WO2007139234A1 - 高延性の高炭素鋼線材 - Google Patents

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Seiki Nishida
Shingo Yamasaki
Hitoshi Demachi
Nariyasu Muroga
Shouichi Ohashi
Kenichi Nakamura
Makoto Kosaka
Nobuyuki Komiya
Susumu Sahara
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Nippon Steel Corporation
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    • B21B1/00—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations
    • B21B1/16—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling wire rods, bars, merchant bars, rounds wire or material of like small cross-section

Definitions

  • the present invention relates to a high-ductility high carbon steel wire after hot rolling whose main structure is made of pearlite. More specifically, regarding piano wires or high carbon steel wires in JIS standards, the diameter of the steel wire in the final product is about 0.1 to 2 mm, such as steel cord, saw wire, hose wire, small diameter.
  • the present invention relates to a hot-rolled wire made of high carbon steel used for ropes. Background art
  • Reinforcing wires such as steel cords used to reinforce rubber products such as tires, conveyor belts, and pressure-resistant hoses are made of high carbon steel wire. These high carbon steel wire rods are manufactured by hot rolling, then descaled and then subjected to pollux processing or ponding processing to form a carrier coat, and then, if necessary, wire diameter using intermediate patenting processing. It is processed into 0.8 to 1.2 mm steel wire.
  • a hot-rolled material is described as a wire, and a hot-rolled material produced by subsequent processing is described as a steel wire with a smaller diameter, and is distinguished.
  • steel wires are subjected to a patenting treatment, and then, when used for steel cords, they are subjected to brass plating, drawn again, and processed into steel wires having a diameter of 0.15 to 0.35 mm. Furthermore, it is used by being stranded and embedded in rubber. Improvement of workability in secondary processing in such secondary processing processes and improvement of wearability of wire drawing dies Further research is being conducted for such reasons.
  • the tissue is a pearlite tissue, and the average lamella spacing of pearlite is 0.1 to 0.4 m and the average colony diameter is A high carbon steel wire rod having an excellent wire drawing workability of 15 O / im or less is disclosed.
  • the diameter of the colony obtained by general hot rolling is smaller than 15 O / im, and even when adjusted to 15 Om or less, the obtained ductility is not constant, and improvement in disconnection cannot always be expected. Is the actual situation.
  • the present invention relates to a high-carbon steel wire used for piano wire, hard steel wire, etc. used for thinning applications such as steel cord, belt cord, rubber hose wire, rope wire, etc., after hot rolling
  • the present inventors provide a high-ductility, high-carbon steel wire rod that has excellent wire drawing workability, does not easily generate internal defects during wire drawing, and can omit intermediate patenting treatment.
  • the gist of the present invention is as follows.
  • a high carbon steel wire material having a carbon content of 0.7% by mass or more, the metal structure of the wire material being a pearlite structure of 95% or more, and having a cross section perpendicular to the axial direction of the wire material.
  • Center palai High ductility, high ash steel wire characterized by a maximum particle size of 65 x m or less.
  • the tensile strength of the wire rod is in the range of ⁇ 2 4 8 + 9 8 0 X ((mass%) ⁇ ⁇ 4 0 MPa, and the drawing value is ⁇ 7 2. 8-4 0 X (C (% By mass) ⁇ % or more, The high ductility high carbon steel wire according to (1).
  • the average value of the particle size of the parite block at the center of the parlite having a cross section perpendicular to the axial direction of the wire is 10 m or more and 30 m or less.
  • composition of the wire is% by mass, C: 0.7 to 1.1%, S i: 0.1 to 1.0%, Mn: 0.1 to 1.0%, P: 0.02% or less, S: 0.02% or less, and comprising the balance Fe and unavoidable impurities, (1) to (4) Ductile high carbon steel wire.
  • the component of the wire is further in mass%, Cr: 0.05 to 1.0%, o: 0.05 to: L.0%, Cu: 0.05 to: L. 0%, N i: 0.0 5 to 1.0%, V: 0.0 0 1 to 0. l%, N b: 0. 0 0 1 to 0. l%, T i: 0. 0 0 5 to 0.1%, B: 0. 0 0 0 5 to 0.0 0 6%, ⁇ : 1 8 to 30 ppm, N: 0 to 40 ppm, 1 or 2 (5)
  • Brief Description of Drawings Fig. 1 is a diagram showing the correspondence between cracks (a) generated during wire drawing and particle size (b) of the perlite block when a general stealmore treatment is performed.
  • Fig. 2 is a diagram showing changes in the particle size of the parlite block from the surface layer to the center of the rolled wire rod.
  • the particle size of the pearlite block measured with the S etter Pattern device was large. This is because the method of measuring with a general optical microscope cannot measure the particle size of the perlite block correctly, and therefore cannot determine the tissue state that impairs workability. Therefore, it is necessary to use an EBSP device to measure the particle size of the perlite block.
  • the particle size of the perlite block was measured using an apparatus in which a thermoelectric FE-SEM (S 4 300 SE) manufactured by Hitachi was combined with an EBSP apparatus manufactured by TSL.
