WO2009119359A1 - 延性に優れた線材及び高強度鋼線並びにそれらの製造方法 - Google Patents

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steel
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山崎真吾
西田世紀
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新日本製鐵株式会社
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    • D07B2205/3057—Steel characterised by the carbon content having a high carbon content, e.g. greater than 0,8 percent respectively SHT or UHT wires

Definitions

  • the present invention relates to a wire rod excellent in ductility, a high-strength steel wire excellent in ductility and stranded wire properties produced using the wire rod, and a method for producing them. More specifically, for example, a steel cord used as a reinforcing material for automobile radial tires and industrial belts, a rolled wire with excellent ductility to obtain a steel wire suitable for applications such as sawing wire, and its rolling
  • the present invention relates to high-strength steel wires obtained from wire rods and methods for producing them. Background art
  • Steel cords for steel cords used as reinforcements for automobile radial tires, various belts and hoses, or steel wires for sawing wires are generally adjusted and cooled after hot rolling the steel billet.
  • a steel wire rod (rolled wire) having a wire diameter (diameter) of 4 to 6 mm is manufactured, and this rolled wire rod is drawn into an ultrafine steel wire with a diameter of 0.15 to 0.40 mm.
  • a steel cord is manufactured by twisting a plurality of these ultrafine steel wires into a twisted steel wire.
  • a 4-6 mm rolled wire rod is primary drawn to a diameter of 3-4 mm, then an intermediate patenting process is performed, and then a secondary wire drawing is performed to make 1-2 mm. Make the diameter. After this, a final patenting treatment is performed, followed by brass plating, and further a final wet drawing process to obtain a steel wire having a diameter of 0.15 to 0.40 mm.
  • the drawing value which is an index indicating the ductility of the wire, depends on the austenite grain size and is improved by making the austenite grain size finer. For this reason, attempts have been made to reduce the austenite grain size by using carbides and nitrides such as Nb, Ti, and B as pinning particles.
  • Nb 0.0 1 to 0.1%
  • Zr 0.05 to 0.1%
  • Mo 0.02 to 0
  • a technique for further improving the toughness of ultra fine steel wire by adding one or more elements of 5% as an additive element is disclosed.
  • Japanese Laid-Open Patent Publication No. 20 0 1-1 3 1 6 9 7 also proposes miniaturization of austenite grain size using N b C.
  • Nb forms coarse carbides and nitrides
  • T i forms coarse oxides. Therefore, when wire was drawn to a thin wire diameter of 0.40 mm or less, the wire could break. Furthermore, according to the verification by the present inventors, it has been confirmed that in BN pinning, it is difficult to make the austenite particle size fine enough to affect the aperture value.
  • the present invention has been made in view of the above-described present situation, and its purpose is to produce a steel wire having excellent ductility for producing a steel wire suitable for applications such as steel cord and sawing wire, and a steel produced from the wire. It is to provide a wire, and to provide a method for producing the wire and the steel wire with high yield and high yield at a low yield.
  • the inventors of the present invention paid attention to coarse pores generated in the wire drawing process for factors that deteriorate the ductility of the wire. It was also found that if the generation of such voids can be suppressed, the steel wire with improved wire burnability and improved burnability can be obtained.
  • the present invention provides the following wires (1) and (2), a steel wire shown in (3), a method of manufacturing a wire shown in (4), and a steel wire shown in (5).
  • the above problems are solved by a method.
  • the component is mass% or mass ppm, C: 0.80 to: L. 20%, Si: 0.1 to 1.5%, Mn: 0.1 to; L.0 %, A 1
  • N 0. 0 1% or less
  • T i 0. 0 1% or less
  • W 0. 0 0 5 to 0, 2%
  • Mo 0. 0 0 3 to 0.2% 2 types
  • the steel slab having the composition described in (1) or (2) is hot-rolled to a wire having a wire diameter of 3 to 7 mm, and the wire is heated in a temperature range of 80 to 95 ° C.
  • the patenting process is performed by a cooling method in which the cooling rate is 20 ° C / s or more during the cooling from 800 to 700, (1 ) Or (2) A method for producing a high strength steel wire rod having excellent ductility.
  • Fig. 1 shows the relationship between the total area ratio of coarse and non-parite area ratios of rolled wire using steel containing Mo and the number density of the voids after drawing.
  • Fig. 2 is a graph showing the relationship between the number density of the steel wire using steel containing Mo and the breaking stress at the time of burned wire breakage (40% indicates no breakage).
  • Fig. 3 shows the cooling rate of rolled wire rods using steel containing Mo at 80 to 700 ° C after winding, and the area ratios of cooper pallet ⁇ and non-parlay ⁇ after cooling. It is a figure which shows the relationship with a total value.
  • Fig. 4 is a diagram showing the relationship between the total area ratio of the coarse wire and non-part wire of rolled wire rods using W-containing steel and the void ratio after wire drawing.
  • Fig. 5 is a graph showing the relationship between the number density of a steel wire using W-containing steel and the breaking stress when the stranded wire is broken (40% indicates no breakage).
  • Figure 6 shows the cooling rate of rolled wire using W-containing steel at 80 to 700 ° C after winding, and the total area ratio of the coarse and non-parrite after cooling. It is a figure which shows the relationship with a value.
  • Figure 7 is a diagram that uses photographs to explain the structure of the wire.
  • (A) shows an example of a non-partite structure, and
  • (b) shows an example of a coarse structure.
  • Fig. 8 is a diagram using photographs to explain the coarse pores formed in the steel wire after wire drawing.
  • the inventors have conducted research and research on the influence of the voids generated in the wire drawing process and remaining in the steel wire after drawing, on the ductility of the wire and steel wire, and obtained the following knowledge. It was.
  • the wire drawing workability is generally a soft phase that reduces the C content. This can be improved by increasing the number of ferrites, pseudo-parites and baits (hereinafter referred to as non-partite organizations). This is because the non-partite structure dispersed in the network is subjected to strain due to processing, and work hardening proceeds uniformly macroscopically.
  • Such a non-partite structure in a dispersed state is locally subjected to large strains during wire drawing, and poise is generated at an early stage.
  • coarse pores are generated, which are inherited during later intermediate patenting and final wire drawing, thereby degrading the wire drawing characteristics.
  • Figure 8 shows an example of a coarse point.
  • Such coarse pearlite is considered to be a pearlite structure produced at a relatively high temperature due to a decrease in the cooling rate.
  • the void ratio increases as the number of structures with an apparent lamellar spacing of 60 nm or more (hereinafter referred to as “coarse pallet”) increases.
  • Fig. 7 (b) shows an example of a course perlite organization.
  • the perlite fraction should be 97% or more. At the same time, it is effective to make the total of the non-partite area ratio and the coarse partite area ratio 15% or less.
  • ⁇ 0 and ⁇ have the effect of improving hardenability and suppressing ferrite generation, and are effective in reducing non-partite structures.
  • B forms a compound with N
  • the amount of B segregated at the grain boundary is determined by the total amount of B, the amount of N, and the heating temperature before the parlay transformation. If the amount of solute B is small, the above effect is small, and if it is excessive, coarse Fe 2 3 (CB) 6 precipitates prior to pearlite transformation and wire drawing workability deteriorates.
  • CB coarse Fe 2 3
  • the wire is patented by controlled cooling after hot rolling, and the area ratio of the pearlite structure is 97% or more, and the balance is a non-partite structure consisting of bainite, pseudo-parrite, and proeutectoid ferrite. . 9 If it is less than 7%, the required strength of the wire cannot be secured, and the ductility at the time of drawing decreases.
  • the pearlite transformation proceeds by the nucleation and growth of the pearlite structure at the austenite grain boundary.
  • the ferrite and cementite are irregularly grown non-parlite structures. 0 0% never.
  • the rawness of the patented rolled wire is correlated with the area ratio of the non-partite structure and the course part structure in the wire. If the total rate can be suppressed to 15% or less, early pouring occurs during wire drawing Is suppressed, and the drawability (ductility) at the final drawing after intermediate patenting is improved.
  • the total area ratio of the non-partite structure and the course pearlite structure of the wire is set to 15% or less, the density of coarse voids remaining in the steel wire after wire drawing is reduced, and the ductility of the steel wire is reduced. As a result, wire breakage is extremely reduced during stranded wire processing.
  • the remaining pores in the steel wire are elongated in the wire drawing direction. According to the study by the present inventors, it is a coarse void having a length of 5 X m or more that affects the ductility of the steel wire, and the area ratio of the non-pallet and microstructure of the wire rod It was found that when the total amount of steel was 15% or less, the number density of such voids was 100 pieces / mm 2 or less at the center of the steel wire, and the fibreline property of the steel wire was improved.
  • Fig. 1 shows the non-partite structure of the wire before drawing and the coarse line produced using the values obtained in Example 1 (example using steel containing Mo alone). The relationship between the total area ratio of the microstructure and the number density of steel wires after wire drawing is shown.
