WO2011089782A1 - 線材、鋼線、及び線材の製造方法 - Google Patents

線材、鋼線、及び線材の製造方法 Download PDF

Info

Publication number
WO2011089782A1
WO2011089782A1 PCT/JP2010/070796 JP2010070796W WO2011089782A1 WO 2011089782 A1 WO2011089782 A1 WO 2011089782A1 JP 2010070796 W JP2010070796 W JP 2010070796W WO 2011089782 A1 WO2011089782 A1 WO 2011089782A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
mass
ppm
wire
weight
less
Prior art date
Application number
PCT/JP2010/070796
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
真吾 山崎
敏之 真鍋
Original Assignee
新日本製鐵株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 新日本製鐵株式会社 filed Critical 新日本製鐵株式会社
Priority to JP2011514912A priority Critical patent/JP4842408B2/ja
Priority to CN201080005147.XA priority patent/CN102292460B/zh
Priority to KR1020117017031A priority patent/KR101382659B1/ko
Publication of WO2011089782A1 publication Critical patent/WO2011089782A1/ja

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/06—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/52—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/003—Cementite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/009—Pearlite

Definitions

  • the present invention relates to a wire, a steel wire, and a method for manufacturing the wire. More specifically, the present invention relates to a rolled wire suitable for uses such as a piano wire, a PC steel wire, a PC twisted wire, a rope, a PWS wire for bridges, a manufacturing method thereof, and a steel wire obtained by stretching the rolled wire.
  • a rolled wire suitable for uses such as a piano wire, a PC steel wire, a PC twisted wire, a rope, a PWS wire for bridges, a manufacturing method thereof, and a steel wire obtained by stretching the rolled wire.
  • This application claims priority based on Japanese Patent Application No. 2010-013278 filed in Japan on January 25, 2010, the contents of which are incorporated herein by reference.
  • Steel wires used as PC steel wires, PC stranded wires, ropes, PWS wires for bridges, etc. are generally wire-rolled with a diameter of 5 to 16 mm after hot rolling and adjusted and cooled to a diameter of 2 to 2 It is formed into a strand shape by applying hot dip galvanization after drawing or in the middle of drawing as necessary, and bundling or bundling without twisting.
  • wire breakage occurs when a wire rod is processed into a steel wire, or a vertical crack (delamination) occurs when a steel wire is twisted
  • productivity and yield are greatly reduced. Therefore, it is strongly required that wires and steel wires belonging to the above technical field not be broken during wire drawing, twisting or bundling.
  • such products have been required to secure a strength of 1600 MPa or more and to ensure sufficient performance with respect to toughness evaluated by a torsion test or the like. The movement to become more and more has increased.
  • Patent Document 1 is made of a steel material having a specific chemical composition, and defines the content average area ratio of pro-eutectoid cementite “a high-strength high-toughness ultrafine steel wire, a high-strength high-toughness ultrafine steel wire, and the A twisted product using an extra fine steel wire and a method for producing the extra fine steel wire are disclosed.
  • the wire proposed in this publication contains one or more of Ni and Co, which are expensive elements, as essential components, the manufacturing cost increases.
  • Patent Document 2 the technique which suppresses the production
  • Al is a strong deoxidizing element, and excessive addition increases the amount of hard inclusions that cause disconnection in wire drawing, so it is difficult to apply it to a wire for high-strength steel wire.
  • excessive Al addition promotes bainite formation, it is difficult to obtain a uniform pearlite structure.
  • Patent Document 3 a high carbon wire is heated to an austenite temperature range, then cooled to a temperature range of 823 to 1023 K, and after plastic working with a degree of work of 15 to 80% in this temperature range, 823 to 923 K is performed.
  • a large capital investment is required, which may increase manufacturing costs.
  • the present invention has been made in view of the above situation, and its purpose is to produce a high-strength wire excellent in drawability suitable for applications such as PC steel wires, PC stranded wires, and PWS wires for bridges under high productivity. It is to provide with good yield and low price.
  • the present invention employs the following configurations and methods in order to solve the above-described problems.
  • the first aspect of the present invention is that 0.90 to 1.30% by mass of C; 0.1 to 1.2% by mass of Si; 0.1 to 1.0% by mass of Mn; More than 0.1% by weight and less than 0.6% Al; 0 to 0.02% by weight P; 0 to 0.02% by weight S; 10 to 60 ppm N; and 10 to 40 ppm O; 0-0.5 wt% Cr; 0-0.5 wt% Ni; 0-0.5 wt% Co; 0-0.5 wt% V; 0-0 0.2 mass% Cu; 0-0.1 mass% Nb; 0-0.2 mass% Mo; 0-0.2 mass% W; 0-0.1 mass% Ti And 0 to 30 ppm B; 0 to 50 ppm REM; 0 to 50 ppm Ca; 0 to 50 ppm Mg; 0 to 100 ppm Zr; and the balance containing Fe and inevitable impurities It is a wire .
  • the cross-section of the wire according to (1) includes the pearlite structure; the proeutectoid cementite; the bainite structure; the pseudo pearlite structure; the ferrite structure; the grain boundary ferrite structure; and the martensite structure.
  • the second aspect of the present invention is that 0.90 to 1.30% by mass of C; 0.1 to 1.2% by mass of Si; 0.1 to 1.0% by mass of Mn; More than 0.1% by weight and less than 0.6% Al; 0 to 0.02% by weight P; 0 to 0.02% by weight S; 10 to 60 ppm N; and 10 to 40 ppm O; 0-0.5 wt% Cr; 0-0.5 wt% Ni; 0-0.5 wt% Co; 0-0.5 wt% V; 0-0 0.2 mass% Cu; 0-0.1 mass% Nb; 0-0.2 mass% Mo; 0-0.2 mass% W; 0-0.1 mass% Ti And 0 to 30 ppm B; 0 to 50 ppm REM; 0 to 50 ppm Ca; 0 to 50 ppm Mg; 0 to 100 ppm Zr; and the balance containing Fe and inevitable impurities Hot to billet A step of rolling to obtain a rolled wire; a step of winding the rolled wire
  • the third aspect of the present invention is that 0.90 to 1.30% by mass of C; 0.1 to 1.2% by mass of Si; 0.1 to 1.0% by mass of Mn; More than 0.1% by weight and less than 0.6% Al; 0 to 0.02% by weight P; 0 to 0.02% by weight S; 10 to 60 ppm N; and 10 to 40 ppm O; 0-0.5 wt% Cr; 0-0.5 wt% Ni; 0-0.5 wt% Co; 0-0.5 wt% V; 0-0 0.2 mass% Cu; 0-0.1 mass% Nb; 0-0.2 mass% Mo; 0-0.2 mass% W; 0-0.1 mass% Ti And 0 to 30 ppm B; 0 to 50 ppm REM; 0 to 50 ppm Ca; 0 to 50 ppm Mg; 0 to 100 ppm Zr; and the balance containing Fe and inevitable impurities Hot to billet A step of rolling to obtain a rolled wire; a step of winding the rolled wire; and immersing
  • the cooling speed Y (° C./s) during cooling from 850 ° C. to 650 ° C.
  • the fourth aspect of the present invention is that 0.90 to 1.30% by mass of C; 0.1 to 1.2% by mass of Si; 0.1 to 1.0% by mass of Mn; More than 0.1% by weight and less than 0.6% Al; 0 to 0.02% by weight P; 0 to 0.02% by weight S; 10 to 60 ppm N; and 10 to 40 ppm O; 0-0.5 wt% Cr; 0-0.5 wt% Ni; 0-0.5 wt% Co; 0-0.5 wt% V; 0-0 0.2 mass% Cu; 0-0.1 mass% Nb; 0-0.2 mass% Mo; 0-0.2 mass% W; 0-0.1 mass% Ti Including: 0-30 ppm B; 0-50 ppm REM; 0-50 ppm Ca; 0-50 ppm Mg;
  • the area is a steel wire obtained by drawing a wire occupied by a pro-eutectoid cementite structure.
  • This steel wire has a tensile strength of 1800 MPa or more, and an area of 0.5% or less of the second surface region of the cross section perpendicular to the longitudinal direction of the steel wire is occupied by the pro-eutectoid cementite.
  • the steel wire described in (5) may have galvanization or aluminum-zinc alloy plating.
  • pro-eutectoid cementite generated in the surface layer region of the wire is shown.
  • region of a wire is shown.
  • the relationship between the amount of Al of a wire and the area ratio of proeutectoid ⁇ in the central region of the wire is shown.
  • region of a wire is shown.
  • the relationship between the amount of C of a wire and the area ratio of proeutectoid ⁇ in the central region of the wire is shown.
  • the influence of the cooling rate from 850 ° C. to 650 ° C. and the amount of C on the precipitation amount of pro-eutectoid ⁇ is shown.
  • 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 content of alloy elements such as C, Si, Mn, and Cr may be increased.
  • C the content of alloy elements
  • Si silicon
  • Mn the content of alloy elements
  • Cr the content of alloy elements
  • the processing strain for obtaining the desired strength it is possible to increase the strength while keeping the ductility of the steel wire high.
  • B When the C content is increased, in the cooling process from the austenite region during the patenting process, the period from the start of cooling to the start of pearlite transformation is indicated by the arrows in FIG. Such pro-eutectoid cementite tends to precipitate.
  • the critical cooling rate capable of suppressing the generation of proeutectoid cementite can be expressed as a function of the amount of C.
  • FIG. 1 shows an example of pro-eutectoid cementite generated in the surface area of the wire.
  • Such cementite in the surface layer region is a brittle structure, which causes surface cracks during wire drawing and causes delamination of the steel wire obtained by wire drawing, significantly reducing the ductility of the steel wire.
  • E As a method for suppressing such proeutectoid cementite in the wire center region and the wire surface layer region, a relatively small amount of 0.1 to 0.6% by mass of Al is added, and the vicinity of 850 ° C.