  • the definition of pearlite block was determined by the EBSP apparatus as an area where the ferrite crystal orientations are the same as described in Takahashi et al., “The Journal of the Japan Institute of Metals”, Volume 4 (1 9 78) p. Since it was extremely difficult to measure the secondary electron image obtained by the structure observed with the optical microscope or the SEM observation, the particle size of the perlite block was obtained from the measurement results obtained with the EBSP apparatus that can obtain the crystal orientation map of the ferri iron. In addition, ferritic grains in powder steel have a myriad of boundaries of small tilt angles, even in patented materials, unlike the ferrite single phase of low carbon steel.
  • the present inventors have sized the particle size at the finish rolling-delivery side by adjusting the oxygen amount and adjusting the finishing rolling temperature after rolling. It was found that the appearance of coarse perlite blocks can be prevented by cooling with Stelmore in this state. If the grain size is a mixed grain, pearlite transformation is likely to occur in the part where the grain size is small, and the pearlite transformation nuclei are unevenly present, so that the pearlite block is easy to grow and the grain size is large. Become.
  • the oxygen content in the steel material must be at least 18 ppm or more, preferably 20 ppm or more.
  • the amount of oxygen is increased, the amount of inclusions increases and coarse inclusions are generated, which reduces ductility, so the upper limit is 30 pp. m.
  • the particle size of the perlite block varies from the surface layer to the center of the wire.
  • the particle size of the pearlite block changes.
  • the perlite block particle size is the average value in each case measured at 8 locations. Even though the average value is the same, the particle size of the perlite block present in the center is very different, so we searched for what criteria should be used for continuous cooling.
  • the inventors of the present invention have found that the portion of the central pearlite block having a large particle diameter has a rough pearlite lamella, and this rough pearlite portion is the starting point of fracture in wire drawing. Therefore, in order to leave no defects after the primary wire drawing, the maximum value of the perlite block particle size must be adjusted to 65 or less.
  • the wire drawing workability was improved when the parlor ⁇ block particle size at the center was 65 m or less. It was found that the disconnection in the wire process can be reduced.
  • the measured perlite block particle size is a mixture of perlite block particles because continuous cooling is used. Even if the average perlite block particle size is simply averaged in this mixed particle state, the small perlite block particle size is small. Because there are a lot of values, the value becomes too small to reflect the disconnection characteristics. For this reason, the measurement method of Johson- Saltykov, which is a method for determining the average particle size of a grain group that presupposes mixed grains (“Metromorphology”, Uchida Otsukurakushinsha, S 4 7. 7. 30 issued) , Original: R. T. De H off. F. N. R biness. P 1 89)), the average particle size of the perlite block obtained by using the surface layer of the wire, 1/4 part, center ( 1 Z 2 parts) 8 places in each place 2 4 Calculated as the average of the points.
  • Johson- Saltykov which is a method for determining the average particle size of a grain group that presupposes mixed grains (“Metromorph
  • the average particle size needs to be 10 m or more. Also, if the average value exceeds 30/2 m, the probability of containing coarse grains becomes extremely high in the case of continuous cooling, so it is necessary to adjust it to 30 m or less.
  • the palai tramella spacing structure becomes too large to obtain good workability, so the tensile strength is 2 4 8 + 9 8 0 X ((mass%) ⁇ It is necessary to adjust to more than 40 MPa, and the tensile strength is 2 4 8 + 9 8 0 X (C mass%) ⁇ + 4 0 MPa If it exceeds 1, work hardening will increase, strength after wire drawing will increase, and ductility will decrease, so it is necessary to adjust it to 2 4 8 + 9 80 X (C mass%) + 4 OMPa or less.
  • the aperture value is adjusted to at least ⁇ 72.8-840X (C mass%) ⁇ . If the aperture value is less than 40%, internal defects are likely to occur during wire drawing. Also, in order to prevent the aperture value from becoming less than 40%, the volume fraction of the pro-eutectoid ferrite observed inside the wire obtained by cooling with Stemmore is adjusted to 2% or less. If it exceeds 2%, the proeutectoid ferrite is likely to be the starting point of internal defects during wire drawing, or it is likely to be the starting point of internal defects in the tensile test.
  • Proeutectoid ferrite ⁇ becomes a problem in the region where the carbon content is less than 0.85 mass%, and in the region where the carbon content is 0.85 mass% or more, the amount of C is large, so it is generally Is adjusted to 2% or less.
  • the upper limit should be 1.1%. However, if it is too high, the pro-eutectoid cementite tends to precipitate and the ductility tends to decrease, so the upper limit is 1.1%.
  • S i is an element necessary for deoxidation of steel. Therefore, when its content is too low, the deoxidation effect becomes insufficient, so 0.1% or more is added. In addition, Si is dissolved in the ferrite phase in the parlite formed after heat treatment, and increases the strength after patenting, but it inhibits heat treatment, so it is 1.0% or less.
