WO2008044354A1 - Fil machine à résistance élevée présentant une excellente aptitude au tréfilage et procédé de fabrication de celui-ci - Google Patents

Fil machine à résistance élevée présentant une excellente aptitude au tréfilage et procédé de fabrication de celui-ci Download PDF

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Seiki Nishida
Makio Kikuchi
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Definitions

  • the present invention relates to a steel wire, a steel wire, and a method for producing them. More specifically, for example, rolled wire rods suitable for applications such as radial tires for automobiles, steel cords used as reinforcing materials for various industrial belts and hoses, sawing wires, and the manufacturing method thereof, and The present invention relates to a steel wire made of rolled wire. Background art
  • Steel wire for steel cords used as a reinforcing material for radial tires of automobiles, various belts and hoses, or steel wire for sawing wires generally has a wire diameter (diameter) of 4 adjusted and cooled after hot rolling.
  • a steel wire of ⁇ 6 mm is subjected to primary wire drawing to a diameter of 3 to 4 mm, then subjected to intermediate patenting treatment, and further subjected to secondary wire drawing to a diameter of 1 to 2 mm. After this, a final patenting process is performed, followed by a blaze treatment, and a final wet wire drawing to a diameter of 0.15 to 0.40 mm.
  • Steel cords are manufactured by twisting together the ultrafine steel wires obtained in this way into a twisted steel wire by twisting processing.
  • the drawing value which is one of the indexes indicating the ductility of the patenting wire, depends on the austenite grain size. Since the drawing value is improved by reducing the austenite grain size, Nb, Ti, B Attempts have also been made to refine the austenite grain size by using carbides and nitrides such as these as pinning particles.
  • Japanese Patent No. 2609387 includes Nb: 0.01 to 0.1% by weight, Zr: 0.05 to 0.1% by weight, Mo: 0.02 to 0.5% by weight as component elements.
  • a technique for further enhancing the toughness of ultrafine steel wire by containing at least one kind from the group is disclosed.
  • Japanese Laid-Open Patent Publication No. 2001-13 1697 also proposes miniaturization of austenite grain size by NbC.
  • Nb forming coarse carbides and nitrides
  • Ti forming coarse oxides, for example, a thin wire diameter, for example, a diameter of 0.40 D1DI. If the wire was drawn to the following wire diameter, it could break. Further, according to the verification by the present inventors, it is difficult to make the austenite grain size fine enough to affect the aperture value in BN pinning.
  • the present invention has been made in view of the above-described situation, and its purpose is to produce a high-strength wire rod excellent in yieldability suitable for applications such as steel cords and sawing wires with high yield and low cost. Is to provide The
  • the area ratio of the parlite structure is 97% or more, the balance is bainite, pseudo-parrite, and non-parrite structure consisting of proeutectoid ferrite, and the particle block particle size is 20 ⁇ m or more 45 ⁇
  • the patenting process is performed by a cooling method in which the cooling speed from 800 to 600 ° C is 5 ° CZ s or more. (1) thru
  • Figure 1 shows the relationship between the non-partite area ratio and the average true strain that breaks due to wire drawing.
  • Figure 2 shows the relationship between TS and average true strain that breaks due to wire drawing.
  • Fig. 3 is a graph showing the relationship between particle block particle size and average true strain fractured by wire drawing.
  • the present inventors have repeatedly investigated and studied the influence of the chemical composition and mechanical properties of the wire on the wire drawing workability, and as a result, have obtained the following knowledge.
  • the drawing workability shows a good correlation between the tensile strength before drawing, that is, after heat treatment, and the drawing value at break, and extremely good drawing when the drawing value is a certain value or more according to the tensile strength. Line workability is obtained.
  • (c) B forms a compound with N, and the solid solution B amount is determined by the total B amount, N amount and the heating temperature before the perlite transformation.
  • Solid solution B segregates at the austenite grain boundaries, and during cooling from the austenite temperature during the patenting process, microstructures such as bait, ferrite and pseudo-parite generated from the austenite grain boundaries Is rough and low Suppresses the generation of strong tissues, especially bait.
  • the bainite the one that has the most negative effect on wire drawing is the bain
  • Bainite accounts for over 60% of non-partite organizations. If the amount of solute B is small, the above effect is small, and if it is excessive, coarse Fe 23 (CB) 6 precipitates before the perlite transformation, and the wire drawing process is lowered.
  • the present invention has been completed based on the above findings.
  • the rawness of the patented wire is correlated with the amount of non-partite structure such as proeutectoid ferrite, pseudo-parrite, and bainite. If the volume ratio can be suppressed to less than 3%, the occurrence of early cracks during wire drawing can be suppressed, and the stretchability can be improved.
