WO2014156573A1 - 生引き性に優れた高強度鋼線用線材および高強度鋼線 - Google Patents

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友信 石田
吉原　直
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    • 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

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength steel wire useful as a material for a galvanized steel wire used for a rope for a bridge and the like, and a high-strength steel wire for obtaining such a high-strength steel wire, and in particular, heat treatment after rolling.
  • the present invention relates to a wire material for high-strength steel wire having good workability when drawn without any problems.
  • JIS G 3548 shows a steel wire having a wire diameter of 5 mm and a tensile strength TS of about 1500 to 1700 MPa.
  • the material steel is mainly carbon described in JIS G 3506. Steel is used.
  • the steel wire that is the material of the hot dip galvanized steel wire in addition to reducing the manufacturing cost, it gives merit such as reduction of the amount of steel used due to high strength and improvement of freedom of bridge design, that is, high strength. In addition, development of low-cost steel wire is required.
  • a wire rod (steel wire rod) manufactured by hot rolling is placed in a ring shape on a cooling conveyor, subjected to pearlite transformation, and then wound into a coil shape to obtain a wire rod coil.
  • a patenting process is performed to improve the strength and homogenize the structure. This patenting process is a kind of heat treatment. Generally, a wire rod is heated to about 950 ° C. using a continuous furnace to austenite, and then immersed in a refrigerant such as a lead bath maintained at about 500 ° C. To obtain a fine and uniform pearlite structure.
  • the patenting process is a factor in increasing the manufacturing cost.
  • the patenting treatment is effective for increasing the strength of the wire and making the quality uniform, but raises the manufacturing cost, and also has environmental problems such as the emission of CO 2 and the use of environmentally hazardous substances.
  • the merit is great if the rolled wire can be drawn without heat treatment and commercialized (that is, a steel wire). Drawing a wire after rolling without heat treatment is called “raw drawing”.
  • Patent Document 1 proposes a technique for improving wire drawing workability by performing cooling after hot rolling in a molten salt bath. This technique is called a direct patenting process.
  • the direct patenting process in the molten salt bath has a problem that the manufacturing cost is higher than that of the blast cooling, and the maintainability of the equipment is also low.
  • the wire drawing workability of the obtained steel material is as low as about 80% in terms of the area reduction rate, and the strength level of the wire (steel wire) remains at about 180 to 190 kgf / mm 2 (1764 to 1862 MPa).
  • Patent Document 2 discloses a technique for improving the wire strength by controlling the cooling conditions after hot rolling and omitting the patenting process.
  • the wire drawing workability of the steel material obtained by this technique is as low as about 50% in terms of area reduction, and the strength level of the wire is also about 1350 to 1500 MPa.
  • the present invention has been made under such circumstances, and an object of the present invention is to provide a high-strength steel wire that has good stretchability and can also achieve a predetermined high strength, and such a high-strength steel wire.
  • the object is to provide a high-strength steel wire obtained from a wire, and a high-strength galvanized steel wire.
  • the amount of compound-type Ti having a size of 0.1 ⁇ m or more means the amount of compound-type Ti in the residue filtered through a mesh having an opening of 0.1 ⁇ m.
  • the metal structure is a pearlite phase having an area ratio of 90% or more and the maximum length of proeutectoid cementite is 15 ⁇ m or less.
  • the amount of solute N in a wire is more than 0% and 0.0005% or less.
  • the present invention also includes a high-strength steel wire obtained by drawing (for example, drawing) the above-described high-strength steel wire.
  • a high-strength steel wire obtained by drawing (for example, drawing) the above-described high-strength steel wire.
  • the tensile strength TS is equal to or higher than the tensile strength TS * defined by the following equation (2).
  • TS * ⁇ 87.3D + 2234 (MPa) (2)
  • D shows the wire diameter (mm) of a high-strength galvanized steel wire.
  • a wire material for a high-strength steel wire that has excellent stretchability and achieves high strength can be obtained by strictly defining the chemical composition while taking into account the fine TiC precipitation state.
  • a steel wire obtained from such a wire material for high-strength steel wire is extremely useful as a material for a hot-dip galvanized steel wire or a steel stranded wire used as a material for a rope used for a bridge or the like.
  • the present inventors examined the relationship between the wire structure and the wire drawing workability.
  • the precipitation mechanism of pro-eutectoid cementite in hypereutectoid steel was also investigated.