  • P is easy to make segregation, and the segregation part concentrates in P and dissolves in the ferrite to reduce the workability, so adjust to 0.02% or less.
  • Mn is added in an amount of 0.1% or more.
  • the addition of a large amount of Mn makes the transformation time too long for patenting, so it should be 1.0% or less.
  • Cr is added to increase the strength of the steel. When it is added, it should be added in an amount of not less than 0.05%, at which the effect is exerted, and should be 1.0% or less without causing ductility of the steel wire.
  • Mo is added to increase the strength of the steel. When it is added, it should be added in an amount of not less than 0.05%, at which the effect is exerted, and should be 1.0% or less without causing ductility of the steel wire.
  • Cu is added to improve corrosion resistance and corrosion fatigue properties. If added, 0.05% is added because of its effect. However, if a large amount is added, embrittlement tends to occur during hot rolling, so the upper limit is made 1.0%.
  • N i has the effect of increasing the strength of the steel. If added, add it Add an effective 0.05% or more. However, if the amount added is too large, the ductility will decrease, so it should be 1.0% or less.
  • V has the effect of increasing the strength of the steel. If added, add 0.001% or more, which is effective. However, if the amount added is too large, the ductility will decrease, so the upper limit is made 0.1%.
  • Nb has the effect of increasing the strength of the steel.
  • 0.01% or more which has the effect of adding, is added.
  • the upper limit is made 0.1%.
  • a hot finishing temperature of 800 ° C. or higher is 10500 ° C. or higher in hot rolling of a billet containing the above-described component composition. Hot rolling at the following, followed by coiling at 80 to 830 ° C within 10 seconds, cooling with stealmore, or direct patenting soaked in molten salt at 500 to 5700 ° C It is preferable to carry out.
  • Table 1 shows the chemical composition of the test steel used in the trial production.
  • No. 1 to No. 18 are steel components adjusted according to the present invention.
  • No. 19 and No. 20 are steels for comparison.
  • Comparative steel 19 is a steel with less oxygen than the steel of the present invention, and comparative steel 20 has a higher oxygen content than the steel of the present invention.
  • These steels become steels with the components shown in Table 1 in an actual furnace. Smelting and cutting A bloom with a face size of 5 0 0 X 3 0 0 mm was produced by continuous casting. After that, it was reheated and made into 12 2 mm square billets in the block rolling process. After that, it is heated again in the area and hot rolled to obtain a 5.5 mm diameter wire rod.
  • Table 2 shows the wire production conditions. In addition, the mechanical properties of the wire obtained under the manufacturing conditions shown in Table 2 and the measured maximum and average values of the perlite block are shown.
  • No. 1, No. 2, No. 6 to No. 2 in Table 2 are manufactured according to the present invention, No. 3 to No. 5, No. 2 2, N o .2 3 was produced for comparison.
  • the die approach angle is set to 20 degrees to see the primary wire drawing, wire drawing is performed from 5.5 mm diameter to 1.0 mm diameter, wire breakage, and tensile tests at each pass are performed abnormally. The case where there is no is indicated by ⁇ .
  • ⁇ the wire breakage index was calculated by drawing a wire with a weight of 100 kg or more. The case where this disconnection index is good is indicated by ⁇ .
  • No. 1, No. 2, and No. 6 to No. 21 of the present invention show good results in both primary wire drawing and secondary wire drawing.
  • the comparative steel No. 3 has a high finishing temperature, so the maximum value of the pearlite block exceeds 65 m, and both the primary drawability and the secondary drawability were poor.
  • the comparative steel No. 4 had a high coiling temperature, so the maximum value of the perlite block exceeded 6 and both the primary and secondary wire drawing properties were poor.
  • the comparative steel No. 5 is at a level where the air flow in Stealmore cooling is relaxed. For this reason, T s is lower than that of the present invention. Even in this case, the primary drawability and the secondary drawability are poor.
  • the comparative steel No. 22 is the case where the oxygen content in the steel components is lower than that of the present invention. In this case, the maximum value of the central private block is larger than that of the present invention.
  • the comparative steel No. 23 is a case where the amount of oxygen in the steel components is higher than that of the present invention.
  • the maximum value of the perlite block at the center is the same as that of the present invention, but the secondary wire drawing is reduced because the amount of oxygen is high and the total amount of inclusions is large.