  • B is added and the coiling temperature after hot rolling is taken up in the temperature range above the temperature Tmin shown below, and then the cooling speed from 800 to 600 ° C is increased. We have found that it is effective to perform the patenting process with a cooling method of 5 ° C / s or more.
  • T min 800 ° C
  • Tmin 950 + 1450 / (B (ppm)-0.77XN (ppm)-10) This makes it possible to obtain a high strength wire rod with a non-partite volume fraction of less than 3% and excellent in the stretchability.
  • the particle size of the pearlite block depends on the austenite ⁇ ⁇ particle size and the pearlite transformation temperature (cooling speed in the case of continuous cooling). The effect of transformation temperature is large. Therefore, the coarse block size means that the transformation temperature is high. Means small). If the coarse grain of the austenite is coarsened, even if B is added, a coarse non-partite structure is formed, resulting in deterioration of the rawness.
  • the winding temperature is desirably 950 ° C or less from the viewpoint of descaling.
  • C is an element effective for increasing the strength of the wire, and if its content is less than 0.70%, it is difficult to stably impart a high strength of 2800 MPa or more to the final product. At the same time, precipitation of proeutectoid ferrite is promoted at the grain boundaries, making it difficult to obtain a uniform pearlite structure.
  • the C content is too high, not only does a net-like pro-eutectoid cementite form at the austenite grain boundaries and breakage occurs during wire drawing, but the toughness of the ultrafine wire after the final wire drawing will increase. • Significantly deteriorates ductility. Therefore, the content of C is set to 0.70 to 1.10% by mass.
  • S i is an element effective for increasing the strength. Furthermore, it is an element useful as a deoxidizer, and is also an element necessary when targeting steel wires that do not contain A1. Less than 1% by mass, the deoxidation action is too small. On the other hand, if the amount of Si is too large, precipitation of pro-eutectoid ferrite will be promoted even in hypereutectoid steel, and the limit workability in wire drawing will be reduced. In addition, the wire drawing process by mechanical dual force descaling (hereinafter abbreviated as MD) is difficult. become. Therefore, the Si content is set to 0.1 to 1.5 mass%.
  • MD mechanical dual force descaling
  • ⁇ is an element useful as a deoxidizer. It is also effective in improving hardenability and increasing the strength of the wire. Furthermore, 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. On the other hand, Mn is a segregating shading element. If it exceeds 1.0 mass%, it will be prayed especially at the center of the wire, and martensite and baininess will be generated in the segregated part. descend. Therefore, the Mn content is set to 0.1 to 1.0% by mass.
  • A1 0.01% or less: The content of A1 is defined as 0.01% or less, including 0%, so that hard non-deformation alumina-based non-metallic inclusions are not generated to cause ductility deterioration and wire drawing deterioration of the steel wire. .
  • Ti 0.01% or less: Ti content is specified to be 0.01% or less, including 0%, so that hard non-deformable oxides are not formed and the steel wire is not ductile and drawn.
  • N 10-60ppm: N produces B and nitrides in steel and has the effect of preventing coarsening of austenite and grain size during heating. The effect is effectively demonstrated by containing lOppm or more. The However, if the content is too high, the amount of nitride increases too much, and the amount of solute B in the austenite decreases. Furthermore, there is a risk that solute N will promote aging during wire drawing, so the upper limit is 60 ppm.
  • B 5 or (0.77XN (ppm)-17.4) to 50ppm:
  • B When B is present in the austenite in the solid solution state, it concentrates at the grain boundary and is not ferritic, pseudo-palite, paynite, etc. Inhibits the formation of pearlite soot precipitation.
  • coarse Fe is added in the austenite.
  • Impurities P and S are not specified, but each is preferably 0.02% or less from the viewpoint of securing ductility as with conventional ultrafine steel wires.
  • the steel wire used in the present invention has the above-mentioned elements as basic components, but for the purpose of further improving mechanical properties such as strength, toughness and ductility, one type of selectively permissible additive elements as follows is used. Or, two or more kinds may be actively included.
  • Cr 0.03 to 0.5% Cr is an element effective in refining the lamellar spacing of particles and improving the strength of the wire and the wire drawing workability. Addition of 0.03% or more is preferable for effectively exhibiting such an effect. On the other hand, if the amount of Cr is too large, the transformation end time becomes longer, and there is a risk of forming a supercooled structure such as martensite and bainite in the hot rolled wire rod. The upper limit was 0.5%.
  • Ni 0.5% or less Ni does not contribute much 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 in order to exert such an effect effectively. On the other hand, if Ni is added excessively, the transformation end time becomes longer, so the upper limit was set to 0.5%.
