様、脱酸剤として有用な元素である。また、焼き入れ性を向 上させ、線材の強度を高めるのにも有効である。更に、 Mnは、鋼中の Sを MnSとして 固定して熱間脆性を防止する作用を有する。その含有量が 0. 1質量％未満では前 記の効果が得難い。一方、 Mnは偏析しゃすい元素であり、 1. 0質量％を超えると特 に線材の中心部に偏析し、その偏析部にはマルテンサイトやべイナイトが生成するの で、伸線カ卩ェ性が低下する。したがって、線材中の Mnの含有量を、質量％で 0.：!〜 1. 0%の範囲内とした。
[0030] A1 : 0. 005〜0. 1%
Al (アルミニウム）は脱酸材として有効である。また、 Nを固定して時効を抑制すると ともに固溶 Bを増加させる効果を有する。 A1含有量は、質量％で、 0. 005-0. 1 % の範囲内であることが好ましレ、。線材中の A1の含有量が 0. 005%未満だと、 Nを固 定する作用が得られにくくなる。 A1の含有量が 0. 1 %を超えると、多量の硬質非変形 のアルミナ系非金属介在物が生成し、鋼線の延性、及び伸線性は低下する。
なお、後述の Tiを添加した場合には、該 Tiが Nを固定することにより、 A1を添カ卩しな くとも上記効果が得られるため、 A1の下限を規定する必要は無ぐ A1の含有量は 0% でめって b_Rい。
[0031] Ti: 0. 005〜0. 1 %
Ti (チタン)も脱酸剤として有効である。また、 TiNとして析出し、オーステナイト粒度 の粗大化防止に寄与するとともに、 Nを固定することによりオーステナイト中の固溶 B 量を確保するためにも有効な必要な元素である。 Tiの含有量が 0. 005%未満だと、 上述の効果が得られにくくなる。 Tiの含有量が 0. 1%を超えると、オーステナイト中で 粗大な炭化物を生じ、伸線性が低下する可能性がある。従って、線材中の Tiの含有 量を、質量％で 0. 005〜0. 1%の範囲内とした。
[0032] N : 0. 001〜0. 006%
N (窒素）は、鋼中で Al、 Bあるレ、は Tiと窒化物を生成し、加熱時におけるオーステ ナイト粒度の粗大化を防止する作用があり、その効果は 0. 001%以上含有させるこ とによって有効に発揮される。しかし、含有量が多くなり過ぎると、窒化物量が増大し 過ぎて、オーステナイト中の固溶 B量を低下させる。さらに固溶 Nが伸線中の時効を 促進する可能性がある。従って、 Nの含有量を、質量％で 0. 001-0. 006%の範 囲内とした。
[0033] B : 0. 0009〜0. 0060%
B (ホウ素）は固溶状態でオーステナイト中に存在する場合、粒界に濃化して初析フ ヱライトの析出を抑制するとともに初析セメンタイトの析出を促進する効果がある。した がって、 Cおよび Si量のバランスに応じて適量を線材に添加することにより、初析フエ ライトの生成を抑制することが可能となる。 Bは窒化物を形成するため、その添加量は 、固溶状態の B量を確保するため、 C, Siに加え N量とのバランスを考慮することが必 要である。一方、 Bを添加しすぎると初析セメンタイトの析出を促進するのみならず、 オーステナイト中において粗大な Fe (CB) 炭化物を生成し、伸線性を低下させる可
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能性がある。これらの関係について、本発明者らが実験を重ね、線材中の Bの含有 量の最適な範囲として質量％で、 0. 0009-0. 0060%とした。なお、 Bはパテンテ イング処理前に固溶状態で存在する必要があり、圧延後の線材における固溶 B量と して 0. 0002%以上である必要がある。
[0034] なお、不純物である P (燐）と S (硫黄）は特に規定しなレ、が、従来の極細鋼線と同様 に延性を確保する観点から、各々質量％で 0. 02%以下とすることが望ましい。