  • the critical cooling rate for suppressing proeutectoid cementite can be expressed as a function of the amount of C.
  • F When the C content of the wire is 0.9 to 1.1 mass% and the diameter is less than 10 mm, the diameter is less than 10 mass% and the diameter is less than 10 mass% by sterling (blast cooling). In the case of 18 mm or less, a cooling rate higher than the above limit cooling rate can be obtained by DLP. Note that DLP refers to a direct in-line patenting process in which a rolled wire is directly immersed in molten salt for a patenting process.
  • G When the wire is drawn, it is desirable that the true strain is 1.3 to 1.8 in order to develop the fiber structure and suppress delamination.
  • (First embodiment) (Configuration of wire rod) 1st Embodiment of this invention is 0.5% or less of the surface layer area
  • the surface layer region (first surface layer region) of the wire means a region corresponding to a depth of 50 ⁇ m from the surface of the wire (periphery in the cross section) in a cross section perpendicular to the longitudinal direction of the wire.
  • the wire center region means a region having a radius of 100 ⁇ m from the center point of the cross section perpendicular to the longitudinal direction of the wire.
  • the pro-eutectoid cementite means cementite that is generated at the prior austenite grain boundaries and has a thickness of 100 nm or more before drawing and a small deformability.
  • an area of 97% or more of the cross section perpendicular to the longitudinal direction of the wire is occupied by the pearlite structure.
  • the remainder may be a pro-eutectoid cementite, a bainite structure, a pseudo pearlite structure, a ferrite structure, a grain boundary ferrite structure, a martensite structure, or the like.
  • the wire temperature at the start of cooling is too high, that is, the coiling temperature is too high, the austenite grain size of the wire becomes coarse and the ductility (drawing value) decreases, so the wire temperature at the start of cooling Is preferably 920 ° C. or lower.
  • the amount of pro-eutectoid cementite generated in the central region of the wire depends on the cooling speed Y during cooling from 850 ° C. to 650 ° C.
  • the inventors of the present invention have a cooling rate Y [° C./s] and a carbon content C% [% by mass] of the wire.
  • the wire according to this embodiment contains C, Si, Mn, Al, N, and O. Hereinafter, the content of each component will be described.
  • C 0.90 to 1.30% by mass
  • C is an element effective for increasing the strength of the wire.
  • the content is less than 0.90% by mass, it is difficult to stably impart high strength to the final product.
  • the content of C is too large, not only does a net-like pro-eutectoid cementite form at the austenite grain boundaries and breakage occurs during wire drawing, but also the toughness and ductility of the ultrafine wire after the final wire drawing. Is significantly deteriorated. Therefore, the C content is specified to be 0.90 to 1.30% by mass. In order to obtain a high strength steel wire, 0.95 mass% or more is preferable and 1.0 mass% or more is still more preferable.
  • Si 0.1 to 1.2% by mass Si is an element effective for increasing the wire strength. There is also an effect of suppressing strength reduction at the time of hot dip galvanizing of a steel wire. If it is less than 0.1% by mass, the effect of increasing the strength is small. -On the other hand, if the amount of Si is too large, precipitation of pro-eutectoid ferrite is promoted even in hypereutectoid steel, and the limit workability in wire drawing decreases. Therefore, the Si content is specified to be 0.1 to 1.2% by mass.
  • Mn 0.1 to 1.0% by mass
  • Mn is also an element useful as a deoxidizing agent, like Si. It is also effective in improving the hardenability and increasing the strength of the wire. Further, Mn has an action of preventing hot brittleness by fixing S in steel as MnS. If the content is less than 0.1% by mass, it is difficult to obtain the above effect.
  • Mn is an element that easily segregates, and when it exceeds 1.0 mass%, segregation occurs particularly in the central region of the wire, and martensite and bainite are generated in the segregated portion, so that wire drawing workability is lowered. Therefore, the Mn content is specified to be 0.1 to 1.0% by mass.
  • Al more than 0.1 mass% to less than 0.6 mass%
  • Al is an element effective for suppressing proeutectoid cementite. There is also an effect of increasing the wire strength.
  • the Al content is specified to be more than 0.1 mass% and less than 0.6 mass%. The content is preferably 0.2 to 0.5% by mass, more preferably 0.26 to 0.35% by mass.
  • N 10 to 60 ppm N produces Al, Ti, B and nitrides in steel and has the effect of preventing coarsening of the austenite grain size at the time of heating. The effect is effectively exhibited by containing 10 ppm or more. However, if the content is too large, there is a risk that solute N may promote aging during wire drawing, so the upper limit is defined as 60 ppm.
  • O 10 ppm to 40 ppm O forms complex inclusions that do not adversely affect the wire drawing characteristics by forming complex 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 is defined as 10 ppm. If the O content is 20 ppm or more, the pinning effect can be obtained more strongly. However, if the content is too large, hard inclusions are formed and the wire drawing characteristics deteriorate, so the upper limit of O is specified to 40 ppm.
  • the contents of P and S contained as impurities in the wire according to the present embodiment are not particularly defined, but are desirably limited to 0.02% by mass or less from the viewpoint of ensuring ductility. However, even if P and S are each contained in an amount lower than 0.0005% by mass, the effect is limited.
  • the wire according to the present embodiment further includes Cr, Ni, Co, V, Cu, Nb, Mo, W, Ti, B, for the purpose of improving mechanical properties such as strength, toughness, and ductility.
  • Cr Cr, Ni, Co, V, Cu, Nb, Mo, W, Ti, B.
  • One or more elements among REM, Ca, Mg, and Zr may be selectively contained. Hereinafter, the content of each component will be described.
  • Cr 0 to 0.5% by mass Cr is an element effective for reducing the lamella spacing of pearlite and improving the strength of the wire and the wire drawing workability. Addition of 0.1% by mass or more is preferable for effectively exhibiting such an action. On the other hand, if the amount of Cr is too large, the transformation end time becomes long, and there is a possibility that a supercooled structure such as martensite and bainite is formed in the hot-rolled wire, and the mechanical descaling property is also deteriorated. Stipulated to be 5% by mass.
  • Ni 0 to 0.5% by mass
  • Ni is an element that does not contribute much to increasing the strength of the wire, but increases the toughness of the wire. Addition of 0.1% by mass or more is preferable for effectively exhibiting such an action. On the other hand, if Ni is added excessively, the transformation end time becomes long, so the upper limit is defined as 0.5 mass%.
  • Co 0 to 0.5% by mass
  • Co is an element effective for suppressing precipitation of pro-eutectoid cementite in the rolled material. Addition of 0.1% by mass or more is preferable for effectively exhibiting such an action. On the other hand, even if Co is added in excess, the effect is saturated and economically useless, so the upper limit is defined as 0.5% by mass.
  • V 0 to 0.5% by mass
  • V forms fine carbonitrides in the ferrite, thereby preventing austenite grains from coarsening during heating and contributing to an increase in strength after rolling.
  • Addition of 0.05% by mass or more is preferable for effectively exhibiting such an action.
  • the upper limit is defined as 0.5% by mass.
  • Cu 0 to 0.2% by mass
  • Cu has the effect of increasing the corrosion resistance of the ultrafine steel wire. Addition of 0.1% by mass or more is preferable for effectively exhibiting such an action. However, if added excessively, it reacts with S and segregates CuS in the grain boundaries, so that flaws are generated in the steel ingot, wire, etc. during the wire manufacturing process. In order to prevent such adverse effects, the upper limit is defined as 0.2% by mass.
  • Nb 0 to 0.1% by mass
  • Nb has the effect of increasing the corrosion resistance of the ultrafine steel wire. Addition of 0.05% by mass or more is preferable for effectively exhibiting such an action. On the other hand, when Nb is added excessively, the transformation end time becomes long, so the upper limit is defined as 0.1% by mass.
  • Mo 0 to 0.2% by mass Mo concentrates at the pearlite growth interface and has the effect of suppressing the growth of pearlite by the so-called solution drag effect. By adding an appropriate amount, it is possible to suppress only the growth of pearlite in a high temperature range of 600 ° C. or higher, and it is possible to suppress the formation of coarse pearlite having a large lamellar interval. Mo also has the effect of suppressing the formation of ferrite and improving the hardenability, and is effective in reducing the non-pearlite structure. If Mo is excessive, pearlite growth in the entire temperature range is suppressed, patenting takes a long time, leading to a reduction in productivity, and coarse Mo 2 C carbides are precipitated, resulting in a decrease in wire drawing workability. To do. Therefore, the Mo content is specified to be 0.2 mass% or less. A preferred content is 0.005 to 0.06 mass%.