  • Co 1% or less Co is an element effective in suppressing precipitation of proeutectoid cementite in the rolled material. Addition of 0.1% or more is preferable for effectively exhibiting such an effect. On the other hand, if Co is added excessively, the effect is saturated and economically useless, so the upper limit is set at 0.5%. 07058889.
  • V 0.03-0.5%
  • V forms fine carbonitrides in the ferrite to prevent coarsening of austenite grains during heating, improve ductility, and increase strength after rolling. Contribute. Addition of 0.03% or more is preferable in order to exert such an action effectively. However, if the amount is excessively added, the amount of carbonitride formed becomes too large and the particle size of the carbonitride increases, so the upper limit was made 0.5%.
  • Cu 0.2% or less Cu has the effect of enhancing the corrosion resistance of ultra fine steel wires. Addition of 0.1% or more is preferable for effectively exhibiting such an effect. However, if it is added in excess, it reacts with S and segregates CuS in the grain boundaries, so that ingots are generated in the steel ingot and wire during the wire manufacturing process. In order to prevent such adverse effects, the upper limit was set to 0.2%.
  • Mo has the effect of enhancing the corrosion resistance of ultra fine steel wires. Addition of 0.1% or more is preferable for effectively exhibiting such an effect. On the other hand, if Mo is added excessively, the transformation completion time becomes longer, so the upper limit was set to 0.2%.
  • W has the effect of increasing the corrosion resistance of ultra fine steel wires. Addition of 0.1% or more is preferable for effectively exhibiting such an effect. On the other hand, if W is added excessively, the transformation end time becomes longer, so the upper limit was set to 0.2%.
  • Nb has the effect of increasing the corrosion resistance of ultra fine steel wires. Addition of 0.05% or more is preferable in order to exert such an effect effectively. On the other hand, when Nb is added excessively, the transformation completion time becomes longer, so the upper limit was set to 0.1%.
  • a high-strength steel wire with excellent ductility wherein the steel wire rod according to claim 1 is cold-drawn and has a tensile strength of 2800 MPa or more. You can get 8889.
  • the true strain of cold drawing is 3 or more, preferably 3.5 or more.
  • the steel billet with the chemical composition shown in Table 1 was heated, then hot rolled into a wire with a diameter of 4 to 6 mm, scraped at a specified temperature, and then subjected to a patenting treatment by a stealmore treatment. .
  • the L cross-section of the rolled wire was embedded in the resin, then polished with alumina, corroded with saturated picral, and SEM observation was performed.
  • the observation area of the SEM is the surface layer, 1/4 D, 1/2 D (D is the wire diameter), and in each area, 10 photographs of an area of 50 x 40 m are taken at a magnification of 3000.
  • the particle size of the pearlite block was calculated from the average volume of the L-section of the wire, embedded in the resin, cut and polished, and analyzed by the EB SP analysis as the area surrounded by the interface with a misorientation of 9 ° as one block particle. The average particle size was used.
  • the payability of the patented wire is obtained by removing 10 scales by pickling and preparing 10 4m long wires with a zinc phosphate coating by pondering and using a 25-degree die each. Per pass The single-head wire drawing with a surface area reduction ratio of 16 to 20% was performed, and the average value of the wire diameter and the true strain at the limit of wire breaking were determined.
  • Ratio Ratio Ratio Ratio Ratio Ratio Ratio Ratio Ratio Ratio Ratio Ratio Ratio Ratio Ratio Ratio Element (mass% (excluding B and N))
  • Table 1 shows the chemical composition of the evaluation material
  • Table 2 shows the test conditions, austenite grain size and mechanical properties.
  • Examples 1 and 2 and 18 are examples in which the drawing value was low because the winding temperature was low, and the nitride and carbide of B precipitated before the patenting process, and the amount of solute B could not be secured.
  • Examples 13 and 19 to 20 are examples in which the aperture value was low due to low or no addition of B.
  • No. 14 is an example in which the amount of B is excessive, and a large amount of B carbide and proeutectoid cementite are precipitated at the austenite grain boundaries, resulting in a low aperture value.
  • 15 is an example in which the amount of Si was excessive and the precipitation of proeutectoid ferrite could not be suppressed.
  • 16 is an example in which the amount of C was excessive and the precipitation of proeutectoid cementite could not be suppressed.
  • 17 is an example in which the amount of Mn was excessive and the formation of micromartensite could not be suppressed.
  • 21 1 is an example in which the cooling rate during patenting was too high, TS was too high for the amount of C, and ductility deteriorated. Due to the high cooling speed, the block particle size is becoming finer.