  • the most effective is fine TiC having a size of 0.1 ⁇ m or less, and it is necessary to ensure a sufficient amount of precipitation of fine TiC.
  • the C content of the steel material is higher, cementite is more likely to precipitate, so more fine TiC is required.
  • Coarse TiC is unlikely to have such an effect, so it is necessary to deposit as much fine TiC as possible. It is extremely important to appropriately control the amount of TiC deposited and the size distribution.
  • the grain boundary energy can be reduced and the precipitation of proeutectoid cementite can be suppressed.
  • a great amount of labor and cost are required to directly evaluate fine TiC, it can be easily evaluated by using electrolytic extraction residue measurement. That is, at room temperature, the total amount of Ti in the steel is a compound such as TiC or TiN, of which the size of TiN is about 5 to 10 ⁇ m.
  • the amount of compound-type Ti having a size of 0.1 ⁇ m or more, more specifically, the amount of compound-type Ti in the residue filtered through a mesh with an opening of 0.1 ⁇ m is measured and subtracted from the total Ti in the steel.
  • [Ti *] represents the amount of fine TiC that has passed through the mesh.
  • the above-described compound type Ti means Ti existing as a compound.
  • the above [Ti *] is 0.0023 ⁇ [C] or more, preferably 0.0023 ⁇ [C] + 0.001% or more, more preferably, when the C content is [C].
  • An amount of 0.0023 ⁇ [C] + 0.005% or more is required.
  • the upper limit of [Ti *] is 0.05% or less, preferably 0.03% or less, more preferably 0.01% or less.
  • the wire rod for steel wire according to the present invention satisfies the basic components as a wire rod, and it is necessary to appropriately adjust its chemical component composition in order to appropriately control the precipitation state of TiC. From such a viewpoint, the reason for setting the range of the chemical composition of the wire is as follows.
  • C (C: 0.80 to 1.3%) C is an element effective for increasing the strength, and the strength of the steel wire after cold working improves as the C content increases.
  • the C content needs to be 0.80% or more.
  • the C content needs to be 1.3% or less.
  • the preferable lower limit of the C content is 0.84% or more, more preferably 0.90% or more, and the preferable upper limit is 1.2% or less, more preferably 1.1% or less.
  • Si 0.1-1.5%)
  • Si is an effective deoxidizer and exhibits the effect of reducing oxide inclusions in the steel.
  • Si 0.1% or more it is necessary to contain Si 0.1% or more.
  • the Si content is excessive, the toughness of the wire is reduced, so it is necessary to set it to 1.5% or less.
  • the preferable lower limit of the Si content is 0.15% or more, more preferably 0.20% or more, and the preferable upper limit is 1.4% or less, more preferably 1.3% or less.
  • Mn 0.1 to 1.5% Since Mn greatly increases the hardenability of the steel material, it has the effect of lowering the transformation temperature during blast cooling and increasing the strength of the pearlite structure. In order to exhibit these effects effectively, the Mn content needs to be 0.1% or more. However, Mn is an element that is easily segregated. If it is excessively contained, the hardenability of the Mn segregated portion is excessively increased and there is a risk of generating a supercooled structure such as martensite. Considering these effects, the upper limit of the Mn content is set to 1.5% or less. The minimum with preferable Mn content is 0.2% or more, More preferably, it is 0.3% or more, and a preferable upper limit is 1.4% or less, More preferably, it is 1.3% or less.
  • P and S segregate at the prior austenite grain boundaries, embrittle the grain boundaries, and reduce fatigue properties. Therefore, the lower the better, but the upper limit for industrial production is 0.03% or less. These contents are all preferably 0.02% or less, more preferably 0.01% or less. P and S are impurities inevitably contained in the steel material, and it is difficult to make the amount 0% in industrial production.
  • Ti is an extremely important element for the wire of the present invention, and exhibits the effect of suppressing the precipitation of proeutectoid cementite by being finely precipitated in the form of TiC in the vicinity of the grain boundary. This is due to the action of fixing C in the vicinity of the grain boundary in the form of TiC and locally lowering the C content, and the action of relaxing grain boundary energy by fine TiC of 0.1 ⁇ m or less and preventing cementite nucleation.
  • Is. Ti, like Al, also has the effect of crystal grain refinement and toughness improvement due to the formation of nitrides. In order to exhibit such an effect, it is necessary to contain Ti 0.02% or more.
  • the Ti content needs to be 0.2% or less.