  • W 0 to 0.2% by mass W, like Mo, is concentrated at the pearlite growth interface and has the effect of suppressing the growth of pearlite by the so-called solution drag effect.
  • W By adding an appropriate amount, it is possible to suppress only the growth of pearlite in a high temperature range of 600 ° C. or higher, and it is possible to suppress the formation of coarse pearlite having a large lamellar interval.
  • W also suppresses the formation of ferrite, has the effect of improving hardenability, and is effective in reducing the non-pearlite structure. If W is excessive, pearlite growth in the entire temperature range is suppressed, patenting takes a long time, causing a decrease in productivity, and coarse W 2 C carbides are precipitated, resulting in poor wire drawing workability. To do. Therefore, the W content is specified to be 0.2% by mass or less. A preferred content is 0.005 to 0.06 mass%.
  • Ti 0 to 0.1% by mass Ti is a deoxidizing element and has an effect of fixing N which promotes the aging effect after wire drawing. Excessive addition promotes precipitation of hard Ti carbide and causes ductility deterioration and wire drawing deterioration of the steel wire, so it is defined as 0.1 mass% or less including 0 mass%.
  • B 0 to 30 ppm
  • B When B exists in austenite in a solid solution state, it concentrates at the grain boundary and suppresses the formation of non-pearlite precipitates such as ferrite, pseudo pearlite, and bainite. This effect can be strongly obtained when the B content is 4 ppm or more.
  • B when B is added too much, precipitation of coarse Fe 3 (CB) 6 carbide is promoted in austenite, which adversely affects the drawability.
  • the upper limit of the B content is specified to be 30 ppm.
  • the preferred content is 4 to 15 ppm, more preferably 8 to 12 ppm.
  • REM 0-50ppm REM is effective for detoxification of S, but excessive addition generates oxides and causes disconnection, so the upper limit of the content is specified to 50 ppm.
  • Ca 0 to 50 ppm Ca is effective in reducing hard alumina inclusions, but excessive addition generates oxides and causes disconnection, so the upper limit of the content is specified to 50 ppm.
  • Mg 0-50ppm Mg becomes a fine oxide and refines the structure of steel to improve ductility. If it exceeds 50 ppm, disconnection tends to occur starting from the oxide, so the upper limit of the content is defined as 50 ppm.
  • Zr 0 to 100 ppm
  • Zr is a crystallization nucleus of austenite as ZrO, so there is an effect of increasing the equiaxed ratio of austenite and reducing central segregation. However, if it exceeds 100 ppm, it tends to cause disconnection starting from the oxide. The upper limit is defined as 100 ppm.
  • the second embodiment of the present invention is a steel wire having a tensile strength of 1800 MPa or more obtained by subjecting the wire described in the first embodiment to cold drawing with a true strain of 1.3 or more.
  • the area of 0.5% or less of the surface layer region (second surface layer region) in the cross section perpendicular to the longitudinal direction of the steel wire is occupied by the pro-eutectoid cementite.
  • region means the area
  • the steel wire thus obtained may be subjected to final treatment such as brewing, hot dip galvanizing, hot dip aluminum-zinc alloy plating.
  • Tables 1 and 2 show chemical components of Steels A to V used in Examples 1 to 15 and Comparative Examples 1 to 19 of the present invention.
  • Tables 1 to 6 the numbers not included in the above-mentioned specified range and unfavorable results are underlined.
  • DLP direct molten salt immersion
  • stealmore With regard to the cooling speed Y from 850 ° C. to 650 ° C., in the case of DLP, four test pieces of 600 mm length are prepared using wires having the same components and diameters, and a thermocouple is embedded in the center, After heating to 850 ° C. or higher, the time and temperature were measured by immersing in a salt bath, and the average cooling rate when cooling from 850 ° C. to 650 ° C. was calculated. In the case of stealth (impact cooling), the temperature of the overlapping portion of the wire was measured with a radiation thermometer on the conveyor, and the average cooling rate when cooling from 850 ° C. to 650 ° C. was calculated.
  • stealth impact cooling
  • a ring-shaped wire rod with a diameter of 1.0 to 1.5 m is divided into 8 equal parts to identify the highest and lowest TS parts. did.
  • a 10 mm long sample was cut out from the part corresponding to these parts of the continuous ring, embedded in resin so that a cross section perpendicular to the length direction (C cross section) could be observed, polished with alumina, and corroded with saturated picral. SEM observation was performed.
  • This selected part is measured at 3000 times, pseudo pearlite part in which cementite is dispersed in granular form, bainite part in which plate-like cementite is dispersed at a coarse lamellar spacing more than 3 times from the surrounding, and grain boundary ferrite precipitated along austenite
  • the area ratio excluding the part and the proeutectoid cementite part was measured by image analysis as the area ratio of the pearlite structure, and the average value of the four locations was obtained as the area ratio of the pearlite structure.
  • photography location of the area ratio of proeutectoid cementite is demonstrated.
  • a region having a radius of 100 ⁇ m was selected from the center point in the cross section of the portion having the lowest TS.
  • the surface area of the wire four square areas of 50 ⁇ m ⁇ 50 ⁇ m near the peripheral edge in the cross section of the portion with the highest TS were selected every 90 degrees in the circumferential direction. These selected portions were measured at a magnification of 5000 times, and the area ratio of pro-eutectoid cementite having a thickness of about 100 nm or more was measured by image analysis.
  • the maximum value of the measurement result of four places was used.
  • the wire drawing characteristics are as follows: After removing the scale of the rolled wire by pickling, a wire with a length of 10 m, to which a zinc phosphate coating is applied by a bonder treatment, is prepared, and the area reduction rate per pass is 16 to 20%. The single-head wire drawing was performed to obtain a high-strength wire drawing material having a diameter of 3 to 10 mm. At this time, the presence or absence of breakage during wire drawing was observed to confirm the wire drawing characteristics. In addition, the drawn steel wire was subjected to bluing, hot dip galvanizing, hot dip aluminum-zinc alloy plating or the like as required. Thereafter, a stranded wire test was performed to confirm the presence or absence of delamination.
  • a 10 mm long sample is cut out from a steel wire having a diameter of 3 to 8 mm so that a cross section perpendicular to the length direction (C cross section) can be observed.
  • C cross section a cross section perpendicular to the length direction
  • After embedding the resin it was polished with alumina, corroded with saturated picral, and observed with SEM.
  • SEM imaging location a rectangular area of 20 ⁇ m ⁇ 50 ⁇ m near the peripheral edge in the cross section of the steel wire was selected. The selected portion was measured at a magnification of 10,000 times, and the area ratio of pro-eutectoid cementite having a thickness of 50 nm or more was measured by image analysis.
  • Tables 3 to 6 show the manufacturing conditions and measurement results of the wire rods and steel wires in Examples 1 to 15 and Comparative Examples 1 to 19.
  • Comparative Example 1 Although steel B was used, the melt salt temperature was low, so a large amount of bainite structure was generated and delamination occurred.
  • Comparative Example 3 Although steel G was used, the winding temperature and the wire temperature at the start of cooling were too high, so the ductility of the wire deteriorated and the wire was broken in the middle of wire drawing.
  • FIGS. 2 and 3 show the relationship between the amount of Al added and the pro-eutectoid cementite area ratio in the surface region and the central region of the wire
  • FIGS. 4 and 5 show the relationship between the amount of C addition and the pro-eutectoid cementite area rate in the wire surface layer region and the center region.
  • FIG. 6 shows the relationship between the cooling rate in the austenite region at 850 to 650 ° C., the amount of C added and the area ratio of proeutectoid cementite.
  • a steel having the composition of the present invention Y ⁇ exp ((C% ⁇ 0.9) /0.08) (Formula 1) It is possible to suppress pro-eutectoid cementite by cooling and patenting under conditions that satisfy the above conditions, and suppress pro-eutectoid cementite even if the steel having the composition of the comparative example is cooled and patented under conditions that satisfy (Equation 1). I understand that I can't.
  • the present invention it is possible to provide a high-strength wire excellent in wire drawing suitable for applications such as PC steel wire, PC stranded wire, and PWS wire for bridges at a low yield with a high yield. For this reason, the present invention has sufficient industrial applicability.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Metal Rolling (AREA)
  • Winding, Rewinding, Material Storage Devices (AREA)
  • Heat Treatment Of Strip Materials And Filament Materials (AREA)