  • No. 22 is an example in which the cooling rate during the patenting process is small, the particle size of the block is coarsened, and the ductility deteriorates.
  • Figure 1 shows the relationship between the non-partite area ratio of the steel of the present invention and the comparative steel and the average value of the true strain that breaks when drawn.
  • the steel according to the present invention has a high average strain at break and exhibits good stretchability.
  • Fig. 2 shows the relationship between TS and the average true strain that breaks due to wire drawing. Even when compared with the same TS, it can be seen that the steel according to the present invention has a high average true strain and exhibits good stretchability.
  • Fig. 3 relates to an embodiment in which TS is in the range of 1000 to 1300 MPa among steel wires that satisfy the chemical composition and heating conditions within the scope of the present invention.
  • a rolled wire suitable for applications such as radial tires for automobiles, steel cords used as reinforcing materials for various industrial belts and hoses, and sawing wires.

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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
本発明は、 鋼線材、 鋼線及びそれらの製造方法に関する。 より詳 しくは、 例えば、 自動車のラジアルタイヤや、 各種産業用ベルトや ホースの補強材として用いられるスチールコード、 更には、 ソーィ ングワイヤなどの用途に好適な圧延線材とその製造方法、 および前 記の圧延線材を素材とする鋼線に関する。 背景技術
自動車のラジアルタイヤや、 各種のベルト、 ホースの補強材とし て用いられるスチールコード用鋼線、 あるいは、 ソーイングワイヤ 用の鋼線は、 一般に、 熱間圧延後調整冷却した線径 （直径） が 4〜 6 mmの鋼線材を、 1次伸線加工して直径を 3〜 4 mmにし、 次いで、 中間パテンティング処理を行い、 更に 2次伸線加工して 1 〜 2 mmの 直径にする。 この後、 最終パテンティ ング処理を行い、 次いで、 ブ ラスメツキを施し、 更に最終湿式伸線加工を施して直径 0. 1 5〜0. 40 mmにする。 このようにして得られた極細鋼線を、 更に撚り加工で複 数本燃り合わせて撚鋼線とすることでスチールコ一ドが製造される 近年、 製造コス ト低減の目的から、 上記の中間パテンティ ングを 省略し、 調整冷却した圧延線材から、 最終パテンティ ング線径であ る 1〜 2 nunまでダイレク トに伸線する例が多くなつてきた。 このた め、 調整冷却した圧延線材に対して、 圧延線材からのダイレク 卜伸 線特性、 いわゆる生引き性が要求されるようになり、 線材の高延性 および高加工性に対する要求が極めて大きくなつている。
パテンティ ング線材の延性を示す指標の一つである絞り値は、 ォ ーステナイ ト粒径に依存し、 オーステナイ 卜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， T i， B等の炭化物ゃ窒化 物をピニ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。 特許第 2609387号公報には、 成分 元素として Nb： 0. 0 1〜0. 1重量％、 Z r： 0. 05〜0. 1重量％、 Mo： 0. 02 〜0. 5重量％ょりなる群から 1種以上を含有させて極細鋼線の靱延 性を一層高める技術が開示されている。 特開 2001— 13 1697号公報で も、 NbCによるオーステナイ ト粒径の微細化が提案されている。 し かしこれら添加元素は高価なためコス ト増を招く こと、 Nbは粗大な 炭化物、 窒化物を、 T iは粗大な酸化物を形成するため細い線径、 例 えば、 直径 0. 40 D1DI以下の線径にまで伸線すると、 断線する場合があ つた。 また、 本発明者らによる検証によれば、 BNのピニングでは、 絞り値に影響を及ぼすほどオーステナイ ト粒径を微細化することは 難しい。