  • the preferable lower limit of the Ti content is 0.03% or more, more preferably 0.04% or more, and the preferable upper limit is 0.18% or less, more preferably 0.16% or less.
  • Al 0.01-0.10%
  • Al has a strong deoxidizing effect and has an effect of reducing oxide inclusions in the steel. Further, a crystal grain fine effect due to the pinning action of nitride and a reduction effect of solid solution N can be expected.
  • Al needs to be contained by 0.01% or more.
  • Al-based inclusions such as Al 2 O 3 increase, which causes problems such as increasing the disconnection rate during wire drawing.
  • the Al content needs to be 0.10% or less.
  • the preferable lower limit of the Al content is 0.02% or more, more preferably 0.03% or more, and the preferable upper limit is 0.08% or less, more preferably 0.06% or less.
  • N 0.001 to 0.006%
  • the upper limit of the N content (total N) in the steel is set to 0.006% or less.
  • the solute N dissolved in the steel that causes such an adverse effect, and the compound type N precipitated as a nitride does not adversely affect the toughness. Therefore, it is desirable to control the amount of solute N dissolved in the steel separately from N in the steel (total N), and the amount of solute N is preferably 0.0005% or less, more preferably 0.0003% or less.
  • the lower limit of the N content in steel is set to 0.001% or more.
  • the upper limit with preferable N content in steel is 0.004% or less, More preferably, it is 0.003% or less.
  • the contained elements specified in the present invention are as described above, and the balance is iron and unavoidable impurities.
  • the unavoidable impurities mixing of elements brought in depending on the situation of raw materials, materials, manufacturing facilities, etc. can be allowed.
  • B more than 0%, 0.010% or less
  • Cr more than 0%, 0.5% or less
  • V more than 0%, 0.2% or less
  • D Ni: more than 0%, 0.5% or less
  • Mo more than 0%, 0.5% or less
  • Co more than 0%, 1.0%
  • the reason for setting the range when these elements are contained is as follows.
  • B has an effect of preventing the formation of pro-eutectoid ferrite and pro-eutectoid cementite and making it easy to control the structure to a uniform pearlite structure. Moreover, by fixing N in steel in the form of BN, strain aging is suppressed and the toughness of the wire is improved.
  • B is preferably contained in an amount of 0.0003% or more. More preferably, it is 0.0005% or more, More preferably, it is 0.0008% or more.
  • the upper limit is preferably made 0.010% or less.
  • the upper limit with more preferable content of B is 0.008% or less, More preferably, it is 0.006% or less.
  • Cr over 0%, 0.5% or less
  • Cr has the effect of reducing the lamella spacing of pearlite and increasing the strength and toughness of the wire. Moreover, similarly to Si, it has the effect of suppressing the strength reduction of the wire during galvanization. However, even if the Cr content is excessive, the effect is saturated and it is economically wasteful. Therefore, it is preferable that the appropriate content is 0.5% or less.
  • Cr is preferably contained in an amount of 0.001% or more, more preferably 0.05% or more.
  • the upper limit with more preferable Cr content is 0.4% or less, More preferably, it is 0.3% or less.
  • V over 0%, 0.2% or less
  • V generates fine carbon / nitride (means carbide, nitride and carbonitride), so it has the effect of increasing the strength and refining the crystal grains. It can also be expected to suppress crystallization.
  • V is preferably contained in an amount of 0.001% or more, more preferably 0.05% or more. However, even if the V content is excessive, the effect is saturated and economically wasteful. Therefore, the appropriate content is preferably 0.2% or less.
  • the V content is more preferably 0.18% or less, and still more preferably 0.15% or less.
  • Ni is an element effective for increasing the toughness of the steel wire after wire drawing.
  • Ni is preferably contained in an amount of 0.05% or more, more preferably 0.1% or more.
  • the appropriate Ni content is preferably 0.5% or less, more preferably 0.4% or less, More preferably, it is 0.3% or less.
  • Cu and Mo are effective elements for enhancing the corrosion resistance of steel wires.
  • it is preferable to contain 0.01% or more, and more preferably 0.05% or more.
  • the upper limit may be 0.5% or less.
  • it is 0.4% or less, more preferably 0.3% or less.
  • Mo like Cu
  • Mo is an element effective for improving the corrosion resistance of steel wire.
  • the Mo content is excessive, a supercooled structure is likely to occur during hot rolling, and ductility is also degraded. To do.