Abstract

本発明は、伸線加工において断線の少ないスチールコー ド用などの高延性の高炭素鋼線材を提供するもので 、熱間圧延によって製造される炭素含有量が0.7%以上の 高炭素鋼線材において、95%以上がパーライト組織からなり、熱間圧延線材の中心部のパーライトのパーライトブロック粒径の最大値が65µm以下の高延性の高炭素鋼線材。引張強さが{248+980×(C質量%)}±40MPaの範囲にあり、かつ絞り値が{72.8-40×(C質量%)}%以上の高延性の高炭素鋼線材。熱間圧延線材の中心部のEBSP装置によって測定される9度以上の方位差からなるフェライト粒界で構成されるパ ーライトブロック粒径の平均値が10µm以上30µm以下にあることを特徴とする高延性の高炭素鋼線材。

Description

明 細 書 高延性の高炭素鋼線材 技術分野
本発明は、 主な組織がパーライ トからなる熱間圧延後の高延性の 高炭素鋼線材に関するものである。 さらに詳しくは、 J I S規格に おけるピアノ線あるいは高炭素鋼線に関し、 最終製品における鋼線 の線径が 0 . 1〜 2 m m程度の細径線、 例えば、 スチールコード、 ソーワイヤ、 ホースワイヤ、 細径ロープなどに用いられる高炭素鋼 の熱間圧延線材に関する。 背景技術
タイヤ、 コンベアベルト、 耐圧ホースなどのゴム製品の補強に用 いられるスチールコードなどの補強線は高炭素鋼線材より製造され ている。 これらの高炭素鋼線材は熱間圧延によって製造され、 その 後、 デスケーリングされた後にキャリアコートとなるポラックス処 理あるいはポンデ処理を行なった後、 必要に応じて中間パテンティ ング処理を用いて線径 0 . 8〜 1 . 2 m mの鋼線に加工される。 な お、 本発明では、 熱間圧延材を線材と記載し、 その後の加工によつ て作製された熱間圧延材ょり細い径の鋼材を鋼線と記載して区別す る。
これらの鋼線は、 パテンティ ング処理を行なった後、 スチールコ ード用の場合にはブラスメツキを施され、 再び伸線加工されて 0 . 1 5〜 0 . 3 5 m m径の鋼線に加工され、 さ らに撚り線加工されて ゴム中に埋め込んで使用されている。 このような二次加工工程にお ける二次加工における加工性の向上や、 伸線用ダイスの磨耗性向上 などのため更なる研究が行なわれている。
例えば特開平 3 — 6 0 9 0 0号公報には、 C量が 0. 5 9〜 0. 8 6 %で、 引張強さが 8 7. 5 X C当量 + 2 7 ± 2 ( k g /mm2 ) ( C当量 = C +M n Z 5 ) で、 かつ線材組織中に占める粗いパー ライ トを 5 0 0倍の顕微鏡下で測定し、 占有面積が一 6 0 X C当量 + 6 9. 5 ± 3 (%) に調整した線材が開示されている。 この線材 は伸線ダイスの寿命が優れることを目的としたもので、 引張強さを 規定すると共に粗いパーライ ト組織の体積分率を一定範囲に調整す ることによってダイス寿命の向上を行なっている。 この特許文献 1 では粗いパーライ ト組織に着目して伸線ダイスの寿命の向上を狙つ たものであるが、 本発明が目的とするようなダイ レク ト伸線後の断 線原因との関係は何ら開示されていない。
特開 2 0 0 0 - 6 8 1 0号公報には、 組織の 9 0 %以上がパーラ イ ト組織で、 しかも、 パーライ トの平均ラメラ間隔が 0. 1 〜 0. 4 mで平均コロニー径が 1 5 O /i m以下である伸線加工性に優れ た高炭素鋼線材が開示されている。 一般的な熱間圧延で得られるコ ロニ一径は 1 5 O /i mより小さく、 また、 1 5 O m以下に調整し ても得られる延性は一定ではなく、 断線の向上が必ずしも期待でき ないのが実態である。
特許第 3 6 8 1 7 1 2号公報には、 線材組織の 9 5 %以上がパー ライ ト組織で、 しかもパーライ トの平均ノジュール径 （P ) が 3 0 /im以下、 平均ラメラ間隔 （S ) が l O O n m以上で、 かつ Pを m、 Sを n mで表したとき F式 （F = 3 5 0. 3 / ~ S + 1 3 0. 3 / - 5 1 . 7 ) が F〉 0 となる範囲にある伸線性に優れた高 炭素鋼線材が開示されている。 この特許文献 3に記載された発明は 、 熱間圧延におけるステルモア冷却中に等温保持する冷却工程を採 り入れることによりラメラ間隔とノジュールサイズを調整するもの であるが、 一般的なステルモア冷却においては連続冷却となるため 、 ラメラ間隔の値の幅が大きく、 ノジュールサイズの値の幅も大き くなる。 このよう場合には、 どんなに平均値を小さく しても良好な 加工性が得られず、 逆に内部欠陥を伴うという問題があった。 また
、 線材圧延後の冷却条件を変えることで上記 F式に記載の範囲に組 織調整を行なう ことで高速伸線加工性の優れた線材が得られるとし ているカ^ 上記 F式の範囲に組織調整するためには、 一般的には採 用困難な特殊な熱処理が必要であるという問題がある。 発明の開示