Abstract

　本発明は、０．９０～１．３０質量％のＣと；０．１～１．２質量％のＳｉと；０．１～１．０質量％のＭｎと；０．１質量％超０．６質量％未満のＡｌと；０～０．０２質量％のＰと；０～０．０２質量％のＳと；１０～６０ｐｐｍのＮと；１０～４０ｐｐｍのＯと；Ｆｅ及び不可避的不純物を含有する残部と；を少なくとも含む線材であって、前記線材の長手方向に対して垂直な断面の９７％以上の面積が、パーライト組織により占有され、前記断面の中心領域の０．５％以下の面積と、前記断面の第１の表層領域の０．５％以下の面積とが、初析セメンタイト組織により占有されている線材を提供する。

Description

線材、鋼線、及び線材の製造方法
本発明は、線材、鋼線及び線材の製造方法に関する。より詳しくは、本発明は、ピアノ線、ＰＣ鋼線、ＰＣ撚り線、ロープ、橋梁用ＰＷＳワイヤなどの用途に好適な圧延線材とその製造方法、及びその圧延線材を延伸して得られる鋼線に関する。
　本願は、２０１０年１月２５日に、日本に出願された特願２０１０－０１３２７８号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　ＰＣ鋼線、ＰＣ撚り線、ロープ、橋梁用ＰＷＳワイヤなどとして用いられる鋼線は、一般に、熱間圧延後、調整冷却した直径が５～１６ｍｍの線材を、伸線加工して直径を２～８ｍｍにし、必要に応じて伸線後又は伸線途中の段階で溶融亜鉛めっきを施し、撚り合わせる、又は撚り合わせること無しに結束することでストランド状に成型される。
　一般に、線材を鋼線に加工する際に断線、あるいは鋼線を撚り加工する際に縦割れ（デラミネーション）が生ずると、生産性と歩留りが大きく低下してしまう。したがって、上記技術分野に属する線材や鋼線は、伸線加工時や撚り又は結束加工時に断線しないことが強く要求される。
　このような製品は、従来１６００ＭＰａ以上の強度を確保すると共に、捻り試験などによって評価される靭延性についても十分な性能を確保することが求められてきたが、近年、種々の目的からワイヤを軽量化する動きが高まってきた。
　このため、前記の各種製品に対して高強度が要求されるようになり、Ｃ含有量が０．９質量％未満の炭素鋼線材などでは、所望の高強度が得られなくなっている。このため、０．９質量％以上のＣ含有量の鋼線への要望が高まっている。しかし、Ｃ含有量を高めると初析セメンタイト（以下、初析θと示す場合がある）の生成により伸線加工性やねじり特性（耐デラミネーション性）が低下するので、断線頻度が高くなる。このため、Ｃ含有量が高くて鋼線に高い強度を確保させることができ、しかも伸線加工性にも優れた線材に対する要求が極めて大きくなっている。
　上記した近年の産業界からの要望に対して、１％を超えるような高炭素線材の製造技術が提案されている。
　例えば、特許文献１には、特定の化学組成を有する鋼材からなり、初析セメンタイトの含有平均面積率を規定した「高強度高靱性極細鋼線用線材、高強度高靱性極細鋼線、及び該極細鋼線を用いた撚り製品、並びに該極細鋼線の製造方法」が開示されている。しかし、この公報で提案された線材は、高価な元素であるＮｉ及びＣｏの１種以上を必須の成分として含有するため、製造コストが嵩む。
　特許文献２では、０．６％以上のＡｌを添加することで、１％を超える高炭素鋼の初析セメンタイトの生成を抑制する技術が提案されている。しかしながら、Ａｌは強脱酸元素であり、過剰な添加は伸線における断線の原因となる硬質介在物量が増加するため、高強度鋼線用の線材に適用することは難しい。また、過剰なＡｌ添加はベイナイト生成を促進するため、均一なパーライト組織を得ることが難しい。
　一方、特許文献３では、高炭素線材をオーステナイト温度域に加熱後、８２３～１０２３Ｋの温度範囲に冷却し、この温度域で加工度１５～８０％の塑性加工を行った後、８２３～９２３Ｋの温度域で恒温変態させることで、初析セメンタイトを抑制する技術を提案している。しかしながら、このような温度域で所定の加工を施すためには大掛かりな設備投資が必要で、製造コストの増加を招く虞がある。
日本国特許第２６０９３８７号公報 日本国特開２００３－１９３１２９号公報 日本国特開平８－２８３８６７号公報
　本発明は、上記現状に鑑みなされたもので、その目的は、ＰＣ鋼線、ＰＣ撚り線、橋梁用ＰＷＳワイヤなどの用途に好適な伸線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。
　本発明は、上述の課題を解決するために以下の構成及び方法を採用する。
（１）本発明の第１の態様は、０．９０～１．３０質量％のＣと；０．１～１．２質量％のＳｉと；０．１～１．０質量％のＭｎと；０．１質量％超０．６質量％未満のＡｌと；０～０．０２質量％のＰと；０～０．０２質量％のＳと；１０～６０ｐｐｍのＮと；１０～４０ｐｐｍのＯと；０～０．５質量％のＣｒと；０～０．５質量％のＮｉと;０～０．５質量％のＣｏと；０～０．５質量％のＶと；０～０．２質量％のＣｕと；０～０．１質量％のＮｂと；０～０．２質量％のＭｏと；０～０．２質量％のＷと；０～０．１質量％のＴｉと；０～３０ｐｐｍのＢと；０～５０ｐｐｍのＲＥＭと；０～５０ｐｐｍのＣａと；０～５０ｐｐｍのＭｇと；０～１００ｐｐｍのＺｒと；Ｆｅ及び不可避的不純物を含有する残部と；を含む線材である。この線材は、長手方向に対して垂直な断面の９７％以上の面積が、パーライト組織により占有され、前記断面の中心領域の０．５％以下の面積と、前記断面の第１の表層領域の０．５％以下の面積とが、初析セメンタイト組織により占有されている。
（２）上記（１）に記載の線材の前記断面は、前記パーライト組織と；前記初析セメンタイトと；ベイナイト組織と；擬似パーライト組織と；フェライト組織と；粒界フェライト組織と；マルテンサイト組織と；により占有されていてもよい。
（３）本発明の第２の態様は、０．９０～１．３０質量％のＣと；０．１～１．２質量％のＳｉと；０．１～１．０質量％のＭｎと；０．１質量％超０．６質量％未満のＡｌと；０～０．０２質量％のＰと；０～０．０２質量％のＳと；１０～６０ｐｐｍのＮと；１０～４０ｐｐｍのＯと；０～０．５質量％のＣｒと；０～０．５質量％のＮｉと;０～０．５質量％のＣｏと；０～０．５質量％のＶと；０～０．２質量％のＣｕと；０～０．１質量％のＮｂと；０～０．２質量％のＭｏと；０～０．２質量％のＷと；０～０．１質量％のＴｉと；０～３０ｐｐｍのＢと；０～５０ｐｐｍのＲＥＭと；０～５０ｐｐｍのＣａと；０～５０ｐｐｍのＭｇと；０～１００ｐｐｍのＺｒと；Ｆｅ及び不可避的不純物を含有する残部と；を含む鋼片に熱間圧延を行い圧延線材を得る工程と；前記圧延線材を巻き取る工程と；８５０℃以上９２０℃以下の前記圧延線材に対し冷却を開始し、前記圧延線材が８５０℃から６５０℃まで冷却される間の冷速Ｙ（℃／ｓ）が、
　Ｙ≧ｅｘｐ（（Ｃ％－０．９）／０．０８）　　　（式１）
を満たすように制御して急冷し、前記圧延線材が５００℃以上６５０℃未満の温度にてパーライト変態を終了させることによりパテンティングを行う工程と；を備える上記（１）又は（２）に記載の線材の製造方法である。
（４）本発明の第３の態様は、０．９０～１．３０質量％のＣと；０．１～１．２質量％のＳｉと；０．１～１．０質量％のＭｎと；０．１質量％超０．６質量％未満のＡｌと；０～０．０２質量％のＰと；０～０．０２質量％のＳと；１０～６０ｐｐｍのＮと；１０～４０ｐｐｍのＯと；０～０．５質量％のＣｒと；０～０．５質量％のＮｉと;０～０．５質量％のＣｏと；０～０．５質量％のＶと；０～０．２質量％のＣｕと；０～０．１質量％のＮｂと；０～０．２質量％のＭｏと；０～０．２質量％のＷと；０～０．１質量％のＴｉと；０～３０ｐｐｍのＢと；０～５０ｐｐｍのＲＥＭと；０～５０ｐｐｍのＣａと；０～５０ｐｐｍのＭｇと；０～１００ｐｐｍのＺｒと；Ｆｅ及び不可避的不純物を含有する残部と；を含む鋼片に熱間圧延を行い圧延線材を得る工程と；前記圧延線材を巻き取る工程と；８５０℃以上９２０℃以下の前記圧延線材に対し、前記巻き取り工程後直ちに５００℃～６００℃の溶融ソルトに直接浸漬する、又は衝風冷却することで、８５０℃から６５０℃まで冷却される間の冷速Ｙ（℃／ｓ）が
　Ｙ≧ｅｘｐ（（Ｃ％－０．９）／０．０８）　　　（式１）
を満たすようにパテンティング処理を行う工程と；を備える上記（１）又は（２）に記載の線材の製造方法である。
（５）本発明の第４の態様は、０．９０～１．３０質量％のＣと；０．１～１．２質量％のＳｉと；０．１～１．０質量％のＭｎと；０．１質量％超０．６質量％未満のＡｌと；０～０．０２質量％のＰと；０～０．０２質量％のＳと；１０～６０ｐｐｍのＮと；１０～４０ｐｐｍのＯと；０～０．５質量％のＣｒと；０～０．５質量％のＮｉと;０～０．５質量％のＣｏと；０～０．５質量％のＶと；０～０．２質量％のＣｕと；０～０．１質量％のＮｂと；０～０．２質量％のＭｏと；０～０．２質量％のＷと；０～０．１質量％のＴｉと；０～３０ｐｐｍのＢと；０～５０ｐｐｍのＲＥＭと；０～５０ｐｐｍのＣａと；０～５０ｐｐｍのＭｇと；０～１００ｐｐｍのＺｒと；Ｆｅ及び不可避的不純物を含有する残部と；を含み、長手方向に対して垂直な断面の９７％以上の面積が、パーライト組織により占有され、前記断面の中心領域の０．５％以下の面積と、前記断面の第１の表層領域の０．５％以下の面積とが、初析セメンタイト組織により占有されている線材を伸線することにより得られる鋼線である。この鋼線は、１８００ＭＰａ以上の引張り強さを有し、鋼線の長手方向に対して垂直な断面の第２の表層領域の０．５％以下の面積が、初析セメンタイトにより占有される。
（６）上記（５）に記載の鋼線は、亜鉛めっき又はアルミ－亜鉛合金めっきを有しても良い。
　本発明によれば、ＰＣ鋼線、ＰＣ撚り線、橋梁用ＰＷＳワイヤなどの用途に好適な伸線性に優れた高強度線材を高い生産性の下に歩留まりよく廉価に提供することができる。
線材の表層領域に発生した初析セメンタイトの例を示す。 線材のＡｌ量と、線材の第１の表層領域における初析θの面積率との関係を示す。 線材のＡｌ量と、線材の中心領域における初析θの面積率との関係を示す。 線材のＣ量と、線材の第１の表層領域における初析θの面積率との関係を示す。 線材のＣ量と、線材の中心領域における初析θの面積率との関係を示す。 ８５０℃から６５０℃までの冷速及びＣ量が、初析θの析出量に及ぼす影響を示す。
　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。特に、Ｃを１質量％以上に増加させ、目的とする強度を得るための加工ひずみを相対的に低下させることにより、鋼線の延性を高く保ちつつ高強度化が図れる。
（ｂ）Ｃ含有量を増加させると、パテンティング処理の際のオーステナイト域からの冷却過程において、冷却開始からパーライト変態が開始するまでの間に、過冷オーステナイト中で、図１の矢印で示すような初析セメンタイトが析出しやすくなる。この傾向は、冷却速度が遅くなる線材中心領域で顕著となる。線材中心領域に初析セメンタイトが多量に生成すると、伸線時に断線の原因となる。
（ｃ）初析セメンタイト生成を抑制できる限界冷却速度は、Ｃ量の関数で表すことができる。母相オーステナイトをこれ以上の速度で冷却し、引き続き恒温処理を施すことで、冷速が遅くなる線材中心領域の初析セメンタイトの生成を抑制することが出来る。