  • Figure 2 shows the relationship between the number density of the steel wire prepared in the same way and the breaking stress when burned (40% indicates no breakage).
  • Mo and W and B and B are used as follows: Mo: 0.03 to 0.2%, W: 0.05 to 0.2%, B: After compound addition in the range of 4 to 30 ppm, the steel slab is hot-rolled to a wire diameter of 3 to 7 mm, and 80 Peel off in the temperature range from 0 to 9500, and then use a cooling method such that the cooling rate is 20 ° CZ s or more while cooling from 8 00 to 700 ° C. It is effective to perform the processing.
  • Fig. 3 shows the cooling rate between 80 ° C and 700 ° C during the patenting process and the non-parlite and coarse parite structure after the patenting process obtained in Example 1 described later. The relationship with the total of the area ratio is shown.
  • the cooling rate is lower than 20 ° CZ s, even if steel with the above components is used, B precipitates as BN and the amount of solute B decreases, so non-parite and coarse-parite structures are not possible. It is difficult to suppress.
  • the preferred cooling rate is 25 ° C Z s or more.
  • the upper limit of the cooling rate is not particularly limited. However, if the cooling rate is too high, the tensile strength (TS) after the pearlite transformation will become higher than necessary and impair the rawness. Preferably there is.
  • the cooling rate is adjusted in Stealmore by using air blowers concentrated on the ring overlap or by installing a blower on the side to increase the cooling rate of the ring overlap by 20 ° CZ s or more. To control.
  • the lamellar spacing of the perlite structure depends on the temperature, and it is estimated that coarse perlite with a rough lamellar spacing is generated around 6500 ° C.
  • coarse perlite with a rough lamellar spacing is generated around 6500 ° C.
  • the cooling rate is inevitably lower than the average area around it. Therefore, even if the cooling rate in the austenite temperature range is controlled to 20 ° CZ s or more, locally in the overlapping area, 6 It is extremely difficult to suppress the rise to the vicinity of 50. For this reason, the addition of Mo, W, and B can suppress the formation of coarse perlite, but it is virtually impossible to make it zero.
  • the coiling temperature range is specified in the temperature range from 80 to 95.
  • composition of wire and steel wire Composition of wire and steel wire:
  • C is an element effective for increasing the strength. Its content is 0
  • the C content is 1
  • the content of C is set to 0.80 to: 20%.
  • S i is an element effective for increasing the strength. 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 A 1. If the content is less than 0.1%, the deoxidation action is insufficient. On the other hand, if the Si content exceeds 1.5%, the precipitation of proeutectoid ferrite is promoted even in hypereutectoid steel, and the critical workability in wire drawing decreases. Furthermore, the wire drawing process by mechanical descaling (hereinafter abbreviated as MD) becomes difficult. Therefore, the content of S i is set to 0.1 to 1.5%. The upper limit of the Si amount is preferably less than 0.6%, more preferably less than 0.35%.
  • M n is an element useful as a deoxidizer, as is S i. It is also effective in improving the 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%, it is difficult to obtain the above effect. On the other hand, Mn is a segregating shading element, and when it exceeds 1.0%, segregation occurs particularly in the center of the wire, and martensite and bain's are formed in the segregating portion, so that the wire drawing workability decreases. . Therefore, the content of Mn is set to 0.:! To 1.0%.
  • a 1 produces hard non-deformable alumina non-metallic inclusions and causes ductile deterioration and wire drawing deterioration. Therefore, the content of A 1 is 0 to prevent such deterioration. % Including 0.0% and 1% or less.
  • T i generates a hard non-deformable oxide and causes ductile deterioration and wire drawing deterioration. Therefore, to prevent such deterioration, the content of T i includes 0% 0 0 Specified as 1% or less.
  • Mo, W Mojobi W concentrates at the interface between parlite and parent phase austenite, and has the effect of suppressing the growth of particulates by the so-called Zoryuto drag effect, either alone or in combination. Added.
  • Mo and W By adding 0.03% or more for Mo and 0.05% or more for 1 ⁇ , it is possible to suppress only the growth of pearlite at a high temperature range of 600 ° C or higher. It is possible to suppress the generation of co-spalite lights. Mo and W also have an effect of improving hardenability, and are effective in suppressing the formation of ferri cocoons and reducing the non-partite structure.
  • the content of Mo is set to 0.03 to 0.2% and the content of W is The abundance was set to 0.05 to 0.2%.
  • the total amount is preferably 0.2% or less, more preferably 0.16% or less.
  • the preferable range of Mo is 0.01% or more and 0.15% or less, the more preferable range is 0.02% or more and 0.10% or less, and the more preferable range is 0. 0 4% or more and 0.0 8% or less.
  • a preferable range of W is 0.01% or more and 0.15% or less, a more preferable range is 0.02% or more and 0.10% or less, and a more preferable range is 0 0 4% or more and 0.0 8% or less.
  • N produces B and nitrides in the steel and has the effect of preventing coarsening of the austenite grain size during heating. The effect is effectively exerted by adding more than l O p pm. However, if the content exceeds 3 O p pm and increases too much, 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 promotes aging during wire drawing. Therefore, the content of N is set to 10 to 3 Oppm.
  • O can form soft inclusions that do not adversely affect the wire drawing characteristics by forming composite inclusions with Si and others. Such soft inclusions can be finely dispersed after rolling, and have the effect of reducing the grain size by the pinning effect and improving the ductility of the patenting wire. Therefore, the lower limit was set to a value greater than 1 O p pm. However, if the content exceeds 40 ppm and increases too much, hard inclusions are formed and the wire drawing characteristics deteriorate, so the content of 0 is set to more than 10 P pm to 40 ⁇ pm .
  • B When B is present in austenite in a solid solution state, it is concentrated at the grain boundary. To suppress the generation of non-partite organizations such as ferrite, pseudo-parite, and bainite. For this reason, solute B needs to be 3 ppm or more. On the other hand, excessive addition of B promotes the precipitation of coarse Fe 3 (CB) 6 carbides in the austenite and adversely affects the wire drawing. In order to satisfy the above, the lower limit of B content was set to 4 ppm, and the upper limit was set to 3 O ppm (of which solid solution B was 3 ppm or more).
  • a preferable range of B is 6 ppm or more and 20 ppm or less, a more preferable range is 8 ppm or more and 15 ppm or less, and a more preferable range is l O ppm or more and 13 ppm or less.
  • the preferable range of solute B is 5 ppm or more and 15 ppm or less, more preferably 6 111 or more and 1 2 111 or less, and more preferably 8 ppm or more and 10 ppm or less. is there.
  • each is preferably set to 0.02% or less.
  • the steel wire used in the present invention contains the above-mentioned elements as basic components. However, for the purpose of improving mechanical properties such as strength, toughness and ductility, one or more of the following elements are used. You may add actively.
  • C r is an element effective for reducing the lamella spacing of the pearlite and improving the strength of the steel wire and the wire drawing workability of the wire. Addition of 0.1% or more is preferable in order to exert such an action effectively. 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 bain in the wire after hot rolling, and mechanical descaling properties are also poor. So when adding The upper limit of 0.5% was taken as 0.5%.
  • Ni does not contribute much to the strength increase of steel wire, but is an element that increases toughness. Addition of 0.1% or more is preferable in order to exert such an action effectively. On the other hand, when Ni is added excessively, the transformation end time becomes long, so the upper limit for addition is set to 0.5%.
  • Co is an effective element for suppressing precipitation of proeutectoid cementite in the rolled wire rod. Addition of 0.1% or more is preferable for effectively exhibiting such an effect. On the other hand, even if Co is added excessively, the effect is saturated and economically useless, so the upper limit for addition is set to 0.5%.
  • V forms fine carbonitrides in the ferrite to prevent coarsening of austenite grains during heating and contributes to an increase in strength after rolling. Addition of 0.05% or more is preferable in order to exert such an action effectively. However, if too much is added, the amount of carbonitride formed becomes too large and the particle size of the carbonitride increases, so the upper limit for addition is set to 0.5%.
  • Cu has the effect of increasing the corrosion resistance of steel wires. Addition of 0.1% or more is preferable for effectively exhibiting such an effect. However, if it is added excessively, it reacts with S and segregates Cu S in the grain boundary. In order to prevent such adverse effects, the upper limit for addition is set to 0.2%.
  • N b has the effect of increasing the corrosion resistance of the steel wire. Addition of 0.05% or more is preferable in order to effectively exhibit such an action. On the other hand, when Nb is added excessively, the transformation end time becomes long, so the upper limit for addition is set to 0.1%.
  • the coiling temperature is set to the temperature range of 80 to 9500, and the cooling rate during the cooling from 80 to 700 ° C in the cooling after winding.
  • the temperature is set to 20 ° CZ s or more, the generation of analysis ferrite ⁇ ⁇ ⁇ and cooper ⁇ ⁇ is suppressed.