さらに、 特開平 8— 3639号公報のように、 パテンティ ング温度を 低下させることにより線材の組織をべイナィ 卜に調整することによ つて高炭素線材の伸線加工性を高める技術も提案されている。 しか し、 インラインで圧延線材をべイナイ ト化するためには溶融ソルト 等に浸漬する必要があり高コス トを招く虞があると同時に、 メカ二 カルデスケ一リング性を低下させる虞がある。 発明の開示
本発明は、 上記現状に鑑みなされたもので、 その目的は、 スチー ルコードゃソ一イングワイヤなどの用途に好適な生引き性に優れた 高強度線材を高い生産性の下に歩留りよく廉価に提供することであ る。
上記課題を解決することのできた本発明に係る製造方法の構成は
、 下記 （ 1 ) に示す鋼線、 （ 2 ) から （ 3 ) に示す鋼線用鋼材、 （ 4 ) に示す線材の製造方法、 及び （ 5 ) に示す高強度鋼線の製造方 法にある。
( 1 ) パーライ ト組織の面積率が 97%以上、 残部がベイナイ ト、 擬 似パーライ ト、 初析フェライ トからなる非パーライ ト組織であり、 パ一ライ トブロック粒径が 20^ m以上 45 ^ m以下であることを特徴 とする、 生引き性に優れた高強度鋼線材。
( 2 ) 質量％で、 C ： 0.70〜 1. 10%、 Si ： 0.1〜 1.5%、 Mn： 0. 1〜 1 .0%、 A1 ： 0.01%以下、 Ti ： 0.01%以下、 N ： 10〜60質量1^111、 B
： (0.77XN (ppm) 一 17.4) 質量 ppm、 もしくは 5質量 ppmのいず れか高い量以上、 52質量 ppm以下を含有し、 残部は Fe及び不純物か らなることを特徴とする （ 1 ) に記載の高強度鋼線材。
( 3 ) 更に Cr： 0.03〜0.5%、 Ni : 0.5%以下 （ 0 %を含まない） 、 Co： 0.5%以下 （ 0 %を含まない） 、 V ： 0.03〜0.5%以下、 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種以上を含有するこ とを特徴とする （ 2 ) に記載の高強度鋼線材。
( 4 ) ( 2 ) 乃至 （ 3 ) に記載の化学組成を有する鋼片を、 熱間圧 延後、 次に示す温度 Tmii！〜 950°Cの温度域にて巻き取り した後、 80 0から 600°Cまでの冷速が 5 °CZ s以上であるような冷却方法にてパ テンティ ング処理を行う ことを特徴とする、 （ 1 ) 乃至 （ 3 ) に記 載の高強度鋼線材の製造方法。
B (ppm) -0.77XN (ppm) >0.0の場合は、 T minは 800°C、 B (ppm) -0.77XN (ppm) ≤0· 0の場合は、 Tminは、 Tmin= 950 + 1450/ ( B (ppm) - 0.77x N (ppm) - 10) ( 5 ) ( 1 ) 乃至 （ 3 ) に記載の鋼線材を、 中間パテンティ ングお よび冷間伸線を施すことによって製造する、 引張り強さが 2800MPa 以上であることを特徴とする延性に優れた高炭素鋼線。 図面の簡単な説明
図 1 は、 非パーライ ト面積率と、 伸線により破断する平均真ひず みの関係を示す図。
図 2は、 TSと伸線により破断する平均真ひずみの関係を示す図。 図 3は、 パ一ライ トブロック粒径と伸線により破断する平均真ひ ずみの関係を示す図。 発明を実施するための最良の形態
本発明者らは、 線材の化学組成と機械的性質が伸線加工性に及ぼ す影響について調査 ·研究を重ね、 その結果、 下記の知見を得た。
( a) 引張強さを高めるためには、 C， Si, Mn, Crなどの合金元素 の含有量を増やせばよいが、 これら合金元素の含有量の増加は伸線 加工性の低下、 つまり、 伸線加工時の限界加工度の低下を招くため 、 断線する頻度が増加する。
(b ) 伸線加工性は、 伸線加工前、 つまり熱処理後の引張り強さと 破断絞り値とよい相関を示し、 絞り値が引張り強さに応じたある一 定値以上の場合に極めて良好な伸線加工性が得られる。
( c ) Bは Nと化合物を形成し、 固溶 B量はトータルの B量、 N量 およびパーライ ト変態前の加熱温度によって決定される。 固溶 Bは オーステナィ ト粒界に偏析し、 パテンティ ング処理に際するオース テナイ ト温度からの冷却中に、 オーステナイ 卜粒界から発生するべ イナイ ト、 フェライ ト、 擬似パーライ ト等の、 ミクロ組織が粗く低 強度な組織、 特にべイナイ トの発生を抑制する。 これら非パーライ ト組織の内、 伸線性に最も悪影響を及ぼす組織はべイナィ トである
。 非パーライ ト組織の内、 ベイナイ トが占める割合は、 60%以上で ある。 固溶 Bが少ないと上記効果は小さく、 過剰であるとパーライ ト変態に先立ち、 粗大な Fe23 (CB) 6が析出し、 伸線加工が低下す る。
本発明は、 上記の知見に基づいて完成されたものである。
以下、 本発明の各要件について詳しく説明する。
線材の組織および機械的性質 ：