近年、 二次加工における経済性を向上する観点から、 伸線加工に おける内部欠陥の発生しにくい線材或いは一次伸線で比較的加工量 の多い加工を行なっても、 その後の断線が増加しない線材の開発が 求められている。
そこで、 本発明は、 スチールコード、 ベルトコード、 ゴムホース 用ワイヤ、 ロープ用ワイヤなどの細引き用途に使用されるピアノ線 材、 硬鋼線材などに用いられる高炭素鋼線材に関し、 熱間圧延後の 伸線加工性に優れ、 伸線加工の際に内部欠陥を発生しにく く、 中間 パテンティ ング処理を省略可能な高延性の高炭素鋼線材を提供する 本発明者らは、 中間パテンティ ング処理を省略してもその後の二 次加工性に影響を及ぼさない熱間圧延線材におけるパーライ 卜組織 に関して鋭意研究を重ね本発明に至った。 本発明の要旨は次のとお りである。
( 1 ) 炭素含有量が 0 . 7質量％以上の高炭素鋼線材であって、 該線材の金属組織が 9 5 %以上のパーライ ト組織からなり、 かつ該 線材の軸方向に垂直な断面の中心部のパ一ライ 卜のパーライ トブロ ック粒径の最大値が 6 5 x m以下であることを特徴とする高延性の 高灰素鋼線お。
( 2 ) 前記線材の引張強さが { 2 4 8 + 9 8 0 X ( ( 質量％) } ± 4 0 M P aの範囲にあり、 かつ絞り値が { 7 2. 8 - 4 0 X ( C 質量％) } %以上であることを特徴とする （ 1 ) 記載の高延性の高 炭素鋼線材。
( 3 ) 前記線材の軸方向に垂直な断面のパーライ トの中心部のパ 一ライ トブロック粒径の平均値が 1 0 m以上 3 0 m以下である ことを特徴とする （ 1 ) または （ 2 ) 記載の高延性の高炭素鋼線材
( 4 ) 前記線材の金属組織に体積分率が 2 %以下の初析フェライ トを含むことを特徴とする （ 1 ) 〜 （ 3 ) のいずれかの項に記載の 高延性の高炭素鋼線材。
( 5 ) 前記線材の成分が、 質量％で、 C ： 0. 7〜 1. 1 %、 S i ： 0. 1〜 1. 0 %、 M n : 0. 1〜 1. 0 %、 P : 0. 0 2 % 以下、 S ： 0. 0 2 %以下を含有し、 残部 F eおよび不可避的不純 物からなることを特徴とする （ 1 ) 〜 （ 4 ) のいずれかの項に記載 の高延性の高炭素鋼線材。
( 6 ) 前記線材の成分が、 さらに、 質量％で、 C r ： 0. 0 5〜 1. 0 % , o ： 0. 0 5〜： L . 0 %、 C u ： 0. 0 5〜： L . 0 % 、 N i : 0. 0 5〜 1. 0 %、 V : 0. 0 0 1〜 0. l %、 N b : 0. 0 0 1〜 0. l %、 T i : 0. 0 0 5〜 0. 1 %、 B ： 0. 0 0 0 5〜0. 0 0 6 %、 〇 ： 1 8〜 3 0 p p m、 N : 0〜4 0 p p mの 1種または 2種を含有することを特徴とする （ 5 ) 記載の高延 性の高炭素鋼線材。 図面の簡単な説明 図 1は一般的なステルモア処理を行った場合の伸線中に発生した クラック （ a) とパーライ トブロック粒径 （ b ) の対応関係を示す 図である。
図 2は、 圧延線材の表層から中心に至るパーライ トブロック粒径 の変化を示す図である。 発明を実施するための最良の形態
本発明者らは、 線材から最終パテンティ ングを行なう線径の鋼線 に中間パテンティ ング処理無しで加工を行なう場合、 加工量が増え ると鋼線の延性が一見して低下していない場合であっても、 内部に 欠陥が発生し、 その後のパテンティング処理とその後の伸線加工に おいて欠陥を助長し、 断線に至る場合があることを見出した。
一次伸線加工において厳しい加工 （加工量が真歪みで 2以上） を 行なう場合でも、 その後のパテンティ ング処理以降の工程に影響を 及ぼさない様にするためには、 一次伸線工程において極力内部欠陥 の発生が無い様に線材の組織調整を行なうと共に欠陥の発生しにく い一次伸線を行う必要がある。
そこで本発明者らは、 一次伸線後の内部欠陥部位の観察を行い、 機械的性質、 加工条件、 線材組織の数多くの要因が複雑に影響して いる状態の中から、 内部欠陥を発生しやすい組織の特徴として線材 中心部のパ一ライ ト組織の E B S P (E l e c t r o n B a c k