  • the final patenting treatment was performed once in the middle. by the final cold drawing, and a tensile strength of 3 6 0 0 MP a higher length 5 nm or more Boi de number density at the center of the steel wire in 1 0 0 Z mm 2 or less A high strength steel wire is obtained.
  • the true strain of the cold wire drawing should be 3 or more, preferably 3.5 or more.
  • the cooling speed of the overlapping part of the wire decreases, so the transformation temperature rises and the course parting becomes difficult. W Prone to occur.
  • the cooling rate from 800 ° C to 700 ° C can be determined by measuring the temperature of the ring overlap with a non-contact type thermometer every 0.5 m on a steermore conveyor. The required cooling time t from 0 0 ° ⁇ to 7 0 0 was measured, and the cooling rate was calculated as (8 0 0— 7 0 0) Z t.
  • a predetermined sample is cut out and a tensile test is performed, and the area ratio of non-partite structure and co-sparlite structure is measured to have a diameter of 1.0 to 1.5 m.
  • Divide the ring-shaped wire rod into 8 equal parts cut out a sample of 10 mm length from these 8 wire rods, embed the resin so that the cross section of the wire longitudinal direction (L direction) center can be observed, and then alumina Polished, corroded with saturated pigment, and observed with SEM.
  • the SEM observation area was measured in the 1 Z 4 D area, and the 2 00 X 3 00 im area was measured at 2 00 0 0 times.
  • the area ratio of the precipitate portion along the austenite ridge where the cementite is roughly dispersed at intervals of 3 times or more of the interval between the surrounding perlite frames is expressed as a non-partite structure.
  • image analysis As measured by image analysis.
  • the number density of the voids in the drawn steel wire is embedded and polished so that the center of the L cross-section of the steel wire with a length of 10 mm can be observed, corroded by saturated picral, and wire rods by SEM It was obtained by photographing a region with a center length of 10 mm and a width of 20 m at a magnification of 500,000, measuring the number of points with a length of 5 m or more, and dividing by the observation area.
  • Nos. 1 to 29 are respectively steels corresponding to Nos. 1 to 29 in Table 1
  • Nos. 1 to 16 are examples of the present invention
  • Nos. 1 7 to 29 are comparative examples.
  • the steel wire with the characteristic column of “1” is a wire that was disconnected at the final wire drawing pass or the previous wire pass, and the final wire diameter is the pass diameter at that time.
  • Fig. 1 shows the relationship between the total area ratio of the non-parite structure and the coarse pearlite structure and the void number density of the steel wire after the final wire drawing.
  • Fig. 3 shows the relationship between the cooling rate of the wire after winding at 80 to 700 ° C and the total area ratio of the co-sparite and non-parite structures.
  • Fig. 1 shows that in the present invention example, when the fraction of non-parlite and coarse pearlite is suppressed to 15% or less, generation of coarse voids having a length of 5 or more is generated in the steel wire after drawing. 1 0 0 Zmm Less than 2
  • FIG. 2 shows that in the example of the present invention, when the generation of voids is suppressed to 100 pieces / mm 2 or less, stranded wire processing can be performed without disconnection.
  • Fig. 3 shows the fraction of non-partite and coarse parrite ⁇ by increasing the cooling rate of the wire from 80 to 700 ° C to 20 ° CZ s or more. It is shown that can be suppressed to 15% or less.
  • the comparative example had the following problems, which were either broken during the wire drawing process or twisted during the wire drawing after the wire drawing.
  • Example 7 because the coiling temperature was low, the nitrides and carbides of B were precipitated before the patenting process, and the amount of solid solution B could not be secured. is there.
  • 2 1 is an example in which the amount of C was excessive and the precipitation of proeutectoid cementite could not be suppressed, so wire drawing was impossible due to wire breakage.
  • Examples 2-5 to 2-7 are examples in which non-parlite and coarse parrite could not be suppressed because B was not added.
  • T S tensile strength
  • 29 is an example where it was not possible to suppress the formation of coarse perlite because no Mo was added.
  • the sample was taken out in the same manner as in Example 1, and the tensile test was performed and the SEM observation was performed.
  • wire drawing was performed in the same manner as in Example 1 to obtain a steel wire having a final wire diameter.
  • a sample was taken out of the obtained steel wire, and a tensile test and a measurement of the number density of the poise were performed.
  • Example 2 In addition, using the prepared steel wire, stranded wire processing was performed in the same manner as in Example 1, and the presence or absence of breakage and the breaking tension when breaking were examined.
  • Table 4 shows the production conditions of the rolled wire, the final patenting conditions performed during the drawing of the rolled wire, and the properties of the obtained wire and steel wire.
  • No. a to h are respectively steels corresponding to No. a to h in Table 3
  • No. a to d are examples of the present invention, and No. It is a comparative example from e to h.
  • the composition of the steel satisfies the conditions of the present invention and can be drawn into the steel wire, but since the cold speed after winding is small, There is a lot of parlite, and the density of the remaining void after drawing is also high, and the stranded wire was broken by stranded wire processing.
  • Table 3
  • Example 2 For the rolled wire rod after patenting, the sample was taken out in the same manner as in Example 1, and the tensile test was performed and the SEM observation was performed.
  • wire drawing was performed in the same manner as in Example 1 to obtain a steel wire having a final wire diameter.
  • a sample was taken out of the obtained steel wire, and a tensile test and a measurement of the number density of the poise were performed.
  • Example 2 In addition, using the prepared steel wire, stranded wire processing was performed in the same manner as in Example 1, and the presence or absence of breakage and the breaking tension when breaking were examined.
  • Table 6 shows the production conditions of the rolled wire, the final patenting conditions performed during the drawing of the rolled wire, and the properties of the obtained wire and steel wire.
  • No. 1 to 16 are examples of the present invention using the steels of No. 1 to 16 of the present invention example in Table 5, respectively, and similarly, 17 to 28 are comparisons. It is an example.
  • the steel wire with the characteristic column of “one” is the one that was disconnected in the final wire drawing pass or the previous wire pass, and the final wire diameter is the pass diameter at that time.
  • FIGS. 4 to 6 show the same relationships as Figs. 1 to 3 in Example 1.
  • FIGS. 4 to 6 show that even when steel containing W is used, the same relationship as in Example 1 using steel containing M 0 can be obtained.
  • the comparative example had the following problems, and was either broken during the wire drawing process, or was broken during the stranded wire processing after the wire drawing.
  • Example 7 because the coiling temperature was low, the nitrides and carbides of B were precipitated before the patenting process, and the amount of solid solution B could not be secured. is there.
  • Examples 1, 9, 2, 2, 4, 2, 6 and 2 9 are examples in which the amount of B was low or the additive was not added, so that non-partite and coarse partite could not be suppressed.
  • Examples 1, 9, 26, and 30 are examples in which the generation of co-spare light could not be suppressed because W was not added.
  • T S is also low, which is an example of both co-spar light and non-part light.
  • 21 is an example in which the amount of B is excessive, and a large amount of B carbide and proeutectoid cement are precipitated at the austenite grain boundaries, resulting in poor wire drawing characteristics.
  • 25 is an example in which the amount of C was excessive and the precipitation of primary cementite could not be suppressed, and the wire was broken by primary wire drawing.
  • the sample was taken out in the same manner as in Example 1, and the tensile test was performed and the SEM observation was performed.
  • wire drawing was performed in the same manner as in Example 1 to obtain a steel wire having a final wire diameter.
  • a sample was taken out of the obtained steel wire, and a tensile test and a measurement of the number density of the poise were performed.
  • the obtained steel wire was subjected to burn wire processing in the same manner as in Example 1, and the presence or absence of breakage and the breaking tension at breakage were examined.
  • Table 8 shows the production conditions of the rolled wire, the final patenting conditions performed during the drawing of the rolled wire, and the characteristics of the obtained wire and steel wire.
  • No. a to h are respectively steels corresponding to No. a to h in Table 7, No. a to d are examples of the present invention, and No. It is a comparative example from e to h.
  • the composition of the steel satisfies the conditions of the present invention and can be drawn into the steel wire, but since the cold speed after winding is small, There is a lot of parlite, and the density of the remaining void after drawing is also high, and the stranded wire was broken by stranded wire processing.
  • Table 7
  • high-strength steel wires with excellent ductility particularly stranded wire properties, used in steel cord sawing wire, etc.
  • the industrial applicability is great.