本発明者らの検討によれば、 パテンティ ング線材の生引き性は、 初析フェライ ト、 擬似パーライ ト、 ベイナイ トといった非パ一ライ ト組織の量と相関があり、 これら非パーライ ト組織の体積率を 3 % 未満に抑制することができれば、 伸線時における早期の亀裂発生が 抑制され、 生引き性が向上する。 非パーライ ト組織の低減には B添 加と、 熱間圧延後の巻き取り温度を、 次に示す温度 Tmin以上の温 度域にて巻き取り した後、 800から 600°Cまでの冷速が 5 °C / s以上 であるような冷却方法にてパテンティ ング処理を行うことが有効で あることを見出した。
B (ppm) - 0.77XN (ppm) >0.0の場合は、 T minは 800°C、
B (ppm) 一 0.77XN (ppm) ≤0.0の場合は、 Tminは、
Tmin= 950 + 1450/ ( B (ppm) - 0.77XN (ppm) - 10) これにより、 非パーライ ト体積率が 3 %未満で生引き性に優れた 髙強度線材を得ることができる。 なお、 パーライ トブロック粒径は オーステナイ 卜粒径とパーライ ト変態温度 （連続冷却の場合は冷速 ) に依存するが、 圧延線材の場合、 オーステナイ 卜粒径の極端な粗 大化は生じにく く、 変態温度の影響が大きい。 したがってパーライ トブロックが粗大化しているという ことは変態温度が高い （冷速が 小さい） という ことを意味している。 ォ一ステナイ ト粒が粗大化す ると、 例え B添加をしていても、 粗大な非パーライ ト組織が生成す るため、 生引き性が劣化する。 また、 変態温度が高過ぎても、 パー ライ ト変態に先立ちオーステナイ ト粒界に粗大な B炭化物生成し、 生引き性が劣化する。 一方、 変態温度が低すぎる （冷速が多き過ぎ る） と、 TSが高くなりすぎ、 生引き性が劣化する。 検討の結果、 パ 一ライ トプロック粒径が 20 ^ m以上 45 ^ m以下であれば上記の非パ 一ライ ト組織および粗大な B炭化物の生成が抑制されるとともに、 TSも適正な値となり、 生引き性の劣化を抑制できることを見出した 。 なお、 巻き取り温度はデスケーリング性の観点から、 950°C以下 であることが望ましい。
成分組成 ：
C ： Cは、 線材の強度を高めるのに有効な元素であり、 その含有 量が 0. 70 %未満の場合には 2800MPa以上の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、 ォ一ステナイ 卜粒界 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 トが生成して伸線加工時に断線が 発生しやすくなるだけでなく、 最終伸線後における極細線材の靱性 • 延性を著しく劣化させる。 したがって、 Cの含有量を 0. 70〜1. 10 質量％とした。
S i ： S iは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。 0. 1質量％未満では脱酸作用が過少である。 一方、 S i量が多すぎると過共析鋼においても初析フェライ 卜の析出を促進 するとともに、 伸線加工での限界加工度を低下する。 更にメカ二力 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、 Siの含有量を 0. 1〜1.5質量％とした。
Μη： Μη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、 M n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 部に偏祈し、 その偏析部にはマルテンサイ 卜やべイナィ 卜が生成す るので、 伸線加工性が低下する。 したがって、 Mnの含有量を 0.1〜 1 .0質量％とした。
A1 ： 0.01%以下 ： A1の含有量は、 硬質非変形のアルミナ系非金属 介在物が生成して鋼線の延性劣化と伸線性劣化を招かないように 0 %を含む 0.01%以下と規定した。
Ti ： 0.01%以下 ： Tiの含有量は、 硬質非変形の酸化物が生成して 鋼線の延性劣化と伸線性劣化を招かないように 0 %を含む 0.01%以 下と規定した。
N ： 10〜60ppm： Nは、 鋼中で Bと窒化物を生成し、 加熱時にお けるオーステナイ 卜粒度の粗大化を防止する作用があり、 その効果 は lOppm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 ィ 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 進する恐れが生じてくるので、 上限を 60ppmとする。
B ： 5または （0.77XN (ppm) - 17.4) 〜50ppm : Bは固溶状態 でオーステナイ ト中に存在する場合、 粒界に濃化してフェライ ト、 擬似パ一ライ ト、 ペイナイ ト等の非パーライ 卜析出の生成を抑制す る。 一方、 Bを添加しすぎるとオーステナイ ト中において粗大な Fe
23 (CB) 6炭化物の析出を促進し、 伸線性に悪影響を及ぼす。 した がって Bの含有量の下限値を 5または （0.77XN (ppm) - 17.4) のいずれか大きい値、 上限値を 50質量 ppmとした。