（ｄ）通常の線材圧延ラインでは、仕上げ圧延後に一定の温度で線材を巻き取り、ステルモア等のパテンティング処理ゾーンにコンベアで搬送する。再加熱パテンティングラインにおいて、線材の巻き取り工程は無いが、加熱帯出側からパテンティングのための冷却帯までの搬送にはある程度の時間を要する。高Ｃ材では、セメンタイト析出温度（オーステナイト→オーステナイト＋セメンタイト温度）が高いため、従来通りの加熱・搬送条件では、搬送中に大気に触れる線材最表層数十μｍの深さの領域における温度が低下し、パテンティング処理のための冷却を開始する前に、線材最表層で初析セメンタイトが生成する虞がある。図１に線材表層領域に生成した初析セメンタイトの例を示す。このような表層領域のセメンタイトは、脆い組織であるため、伸線時に表層き裂の原因となり、伸線によって得られる鋼線のデラミネーション発生の原因となるなど、鋼線の延性を著しく低下させる。
（ｅ）このような線材中心領域と線材表層領域の初析セメンタイトを抑制する方法として、０．１～０．６質量％の比較的少量のＡｌを添加し、かつパテンティング処理における８５０℃近傍から６５０℃近傍への母相オーステナイトの冷却速度を速くすることが有効である。初析セメンタイト抑制のための限界冷却速度は、Ｃ量の関数で表すことができる。
（ｆ）線材のＣ含有量が０．９～１．１質量％で直径が１０ｍｍ未満の場合であれば、ステルモア（衝風冷却）により、Ｃ含有量が１．０質量％以上で直径が１８ｍｍ以下の場合であれば、ＤＬＰにより、上記の限界冷却速度以上の冷却速度を得ることができる。
　尚、ＤＬＰとは圧延線材を直接溶融塩に浸漬してパテンティング処理するＤｉｒｅｃｔ　Ｉｎ－ｌｉｎｅ　Ｐａｔｅｎｔｉｎｇ処理のことをいう。
（ｇ）上記線材を伸線するに際し、ファイバーストラクチャーを発達させ、かつデラミネーションを抑制するには真ひずみを１．３～１．８とすることが望ましい。
　以下、上述の知見に基づく本発明の実施形態について詳しく説明する。
（第１実施形態）
（線材の構成）
　本発明の第１実施形態は、線材の長手方向に対して垂直な断面における中心領域の０．５％以下の面積と、前記断面における表層領域（第１の表層領域）の０．５％以下の面積とが、初析セメンタイト組織により占有される線材である。
　本発明者らの検討によれば、伸線前の線材表層領域と線材中心領域の初析セメンタイト率と、伸線後の鋼線の延性には相関があり、線材表層領域のセメンタイトの面積率を０．５％以下に抑制することができれば、伸線することで得られる鋼線の耐デラミネーション性が向上し、線材中心領域のセメンタイトの面積率を０．５％以下に抑制することで、伸線断線を抑制できる。
　ここで、線材の表層領域（第１の表層領域）とは、線材の長手方向に垂直な断面において、線材の表面（断面における周縁部）から５０μｍまでの深さに相当する領域を意味する。
　線材中心領域とは、線材の長手方向に垂直な断面の中心点から半径１００μｍの領域を意味する。
　初析セメンタイトとは、旧オーステナイト粒界に生成した、伸線前の厚みが１００ｎｍ以上である、変形能が小さいセメンタイトを意味する。
　また、本実施形態に係る線材は、線材の長手方向に対して垂直な断面の９７％以上の面積が、パーライト組織により占有される。その残部は、初析セメンタイト、ベイナイト組織、擬似パーライト組織、フェライト組織、粒界フェライト組織、マルテンサイト組織等であればよい。
（線材の製造条件）
　０．９～１．３質量％の高Ｃ材の圧延線材の表層領域における初析セメンタイトを上記の面積率に抑制するためには、鋼片（ビレット）を、直径７～１８ｍｍに熱間圧延するに際して、ソルト漕又はステルモアなどによってパテンティングのための冷却を開始する際の線材温度を８５０℃以上とする必要がある。そのためには８５０℃より高い温度域にて巻き取りすることが望ましい。一方、冷却を開始する際の線材温度が高すぎる、即ち巻き取り温度が高すぎると、線材のオーステナイト粒径が粗大化し、延性（絞り値）が低下するため、冷却を開始する際の線材温度は９２０℃以下とすることが望ましい。
　線材中心領域の初析セメンタイト発生量は、８５０℃から６５０℃まで冷却される間の冷速Ｙに依存する。本発明者らは、冷速Ｙ[℃／ｓ]及び線材の炭素含有量Ｃ％［質量％］が、
　Ｙ≧ｅｘｐ（（Ｃ％－０．９）／０．０８）　（式１）
を満たすような方法により圧延線材を急冷し、その後５００～６００℃の温度にてパーライト変態を終了させることが有効であることを発見した。
（基本元素）
　本実施形態に係る線材は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｎ、Ｏを含有する。以下、各成分の含有量について説明する。
Ｃ：０．９０～１．３０質量％
　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０．９０質量％未満の場合には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。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０．９０～１．３０質量％に規定する。高強度鋼線を得るためには０．９５質量％以上が好ましく、１．０質量％以上が更に好ましい。
Ｓｉ：０．１～１．２質量％
　Ｓｉは線材強度を高めるのに有効な元素である。鋼線の溶融亜鉛めっき時の強度低下を抑制する効果もある。０．１質量％未満では高強度化の効果が小さい。－方、Ｓｉ量が多すぎ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。したがって、Ｓｉの含有量を０．１～１．２質量％に規定する。
Ｍｎ：０．１～１．０質量％
　ＭｎもＳｉと同様、脱酸剤として有用な元素である。また、焼き入れ性を向上させ、線材の強度を高めるのにも有効である。更にＭｎは、鋼中のＳをＭｎＳとして固定して熱間脆性を防止する作用を有する。その含有量が０．１質量％未満では前記の効果が得難い。一方、Ｍｎは偏析しやすい元素であり、１．０質量％を超えると特に線材の中心領域に偏析し、その偏析部にはマルテンサイトやベイナイトが生成するので、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％に規定する。
Ａｌ：０．１質量％超～０．６質量％未満
　Ａｌは、初析セメンタイトを抑制するのに有効な元素である。線材強度を高める効果もある。一方、Ａｌ量が多すぎ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、断線の原因となる硬質介在物が増加する。したがって、Ａｌの含有量を０．１質量％超、０．６質量％未満に規定する。好ましくは０．２～０．５質量％、より好ましくは０．２６～０．３５質量％である。
Ｎ：１０～６０ｐｐｍ
　Ｎは、鋼中でＡｌ、Ｔｉ、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１０ｐｐｍ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、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に規定する。
Ｏ：１０ｐｐｍ～４０ｐｐｍ
　Ｏは、Ｓｉ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γ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１０ｐｐｍに規定する。Ｏ含有量が２０ｐｐｍ以上であれば、ピニング効果をより強く得ることができる。しかし、含有量が多くなり過ぎると、硬質な介在物を形成し、伸線特性が劣化するので、Ｏの上限を４０ｐｐｍに規定する。
（不可避的不純物）
　本実施形態に係る線材に不純物として含有されるＰとＳの含有量は特に規定しないが、延性を確保する観点から、各々０．０２質量％以下に制限することが望ましい。ただし、ＰとＳを各々０．０００５質量％より低く含有させても、その効果は限定的である。
（選択元素）
　本実施形態に係る線材は、上記元素に加え、更に強度、靭性、延性等の機械的特性の向上を目的として、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｔｉ、Ｂ、ＲＥＭ、Ｃａ、Ｍｇ、及びＺｒのうち１種以上の元素を選択的に含有してもよい。以下、各成分の含有量について説明する。
Ｃｒ：０～０．５質量％
　Ｃｒは、パーライトのラメラ間隔を微細化し、線材の強度や伸線加工性等を向上させるのに有効な元素である。このような作用を有効に発揮させるには０．１質量％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ベイナイトなどの過冷組織が生じる恐れがあるほか、メカニカルデスケーリング性も悪くなるので、その上限を０．５質量％に規定する。
Ｎｉ：０～０．５質量％
　Ｎｉは、線材の強度上昇にはあまり寄与しないが、伸線材の靭性を高める元素である。このような作用を有効に発揮させるには０．１質量％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質量％に規定する。
Ｃｏ：０～０．５質量％
　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。このような作用を有効に発揮させるには０．１質量％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質量％に規定する。
Ｖ：０～０．５質量％
　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するとともに、圧延後の強度上昇にも寄与する。このような作用を有効に発揮させるには０．０５質量％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質量％に規定する。
Ｃｕ：０～０．２質量％
　Ｃｕは、極細鋼線の耐食性を高める効果がある。このような作用を有効に発揮させるには０．１質量％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や線材などに疵を発生させる。このような悪影響を防止するために、その上限を０．２質量％に規定する。
Ｎｂ：０～０．１質量％
　Ｎｂは、極細鋼線の耐食性を高める効果がある。このような作用を有効に発揮させるには０．０５質量％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質量％に規定する。
Ｍｏ：０～０．２質量％
　Ｍｏは、パーライト成長界面に濃縮し、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。適量を添加することにより、６００℃以上の高温域におけるパーライトの成長のみを抑制することが可能であり、ラメラ間隔が大きいコースパーライトの生成を抑制することができる。また、Ｍｏはフェライト生成を抑制する、焼き入れ性向上の効果も有し、非パーライト組織の低減にも有効である。Ｍｏは過剰であると、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Ｍｏ２Ｃ炭化物が析出し、伸線加工性が低下する。したがって、Ｍｏの含有量を０．２質量％以下に規定する。好ましい含有量は０．００５～０．０６質量％である。