S e t t e r P a t t e r n) 装置で測定したパーライ トブ ロック粒径が大きいことを見出した。 これは、 一般の光学顕微鏡で 測定する方法では、 パーライ トブロック粒径を正しく測定すること ができず、 そのために加工性を阻害する組織状態を判定できない。 従って、 パーライ トブロック粒径の測定には E B S P装置を用いる 必要がある。 パーライ トブロック粒径の測定は、 日立製の熱電子型の F E - S E M ( S 4 3 0 0 S E) に T S L社製の E B S P装置を組み合わせ た装置を用いて測定を行なった。 パーライ トプロックの定義は高橋 らの 「日本金属学会誌」 4 2巻 （ 1 9 7 8 ) p 7 0 2に記載されて いるフェライ トの結晶方位が等しい領域として E B S P装置により 求めた。 光学顕微鏡で観察される組織あるいは S E M観察で得られ る二次電子像では測定が極めて難しかったため、 フェライ 卜の結晶 方位マップが得られる E B S P装置による測定結果からパーライ ト ブロック粒径を求めた。 また、 パ一ライ ト鋼におけるフェライ トの 結晶粒は、 低炭素鋼のフェライ ト単相の場合と異なり、 パテンティ ング材であっても小傾角の境界が無数に存在している。
このため、 一般的な結晶粒界として認識できる 1 5度以上の方位 差となる粒界がほぼ 9 0 %以上となるように適度な閾角を調査した 結果、 9度以上からなる境界を用いて得られる粒界とした場合に最 も良い結果が得られた。 そこで、 9度以上の方位差を持つ境界で構 成される単位をパーライ トブロック粒とした。
本発明者らは、 パ一ライ トブロック粒径のコントロールの仕方を 鋭意調査した結果、 酸素量の調整と圧延後の仕上げ圧延温度の調整 により仕上げ圧延—出側でのァ粒径を整粒化した状態でステルモア冷 却する事により、 粗大なパーライ トブロックの出現を防止する事が できる事を見出した。 ァ粒が混粒の場合、 ァ粒径が小さい部分でパ 一ライ ト変態が起こ り易く、 パーライ トの変態核が不均一に存在す るので、 パーライ トブロックは成長しやすく、 粒径は大きくなる。 仕上げ圧延後のァ粒径を小さくするためには、 鋼材中の酸素量は 少なく とも 1 8 p p m以上、 好ましくは 2 0 p p m以上の酸素量が 必要である。 一方、 酸素量を増加すると介在物量が増加し、 粗大な 介在物が発生し、 これにより延性が低下するので上限値を 3 0 p p mとする。
通常の連続冷却を用いた場合には、 パーライ トブロック粒径は線 材の表層から中心に至る間で変化し、 図 2 に示すように一般的なス テルモア処理を行なう場合も中心からの位置でのパーライ トブロッ ク粒径が変化する。 なお、 図 2 においてパーライ トプロック粒径は 8 ケ所で測定したそれぞれの場合での平均値である。 平均値が同じ でも中心部に存在するパーライ トブロック粒径は大きく異なるため 、 連続冷却の場合には何を基準に制御すれば良いかを探索した。 本 発明者らは、 中心のパーライ トブロック粒径の大きな部分はパーラ イ トラメラも粗くなつており、 この粗いパーライ ト部が伸線加工に おける破壊の起点となっていることを見い出した。 従って、 一次伸 線後に欠陥を残さないためにはパーライ トブロック粒径の最大値は 6 5 以下に調整する必要がある。 パーライ トブロック粒径と最 終伸線における断線指数との関係を調査した結果、 中心部のパーラ ィ 卜ブロック粒径が 6 5 m以下の場合に伸線加工性が向上し、 そ の後の伸線工程での断線を低減できることが判明した。
次にパーライ トブロック粒径の平均値を規定するに至つた理由を 述べる。 測定されたパーライ トブロック粒径は、 連続冷却を用いて いるためにパーライ トブロック粒が混粒となっており、 この混粒の 状態で平均のパーライ トブロック粒径を単純平均化しても、 小さい パーライ トブロックが多数存在するために値が小さくなり過ぎて断 線特性を反映しない。 このため、 混粒が前提となる粒集団の平均粒 径の求め方である J o h n s o n— S a l t y k o vの測定方法 （ 「計量形態学」 内田老鶴圃新社、 S 4 7. 7. 3 0発行、 原著 ： R . T . D e H o f f . F . N. R b i n e s s . P 1 8 9参照） を 用いて得られるパーライ トブロック粒径の平均値を線材の表層、 1 / 4部、 中心部 （ 1 Z 2部） のそれぞれの場で各 8箇所の合計 2 4 箇所の平均として求めた。
得られた平均値が 1 0 m以下となる場合、 パーライ ト組織を 9 5 %以上に調整することが難しくパーライ ト組織中にフェライ トの 体積分率が 2 %以上に高くなる。 このため平均粒径は、 1 0 m以 上とする必要がある。 また、 平均値が 3 0 /2 mを超えると連続冷却 の場合には粗大な粒が含まれる確率が極めて高くなるため、 3 0 m以下に調整する必要がある。
引張強さ { 2 4 8 + 9 8 O X (C質量％) } — 4 0 MP a未満に なるとパーライ トラメラ間隔組織が大きくなり過ぎて良好な加工性 が得られないため引張強さは 2 4 8 + 9 8 0 X ( ( 質量％) } 一 4 0 M P a以上に調整する必要がある。 また、 引張強さが 2 4 8 + 9 8 0 X (C質量％) } + 4 0 M P aを超えると加工硬化が大きく、 伸線加工後の強度が高くなり、 延性が低下するので 2 4 8 + 9 8 0 X (C質量％) } + 4 O M P a以下に調整する必要がある。