なお、 不純物である Pと Sは特に規定しないが、 従来の極細鋼線 と同様に延性を確保する観点から、 各々 0.02%以下とすることが望 ましい。
本発明に用いられる鋼線材は上記元素を基本成分とするものであ るが、 更に強度、 靱性、 延性等の機械的特性の向上を目的として、 以下の様な選択的許容添加元素を 1種または 2種以上、 積極的に含 有してもよい。
Cr： 0.03〜0.5%、 Ni： 0.5%以下、 Co： 0.5%以下、 V ： 0.03〜0 .5% Cu： 0.2%以下、 Mo： 0.2%以下、 W： 0.2%以下、 Nb： 0.1% 以下 （Ni、 Co、 Cu、 Mo、 W、 Nbについてはいずれも 0 %を含まない ) 。 以下、 各元素について説明する。
Cr : 0.03〜0.5% Crはパ一ライ トのラメラ間隔を微細化し、 線 材の強度や伸線加工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 0.03%以上の添加が好ましい。 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 トやべイナィ トなどの過冷組織が生じる恐れがあるほ か、 メカニカルでスケーリング性も悪くなるので、 その上限を 0.5 %とした。
Ni： 0.5%以下 Niは線材の強度上昇にはあまり寄与しないが、 伸線材の靱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ので、 上限値を 0.5%とした。
Co： 1 %以下 Co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 の効果は飽和して経済的に無駄であるので、 その上限値を 0.5%と 07058889 した。
V ： 0.03〜0.5% Vはフェライ ト中に微細な炭窒化物を形成す ることにより、 加熱時のオーステナイ ト粒の粗大化を防止し、 延性 を向上させるとともに、 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 0.03%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ため上限を 0.5%とした。
Cu : 0.2%以下 Cu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、 その上限を 0.2%とした。
Mo : Mo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、 上限値を 0.2%と した。
W： W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、 上限値を 0.2%と した。
Nb : Nb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、 Nbを 過剰に添加すると変態終了時間が長くなるので、 上限値を 0.1%と した。
伸線条件 ：
請求項 1に記載の鋼線材に冷間伸線を施すことにより、 引張り強 さが 2800MPa以上であることを特徴とする延性に優れた高強度鋼線 8889 を得ることができる。 冷間伸線の真ひずみは 3以上、 望ましくは 3. 5以上である。 実施例
次に実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、 本発明は もとより下記実施例に限定されるものではなく、 本発明の趣旨に適 合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり 、 それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれる。
表 1 に示す化学成分の鋼のビレツ トを加熱後、 熱間圧延により直 径 4〜 6 mmの線材とし、 所定の温度にて卷き取り後、 ステルモア処 理によって、 パテンティ ング処理を施した。
非パ一ライ 卜体積率の測定のため、 圧延線材の L断面を樹脂埋め 込み後、 アルミナ研磨し、 飽和ピクラールにて腐食し、 SEM観察を 実施した。 SEMの観察領域は表層、 1 / 4 D、 1 / 2 D ( Dは線径 ) 部とし、 各領域にて、 倍率 3000にて 50 X 40 mの面積の写真を任 意に 10枚撮影し、 セメンタイ 卜が粒状に分散した擬似パーライ 卜部 、 板状セメン夕イ トが周囲より 3倍以上の粗いラメラ間隔で分散し ているベイナイ ト部、 オーステナイ トに沿って析出した初析フェラ イ ト部の面積率を、 画像解析により測定した値を、 非パーライ ト体 積率とした。
パーライ トブロック粒径は、 線材の L断面を、 樹脂に埋め込み後 切断研磨し、 EB SP解析により方位差 9 ° の界面で囲まれた領域を一 つのブロック粒として解析し、 その平均体積から求めた平均粒径と した。
パテンティ ング線材の生引き性は、 スケールを酸洗にて除去した 後、 ポンデ処理により リ ン酸亜鉛皮膜を付与した長さ 4 mの線材を 10本用意し、 アプローチ各 25度のダイスを使用して、 1パス当たり の減面率 16〜 20%の単頭式伸線を行い、 伸線破断する限界の線径ぉ よび真ひずみの平均値を求めた。
比比比比比比比比比比比 元素 （質量％ ( B , Nを除く） ）
No.