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Abstract

本発明は、伸線加工性に優れた鋼線材を得て、それを素材とする撚り線性に優れた鋼線を高い生産性の下に歩留り良く廉価に提供するもので、成分が、Ｃ：０．８０～１．２０％、Ｓｉ：０．１～１．５％、Ｍｎ：０．１～１．０％、Ａｌ：０．０１％以下、Ｔｉ：０．０１％以下、Ｗ：０．００５～０．２％とＭｏ：０．００３～０．２％のいずれか１種または２種、Ｎ：１０～３０ｐｐｍ、Ｂ：４～３０ｐｐｍ（内、固溶Ｂが３ｐｐｍ以上）、Ｏ：１０～４０ｐｐｍを含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、パーライト組織の面積率が９７％以上、残部が非パーライト組織であり、非パーライト組織の面積率と粗いパーライト組織の面積率の合計が１５%以下である延性に優れた高強度線材を、伸線して、引張り強さが３６００ＭＰａ以上であり、その中心部における長さ５μｍ以上のボイド数密度が１００個／mm2以下である延性に優れた高炭素鋼線を得る。

Description

明 細 書 延性に優れた線材及び高強度鋼線並びにそれらの製造方法 技術分野
本発明は、 延性に優れた線材、 その線材を用いて製造された延性 と撚り線性に優れた高強度の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産業用ベルトな どの補強材として用いられるスチールコード、 更には、 ソーイング ワイヤなどの用途に好適な鋼線を得るための延性に優れた圧延線材 、 その圧延線材から得られた高強度鋼線及びそれらの製造方法に関 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の鋼線、 あるいは、 ソーイングワイ ャ用の鋼線は、 一般に、 鋼ビレッ トを熱間圧延した後、 調整冷却し て線径 （直径） が 4〜 6 m mの鋼線材 （圧延線材） とし、 この圧延 線材を直径 0 . 1 5〜 0 . 4 0 m mに極細鋼線に伸線加工すること によって製造される。 また、 この極細鋼線を、 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ードが製造される。 伸線工程では、 4〜 6 m mの圧延線材を 1次伸線加工して直径を 3〜 4 m m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 m m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 . 4 0 m mの鋼線にする。
近年、 製造コス ト低減の目的から、 中間パテンティ ングを省略し 、 調整冷却後の圧延線材から、 最終パテンティ ング線径である 1〜 2 mmまでダイ レク トに伸線する塲合が多くなつてきた。 このため 、 圧延線材からのダイ レク ト伸線特性、 いわゆる生引き性が要求さ れるようになり、 圧延線材の延性および加工性に対する要求が極め て大きくなつている。
線材の延性を示す指標である絞り値は、 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向上する。 こ のことから、 N b、 T i 、 B等の炭化物や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が なされている。
例えば、 特開平 8 — 3 6 3 9号公報には、 N b : 0. 0 1〜 0. 1 %、 Z r ： 0. 0 5〜 0. 1 %、 M o ： 0. 0 2〜 0. 5 %の 1 種以上を添加元素として含有させることにより、 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 2 0 0 1 - 1 3 1 6 9 7号公報にも、 N b Cを用いたオース テナイ ト粒径の微細化が提案されている。
しかし、 これらの添加元素は高価なため、 コス ト増を招く ことに なる。 また、 N b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、 直径 0. 4 0 mm以下の細い線径まで伸線すると 断線する場合があった。 さらに、 本発明者らによる検証によれば、 B N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ことが確認されている。
一方、 特開平 8 — 3 6 3 9号公報に示されるように、 パテンティ ング温度を低下させて線材の組織をべイナィ トに調整し、 これによ 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 ト組織にするためには、 溶融 ソルトに浸漬する必要があり、 さらに、 高コス トを招くおそれがあ ると同時に、 メカニカルデスケーリング性を低下させるおそれもあ 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 ルコードやソーィングワイヤなどの用途に好適な鋼線を製造するた めの延性に優れた線材とその線材から製造された鋼線を提供するこ と、 及びその線材と鋼線を高い生産性の下に歩留りよく廉価に製造 する方法を提供することである。
本発明者らは、 線材の延性を劣化させる要因について伸線過程で 発生する粗大なポイ ドに着目した。 そして、 そのようなポイ ドの発 生を抑制することができれば、 線材の生引き性が向上するとともに 、 燃り線性が向上した鋼線を得られることを知見した。
そのような知見に基づき、 本発明は、 下記 （ 1 ) 、 （ 2 ) に示す 線材、 （ 3 ) に示す鋼線、 （ 4 ) に示す線材の製造方法、 （ 5 ) に 示す鋼線の製造方法によって、 上記課題を解決する。
( 1 ) 成分が、 質量％または質量 p p mで、 C ： 0. 8 0〜： L . 2 0 %、 S i ： 0. 1〜 1. 5 %、 M n : 0. 1〜； L . 0 %、 A 1
: 0. 0 1 %以下、 T i : 0. 0 1 %以下、 W : 0. 0 0 5〜 0 , 2 %と M o : 0. 0 0 3〜 0. 2 %のいずれか 1種または 2種、 N
： 1 0〜 3 0 p p m、 B : 4〜 3 0 p p m (内、 固溶 Bが 3 p p m 以上） 、 O ： 1 0〜 4 0 p p mを含有し、 残部は F e及び不純物か らなり、 パーライ ト組織の面積率が 9 7 %以上、 残部がベイナイ ト 、 擬似パーライ ト、 初析フェライ トからなる非パ一ライ ト組織であ り、 非パーライ ト組織の面積率と見かけのラメラ間隔が 6 0 0 n m 以上である粗いパーライ ト組織の面積率の合計が 1 5 %以下である ことを特徴とする、 延性に優れた高強度鋼線用線材。 ( 2 ) 成分として、 更に、 質量％で、 C r : 0. 5 %以下、 N i : 0. 5 %以下、 C o : 0. 5 %以下、 V : 0. 5 %以下、 C u ： 0. 2 %以下、 N b ： 0. 1 %以下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、 （ 1 ) に記載の延 性に優れた高強度鋼線用線材。
( 3 ) ( 1 ) または （ 2 ) に記載の線材を、 パテンティ ング処理 した後に伸線した鋼線であって、 引張り強さが 3 6 0 0 P a以上 であり、 その中心部における長さ 5 以上のボイ ド数密度が 1 0 0個/ mm2以下であることを特徴とする、 延性に優れた高強度鋼線
( 4 ) ( 1 ) または （ 2 ) に記載の成分の鋼片を、 線径 3〜 7 m mの線材に熱間圧延し、 その線材を 8 0 0〜 9 5 0 °Cの温度域にて 巻き取り した後、 8 0 0 から 7 0 0 まで冷却される間の冷却速 度が 2 0 °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、 （ 1 ) または （ 2 ) に記載の延性に優れ た高強度鋼線用線材の製造方法。
( 5 ) ( 4 ) に記載の製造方法によって製造された線材を伸線し 、 中間パテンティ ング後さらに冷間伸線を施すことを特徴とする、
( 3 ) に記載の延性に優れた高強度鋼線の製造方法。
本発明を適用することにより、 スチールコードゃソ一イングワイ ャなどに用いられる延性、 特に撚り線性に優れた高強度鋼線を、 延 性に優れた高強度線材から高い生産性の下に歩留りょく廉価に得る ことができる。 図面の簡単な説明
図 1 は、 M oを含有する鋼を用いた圧延線材のコースパーライ ト と非パーライ トの面積率の合計値と伸線後のボイ ド数密度との関係 を示す図である。
図 2は、 M oを含有する鋼を用いた鋼線のポイ ド数密度と燃り線 断線時の破断応力 （ 4 0 %は破断無しを示す） との関係を示す図で ある。
図 3は、 M oを含有する鋼を用いた圧延線材の、 巻き取り後の 8 0 0〜 7 0 0 °Cにおける冷却速度と、 冷却後のコースパーライ 卜と 非パーライ 卜の面積率の合計値との関係を示す図である。
図 4は、 Wを含有する鋼を用いた圧延線材のコースパ一ライ トと 非パ一ライ 卜の面積率の合計値と伸線後のボイ ド率との関係を示す 図である。
図 5は、 Wを含有する鋼を用いた鋼線のポイ ド数密度と撚り線断 線時の破断応力 （ 4 0 %は破断無しを示す'） との関係を示す図であ る。
図 6は、 Wを含有する鋼を用いた圧延線材の、 巻き取り後の 8 0 0〜 7 0 0 °Cにおける冷却速度と、 冷却後のコースパーライ トと非 パーライ トの面積率の合計値との関係を示す図である。