  • the upper limit of the Mo content is preferably 0.5% or less, more preferably 0.4% or less, and still more preferably 0.3% or less.
  • Co has the effect of reducing proeutectoid cementite and making it easier to control the structure to a uniform pearlite structure.
  • the upper limit of the Co content is preferably 1.0% or less, more preferably 0.8% or less, and further preferably 0.5% or less.
  • 0.05% or more is preferably contained, more preferably 0.1% or more, and still more preferably 0.2% or more.
  • Nb like Ti, contributes to crystal grain refinement by forming a nitride, and can also be expected to suppress aging embrittlement by fixing solute N.
  • the upper limit value of the Nb content is preferably 0.5% or less, more preferably 0.4% or less, and still more preferably 0.3% or less.
  • it is preferably contained at 0.05% or more, more preferably 0.1% or more, and further preferably 0.2% or more.
  • the metal structure is preferably mainly composed of pearlite phase (for example, 90% or more in area ratio), but other phases (for example, pro-eutectoid ferrite and bainite) are partly. (10 area% or less) mixing is permissible.
  • the length of pro-eutectoid cementite is also controlled. This is because the pro-eutectoid cementite deposited on the center side from D / 4 of the wire (D: diameter of the wire) causes cracks during wire drawing and causes a broken cut. Cementite (lamellar cementite) that forms a pearlite lamellar structure rotates in accordance with the wire drawing and has the property of being oriented in the longitudinal direction of the wire. However, pro-eutectoid cementite cannot rotate in synchronism with the surrounding structure and generates cracks from the interface. The factor governing this rotation is the length of proeutectoid cementite.
  • the length (maximum length) of proeutectoid cementite is larger than 15 ⁇ m, it becomes difficult to rotate and it becomes a source of cracks, but a short one is easy to rotate, so it does not hinder the wire drawing workability so much.
  • the length (maximum length) of pro-eutectoid cementite is preferably 15 ⁇ m or less, more preferably 13 ⁇ m or less, and still more preferably 10 ⁇ m or less.
  • the minimum of the length of pro-eutectoid cementite is not specifically limited, For example, about 0.1 micrometer may be sufficient.
  • the wire material for high-strength steel wire of the present invention is excellent in stretchability and can achieve high strength.
  • the tensile strength of the wire rod of the present invention can be, for example, 1100 MPa or more, preferably 1200 MPa or more.
  • the upper limit of the tensile strength is not particularly limited, but is usually about 1500 MPa.
  • the steel piece having the chemical composition adjusted as described above may be used according to the normal production conditions.
  • preferable production conditions for appropriately adjusting the structure and the like of the wire are as follows.
  • a steel piece adjusted to a predetermined chemical composition is heated to austenite, and after obtaining a wire with a predetermined wire diameter by hot rolling, it is cooled on a cooling conveyor.
  • a perlite structure is formed in the process.
  • TiC can be finely dispersed in the vicinity of the grain boundary by precipitating TiC simultaneously with the recrystallization.
  • the reduction strain ⁇ is 0.4 or more.
  • a preferable lower limit of the area reduction strain ⁇ is 0.42 or more, more preferably 0.45 or more, and a preferable upper limit of the area reduction strain ⁇ is 0.8 or less, more preferably 0.6 or less.
  • the mounting temperature of the wire It is preferable to control the mounting temperature to 850 to 950 ° C. because a desired TiC precipitation state can be obtained.
  • This mounting temperature exceeds 950 ° C., TiC becomes coarse, and when it is less than 850 ° C., TiC remains excessively fine.
  • the upper limit of the mounting temperature is more preferably 940 ° C. or less, and further preferably 930 ° C. or less.
  • the lower limit of the mounting temperature is more preferably 870 ° C. or higher, and further preferably 880 ° C. or higher.
  • the average cooling rate within the range of the mounting temperature is preferably 20 ° C./second or less, more preferably 18 ° C./second or less, and further preferably 14 ° C./second or less.
  • the lower limit of the average cooling rate at this time is preferably 3 ° C./second or more, more preferably 4 ° C./second or more, from the viewpoint of reducing the precipitation of pro-eutectoid cementite. Preferably, it is 5 ° C./second or more.
  • the high carbon steel wire (wire for high strength steel wire) of the present invention has good stretchability, and exhibits desired properties such as strength and twisting value by drawing. Is obtained.
  • Such high-strength steel wires are generally used as high-strength galvanized steel wires by galvanizing the surface.