Ｗ：０～０．２質量％
　Ｗは、Ｍｏ同様、パーライト成長界面に濃縮し、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。適量を添加することにより、６００℃以上の高温域におけるパーライトの成長のみを抑制することが可能であり、ラメラ間隔が大きいコースパーライトの生成を抑制することができる。また、Ｗはフェライト生成を抑制し、焼き入れ性向上の効果も有し、非パーライト組織の低減にも有効である。Ｗは過剰であると、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Ｗ２Ｃ炭化物が析出し、伸線加工性が低下する。したがって、Ｗの含有量を０．２質量％以下に規定する。好ましい含有量は０．００５～０．０６質量％である。
Ｔｉ：０～０．１質量％
　Ｔｉは、脱酸元素であり、伸線後の時効効果を促進するＮを固定する効果もある。過剰な添加は硬質なＴｉ炭化物の析出を促進し、鋼線の延性劣化と伸線性劣化を招くため、０質量％を含む０．１質量％以下と規定する。
Ｂ：０～３０ｐｐｍ
　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析出の生成を抑制する。Ｂ含有量が４ｐｐｍ以上の場合、この効果を強く得ることができる。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Ｆｅ３（ＣＢ）６炭化物の析出を促進し、伸線性に悪影響を及ぼす。これを満足するためにＢの含有量の上限値を３０ｐｐｍに規定する。好ましい含有量は４～１５ｐｐｍ、より好ましくは８～１２ｐｐｍである。　
ＲＥＭ：０～５０ｐｐｍ
　ＲＥＭはＳの無害化に有効であるが、過度の添加は酸化物を生成せしめて断線の原因となるため、含有量の上限を５０ｐｐｍに規定する。
Ｃａ：０～５０ｐｐｍ
　Ｃａは硬質なアルミナ系の介在物を低減するのに有効であるが、過度の添加は酸化物を生成せしめて断線の原因となるため、含有量の上限を５０ｐｐｍに規定する。
Ｍｇ：０～５０ｐｐｍ
　Ｍｇは微細な酸化物となり、鋼の組織を微細化して延性を向上させる。
５０ｐｐｍを超えると酸化物を起点とし断線が生じやすくなるため、含有量の上限を５０ｐｐｍに規定する。
Ｚｒ：０～１００ｐｐｍ
　ＺｒはＺｒＯとしてオーステナイトの晶出核となるため、オーステナイトの等軸率を高め、中心偏析を低減する効果があるが、１００ｐｐｍを超えると酸化物を起点とし断線が生じやすくなるため、含有量の上限を１００ｐｐｍに規定する。
（第２実施形態）
（鋼線の構成）
　本発明の第２実施形態は、第１実施形態に記載の線材に１．３以上の真ひずみで冷間伸線を施すことで得られる、引張り強さが１８００ＭＰａ以上である鋼線である。この鋼線は、鋼線の長手方向に対して垂直な断面における表層領域（第２の表層領域）の０．５％以下の面積が、初析セメンタイトにより占有される。
　ここで、第２の表層領域とは、鋼線の表層（断面における周縁部）から２０μｍ内部までの領域を意味する。
　このようにして得られる鋼線に、ブルーイング、溶融亜鉛めっき、溶融アルミ－亜鉛合金めっきなどを最終処理として施してもよい。
　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のみ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及び表２に、本発明の実施例１～１５及び比較例１～１９で用いたＡ鋼～Ｖ鋼の化学成分を示す。尚、表１～６において、上述の規定範囲に含まれない数値や不利な結果などに下線を引いた。
　表１及び表２に示す化学成分を含有する鋼のビレット（鋼片）を加熱後、熱間圧延により直径７～１８ｍｍの線材に加工し、所定の温度にて巻き取り後、パテンティング処理を施した。
　圧延線材をリング状に巻き取った後、直接溶融ソルト浸漬（ＤＬＰ）もしくはステルモアによるパテンティング処理を施した。８５０℃から６５０℃までの冷速Ｙに関しては、ＤＬＰの場合、同一の成分・直径の線材を用いて６００ｍｍ長さの試験片を４本作製し、その中心部に熱電対を埋め込み、電気炉にて８５０℃以上に加熱後、ソルト槽に浸漬することで時間と温度を測定し、８５０℃から６５０℃冷却される際の平均冷却速度を算出した。ステルモア（衝風冷却）の場合は、コンベア上にて放射温度計によって線材重なり部の温度を測定し、８５０℃から６５０℃冷却される際の平均冷却速度を算出した。
　圧延線材のパーライト組織の面積率と初析セメンタイト面積率の測定のため、直径１．０～１．５ｍのリング状の線材１リングを８等分し、ＴＳが最も高い部位と低い部位を同定した。連続するリングのこれらの部位に相当する部分から１０ｍｍ長さのサンプルを切り出し、長さ方向に垂直な断面（Ｃ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、ＳＥＭ観察を実施した。
　パーライト組織の面積率に関しては、上記２部位（ＴＳが最も高い部位と低い部位）の表層から１／４Ｄ深さ部分（Ｄ＝直径）の、２００×２００μｍの正方形領域を円周方向に９０度毎に４箇所選定した。この選定箇所を３０００倍で測定し、セメンタイトが粒状に分散した擬似パーライト部、板状セメンタイトが周囲より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粒界フェライト部、初析セメンタイト部を除いた面積率を、パーライト組織の面積率として、画像解析によって測定し、４箇所の平均値をパーライト組織の面積率として求めた。
　初析セメンタイトの面積率のＳＥＭ撮影箇所について説明する。
　線材中心領域は、ＴＳが最も低い部位の断面における中心点から半径１００μｍの領域を選定した。
　線材表層領域は、ＴＳが最も高い部位の断面における周縁部付近の５０μｍ×５０μｍの正方形領域を円周方向に９０度毎に４箇所選定した。
　これらの選定箇所を５０００倍で測定し、厚みが１００ｎｍ程度以上である初析セメンタイトの面積率を画像解析によって測定した。
　尚、表層領域については、４箇所の測定結果の最大値を用いた。
　線材の伸線特性は、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１０ｍの線材を用意し、１パス当たりの減面率１６～２０％の単頭式伸線を行い、直径３～１０ｍｍの高強度伸線材を得た。このとき伸線中の破断の有無を観察し伸線特性を確認した。また、伸線した鋼線に、必要に応じ、ブルーイング、溶融亜鉛めっき、溶融アルミ－亜鉛合金めっきなどを施した。その後に撚り線試験をしてデラミネーションの発生有無を確認した。
　また、伸線した鋼線の初析セメンタイト面積率の測定のため、直径３～８ｍｍの鋼線から１０ｍｍ長さのサンプルを切り出し、長さ方向に垂直な断面（Ｃ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、ＳＥＭ観察を実施した。
　ＳＥＭの撮影箇所は、鋼線の断面における周縁部付近の２０μｍ×５０μｍの長方形領域を選定した。
　この選定箇所を１００００倍で測定し、厚みが５０ｎｍ以上である初析セメンタイトの面積率を画像解析によって測定した。
　これらの結果、圧延線材の表層領域及び中心領域の初析セメンタイト分率を抑制すると、伸線後の鋼線において、デラミネーション及び伸線時の断線を抑制できることが確認された。上記の測定結果を表３～６に示した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　表３～６に、実施例１～１５及び比較例１～１９における線材及び鋼線の製造条件及び測定結果を示す。
　表３、表４に示される実施例１～１５からわかるように、線材の含有元素の量を適切に制御した上で、圧延線材の表層及び中心領域の初析セメンタイト分率を抑制した場合には、伸線後の鋼線におけるデラミネーション及び伸線断線の発生が抑制できた。また、高い最終伸線ＴＳも得ることができた。
　比較例１では、Ｂ鋼を用いたものの、溶融ソルト温度が低かったため、ベイナイト組織が多量に生成し、デラミネーションが発生した。
　比較例２、４、５、８、９では、各々Ｇ鋼、Ｈ鋼、Ｉ鋼、Ｋ鋼、Ｌ鋼を用いたものの、オーステナイト域（８５０℃から６５０℃）の冷却速度が所定の値よりも遅かったため、線材表層領域及び中心領域で初析セメンタイトを抑制できなかった。
　比較例３では、Ｇ鋼を用いたものの、巻き取り温度及び冷却開始時の線材温度が高すぎたため、線材の延性が劣化し、伸線途中で断線した。
　比較例６では、Ｉ鋼を用いたものの、冷却開始時の線材温度が高かったため、線材の延性が低下し、伸線途中で断線した。
　比較例７では、Ｊ鋼を用いたものの、巻き取り温度及び冷却開始時の線材温度が低すぎたため、パテンティングのための冷却開始時の線材温が低くなり、初析セメンタイトが生成した。このため、伸線途中の断線もしくは伸線材でデラミネーションが発生した。
　また、比較例１０～１３では、Ａｌ量が過少であったＭ鋼、Ｎ鋼、Ｏ鋼、Ｐ鋼を各々用いたため、初析セメンタイトの生成を抑制できなかった。
　比較例１４では、Ａｌ量が過多であったＱ鋼を用いたため、ベイナイト組織が多量に生成し、デラミネーションが発生した。
　比較例１５では、Ｃ量が過多であったＲ鋼を用いたため、初析セメンタイトが生成し、伸線途中で断線した。
　比較例１６では、Ｃ量が過少であったＳ鋼を用いたため、鋼線が所定のＴＳを満足できなかった。
　比較例１７では、Ｓｉ量が過多であったＴ鋼を用いたため、ベイナイト組織が多量に生成し、デラミネーションが発生した。
　比較例１８では、Ｍｎ量が過多であったＵ鋼を用いたため、中心偏析部に、ミクロマルテンサイトが生成し、線材の延性が劣化し、伸線途中で断線が発生した。
　比較例１９では、Ｏ量が過多であったＶ鋼を用いたため、粗大な介在物が生成し、伸線途中で断線が発生した。
　図２、３にＡｌ添加量と線材表層領域及び中心領域の初析セメンタイト面積率の関係を、図４、５にＣ添加量と線材表層領域及び中心領域の初析セメンタイト面積率の関係を示す。０．１質量％より多いＡｌ添加で、初析セメンタイトが抑制できる。図６に８５０～６５０℃のオーステイナイト域の冷却速度及びＣ添加量と初析セメンタイト面積率との関係を示す。本発明の組成を有する鋼を、
　Ｙ≧ｅｘｐ（（Ｃ％－０．９）／０．０８）　　　（式１）
を満足する条件で冷却しパテンティングすることで、初析セメンタイトを抑制できること、比較例の組成を有する鋼を（式１）を満足する条件で冷却しパテンティングしても、初析セメンタイトを抑制できないことが分かる。
　本発明によれば、ＰＣ鋼線、ＰＣ撚り線、橋梁用ＰＷＳワイヤなどの用途に好適な伸線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ができる。このため、本発明は産業上の利用可能性を十分に有する。