図 7は、 線材の組織を説明するための写真を用いた図であり、 （ a ) は非パ一ライ ト組織の例を、 （ b ) はコースパーライ ト組織の 例をそれぞれ示す。
図 8は、 伸線後の鋼線中に形成された粗大なポイ ドを説明するた めの写真を用いた図である。 発明を実施するための最良の形態
本発明者らは、 線材の伸線の過程で生成し、 伸線後の鋼線に残留 するボイ ドが、 線材と鋼線の延性に及ぼす影響について調査 · 研究 を重ね、 下記の知見を得た。
( a ) 伸線加工性は、 一般的には、 C量を低下させ、 軟質相である フェライ ト、 擬似パーライ ト及びべイナイ ト （以下、 これらを非パ 一ライ ト組織と称する） を増加させることにより向上する。 これは 、 ネッ トワーク状に分散した非パーライ ト組織が加工によるひずみ を受け、 加工硬化がマクロ的には均一に進行するためである。
しかしながら、 高強度の鋼線を安定して得るために、 C量を 0 . 7 %以上、 特に 0 . 8 %以上に増加させると、 非パーライ ト組織分 率は低下し、 点在して存在するようになる。 図 7 ( a ) にそのよう な非パーライ ト組織の一例を示す。
このような分散状態の非パーライ ト組織は、 伸線加工時に局所的 に大きなひずみを受け、 早期にポイ ドが発生する。 特に、 大きな非 パ一ライ ト組織が分散していると粗大なポイ ドが発生し、 後の中間 パテンティ ング、 最終伸線時に引き継がれ、 その伸線特性を劣化さ せる。 図 8に粗大なポイ ドの一例を示す。
( b ) ラメラ構造を有したパーライ ト組織ではあるが、 ラメラ間隔 が平均的ラメラ間隔の数倍であるようなラメラ構造を有する粗いパ 一ライ 卜組織は、 軟質部であり、 上記と同様の理由で、 最終伸線時 の伸線特性を劣化させる。
線材圧延後のステルモアによるパテンティ ング時において、 巻き 取られた線材のリング重なり部では冷却速度が低下する傾向にある 。 このような粗いパーライ トは、 冷却速度の低下に起因する比較的 高い温度で生成したパーライ 卜組織と考えられる。
伸線時の延性劣化を抑制するためには、 粗いパーライ ト組織の面 積率を低下させ、 粗大なポイ ドの発生を抑制することが有効である 。 S E Mによる観察の結果、 見かけ上のラメラ間隔が 6 0 0 n m以 上であるような組織 （以下、 コースパーライ 卜と称する） が増加す るとポイ ド率が増加する。 なお、 図 7 ( b ) にコースパーライ ト組 織の一例を示す。 ( C ) 非パーライ ト組織およびコースパ一ライ 卜に起因する粗大な ボイ ドの発生を抑制し、 伸線時の延性の劣化を抑制するためには、 パーライ ト分率を 9 7 %以上とするとともに、 非パーライ ト面積率 とコースパーライ ト面積率の合計を 1 5 %以下とすることが有効で める。
( d ) ^^ 0及び は、 パーライ トと母相オーステナイ トの界面に濃 縮し、 いわゆるソリュート ドラッグ効果によりパーライ トの成長を 抑制する効果がある。 これらの元素を適量添加することにより、 6 0 0 °C以上の高温域におけるパーライ 卜の成長のみを抑制すること が可能であり、 従来の設備を用いて、 生産性を低下させることなく 、 コースパーライ トの生成を抑制することができる。
さらに、 ¥ 0及び\¥は、 焼き入れ性を向上させてフェライ ト生成 を抑制する効果も有し、 非パーライ ト組織の低減にも有効である。
しかし、 これらの元素は過剰に添加されると、 全温度域における パーライ ト成長が抑制され、 パテンティ ングに長時間を要し、 生産 性の低下を招く と共に、 粗大な Mo2 C炭化物や W 2 C炭化物が析出し、 伸線加工性が低下する。
( e ) Bはオーステナイ ト粒界に偏祈し、 パテンティ ング処理時の オーステナイ ト温度からの冷却中に、 ォ一ステナイ ト粒界から発生 するフェライ ト、 擬似パーライ ト、 ベイナイ ト等の非パーライ ト組 織の発生を抑制するとともに、 このような焼入れ性の向上効果によ りコースパーライ 卜の生成も抑制される。
Bは Nと化合物を形成するため、 粒界に偏析する B量はトータル の B量、 N量およびパーライ 卜変態前の加熱温度によって決定され る。 固溶 Bの量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 F e 2 3 ( C B ) 6が析出し、 伸線加工性 が低下する。 ( f ) M o、 Wの 1種または 2種と Bとを複合添加し、 固溶 Bを確 保できるような熱処理条件でパテンティ ング処理を行うことにより 、 非パーライ ト組織とコースパーライ 卜の生成が更に抑制される。
( g ) 上記のように非パーライ ト組織とコースパーライ トの面積率 を抑制した線材を用いて伸線され、 その結果、 粗大なポイ ドの生成 が抑制された鋼線は撚り線性に優れる。 特に、 鋼線中に存在する長 さ 5 m以上のボイ ドは亀裂に発展することがあり、 そのようなポ イ ド数密度を 1 0 0個 Z 2以下に抑制することが出来れば、 撚り 線時の断線を抑制することが可能である。
本発明は、 上記の知見に基づいてなされたものである。 以下、 本 発明について順次説明する。 なお、 以下の説明で、 成分の含有量の %、 p p mは、 それぞれ質量％、 質量 p p mを意味する。
線材の組織、 ポイ ドについて ：
線材は、 熱間圧延後の調整冷却によってパテンティ ング処理され 、 パーライ ト組織の面積率が 9 7 %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 ト組織とされる。 9 7 %未満であると、 必要な線材の強度が確保できず、 かつ伸線時 の延性が低下するためである。
パーライ ト変態は、 オーステナイ ト粒界においてパーライ ト組織 が核生成し、 成長することによって進行する。 パーライ ト組織の核 となる層状組織が形成されるまでには、 フェライ ト、 セメン夕イ ト が不規則に成長した非パーライ ト組織となるため、 通常は、 線材の パ一ライ ト組織が 1 0 0 %となることはない。
パテンティ ング処理された圧延線材の生引き性は、 線材中の非パ 一ライ ト組織およびコースパーライ ト組織の面積率と相関があり、 非パ一ライ ト組織とコースパーライ ト組織の面積率の合計を 1 5 % 以下に抑制することができれば、 伸線時における早期のポイ ド発生 が抑制され、 中間パテンティ ング後の最終伸線時の伸線性 （延性） が向上する。
また、 線材の非パーライ ト組織とコースパーライ ト組織の面積率 の合計を 1 5 %以下にすると、 伸線後の鋼線に残留する粗大なボイ ドの密度が低減し、 鋼線の延性が向上し、 撚り線加工の際に断線す ることが非常に少なくなる。
鋼線中に残留するポイ ドは、 図 8に示すように伸線方向に長く伸 びて存在している。 本発明者らの検討によれば、 鋼線の延性に影響 を及ぼすのは長さ 5 X m以上の粗大なボイ ドであり、 線材の非パー ライ 卜組織とコースパーライ ト組織の面積率の合計を 1 5 %以下に すると、 そのようなボイ ドの数密度が鋼線の中心部において 1 0 0 個 /mm2以下となり、 鋼線の燃り線性が向上することが分かった。
図 1 に、 後述の実施例 1 (M oを単独で含有する鋼を用いた例） で得られた値を用いて作成した、 伸線前の線材の非パ一ライ ト組織 とコースパーライ ト組織の面積率の合計と伸線後の鋼線のボイ ド数 密度との関係を示す。 また、 図 2に、 同様にして作成した鋼線のポ イ ド数密度と燃り線断線時の破断応力 （ 4 0 %は破断無しを示す） との関係を示す。
これらの図には、 線材の非パーライ トとコ一スパ一ライ トの面積 率の合計を 1 5 %以下にすると、 鋼線のボイ ドの数密度が 1 0 0個 /匪2以下となり、 破断なく撚り線加工できることが示されている これら非パ一ライ ト組織とコースパーライ ト組織の低減には、 鋼 片の C、 S i 、 M n量を所定の範囲に調整するのに加え、 前述のよ うに、 M o、 Wの 1種または 2種と Bとを、 M o ： 0. 0 0 3〜 0 . 2 % , W ： 0. 0 0 5〜 0. 2 %、 B : 4〜 3 0 p p mの範囲で 複合添加した上で、 該鋼片を、 線径 3〜 7 mmに熱間圧延して 8 0 0〜 9 5 0 の温度域にて卷き取り、 その後、 8 0 0でから 7 0 0 °Cまで冷却される間の冷却速度が 2 0 °C Z 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。
図 3に、 後述の実施例 1で得られた、 パテンティ ング処理時の 8 0 0〜 7 0 0 °Cの間の冷却速度とパテンティ ング処理後の非パーラ ィ 卜組織とコースパーライ ト組織の面積率の合計との関係を示す。
2 0 °C Z s より冷却速度を小さくすると、 上記の成分の鋼を用い ても、 Bが B Nとして析出し、 固溶 B量が低下するため、 非パーラ イ ト組織やコースパーライ ト組織を抑制することが難しい。 好まし い冷却速度は 2 5 °C Z s以上である。 冷却速度の上限は特に限定し ていないが、 あまりに冷却速度を大きくすると、 パーライ ト変態後 の引張強度 （T S ) が必要以上に高くなり生引き性を損なうため、 5 0 °C / s以下であることが好ましい。
冷却速度の調整は、 ステルモアにおいては、 エアのブロアをリン グ重なり部に集中的に配置することや、 側面にブロアを取り付ける などによって、 リング重なり部の冷却速度が 2 0 °C Z s以上になる ように制御する。