さらに、 絞り値は { 7 2. 8 - 4 0 X (C質量％) } 以上に調整 することが望ましい。 絞り値が 4 0 %未満の場合には、 伸線加工時 に内部欠陥が発生しやすくなる。 また、 絞り値が 4 0 %未満となる 事を抑制するため、 ステルモア冷却して得られる線材の内部に観察 される初析フェライ トの体積率を 2 %以下に調整する。 2 %超の場 合には、 初析フェライ トが伸線加工時の内部欠陥の起点となったり 、 引張試験における内部欠陥の起点となりやすいため初析フェライ トを 2 %以下に調整する。 初析フェライ 卜が問題となるのは炭素量 0. 8 5質量％未満の領域であって、 炭素量が 0. 8 5質量％以上 の領域では C量が多いため一般的に初析フェライ トは 2 %以下に調 整される。
以下、 本発明による高炭素鋼線材の鋼の成分の限定理由を説明す る。 成分は全て重量％である。 cは強化に有効な元素であり高強度の鋼線を得るためには c量を
0 · 7 %以上とすることが必要であるが、 高すぎると初析セメン夕 ィ トが析出しやすくなり延性が低下しやすくなるのでその上限は 1 . 1 %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、 脱酸効果が不十分になるので 0. 1 %以上添 加する。 また、 S i は熱処理後に形成されるパーライ ト中のフェラ イ ト相に固溶しパテンティ ング後の強度を上げる力 反面、 熱処理 性を阻害するので 1. 0 %以下とする。
Pは、 偏析を造り易く、 偏析部は Pが濃化してフェライ ト中に固 溶し加工性を低下させるので 0. 0 2 %以下に調整する。
Sは、 多量に有ると M n Sを多量に形成し、 鋼の延性を低下させ るので 0. 0 2 %以下に調整する。
M nは鋼の焼き入れ性を確保するために 0. 1 %以上の M nを添 加する。 しかし、 多量の M nの添加は、 パテンティ ングの際の変態 時間を長く しすぎるので 1. 0 %以下とする。
C rは鋼の強度を高めるために添加する。 添加する場合には、 そ の効果の発揮される 0. 0 5 %以上添加し、 鋼線の延性を引き起こ すことのない 1. 0 %以下とする。
M oは鋼の強度を高めるために添加する。 添加する場合には、 そ の効果の発揮される 0. 0 5 %以上添加し、 鋼線の延性を引き起こ すことのない 1. 0 %以下とする。
C uは耐食性、 腐食疲労特性を向上するために添加する。 添加す る場合には、 その添加効果のある 0. 0 5 %添加する。 しかし、 多 量の添加をすると熱間圧延の際に脆化しやすくなるので上限を 1. 0 %とする。
N i は鋼の強度を上げる効果がある。 添加する場合にはその添加 効果のある 0. 0 5 %以上添加する。 しかし、 添加量が多くなりす ぎると延性が低下するので 1. 0 %以下とする。
Vは鋼の強度を上げる効果がある。 添加する場合にはその添加効 果のある 0. 0 0 1 %以上添加する。 しかし、 添加量が多くなり過 ぎると延性が低下するので上限を 0. 1 %とする。
N bは鋼の強度を上げる効果がある。 添加する場合には、 その添 加効果のある 0. 0 0 1 %以上添加する。 しかし、 添加量が多くな り過ぎると延性が低下するので上限を 0. 1 %とする。
Bはオーステナイ ト化した際のァ粒径を細かくする効果がある。 これにより絞りなどの延性を向上する。 このため、 添加する場合に はその効果のある、 0. 0 0 0 5 %以上添加する。 しかし、 0. 0 0 6 %を越えて添加すると熱処理によって変態させる際の変態時間 が長くなり過ぎるため、 上限を 0. 0 0 6 %とする。
なお、 本発明による高延性の高炭素鋼線材を得る製造方法として は、 上述した成分組成を含有するビレッ トの熱間圧延において、 熱 仕上温度を 8 0 0 °C以上 1 0 5 0 °C以下で熱延し、 次いで 1 0秒以 内に 8 0 0〜 8 3 0 °Cでコィリング後、 ステルモア冷却、 或いは 5 0 0〜 5 7 0 °Cの溶融塩中に浸漬する直接パテンティ ング処理を行 なうことが好ましい。 実施例
表 1 に試作に用いた供試鋼の化学成分を示す。 N o . l〜N o . 1 8は本発明に従い鋼の成分が調整されている。 N o . 1 9、 N o . 2 0は比較のための鋼である。 比較鋼 1 9は酸素量が本発明鋼よ り少ない鋼で、 比較鋼 2 0は酸素量が本発明鋼より多い水準である これらの鋼を実炉で表 1 に示した成分の鋼となるよう溶製し、 断 面寸法が 5 0 0 X 3 0 0 mmのブルームを連続铸造で製造した。 そ の後、 再加熱して分塊圧延工程で 1 2 2 m m角のビレツ トにした。 その後、 再びァ域に加熱し、 熱間圧延で 5. 5 mm径の線材とし、 仕上げ圧延後、 1 0秒で巻き取り温度 8 5 0〜 9 0 0 °C調整し、 連 続的に 4ゾーンに分割されたステルモア冷却を行なった。 線材の製 造条件を表 2 に示す。 また、 表 2に示した製造条件で得られた線材 の機械的性質ならびにパーライ トブロックの測定された最大値なら びに平均値を示す。