[0035] 本実施形態で説明する高強度の鋼線材は、上述の成分を基本組成とするものであ るが、更に強度、靭性、延性等の機械的特性の向上を目的として、以下に説明する 選択的許容添加元素を 1種または 2種以上、積極的に含有した成分組成としても良 レ、。
[0036] Cr: 0. 5%以下
Cr (クロム）はパーライトのラメラ間隔を微細化し、線材の強度や伸線力卩ェ性等を向 上させるのに有効な元素である。この様な作用を有効に発揮させるには 0. 1 %以上 の Crの添加が好ましい。 一方、 Cr量が多過ぎると変態終了時間が長くなり、熱間圧 延線材中にマルテンサイトやべイナイトなどの過冷組織が生じる恐れがあるほか、メ 力二カルデスケーリング性も悪くなる。そのため、 Cr添加量の上限値を質量％で 0. 5 。 とした。
[0037] Ni : 0. 5%以下 Ni (ニッケル）は線材の強度上昇にはあまり寄与しないが、伸線材の靭性を高める 元素である。この様な、作用を有効に発揮させるには 0. 1 %以上の添加が好ましい。 一方、 Niを過剰に添加すると変態終了時間が長くなる。そのため、 Ni添加量の上限 値を質量％で 0. 5%とした。
[0038] Co : 0. 5%以下
Co (コバルト）は、圧延材における初析セメンタイトの析出を抑制するのに有効な元 素である。この様な作用を有効に発揮させるには 0. 1%以上の添加が好ましい。一 方、 Coを過剰に添加してもその効果は飽和して過剰含有分が無駄となり、製造コスト が上昇する可能性がある。そのため、 Co添カ卩量の上限値を質量％で 0. 5%とした。
[0039] V: 0. 5%以下
V (バナジウム）はフヱライト中に微細な炭窒化物を形成することにより、加熱時のォ ーステナイト粒の粗大化を防止するとともに、圧延後の強度上昇にも寄与する。この 様な作用を有効に発揮させるには 0. 05%以上の添加が好ましい。しかし、過剰に添 加し過ぎると、炭窒化物の形成量が多くなり過ぎると共に、炭窒化物の粒子径も大き くなる。そのため、 V添加量の上限値を質量％で 0. 5%とした。
[0040] Cu: 0. 2%以下
Cu (銅）は、極細鋼線の耐食性を高める効果がある。この様な作用を有効に発揮さ せるには 0. 1%以上の添加が好ましい。しかし過剰に添加すると、 Sと反応して粒界 中に CuSを偏析するため、線材製造過程で鋼塊ゃ線材などに疵を発生させる。この 様な悪影響を防止するために、 Cu添加量の上限値を質量％で 0. 2%とした。
[0041] Mo : 0. 2%以下
Mo (モリブデン）は、極細鋼線の耐食性を高める効果がある。この様な作用を有効 に発揮させるには 0. 1%以上の添加が好ましい。一方、 Moを過剰に添加すると変 態終了時間が長くなるので、 Mo添加量の上限値を質量％でを 0. 2%とした。
[0042] W: 0. 2%以下
W (タングステン）は、極細鋼線の耐食性を高める効果がある。この様な作用を有効 に発揮させるには 0. 1%以上の添加が好ましい。一方、 Wを過剰に添加すると変態 終了時間が長くなるので、 W添加量の上限値を質量％で 0. 2%とした。 [0043] Nb : 0. 1%以下
Nb (ニオブ）は、極細鋼線の耐食性を高める効果がある。この様な作用を有効に発 揮させるには 0. 05%以上の添加が好ましい。一方、 Wを過剰に添加すると変態終 了時間が長くなるので、 Nb添カ卩量の上限値を質量％で 0. 1 %とした。
[0044] 線材の組織：
本発明者らが種々研究を行ったところによると、 Si量が 0. 6%以上であるような線材 の伸線カ卩ェ性に特に影響を及ぼすのは、該線材の旧オーステナイト粒界に析出した 初析フェライトであることが明らかである。本実施形態の線材のように、断面内におけ る初析フヱライトの面積率を 3%以下とすることにより、デラミネーシヨンの発生を抑え られることが確認された。本実施形態では、上記成分組成の要件を満たす線材用鋼 を使用し、これを熱間圧延した後直接パテンティング処理することにより、主たる組織 がパーライトよりなり、且つ初析フェライト面積率が 3%以下の線材、または鋼線を得 ること力 Sできる。