なお、 パーライ ト組織のラメラ間隔は温度に依存し、 ラメラ間隔 の粗いコースパーライ トは 6 5 0 °C近傍で生成すると推定される。 実際のリング状線材の製造工程においては、 リングの重なり部が必 ず存在する。 重なり部においては、 冷却速度が必然的に周囲の平均 的な部位より低下するため、 オーステナイ ト温度域の冷却速度を 2 0 °C Z s以上に制御したとしても、 重なり部において、 局所的に 6 5 0 近傍まで上昇することを抑制することは極めて困難である。 そのため、 M oや Wと Bを添加することでコースパーライ トの生成 を抑制することはできても、 それをゼロとすることは事実上不可能 といえる。 上記において、 巻き取り温度範囲を 8 0 0〜 9 5 0 の温度域に 指定しているのは、 デスケーリング性を確保するとともに、 Bの炭 化物や窒化物の析出を抑制して固溶 Bを確保すること 、 ならびにォ ーステナイ ト粒径の粗大化を抑制することで、 非パ一ラィ ト組織お よびコースパーライ ト組織を微細化し、 これら組織を起点に発生す るボイ ドのサイズを微細化することを目的としている
線材及び鋼線の成分組成 ：
C ： Cは、 強度を高めるのに有効な元素である。 その含有量が 0
. 8 0 %未満の場合には、 3 6 0 0 M P a以上の高い強度を安定し て最終製品である鋼線に付与させることが困難となり 、 同時に、 ォ ーステナイ ト粒界に初析フェライ 卜の析出が促進され 必要なパ一 ライ ト組織面積率を得ることが困難となる。 一方、 Cの含有量が 1
. 2 0 %を超えて多くなるとォ一ステナイ ト粒界にネッ ト状の初析 セメンタイ 卜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. 8 0〜： . 2 0 %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、 A 1 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。 その含有量が 0. 1 %未満では脱酸作用が過 少である。 一方、 S i量が 1. 5 %を超えて多くなると過共析鋼に おいても初析フェライ 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、 M Dと略記する。 ） による伸線工程が困難になる。 したがって、 S i の含有量を 0. 1〜 1. 5 %とした。 S i量の好ましい上限は 0. 6 %未満、 より好ましくは 0. 3 5 %未満である。
M n ： M nも S i 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 M nは、 鋼中の Sを Mn S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 %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 %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 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、 M nの含 有量を 0. ：!〜 1. 0 %とした。
A 1 ： A 1 は、 硬質非変形のアルミナ系非金属介在物を生成して 延性劣化と伸線性劣化の原因となるため、 そのような劣化を招かな いように A 1 の含有量は 0 %を含む 0. 0 1 %以下とした。
T i ： T i は、 硬質非変形の酸化物を生成して延性劣化と伸線性 劣化の原因となるため、 そのような劣化を招かないように T i の含 有量は 0 %を含む 0. 0 1 %以下と規定した。
M o、 W : M oぉょびWは、 パーライ トと母相オーステナイ トの 界面に濃縮し、 いわゆるゾリユート ドラッグ効果によりパ一ライ ト の成長を抑制する効果があり、 それぞれ単独で、 あるいは組み合わ せて添加される。
M oでは 0. 0 0 3 %以上、 1^では 0. 0 0 5 %以上添加するこ とにより、 6 0 0 °C以上の高温域におけるパーライ 卜の成長のみを 抑制することが可能であり、 コースパ一ライ トの生成を抑制するこ とができる。 また、 M o及び Wは、 焼き入れ性の向上効果も有し、 フェライ 卜の生成を抑制して非パーライ ト組織を低減させるにも有 効である。
しかし、 いずれも 0. 2 %を超えて過剰に添加されると、 全温度 域におけるパーライ ト成長が抑制され、 パテンティ ングに長時間を 要し、 生産性の低下を招く と共に、 粗大な M o 2 C炭化物や W2 C 炭化物が析出し、 伸線加工性が低下する。
したがって、 M oの含有量を 0. 0 0 3〜 0. 2 %とし、 Wの含 有量を 0. 0 0 5〜 0. 2 %とした。 M oと Wの両方を添加する場 合は、 合計量を 0. 2 %以下とすることが好ましく、 さらに 0. 1 6 %以下とすることがより好ましい。
M oの好ましい範囲は、 0. 0 1 %以上 0. 1 5 %以下であり、 より好ましい範囲は、 0. 0 2 %以上 0. 1 0 %以下であり、 さら に好ましい範囲は、 0. 0 4 %以上 0. 0 8 %以下である。
また、 Wの好ましい範囲は、 0. 0 1 %以上 0. 1 5 %以下であ り、 より好ましい範囲は、 0. 0 2 %以上 0. 1 0 %以下であり、 さらに好ましい範囲は、 0. 0 4 %以上 0. 0 8 %以下である。
N ： 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 ト粒度の粗大化を防止する作用があり、 その効果は l O p p m 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 3 O p p mを超えて多くなり過ぎると、 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 の時効を促進する恐れが生じてくる。 したがって、 Nの含有量を 1 0〜 3 O p p mとした。
〇 ： Oは、 S i その他と複合介在物を形成することで、 伸線特性 への悪影響を及ぼさない軟質介在物を形成させることが可能となる 。 このような軟質介在物は圧延後に微細分散させることが可能で、 ピニング効果により ァ粒径を微細化し、 パテンティ ング線材の延性 を向上させる効果がある。 そのため下限を 1 O p p mより多い値と した。 しかし、 含有量が 4 0 p p mを超えて多くなり過ぎると、 硬 質な介在物を形成し、 伸線特性が劣化するので、 0の含有量を 1 0 P p m超〜 4 0 ρ p mとした。
なお、 M oを単独で含有させる場合には、 〇を 2 O p p mを超え て含有させるのが好ましい。
B ： 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、 擬似パーライ ト、 ベイナイ ト等の非パーライ ト 組織の生成を抑制する。 このために固溶 Bは 3 p p m以上必要であ 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 F e 3 (C B) 6炭化物の析出を促進し、 伸線性に悪影響を及ぼす。 以 上を満足するために B含有量の下限値を 4 p p m、 上限値を 3 O p p m (内、 固溶 Bは 3 p p m以上） とした。
Bの好ましい範囲は、 6 p p m以上 2 0 p p m以下であり、 より 好ましい範囲は、 8 p p m以上 1 5 p p m以下であり、 さらに好ま しい範囲は、 l O p p m以上 1 3 p p m以下である。 また、 固溶 B の好ましい範囲は、 5 p p m以上 1 5 p p m以下であり、 より好ま しい範囲は、 6 111以上 1 2 111以下でぁり、 さらに好ましい 範囲は、 8 p p m以上 1 0 p p m以下である。
P、 S ： これらは不純物であり、 特に含有量を規定しないが、 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. 0 2 %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、 靭性、 延性等の機械的特性の向上を目的として、 以下の様な元素を 1種または 2種以上積極的に添加してもよい。
C r ： 0. 5 %以下、 N i : 0. 5 %以下、 C o : 0. 5 %以下 > V ： 0. 5 %以下、 C u : 0. 2 %以下、 N b : 0. 1 %以下。
以下、 各元素について説明する。
C r ： C rはパーライ トのラメラ間隔を微細化し、 鋼線の強度や 線材の伸線加工性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 %以上の添加が好ましい。 一方、 C r量が多過ぎると変態終了時間が長くなり、 熱間圧延後の線材中 にマルテンサイ 卜やべイナィ 卜などの過冷組織が生じる恐れがある ほか、 メカニカルデスケ一リング性も悪くなるので、 添加する場合 の上限を 0 . 5 %とした。
N i ： N i は鋼線の強度上昇にはあまり寄与しないが、 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、 N i を過剰に添加すると変態終了時間 が長くなるので、 添加する場合の上限値を 0 . 5 %とした。
C o ： C oは、 圧延線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、 C o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、 添加する場合の上限値 を 0 . 5 %とした。