，較較較較較較較較較較較
1 本発明 H H罔歸 00.鋼
2 本発明鋼
4 本発明鋼
5 本発明鋼
6 本発明鋼
7 本発明鋼
8 本発明鋼
9 本発明鋼
10 本発明鋼
11 本発明鋼
A 本発明鋼
B 本発明鋼
C 本発明鋼
D 本発明鋼
E 本発明鋼
F 本発明鋼
G 本発明鋼
H 本発明鋼
丄 本発明鋼
i
13
14
15
16
17
18
19
20
21
22
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表 2
Figure imgf000015_0001
58889 表 1 に評価材の化学組成、 表 2に試験条件、 オーステナイ ト粒径 および機械的性質を示す。
表 1 ， 2において、 1 〜1 1、 A〜 I は本発明鋼、 1 2から 22は比較 鋼である。
1 2 , 1 8は巻き取り温度が低いため、 パテンティ ング処理前に Bの 窒化物および炭化物が析出し、 固溶 B量を確保できなかったため、 絞り値が低かつた例である。 13および 19〜20は B量が低いあるいは 無添加のため、 絞り値が低かった例である。 14は B量が過剰であり 、 多量の B炭化物および初析セメンタイ トがオーステナイ ト粒界に 析出してしまい、 絞り値が低かった例である。 1 5は S i量が過剰で、 初析フェライ ト析出を抑制できなかった例である。 1 6は C量が過剰 で、 初析セメンタイ ト析出を抑制できなかった例である。 17は Mn量 が過剰で、 ミクロマルテンサイ トの生成を抑制できなかった例であ る。 2 1はパテンティ ング時の冷速が高すぎ、 C量の割に TSが高すぎ 、 延性が劣化した例である。 冷速が高かったためにブロック粒径は 微細化している。 22はパテンティ ング処理時の冷速が小さく、 プロ ック粒径が粗大化し延性が劣化した例である。
図 1 に本発明鋼と比較鋼の非パ一ライ ト面積率と、 伸線により破 断する真ひずみの平均値の関係を示す。 本発明鋼は破断の平均真ひ ずみが高く、 良好な生引き性を示す。 しかし、 伸線限界は TSにも依 存するので、 図 2に TSと伸線により破断する平均真ひずみの関係を 示す。 同一の TSで比較しても、 本発明鋼は平均真ひずみが高く、 良 好な生引き性を示すことが分かる。 図 3 に本発明の範囲内の化学成 分、 加熱条件を満たす鋼線材の内、 T Sが 1000〜 1 300MP aの範囲の実 施例に関する。 パーライ トブロック粒径と伸線により破断する平均 真ひずみの関係を示す。 パーライ トブロックサイズが 20 m以上 45 m以下の範囲であれば、 高い生引き性を示す。 図 1〜 3において、 ♦は本発明鋼、 口は比較鋼を示す。 産業上の利用可能性
本発明により、 自動車のラジアルタイヤや、 各種産業用ベルトや ホースの補強材として用いられるスチールコード、 更には、 ソーィ ングワイヤなどの用途に好適な圧延線材を提供することが可能とな る。

Claims

1 . パーライ ト組織の面積率が 97%以上、 残部がベイナイ ト、 擬 似パーライ ト、 初析フェライ トからなる非パーライ ト組織であり、 パーライ トブロック粒径が 20 m以上 45 ΠΙ以下であることを特徴 とする、 生引き性に優れ請た高強度鋼線材。
2. 質量％で、 C ： 0.70〜 1. 10%、 Si ： 0. 1〜 1.5%、 Mn： 0. 1〜 1 .0%、 A1 ： 0.01%以下、 Ti ： 0.01%以下、 N ： 10〜60質量 111、 B ： (0.77X N (ppm) 一 17.4) 質量 ppm、 もしくは 5質量 ppmのいず れか高い量以上、 52質量 ppm以下を含有し、 残部は Fe及び不純物か らなることを特徴とする請求項 1 に記載の囲高強度鋼線材。
3. 更に Cr： 0.03〜0.5%、 Ni : 0.5%以下 （ 0 %を含まない） 、 Co： 0.5%以下 （ 0 %を含まない） 、 V ： 0.03〜0.5%、 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種以上を含有すること を特徴とする請求項 2に記載の高強度鋼線材。
4. 鋼片を、 熱間圧延後、 次に示す温度 Tmii！〜 950°Cの温度域に て卷き取り した後、 800から 600°Cまでの冷速が 5 °C/ s以上である ような冷却方法にてパテンティ ング処理を行うことを特徴とする、 請求項 1乃至 3のいずれかに記載の高強度鋼線材の製造方法。
B (ppm) -0.77XN (ppm) >0.0の場合は、 Tminは 800°C、
B (ppm) - 0.77X N (ppm) ≤0.0の場合は、 Tminは、
Tmin= 950 + 1450/ (B (ppm) - 0.77XN (ppm) - 10)
5. 請求項 1乃至 3のいずれかに記載の鋼線材を、 中間パテンテ ィ ングおよび冷間伸線を施すことによって製造する、 引張り強さが 2800MPa以上であることを特徴とする延性に優れた高炭素鋼線。
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