[0045] また、パーライト組織はラメラ構造であるために強度が高ぐ且つ、伸線特性に最も 優れる組織であり、面積率が 90%以上であることが好ましい。パーライト組織の面積 率が 90%未満だと、線材の強度及び伸線時の延性が低下する。
[0046] 製造方法：
本実施形態で規定した成分組成の鋼を用いて、本実施形態本で規定する組織お よび引張り強さを有する線材を得るためには、圧延後の卷き取りからパテンティング 処理までの搬送中に B炭化物あるいは窒化物を形成しないこと、且つパテンティング 処理時にある値以上の速度で冷却することが必要である。本発明者らの検討によれ ば、 1050°Cに加熱後、 1秒以内に 750〜950°Cの温度に急冷し、引き続きこの温度 で一定時間保持した後に衝風冷却した線材の組織および固溶 B量を測定した結果、 固溶 Bを 0. 0002%以上含有する限界の保持時間は、図 1に示すように B量と N量の 組み合わせで決まる C曲線となり、その時間 tlは次式で表すことができることが明ら かになつた。
[0047] tl = 0. 0008 X (Tr- 815) 2 + 4 X (B— 0. 0003) / (N-Ti/3. 41 -B + 0. 0 003) (2) [0048] 式（2)において Trは卷き取り温度である。式（2)は 4 X (Β— 0· 0003) / (N—Ti/ 3. 41 -B + 0. 0003)がゼロより大きい成分範囲で有効であり、ゼロ以下である場合 は、保持時間に制限は無い。実際の圧延においては卷き取り後、パテンティング処 理開始までに 40秒以上力かることはほとんど無ぐ 40秒を上限としている。以上を基 にして、 1050°C以上で圧延された線材を水冷し、 800°C以上好ましくは 850°C以上 、 950°C以下の温度にて卷き取り、且つ卷き取りからパテンティング処理開始までの 時間を式（2)以内にすることが必要になる。卷き取り時の温度が 800°C未満だと、 B が線材中で炭化物として析出し、固溶 Bとして非パーライト組織を抑制する効果が不 十分となる。卷き取り時の温度が 950°Cを超えると、 γ粒径が粗大化してしまレ、、線 材の絞り値が低下する。
[0049] 線材を卷き取った後、次レ、で、ノ テンティング処理を行う。線材のパテンティング処 理は、衝風冷却、又はその他の冷却方法等により、少なくとも冷却開始温度から 700 °Cまでの温度域における冷却速度を 5°C/sec以上として行うことが必要である。冷 却速度力 ¾°C/sec未満だと、所定の強度が得られなくなる。
[0050] 上述のパテンティング処理により、初析フェライトの面積率を 3%以下に抑え、且つ 、次式 (1)
(1000 X C (%)— 10 X線径（mm) + 320) MPa
で表される以上の引張り強さを確保することが可能となる。
なお、本実施形態では、線材の径を 5· 5〜： 18mmの範囲とすることにより、優れた 伸線特性と高強度を安定して得ることができる。
実施例
[0051] サンプル作製方法：
各元素の質量％で表 1および表 3に示す成分の供試鋼を連続錡造設備により断面 サイズ 300 X 500mmの錡片とし、さらに分塊圧延により 122mm角断面の鋼片を製 造した。その後、表 2および表 4に示す直径の線材に圧延し、所定の温度で卷き取り 後、所定の時間内に衝風パテンティング（Direct Pateting = DP)を行い、本発明 に係る伸線特性に優れた高強度線材 (本発明） 1〜30、および従来の線材 (比較鋼） 31〜55を得た。各線材の製造条件を表 2および表 4に示す。 [0052] 評価試験方法：
固溶 B :
パテンティング線材の電解抽出残渣中に化合物として存在する B量をクルクミン吸 光光度法にて測定し、トータル B量との差を求めることによって固溶 B量を得た。
[0053] 初析フェライト組織分率：