V ： 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 卜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 . 0 5 %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、 添加する場合の上限を 0 . 5 %とした。
C u ： C uは、 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 C u S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、 添加する場合の上限を 0 . 2 %とした。
N b ： N bは、 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 . 0 5 %以上の添加が好ましい。 一方、 N bを過剰に添加すると変態終了時間が長くなるので、 添加する場 合の上限を 0 . 1 %とした。
圧延線材の製造条件 ：
上記のような成分からなる鋼のビレッ ト （鋼片） を加熱後、 熱間 圧延により、 最終製品径に応じた線径 3〜 7 m mの圧延線材とする 。 その際、 前述のように巻き取り温度を 8 0 0〜 9 5 0での温度域 にするとともに、 巻き取り後の冷却において、 8 0 0 から 7 0 0 °Cまで冷却される間の冷却速度を 2 0 °C Z s以上とすることで、 初 析フェライ 卜やコースパーライ 卜の生成を抑制する。
伸線条件 ：
上記のような製造条件で製造され、 上記のような成分組成、 組織 の条件を満足する延性に優れた鋼線材を冷間伸線し、 途中に 1回の 最終パテンティ ング処理を施した後、 最終の冷間伸線をして、 引張 り強さが 3 6 0 0 M P a以上であり、 鋼線の中心における長さ 5 n m以上のボイ ド数密度が 1 0 0個 Z mm2 以下である高強度鋼線を得 る。 その際、 冷間伸線の真ひずみは、 3以上、 望ましくは 3 . 5以 上とする。 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。
(実施例 1 )
M oを含有する鋼を用いた場合の実施例であり、 表 1 に示す化学 成分の鋼を用いたビレッ トを加熱後、 熱間圧延により直径 3〜 7 m mの線材とし、 圧延後の線材を所定の温度にてリング状に巻き取つ た後、 ステルモアによるパテンティ ング処理を施した。
ステルモアによるパテンティ ング処理の際、 線材の重なり部は冷 却速度が低下するため、 変態温度が高くなり、 コースパーライ トが W 発生しやすい。 8 0 0 °Cから 7 0 0 °Cまでの冷却速度は、 ステルモ アコンベア上で、 リ ング重なり部の温度を非接触タイプの温度計を 用いて 0. 5 mおきに測定することによって、 8 0 0 °〇から 7 0 0 でまでの冷却される所要時間 t を測定し、 冷却速度を （ 8 0 0— 7 0 0 ) Z t として求めた。
パテンティ ング後の圧延線材について、 所定のサンプルを切り出 して引張り試験を実施するとともに、 非パーライ ト組織およびコ一 スパーライ ト組織の面積率測定のため、 直径 1. 0〜 1. 5 mのリ ング状の線材リングを 8等分し、 これら 8本の線材から 1 0 mm長 さのサンプルを切り出し、 線材長手方向 （L方向） 中心部の断面を 観察できるように樹脂埋め込みした後、 アルミナ研磨し、 飽和ピク ラールにて腐食し、 S EM観察を実施した。
S EMの観察領域は 1 Z 4 D部分を、 2 0 0 X 3 0 0 i mの領域 を 2 0 0 0倍で測定し、 セメン夕イ トが粒状に分散した擬似パーラ イ ト部、 板状セメン夕イ トが周囲のパーライ トラメラ間隔の 3倍以 上の間隔で粗く分散しているべィナイ ト部、 オーステナイ 卜に沿つ て析出した初析フェライ ト部の面積率を、 非パーライ ト組織として 、 画像解析によって測定した。 また、 見かけ上のラメラ間隔が 6 0 0 n m以上のコースパーライ ト組織の面積分率を画像解析装置によ り測定した。 これらの測定を上記 8個のサンプルを用いて行い、 そ の平均値および最大値を求めた。
線材の伸線特性を得るために、 パテンティ ング処理後の圧延線材 のスケールを酸洗にて除去した後、 ボンデ処理により リン酸亜鉛皮 膜を付与した長さ 1 0 mの線材を用意し、 1パス当たりの減面率 1 6〜 2 0 %の単頭式伸線を行い、 途中で一度、 鉛炉 （L P) あるい は流動床 （F B P ) によるパテンティ ング （最終パテンティ ング） を実施し、 その後線径 0. 1 5〜 0. 3 mmまで湿式連続伸線し、 最終伸線径の鋼線を得た。 得られた鋼線から、 サンプルを取り出し 、 引張り試験とポイ ド数密度の測定を実施した。
伸線された鋼線中のボイ ド数密度は、 長さ 1 0 mmの鋼線の L断 面中心部の観察が可能なように埋め込み研磨し、 飽和ピクラールに て腐食し、 S E Mにて線材中心部の長さ 1 0 mm、 幅 2 0 mの領 域を 5 0 0 0倍で撮影し、 長さ 5 m以上のポイ ド数を測定し、 観 察面積で除することで得た。
つぎに、 このように作成した鋼線を用いて、 鋼線強度 T Sの 4 0 %の張力、 1 0 0 0 0 r p mの条件で撚り線加工を実施し、 断線の 発生の有無、 及び破断した際の破断応力を調べた。 破断応力は、 鋼 線強度 T Sに対する破断したときの張力の比で示した。 上記の加工 条件では、 4 0 %は破断の無いことを示す。
結果を表 2 に示す。 表 2において、 N o . 1 ~ 2 9は、 それぞれ 、 表 1 の対応する N o . 1〜 2 9の鋼を用いたものであり、 N o . 1〜 1 6は本発明例、 N o . 1 7〜 2 9は比較例である。 比較例の 鋼線の特性欄が 「一」 のものは、 最終伸線パスあるいはその前のパ スで断線したものであり、 最終伸線径はそのときのパス径を記載し た。
表 2の値に基づき、 図 1 に、 非パーライ ト組織とコースパーライ ト組織の面積率の合計値と最終伸線後の鋼線のボイ ド数密度との関 係を示し、 図 2 に、 鋼線のポイ ド数密度と撚り線断線時の破断応力 との関係を示した。 また、 図 3 に、 巻き取り後の線材の 8 0 0〜 7 0 0 °Cにおける冷却速度と、 コースパ一ライ ト組織と非パーライ ト 組織の面積率の合計値との関係を示した。
図 1 には、 本発明例において、 非パーライ トおよびコースパーラ イ トの分率を 1 5 %以下に抑制すると、 伸線後の鋼線において、 長 さ 5 以上の粗大なボイ ドの発生を 1 0 0個 Zmm2 以下に抑制で きること、 また、 図 2には、 本発明例において、 ポイ ドの発生を 1 0 0個/ mm2 以下に抑制すると、 断線なく撚り線加工できることが 示されている。 さらに、 図 3には、 線材の 8 0 0〜 7 0 0 °Cにおけ る冷却速度を 2 0 °C Z s以上とすることにより、 非パ一ライ トおよ びコースパーライ 卜の分率を 1 5 %以下に抑制できることが示され ている。
表 2に示されるように、 本発明例においては、 いずれも断線する ことなく引張強度の高い鋼線が得られ、 かつ、 その鋼線は撚り線断 線することなく撚り線に加工できた。
これに対し、 比較例では次のような問題があり、 伸線過程で断線 するか、 伸線後の燃り線加工で撚り線断線した。
1 7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、 非 パーライ トおよびコースパーライ トを抑制できなかった例である。
1 8は B量が低いため、 非パーライ トおよびコースパーライ トを 抑制できなかった例である。
1 9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、 伸線特性が悪かった例 である。
2 0は S i 量が過剰で、 非パーライ 卜 （初析フェライ ト） 析出を 抑制できなかった例である。
2 1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 ため、 断線により伸線が不可能だった例である。
2 2は Mir量が過剰で、 圧延時にパ一ライ ト変態が終了しなかった ために伸線加工性が低下し、 断線した例である。
2 3は圧延後の巻き取り温度が髙すぎたため、 冷却過程に ΒΝが多 量に析出したこと、 加えてまたオーステナイ ト粒径が粗大化したた め、 粗大な粒界フェライ トが生成し、 延性が劣化した例である。
2 4は M o量が過剰で、 圧延時にパーライ ト変態が終了しなかつ たため、 一次伸線ができなかった例である。
2 5〜 2 7は B無添加のため、 非パーライ トおよびコースパーラ ィ トを抑制できなかった例である。
2 8は卷き取り後の冷速が小さいため、 引張強度 （T S ) も低く 、 非パーライ ト、 コースパーライ トともに多い例である。
2 9は、 M o無添加のため、 コースパーライ トの生成を抑制でき なかった例である。
表 1
Figure imgf000023_0001
。
表 2
Figure imgf000024_0001
(実施例 2 )
M oを含有する鋼を用いた場合の実施例であり、 表 3に示す化学 成分の鋼ビレッ トを用いて、 実施例 1 と同様に直径 5 mm、 5. 5 m mの線材とし、 その線材を所定の温度にてリ ング状に巻き取った 後、 ステルモアによるパテンティ ング処理あるいは溶融ソルトに浸 漬するパテンティ ング処理 （D L P ) を施した。
パテンティ ング後の圧延線材について、 実施例 1 と同様にサンプ ルを取り出し、 引張り試験を実施するとともに S EM観察を実施し た。
続いて、 線材の伸線特性を得るために、 実施例 1 と同様に伸線し て、 最終伸線径の鋼線を得た。 得られた鋼線から、 サンプルを取り 出し、 引張り試験とポイ ド数密度の測定を実施した。