表 2の N o . 1、 N o . 2、 N o . 6〜N o . 2 1 は本発明に従 い製造したもので、 N o . 3〜N o . 5、 N o . 2 2、 N o . 2 3 は比較のために製造したものである。
表 2には、 一次伸線性を見るためダイスアプローチ角を 2 0度と し、 5. 5 mm径から 1. 0 m m径まで伸線加工を行い、 断線、 各 パスでの引張試験を行い異常のない場合を〇で示した。 また、 5. 5 m m径から 1. 5 6 m m径に伸線加工を行った後、 ブラスめつき を行い 1. 5 6 mm径から 0. 2 mm径に加工を行ない、 0. 2 m m径において重量 1 0 0 k g以上の量の伸線加工を行い断線指数を 求めた。 この断線指数が良好な場合を〇で示した。
本発明の N o . 1、 N o . 2、 N o . 6〜N o . 2 1 は一次伸線 性、 二次伸線性共に良好な結果を示す。
比較鋼による N o . 3は、 仕上げ温度が高いため、 パーライ トブ ロックの最大値が 6 5 mを超え、 一次伸線性並びに二次伸線性共 に悪い結果となった。
比較鋼 N o . 4は、 巻き取り温度が高いため、 パーライ トブロッ クの最大値が 6 を超え、 一次伸線性並びに二次伸線性共に悪 い結果となった。
比較鋼 N o . 5は、 ステルモア冷却における風量を緩めた水準で 、 このため T sが本発明より低くなつた場合である。 これにおいて も一次伸線性ならびに二次伸線性が悪い結果となっている。
比較鋼 N o . 2 2は、 鋼の成分における酸素量が本発明より低い 場合である。 この場合には、 中心部のパーライ トブロックの最大値 が本発明より大きくなつている。
比較鋼 N o . 2 3は、 鋼の成分における酸素量が本発明より高い 場合である。 この場合には、 中心部のパーライ トブロックの最大値 は本発明と同じであるが、 酸素量が高く介在物総量が多いため二次 伸線性が低下している。
表 1
Figure imgf000015_0001
表 2
Figure imgf000016_0001
産業上の利用可能性
本発明により従来の高炭素鋼線材に比し、 より優れた高疲労強度 の極細線の製造が可能となり、 ゴム製品の軽量化や高寿命化が可能 となった。

Claims

請 求 の 範 囲
1. 炭素含有量が 0. 7質量％以上の高炭素鋼線材であって、 該 線材の金属組織が、 9 5 %以上のパーライ ト組織からなり、 かつ該 線材の軸方向に垂直な断面の中心部のパーライ トのパーライ トブロ ック粒径の最大値が 6 5 m以下であることを特徴とする高延性の 高炭素鋼線材。
2. 前記線材の引張強さが { 2 4 8 + 9 8 0 X (C質量％) } 土 4 0 MP aの範囲にあり、 かつ絞り値が { 7 2. 8 - 4 0 X (C質 量％) } %以上であることを特徴とする請求項 1記載の高延性の高 炭素鋼線材。
3. 前記線材の軸方向に垂直な断面のパーライ 卜の中心部のパ一 ライ トブロック粒径の平均値が 1 O m以上 3 0 m以下であるこ とを特徼とする請求項 1 または 2記載の高延性の高炭素鋼線材。
4. 前記線材の金属組織に体積分率が 2 %以下の初析フェライ ト を含むことを特徴とする請求項 1 3のいずれかの項に記載の高延 性の高炭素鋼線材。
5. 前記線材が、 質量％で、 C ： 0. 7〜； L . 1 % S i ： 0. 1 1. 0 % M n : 0. 1 1. 0 % P ： 0. 0 2 %以下、 S ： 0. 0 2 %以下を含有し、 残部 F eおよび不可避的不純物からな ることを特徴とする請求項 1 4のいずれかの項に記載の高延性の 高炭素鋼線材。
6. 刖記線材が、 さらに %で、 C r • 0 0 5 1. 0 %
M o • 0. 0 5 1 . 0 % C u ： 0 • 0 5 1 . 0 % N i •
0 . 0 5 . 0 % V ： 0 • 0 0 1 0 • 1 % N b ： 0. 0 0
1 0 • 1 % T i • 0. 0 0 5 0. 1 % B • 0. 0 0 0 5
0 . 0 0 6 % 〇 ： 1 8 3 0 P P m N • 0 4 0 p p mの 1稗 または 2種を含有することを特徴とする請求項 5記載の高延性の高 炭素鋼線材。
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