パテンティング線材および伸線材を坦め込み研磨し、ピクリン酸を用いた化学腐食 を実施した後、 SEM観察によって、線材の長さ方向と平行な断面（L断面）における 、初析フェライト面積率を決定した。圧延線材の初析フヱライト面積率は、線材の中心 力 半径の ± 5%の部位にて切断および研磨により L断面を出現させ、線径（半径方 向） X線径の 2倍 (長さ方向）の面積における初析フェライト面積を、画像解析にて測 定し、初析フェライト面積率とした。
[0054] パーライト面積率は、線材の L断面の表層、 1/4D、 1/2Dの部分において、 SE M観察により 2000倍の倍率で 100 μ m X ΙΟΟ μ mの領域の組織写真を 5視野づっ 撮影し、画像解析によりその面積率の平均値を測定した。この際、セメンタイトが点列 状に分散した擬似パーライトまたはべイナイトは除外した。伸線材の初析フェライト面 積率は、線材の中心から半径の ± 5%の部位にて切断および研磨により L断面を出現 させ、 SEM観察により 4000倍の倍率で深さ 40 /i m X幅 40 μ mの領域の組織写真 を 5視野づっ撮影し、画像解析によりその面積率の平均値を測定した。この測定によ り、伸線前の初析フェライト面積率と伸線後の初析フェライト面積率はほぼ一致するこ とを確認した。なお、表層に脱炭層が存在する場合、 JIS G 0558の 4で規定される全 脱炭部は測定部位から除外した。
[0055] 引張強さ：
ゲージ長さを 200mmとし、 lOmmZminの速度で引っ張り試験を行レ、、 n= 3の平 均値を測定した。
表 2、表 4にパテンティング材の強度、初析フヱライト（ひ )面積率、パーライト面積率 、固溶 B量 (質量％)等の評価結果を示す
[0056] [表 1]
Figure imgf000014_0001
Figure imgf000015_0001
Figure imgf000016_0001
Figure imgf000017_0001
表 1及び表 2において、 1〜： 15は本発明に係る高強度線材、 3：!〜 44は従来の線 材 (比較鋼)である。
図 2は、パテンティング処理後の線材における、線材の線径と線材表面から中心部 の断面内における初析フェライトの面積率との関係を示したグラフである。♦で示さ れる表 2の本発明に係る高強度線材は、線径に関わらず安定して初析フヱライト面積 率が 3%以下であるの対し、◊で示される表 2の比較例の従来の線材では、初析フエ ライトの面積率が何れも 3%を超えた数値となっている。
[0061] ：!〜 15に示す本発明鋼は、何れも Bの含有量が 0. 0009〜0. 0060%で与えられ る範囲を満たし、かつ卷き取り後パテンティング開始までの時間が tl = 0. 0008 X (
Tr-815) 2 + 4 X (B— 0. 0003) / (N— Ti/3. 41— B + 0. 0003)以下を満足し ており、そのため固溶 B量は 0. 0002%以上が確保され、線材表層から中心部まで の断面内における初析フヱライト面積率が 3 %以下となつた。
図 3はパテンティング処理後の線材における、引っ張り強さ TSと絞り値の関係を示 したグラフである。♦は表 2の本発明例、◊は表 2の比較例を意味しており、本発明の 開発材は絞り値が向上していることが分かる。
[0062] また、パテンティング材強度（表 2中、パテンティング材強度)も、 TS = (1000 X C (
%) _ 10 X線径（mm) + 320)で示される強度（表 2中、 TSしきレ、値）を上回ってレ、る
[0063] これに対して、 31に示す比較鋼の線材では、卷き取り温度が 750°Cと低いため、パ テンティング処理前に Bの炭化物が析出し、初析フェライトを抑制できなかった。
37、 38、 43に示す比較鋼の線材では、卷き取り後パテンティング開始までの時間 力 1 =0. 0008 X (Tr-815) 2+4 X (B— 0. 0003) / (N— Ti/3. 41— B + 0. 0
003)より長かったため、固溶 Bを確保できず、初析フェライトを抑制できな力 た。
[0064] 33、 42に示す比較鋼の線材では、 Bの含有量が所定の量より過剰であり、 B炭化 物および初析セメンタイトが析出してしまった。