また、 作成した鋼線を用いて、 実施例 1 と同様に撚り線加工を実 施し、 断線の発生の有無、 及び破断した際の破断張力を調べた。
圧延線材の製造条件、 圧延線材の伸線途中で行われる最終パテン ティ ング条件、 及び、 得られた線材及び鋼線の特性を表 4に示す。 表 4において、 N o . a〜 hは、 それぞれ、 表 3の対応する N o . a〜 hの鋼を用いたものであり、 N o . a〜 dは本発明例であり、 N o . e〜 hから比較例である。
本発明例においては、 いずれも断線することなく引張強度の高い 鋼線が得られ、 かつ、 その鋼線は撚り線断線することなく撚り線に 加工できた。
これに対し、 比較例では、 鋼の成分組成は本発明の条件を満たし ており、 鋼線に伸線できているが、 巻き取り後の冷速が小さいため 、 線材のコースパーライ ト、 非パーライ トともに多く、 伸線後に残 留するポイ ド密度も高くなつており、 撚り線加工で撚り線断線した 表 3
Figure imgf000026_0001
(注） 空欄は無添加であることを示す。
表 4
Figure imgf000027_0001
(実施例 3 )
Wを含有する鋼を主に用い、 一部に Wと M oの両方を含有する鋼 を用いた場合の実施例であり、 表 5に示す化学成分の鋼ビレツ 卜を 用いて、 実施例 1 と同様に直径 4〜 6 m mの線材とし、 その線材を 所定の温度にてリング状に巻き取った後、 ステルモアによるパテン ティ ング処理を施した。
パテンティ ング後の圧延線材について、 実施例 1 と同様にサンプ ルを取り出し、 引張り試験を実施するとともに S E M観察を実施し た。
続いて、 線材の伸線特性を得るために、 実施例 1 と同様に伸線し て、 最終伸線径の鋼線を得た。 得られた鋼線から、 サンプルを取り 出し、 引張り試験とポイ ド数密度の測定を実施した。
また、 作成した鋼線を用いて、 実施例 1 と同様に撚り線加工を実 施し、 断線の発生の有無、 及び破断した際の破断張力を調べた。
圧延線材の製造条件、 圧延線材の伸線途中で行われる最終パテン ティ ング条件、 及び、 得られた線材及び鋼線の特性を表 6に示す。 表 6において、 N o . 1〜 1 6は、 それぞれ、 表 5の本発明例の N o . 1 〜 1 6の鋼を用いた本発明例であり、 同様に、 1 7から 2 8は比較例である。 比較例の鋼線の特性欄が 「一」 のものは、 最終 伸線パスあるいはその前のパスで断線したものであり、 最終伸線径 はそのときのパス径を記載した。
表 6の値に基づき、 図 4〜 6 に、 実施例 1の図 1〜 3 と同様の関 係を示した。 図 4〜 6には、 Wを含有する鋼を用いた場合でも、 M 0を含有する鋼を用いた実施例 1 と同様の関係が得られることが示 されている。
表 6に示されるように、 本発明例においては、 いずれも断線する ことなく引張強度の高い鋼線が得られ、 かつ、 その鋼線は撚り線断 線することなく撚り線に加工できた。
これに対し、 比較例では次のような問題があり、 伸線過程で断線 するか、 伸線後の撚り線加工で撚り線断線した。
1 7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、 非 パーライ トおよびコースパーライ トを抑制できなかった例である。
1 8 は圧延後の巻き取り温度が高すぎたため、 冷却過程に B Nが 多量に析出したこと、 加えてまたオーステナイ ト粒径が粗大化した ため、 粗大な粒界フェライ トが生成し、 延性が劣化した例である。
1 9、 2 2、 2 4、 2 6、 2 9は B量が低いあるいは無添加のた め、 非パ一ライ トおよびコースパ一ライ トを抑制できなかった例で ある。
1 9、 2 6、 3 0は Wが無添加のため、 コ一スパ一ライ トの生成 を抑制できなかった例である。
2 0は冷速が小さいため、 T Sも低く、 コ一スパーライ ト、 非パ 一ライ トともに多い例である。
2 1 は B量が過剰であり、 多量の B炭化物および初析セメン夕ィ 卜がオーステナイ ト粒界に析出してしまい、 伸線特性が悪かった例 である。
2 3は S i量が過剰で、 非パーライ ト （初析フェライ ト） 析出を 抑制できなかった例である。
2 5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 ため、 一次伸線で断線した例である。
2 7は M n量が過剰で、 圧延時にパーライ ト変態が終了しなかつ たために伸線加工性が低下し、 断線した例である。
2 8は W量が過剰で、 圧延時にパーライ 卜変態が終了しなかった ため、 一次伸線で断線した例である。 表 5
元素 （質重％、 質量卯 mj
Figure imgf000030_0001
(注） 空欄は無添加であることを示す。
表 6
Figure imgf000031_0001
(実施例 4 )
Wを含有する鋼を用いた場合の実施例であり、 表 7に示す化学成 分の鋼ビレッ トを用いて、 実施例 1 と同様に直径 4 mm、 5. 5 m mの線材とし、 その線材を所定の温度にてリ ング状に巻き取った後 、 ステルモアによるパテンティ ング処理あるいは溶融ソルトに浸漬 するパテンティ ング処理 （D L P) を施した。
パテンティ ング後の圧延線材について、 実施例 1 と同様にサンプ ルを取り出し、 引張り試験を実施するとともに S EM観察を実施し た。
続いて、 線材の伸線特性を得るために、 実施例 1 と同様に伸線し て、 最終伸線径の鋼線を得た。 得られた鋼線から、 サンプルを取り 出し、 引張り試験とポイ ド数密度の測定を実施した。
また、 得られた鋼線を用いて、 実施例 1 と同様に燃り線加工を実 施し、 断線の発生の有無、 及び破断した際の破断張力を調べた。
圧延線材の製造条件、 圧延線材の伸線途中で行われる最終パテン ティ ング条件、 及び、 得られた線材及び鋼線の特性を表 8に示す。
表 8において、 N o . a〜 hは、 それぞれ、 表 7の対応する N o . a〜 hの鋼を用いたものであり、 N o . a〜 dは本発明例であり 、 N o . e〜 hから比較例である。
本発明例においては、 いずれも断線することなく引張強度の高い 鋼線が得られ、 かつ、 その鋼線は撚り線断線することなく撚'り線に 加工できた。
これに対し、 比較例では、 鋼の成分組成は本発明の条件を満たし ており、 鋼線に伸線できているが、 巻き取り後の冷速が小さいため 、 線材のコースパーライ ト、 非パーライ トともに多く、 伸線後に残 留するポイ ド密度も高くなつており、 撚り線加工で撚り線断線した 表 7
Figure imgf000033_0001
(注） 空欄は無添加であることを示す。
表 8
Figure imgf000034_0001
産業上の利用可能性
本発明を適用することにより、 スチールコードゃソーイングワイ ャなどに用いられる延性、 特に撚り線性に優れた高強度鋼線を、 延 性に優れた高強度線材から高い生産性の下に歩留りよく廉価に得る ことができ、 その産業上の利用可能性は大きい。

Claims

1. 成分が、 質量％または質量 p p mで、 C : 0. 8 0〜 ； L . 2 0 %、 S i ： 0. 1〜 1. 5 %、 M n : 0. 1〜 1. 0 %、 A 1 : 0. 0 1 %以下、 T i : 0. 0 1 %以下、 W : 0. 0 0 5〜 0. 2 %と M o : 0. 0 0 3〜 0 , 2 %のいずれか 1種または 2種、 N :
育
1 0〜 3 0 p p m、 B : 4〜 3 0 p p m (内、 固溶 Bが 3 p p m以 上） 、 O : 1 0〜 4 0 p p mを含有し、 残部は F e及び不純物から なり、 パーライ ト組織の面積率が 9 7 %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 、 非パーライ ト組織の面積率と見かけのラ囲メラ間隔が 6 0 0 n m以 上である粗いパーライ ト組織の面積率の合計が 1 5 %以下であるこ とを特徴とする、 延性に優れた高強度鋼線用線材。
2. 成分として、 更に、 質量％で、 C r ： 0. 5 %以下、 N i ： 0. 5 %以下、 C o : 0. 5 %以下、 V : 0. 5 %以下、 C u : 0. 2 %以下、 N b ： 0. 1 %以下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、 請求の範囲 1 に記載 の延性に優れた高強度鋼線用線材。
3. 請求の範囲 1 または 2に記載の線材を、 パテンティ ング処理 した後に伸線した鋼線であって、 引張り強さが 3 6 0 0 M P a以上 であり、 その中心部における長さ 5 m以上のポイ ド数密度が 1 0 0個 匪2以下であることを特徴とする、 延性に優れた高強度鋼線
4. 請求の範囲 1 または 2に記載の成分の鋼片を、 線径 3〜 7 m mの線材に熱間圧延し、 その線材を 8 0 0〜 9 5 0 °Cの温度域にて 巻き取り した後、 8 0 0 °Cから 7 0 0 まで冷却される間の冷却速 度が 2 0 °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、 請求の範囲 1 または 2に記載の延性に優 れた高強度鋼線用線材の製造方法。
5 . 請求の範囲 4に記載の製造方法によって製造された線材を伸 線し、 中間パテンティ ング後さらに冷間伸線を施すことを特徴とす る、 請求の範囲 3に記載の延性に優れた高強度鋼線の製造方法。
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