Claims (6)

  1. 　０．９０～１．３０質量％のＣと；
    　０．１～１．２質量％のＳｉと；
    　０．１～１．０質量％のＭｎと；
    　０．１質量％超０．６質量％未満のＡｌと；
    　０～０．０２質量％のＰと；
    　０～０．０２質量％のＳと；
    　１０～６０ｐｐｍのＮと；
    　１０～４０ｐｐｍのＯと；
    　０～０．５質量％のＣｒと；
    　０～０．５質量％のＮｉと;
    　０～０．５質量％のＣｏと；
    　０～０．５質量％のＶと；
    　０～０．２質量％のＣｕと；
    　０～０．１質量％のＮｂと；
    　０～０．２質量％のＭｏと；
    　０～０．２質量％のＷと；
    　０～０．１質量％のＴｉと；
    　０～３０ｐｐｍのＢと；
    　０～５０ｐｐｍのＲＥＭと；
    　０～５０ｐｐｍのＣａと；
    　０～５０ｐｐｍのＭｇと；
    　０～１００ｐｐｍのＺｒと；
    　Ｆｅ及び不可避的不純物を含有する残部と；
    を含む線材であって、
    　この線材の長手方向に対して垂直な断面の９７％以上の面積が、パーライト組織により占有され、
    　前記断面の中心領域の０．５％以下の面積と、前記断面の第１の表層領域の０．５％以下の面積とが、初析セメンタイト組織により占有されている
    ことを特徴とする線材。
  2. 　前記線材の前記断面が、
    　前記パーライト組織と；
    　前記初析セメンタイトと；
    　ベイナイト組織と；
    　擬似パーライト組織と；
    　フェライト組織と；
    　粒界フェライト組織と；
    　マルテンサイト組織と；
    により占有されていることを特徴とする請求項１に記載の線材。
  3. 　０．９０～１．３０質量％のＣと、０．１～１．２質量％のＳｉと、０．１～１．０質量％のＭｎと、０．１質量％超０．６質量％未満のＡｌと、０～０．０２質量％のＰと、０～０．０２質量％のＳと、１０～６０ｐｐｍのＮと、１０～４０ｐｐｍのＯと、０～０．５質量％のＣｒと、０～０．５質量％のＮｉと、０～０．５質量％のＣｏと、０～０．５質量％のＶと、０～０．２質量％のＣｕと、０～０．１質量％のＮｂと、０～０．２質量％のＭｏと、０～０．２質量％のＷと、０～０．１質量％のＴｉと、０～３０ｐｐｍのＢと、０～５０ｐｐｍのＲＥＭと、０～５０ｐｐｍのＣａと、０～５０ｐｐｍのＭｇと；０～１００ｐｐｍのＺｒと、Ｆｅ及び不可避的不純物を含有する残部と、を含む鋼片に熱間圧延を行い圧延線材を得る工程と；
    　前記圧延線材を巻き取る工程と；
    　８５０℃以上９２０℃以下の前記圧延線材に対し冷却を開始し、前記圧延線材が８５０℃から６５０℃まで冷却される間の冷速Ｙ（℃／ｓ）が、
    　Ｙ≧ｅｘｐ（（Ｃ％－０．９）／０．０８）　　　（式１）
    を満たすように制御して急冷し、前記圧延線材が５００℃以上６５０℃未満の温度にてパーライト変態を終了させることによりパテンティング処理を行う工程と；
    を備えることを特徴とする、請求項１又は２に記載の線材の製造方法。
  4. 　０．９０～１．３０質量％のＣと、０．１～１．２質量％のＳｉと、０．１～１．０質量％のＭｎと、０．１質量％超０．６質量％未満のＡｌと、０～０．０２質量％のＰと、０～０．０２質量％のＳと、１０～６０ｐｐｍのＮと、１０～４０ｐｐｍのＯと、０～０．５質量％のＣｒと、０～０．５質量％のＮｉと、０～０．５質量％のＣｏと、０～０．５質量％のＶと、０～０．２質量％のＣｕと、０～０．１質量％のＮｂと、０～０．２質量％のＭｏと、０～０．２質量％のＷと、０～０．１質量％のＴｉと、０～３０ｐｐｍのＢと、０～５０ｐｐｍのＲＥＭと、０～５０ｐｐｍのＣａと、０～５０ｐｐｍのＭｇと；０～１００ｐｐｍのＺｒと、Ｆｅ及び不可避的不純物を含有する残部と、を含む鋼片に熱間圧延を行い圧延線材を得る工程と；
    　前記圧延線材を巻き取る工程と；
    　８５０℃以上９２０℃以下の前記圧延線材に対し、前記巻き取り工程後直ちに５００℃～６００℃の溶融ソルトに直接浸漬する、又は衝風冷却することで、８５０℃から６５０℃まで冷却される間の冷速Ｙ（℃／ｓ）が
    　Ｙ≧ｅｘｐ（（Ｃ％－０．９）／０．０８）　　　（式１）
    を満たすようにパテンティング処理を行う工程と；
    を備えることを特徴とする、請求項１又は２に記載の線材の製造方法。
  5. 　０．９０～１．３０質量％のＣと、０．１～１．２質量％のＳｉと、０．１～１．０質量％のＭｎと、０．１質量％超０．６質量％未満のＡｌと、０～０．０２質量％のＰと、０～０．０２質量％のＳと、１０～６０ｐｐｍのＮと、１０～４０ｐｐｍのＯと、０～０．５質量％のＣｒと、０～０．５質量％のＮｉと、０～０．５質量％のＣｏと、０～０．５質量％のＶと、０～０．２質量％のＣｕと、０～０．１質量％のＮｂと、０～０．２質量％のＭｏと、０～０．２質量％のＷと、０～０．１質量％のＴｉと、０～３０ｐｐｍのＢと、０～５０ｐｐｍのＲＥＭと、０～５０ｐｐｍのＣａと、０～５０ｐｐｍのＭｇと；０～１００ｐｐｍのＺｒと、Ｆｅ及び不可避的不純物を含有する残部と、を含み、長手方向に対して垂直な断面の９７％以上の面積が、パーライト組織により占有され、前記断面の中心領域の０．５％以下の面積と、前記断面の第１の表層領域の０．５％以下の面積とが、初析セメンタイト組織により占有されている線材を伸線することにより得られ、
    　１８００ＭＰａ以上の引張り強さを有し、
    　長手方向に対して垂直な断面の第２の表層領域の０．５％以下の面積が、初析セメンタイトにより占有される
    ことを特徴とする鋼線。
  6. 　亜鉛めっき、又はアルミ－亜鉛合金めっきを有する
    ことを特徴とする請求項５に記載の鋼線。
PCT/JP2010/070796 2010-01-25 2010-11-22 線材、鋼線、及び線材の製造方法 WO2011089782A1 (ja)

Priority Applications (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2011514912A JP4842408B2 (ja) 2010-01-25 2010-11-22 線材、鋼線、及び線材の製造方法
CN201080005147.XA CN102292460B (zh) 2010-01-25 2010-11-22 线材、钢丝及线材的制造方法
KR1020117017031A KR101382659B1 (ko) 2010-01-25 2010-11-22 선재, 강선 및 선재의 제조 방법

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2010013278 2010-01-25
JP2010-013278 2010-01-25

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2011089782A1 true WO2011089782A1 (ja) 2011-07-28

Family

ID=44306599

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2010/070796 WO2011089782A1 (ja) 2010-01-25 2010-11-22 線材、鋼線、及び線材の製造方法

Country Status (4)

Country Link
JP (1) JP4842408B2 (ja)
KR (1) KR101382659B1 (ja)
CN (1) CN102292460B (ja)
WO (1) WO2011089782A1 (ja)

Cited By (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2013146676A1 (ja) * 2012-03-29 2013-10-03 株式会社神戸製鋼所 線材及びこれを用いた鋼線
WO2015163409A1 (ja) * 2014-04-24 2015-10-29 新日鐵住金株式会社 高強度スチールコード用フィラメント
WO2015163407A1 (ja) * 2014-04-24 2015-10-29 新日鐵住金株式会社 高強度スチールコード用線材
EP2532764A4 (en) * 2010-02-01 2016-01-20 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp WIRE MATERIAL, STEEL WIRE AND METHOD FOR MANUFACTURING THESE PRODUCTS
WO2017014231A1 (ja) * 2015-07-21 2017-01-26 新日鐵住金株式会社 高強度ｐｃ鋼線
WO2017014232A1 (ja) * 2015-07-21 2017-01-26 新日鐵住金株式会社 高強度ｐｃ鋼線
JPWO2015119241A1 (ja) * 2014-02-06 2017-03-30 新日鐵住金株式会社 フィラメント
JP2017066435A (ja) * 2015-09-28 2017-04-06 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼線の製造方法
WO2017069207A1 (ja) * 2015-10-23 2017-04-27 新日鐵住金株式会社 伸線加工用鋼線材
WO2017170439A1 (ja) * 2016-03-28 2017-10-05 新日鐵住金株式会社 耐遅れ破壊特性に優れた鋼線
US10081846B2 (en) 2014-02-06 2018-09-25 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Steel wire
KR20200053971A (ko) * 2018-11-09 2020-05-19 주식회사 포스코 비틀림 특성이 향상된 고강도 선재, 강선 및 이들의 제조방법
CN113118225A (zh) * 2021-03-23 2021-07-16 首钢集团有限公司 一种高速线材风冷风量分配的方法、装置、设备及介质