34に示す比較鋼の線材では、 Siの含有量が 1. 6%と過剰なため、初析フェライト の生成を抑制できなかった。
[0065] 35に示す比較鋼の線材では、 Cの含有量が 1. 3%と過剰なため、初析セメンタイト 析出を抑制できなかった。
36に示す比較鋼の線材では、 Mnの含有量が 1. 5%と過剰なため、ミクロマルテン サイトの生成を抑制できなかった。
[0066] 39、 40に示す比較鋼の線材では、パテンティング処理時の冷速が規定の冷速より 小さくしたため、所定の LP材での引張強さおよび伸線後の引張強さを満足できなか つた。 32、 41、 44に示す比較鋼の線材では、 Bの含有量が、規定の量に満たなかったた め、初析フェライトの生成を抑制できず、 3%以上となっている。
[0067] 表 3及び表 4において、 16〜30は本発明に係る高強度線材、 45〜55は従来の線 材 (比較鋼）である。
図 2は、パテンティング処理後の線材における、線材の線径と線材表面から中心部 の断面内における初析フヱライトの面積率との関係を示したグラフである。秦で示さ れる表 4の本発明に係る高強度線材は、線径に関わらず安定して初析フェライト面積 率が 3%以下であるの対し、〇で示される表 4の比較例の従来の線材では、初析フエ ライトの面積率が何れも 3%を超えた数値となっている。
[0068] 16〜30に示す本発明鋼は、何れも Bの含有量が 0. 0009〜0. 0060。/oで与えら れる範囲を満たし、かつ卷き取り後パテンティング開始までの時間が tl = 0. 0008 X (Tr-815) 2 + 4 X (B-0. 0003) / (N— Ti/3. 41— B + 0. 0003)以下を満足し ており、そのため固溶 B量は 0. 0002%以上が確保され、線材表層から中心部まで の断面内における初析フェライト面積率が 3 %以下となつた。
図 3はパテンティング処理後の線材における、引っ張り強さ TSと絞り値の関係を示 したグラフである。 ·は表 4の本発明例、〇は表 4の比較例を意味しており、本発明 の開発材は絞り値が向上していることが分かる。
[0069] また、実施例では、パテンティング材強度（表 4中、パテンティング材強度)も、 TS =
(1000 X C (%)— 10 X線径（mm) + 320)で示される強度（表 4中、 TSしきレ、値）を 上回っている。
[0070] これに対して、 45に示す比較鋼の線材では、卷き取り温度が 750°Cと低いため、パ テンティング処理前に Bの炭化物が析出し、初析フェライトの生成を抑制できなかった
50、 52、 53、 54に示す比較鋼の線材では、卷き取り後パテンティング開始までの 時間力 l = 0. 0008 X (Tr-815) 2 + 4 X (B-0. 0003) / (N— Ti/3. 41— B + 0. 0003)より長かったため、固溶 Bを確保できず、初析フェライトの生成を抑制でき ず、 3%以上となっている。
[0071] 46に示す比較鋼の線材では、 Bの含有量が所定の量より過剰であり、 B炭化物およ び初析セメンタイトが析出してしまった。
また、 47に示す比較鋼の線材では、 Siの含有量が 1. 6%と過剰なため、初析フエ ライト組織の生成を抑制できなかつた。
[0072] 48に示す比較鋼の線材では、 Mnの含有量が 1. 6%と過剰なため、ミクロマルテン サイトの生成を抑制できなかった。
また、 49、 51、 55に示す比較鋼の線材では、 Bの含有量が、規定の量に満たなか つたため、初析フヱライトの生成を抑制できず、 3。/0以上となっている。
[0073] なお、実施例中の開発鋼 19、 21、 26を用レ、て、 φ 5. 2mmの PWS用の鋼線を試 作したところ、 TS力 S各々 1932MPa、 1930MPa、 1910MPaでデラミネーシヨンの 発生しない鋼線を作製できた。一方、比較鋼の 54を用いて同様の試作を実施したと ころ、 TSは 2010MPaで、デラミネーシヨンが発生した。
産業上の利用可能性
[0074] 上記の構成の本発明においては、使用する鋼材の成分組成を特定し、 C量および Si量に応じた量の固溶 Bを、パテンティング処理前のオーステナイトに存在させること によって、セメンタイト析出とフェライト析出の駆動力をバランスさせ、初析フェライトを 抑制することにより、線材の延靭性が向上するとともに、伸線加工における断線を防 止でき、鋼線の生産性や歩留まりが向上する。
またパーライトを主体とする組織を有し、且つ初析フェライト面積率の平均値が 3% 以下であるような硬鋼線を得ることができる。その結果 PC鋼線、亜鉛めつき鋼線、ば ね用鋼線、吊り橋用ケーブル等としての鋼線の性能を改善することができる。

Claims

請求の範囲
[1] 高強度線材であって、質量％で、 C:0.7〜： 1.2%、 Si:0.6〜： 1.5%、 Mn:0.1 〜1.0%、N:0.001〜0.006%、A1:0.005〜0.1%を含有し、更に、 Bを 0.00 9〜0.0060%で与えられる範囲で含有し、かつ固溶 B量が 0.0002%以上であり、 残部は Fe及び不可避不純物からなり、引張強さ TS (MPa)が次式（1)
TS (1000XC(%)— 10X線径（mm) +320) ·· (1)
で表され、初析フェライトの面積率が 3%以下であり、且つ、パーライト組織の面積率 力 0%以上である高強度線材
[2] 高強度線材であって、質量0 で、 C:0.7〜： ί· 2%、 Si:0.6〜： ί· 5%、 Mn:0.1 〜1.0ο/ο、Ν:0.001〜0.006o/o、Ti:0.005〜0.10/0を含有し、更 ίこ、 Βを 0.00 09〜0.0060%で与えられる範囲で含有し、かつ固溶 Β量が 0.0002%以上であり 、残部は Fe及び不可避的不純物からなり、引張強さ TS (MPa)が次式（1)
TS (1000XC(%)— 10X線径（mm) +320) ·· (1)
で表され、初析フェライトの面積率が 3%以下であり、且つ、パーライト組織の面積率 力 0%以上である高強度線材
[3] 請求項 2に記載の高強度線材であって、更に、質量％で、 A1:0.1%以下を含有す る伸線特性に優れた高強度線材
[4] 請求項 1乃至 3いずれかに記載の高強度線材であって、更に Cr:0.5%以下（0% を含まない）， Ni:0.5%以下（0%を含まない）， Co:0.5%以下（0%を含まない）， V :0.5%以下（0%を含まない）， Cu:0.2%以下（0%を含まない）、 Mo:0.2%以 下（0%を含まない）、 W:0.2%以下（0%を含まない）、 Nb:0.1%以下（0%を含ま ない）、よりなる群から選択される少なくとも 1種以上を含有する高強度線材。
[5] 伸線特性に優れた高強度線材の製造方法であって、請求項 1乃至 4いずれかに記 載の化学組成を有する鋼片を、熱間圧延後、 Tr=800°C〜950°Cの温度で卷き取り した後、次いで、熱間圧延後の冷却 '卷取り工程後に次式（2)で示される時間 tl (秒 )以内に、冷却を開始し、冷却開始温度から 700°Cまでの温度における冷却速度を 5 °C/sec以上として冷却し、パテンティング処理する高強度線材の製造方法
tl = 0.0008X (Tr-815)2+4X (B— 0.0003) / (N— Ti/3.41— B + 0.0 003) (2)
但し、 4 X (B-0. 0003) / (N— Ti/3. 41— B + 0. 0003)力 Sゼロ以下である、 もしくは tlが 40秒より大きい場合、 tl =40秒とする。
高強度鋼線であって、請求項 1乃至 4いずれかに記載の伸線特性に優れた高強度 線材の成分組成を有し、引張り強さが 1600MPa以上であり、初析フヱライトの面積 率が 3%以下であり、且つ、パーライト組織の面積率が 90%以上である高強度鋼線。
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