Families Citing this family (16)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN104540974B (zh) * 2012-08-20 2016-11-23 新日铁住金株式会社 冷锻用圆钢材
KR101420281B1 (ko) * 2012-10-09 2014-08-14 고려제강 주식회사 도금 강연선 및 그 제조 방법
CN105256119A (zh) * 2014-07-16 2016-01-20 鞍钢股份有限公司 一种超高碳帘线钢盘条中网状渗碳体的控制方法
TWI635186B (zh) * 2016-10-11 2018-09-11 新日鐵住金股份有限公司 鋼線及被覆鋼線
CN109963960B (zh) * 2016-10-28 2021-04-09 日本制铁株式会社 线材及其制造方法
KR101940873B1 (ko) 2016-12-22 2019-01-21 주식회사 포스코 인성이 우수한 선재, 강선 및 그 제조 방법
KR101917461B1 (ko) * 2016-12-22 2018-11-09 주식회사 포스코 신선가공성이 우수한 고강도 선재, 열처리 선재 및 이들의 제조방법
CN110621799B (zh) * 2017-05-18 2021-08-31 日本制铁株式会社 线材、钢线以及钢线的制造方法
CN109112260B (zh) * 2017-06-23 2023-04-11 江苏翔鹰五金弹簧有限公司 一种蓝化直丝钢线的热处理方法
JP7063394B2 (ja) * 2018-10-16 2022-05-09 日本製鉄株式会社 熱間圧延線材
CN109338228B (zh) * 2018-11-21 2019-09-27 钢铁研究总院 一种高导电性阳极钢爪用钢及其制备方法
CN109628837B (zh) * 2019-01-02 2020-11-13 北京科技大学 一种超细贝氏体型桥梁缆索钢及其制备方法
KR102609886B1 (ko) 2019-11-05 2023-12-04 한화솔루션 주식회사 매트릭스 보정 xrf법을 이용한 고분자 수지 내의 미량 유해물질 분석방법
KR102326241B1 (ko) * 2019-12-20 2021-11-16 주식회사 포스코 초고강도 타이어코드용 선재, 강선 및 이들의 제조방법
CN112301287B (zh) * 2020-11-09 2022-06-21 江苏省沙钢钢铁研究院有限公司 预应力钢绞线、预应力钢绞线用盘条及其生产方法
CN113088818B (zh) * 2021-03-31 2022-05-17 江苏省沙钢钢铁研究院有限公司 特高强度钢帘线、特高强度钢帘线用盘条及其生产方法

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH02263951A (ja) * 1988-12-28 1990-10-26 Nippon Steel Corp 高強度高延性鋼線材および高強度高延性極細鋼線の製造方法
JPH04272134A (ja) * 1991-02-25 1992-09-28 Nippon Steel Corp 高強度ビードワイヤの製造方法
JPH05295448A (ja) * 1992-04-21 1993-11-09 Nippon Steel Corp 過共析鋼線材の製造方法
JP2007039800A (ja) * 2005-06-29 2007-02-15 Nippon Steel Corp 伸線特性に優れた高強度線材及びその製造方法、並びに伸線特性に優れた高強度鋼線
JP2010270391A (ja) * 2009-04-21 2010-12-02 Nippon Steel Corp 延性に優れた高強度鋼線用線材及び鋼線並びにその製造方法

Family Cites Families (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH11293394A (ja) * 1998-04-07 1999-10-26 Nippon Steel Corp 高強度溶融めっき鋼線用線材
DE602004026995D1 (de) * 2003-01-27 2010-06-17 Nippon Steel Corp Walzdraht aus hochfestem hochzähem kohlenstoffreichem stahl und herstellungsverfahren dafür
JP4319839B2 (ja) * 2003-01-27 2009-08-26 新日本製鐵株式会社 高強度、高靭性高炭素鋼線材

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH02263951A (ja) * 1988-12-28 1990-10-26 Nippon Steel Corp 高強度高延性鋼線材および高強度高延性極細鋼線の製造方法
JPH04272134A (ja) * 1991-02-25 1992-09-28 Nippon Steel Corp 高強度ビードワイヤの製造方法
JPH05295448A (ja) * 1992-04-21 1993-11-09 Nippon Steel Corp 過共析鋼線材の製造方法
JP2007039800A (ja) * 2005-06-29 2007-02-15 Nippon Steel Corp 伸線特性に優れた高強度線材及びその製造方法、並びに伸線特性に優れた高強度鋼線
JP2010270391A (ja) * 2009-04-21 2010-12-02 Nippon Steel Corp 延性に優れた高強度鋼線用線材及び鋼線並びにその製造方法

Cited By (30)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP2532764A4 (en) * 2010-02-01 2016-01-20 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp WIRE MATERIAL, STEEL WIRE AND METHOD FOR MANUFACTURING THESE PRODUCTS
WO2013146676A1 (ja) * 2012-03-29 2013-10-03 株式会社神戸製鋼所 線材及びこれを用いた鋼線
JP2013204133A (ja) * 2012-03-29 2013-10-07 Kobe Steel Ltd 線材及びこれを用いた鋼線
EP2832878A4 (en) * 2012-03-29 2016-04-27 Kobe Steel Ltd ROLLED WIRE AND STEEL WIRE THEREOF
US10072317B2 (en) 2014-02-06 2018-09-11 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Filament
JPWO2015119241A1 (ja) * 2014-02-06 2017-03-30 新日鐵住金株式会社 フィラメント
US10081846B2 (en) 2014-02-06 2018-09-25 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Steel wire
WO2015163407A1 (ja) * 2014-04-24 2015-10-29 新日鐵住金株式会社 高強度スチールコード用線材
US10156001B2 (en) 2014-04-24 2018-12-18 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Filament for high strength steel cord
US10435765B2 (en) 2014-04-24 2019-10-08 Nippon Steel Corporation Wire rod for high strength steel cord
JPWO2015163409A1 (ja) * 2014-04-24 2017-04-20 新日鐵住金株式会社 高強度スチールコード用フィラメント
WO2015163409A1 (ja) * 2014-04-24 2015-10-29 新日鐵住金株式会社 高強度スチールコード用フィラメント
JPWO2015163407A1 (ja) * 2014-04-24 2017-04-20 新日鐵住金株式会社 高強度スチールコード用線材
WO2017014232A1 (ja) * 2015-07-21 2017-01-26 新日鐵住金株式会社 高強度ｐｃ鋼線
JP2017025369A (ja) * 2015-07-21 2017-02-02 新日鐵住金株式会社 高強度ｐｃ鋼線
US10808305B2 (en) 2015-07-21 2020-10-20 Nippon Steel Corporation High-strength PC steel wire
US10752974B2 (en) 2015-07-21 2020-08-25 Nippon Steel Corporation High-strength PC steel wire
WO2017014231A1 (ja) * 2015-07-21 2017-01-26 新日鐵住金株式会社 高強度ｐｃ鋼線
EP3327162A4 (en) * 2015-07-21 2019-01-02 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation High-strength pc steel wire
JP2017025370A (ja) * 2015-07-21 2017-02-02 新日鐵住金株式会社 高強度ｐｃ鋼線
JP2017066435A (ja) * 2015-09-28 2017-04-06 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼線の製造方法
JPWO2017069207A1 (ja) * 2015-10-23 2018-08-30 新日鐵住金株式会社 伸線加工用鋼線材
WO2017069207A1 (ja) * 2015-10-23 2017-04-27 新日鐵住金株式会社 伸線加工用鋼線材
US10597748B2 (en) 2015-10-23 2020-03-24 Nippon Steel Corporation Steel wire rod for wire drawing
KR20180053388A (ko) 2015-10-23 2018-05-21 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 신선 가공용 강 선재
JPWO2017170439A1 (ja) * 2016-03-28 2018-08-16 新日鐵住金株式会社 耐遅れ破壊特性に優れた鋼線
WO2017170439A1 (ja) * 2016-03-28 2017-10-05 新日鐵住金株式会社 耐遅れ破壊特性に優れた鋼線
KR20200053971A (ko) * 2018-11-09 2020-05-19 주식회사 포스코 비틀림 특성이 향상된 고강도 선재, 강선 및 이들의 제조방법
KR102139175B1 (ko) 2018-11-09 2020-07-29 주식회사 포스코 비틀림 특성이 향상된 고강도 선재, 강선 및 이들의 제조방법
CN113118225A (zh) * 2021-03-23 2021-07-16 首钢集团有限公司 一种高速线材风冷风量分配的方法、装置、设备及介质

Also Published As

Publication number Publication date
CN102292460A (zh) 2011-12-21
JPWO2011089782A1 (ja) 2013-05-20
KR101382659B1 (ko) 2014-04-07
KR20110099749A (ko) 2011-09-08
CN102292460B (zh) 2014-03-26
JP4842408B2 (ja) 2011-12-21

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP4842408B2 (ja) 線材、鋼線、及び線材の製造方法
WO2011092905A1 (ja) 線材、鋼線及びそれらの製造方法
JP5169839B2 (ja) 捻回特性に優れるｐｗｓ用めっき鋼線及びその製造方法
JP4970562B2 (ja) 延性に優れた高強度鋼線用線材及び鋼線の製造方法
JP5114684B2 (ja) 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
JP5224009B2 (ja) 鋼線材及びその製造方法
JP5162875B2 (ja) 伸線特性に優れた高強度線材およびその製造方法
JP5098444B2 (ja) 高延性の直接パテンティング線材の製造方法
US10329646B2 (en) Steel wire for drawing
WO2014208492A1 (ja) 高炭素鋼線材及びその製造方法
JP6180351B2 (ja) 生引き性に優れた高強度鋼線用線材および高強度鋼線
US20100212786A1 (en) High-Strength Steel Wire Excellent In Ductility and Method of Manufacturing the Same
JP2007327084A (ja) 伸線加工性に優れた線材およびその製造方法
JP4374356B2 (ja) 伸線特性に優れた高強度線材及びその製造方法、並びに伸線特性に優れた高強度鋼線
WO2016158901A1 (ja) 伸線性に優れた高炭素鋼線材、および鋼線
US8470099B2 (en) Wire rod, steel wire, and manufacturing method thereof
JP5201009B2 (ja) 高強度極細鋼線用線材、高強度極細鋼線、及び、これらの製造方法
JP5201000B2 (ja) 高強度鋼線用線材、高強度鋼線及びこれらの製造方法
KR20170002541A (ko) 강선
JP5945196B2 (ja) 高強度鋼線用線材
JP3965010B2 (ja) 高強度直接パテンティング線材およびその製造方法
JP2004359992A (ja) 高強度鋼線用線材、高強度鋼線およびこれらの製造方法
JP4392093B2 (ja) 高強度直接パテンティング線材およびその製造方法
JP2000345294A (ja) 鋼線材、極細鋼線及び撚鋼線

Legal Events

Date Code Title Description
WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 201080005147.X

Country of ref document: CN

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2011514912

Country of ref document: JP

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 5374/DELNP/2011

Country of ref document: IN

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20117017031

Country of ref document: KR

Kind code of ref document: A

121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 10843946

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

122 Ep: pct application non-entry in european phase

Ref document number: 10843946

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1