  • the area reduction rate of the wire drawing is not particularly limited, the wire rod of the present invention has good stretchability and can be drawn without disconnection even when the area reduction rate exceeds 80%, for example, 83% or more.
  • the upper limit of the area reduction rate is not particularly limited, but is 95% or less, for example.
  • the hot dip galvanization may be performed by immersing in a hot dip zinc bath at 350 ° C. or higher (preferably 400 ° C.
  • the tensile strength TS of this high-strength galvanized steel wire is preferably not less than the tensile strength TS * defined by the following formula (2), more preferably not less than TS * + 50 (MPa), and still more preferably TS * + 100. (MPa) or more.
  • the relationship of the following (2) Formula is calculated
  • required by experiment. TS * ⁇ 87.3D + 2234 (MPa) (2) However, D shows the wire diameter (mm) of a high-strength galvanized steel wire.
  • a non-defective terminal was collected to evaluate the rolled material (rolled material wire diameter, [Ti *], solid solution N amount, pro-eutectoid cementite maximum length, structure, tensile strength TS) were evaluated by the following methods.
  • the “heating temperature” in Table 2 is the furnace temperature before hot rolling, and the surface reduction strain ⁇ is the total reduction in the final rolling 4 passes (total 4 passes from the final pass to the 4th pass). Surface distortion.
  • the “average cooling rate” is an average of cooling rates from placement to 800 ° C. However, test no. For No. 5, the average cooling rate from 750 to 750 ° C. was taken.
  • TiC distribution, evaluation of solute N content [Ti *] and the amount of solute N were evaluated by electrolytic extraction residue measurement.
  • extraction was performed using a 10% acetylacetone solution, and a mesh having a size of 0.1 ⁇ m was used.
  • the amount of compound-type Ti in the residue was measured using ICP (Inductively Coupled Plasma) emission analysis, the amount of compound-type N and the amount of compound-type B using the absorptiometric method, and the amount of AlN using the bromester method.
  • the sample amount used for the bromoester method was 3 g, and the sample amount used for the emission analysis and absorptiometry was 0.5 g.
  • Table 2 shows the manufacturing conditions and evaluation results at this time.
  • Table 2 also shows the value of 0.0023 ⁇ [C] of the rolled material (C is the C content of the rolled material).
  • Each rolled material obtained above was processed to a predetermined wire diameter by cold drawing and immersed in a molten zinc bath at 440 to 460 ° C. for about 30 seconds to obtain a hot dip galvanized steel wire.
  • test no. Nos. 1 to 3 and 8 to 19 satisfied all the requirements stipulated in the present invention, and 90% by area or more of the structures were all pearlite phases. Also, no abnormality such as wire breakage is observed during wire drawing, and the wire strength and twisting properties after hot dip galvanizing are good. Among these, test No. 16 and 19, the amount of solute N was slightly increased, and the twist value was slightly decreased.
  • test no. Examples 4 to 7 and 20 to 23 are examples that do not satisfy any of the requirements defined in the present invention (or do not satisfy further preferable requirements), and abnormalities such as wire breakage are observed during wire drawing or melting. It can be seen that either the wire strength or the twisting property after the galvanizing treatment is inferior.
  • test no. In No. 4 the mounting temperature was as high as 1000 ° C., and the amount of [Ti *] was reduced (that is, TiC was coarsened. Further, the maximum length of proeutectoid cementite exceeded 15 ⁇ m). In addition, the proeutectoid cementite could not be sufficiently suppressed, and the wire was broken during the drawing.
  • Test No. In No. 5 since the mounting temperature was as low as 800 ° C. and the amount of [Ti *] was excessive (that is, TiC was excessively refined), the grain boundaries became brittle and vertical cracks occurred.
  • Test No. 6 the area reduction strain ⁇ in the final four passes was reduced, the crystal grains were not sufficiently refined, and the amount of [Ti *] was reduced (that is, TiC was not refined. As the maximum length of cementite exceeded 15 ⁇ m), the pro-eutectoid cementite could not be sufficiently suppressed, and the wire was broken in the middle of wire drawing. Test No. In No. 7, since the cooling rate was increased and the rolled material structure was a mixed structure of pearlite and bainite (area ratio of bainite: 40%), the drawability was lowered and the wire was broken during drawing.
  • Test No. No. 20 is an example using a steel material (steel type P) with a low C content, and the strength of the steel wire was lowered.
  • Test No. No. 21 is an example using excessive C content (steel type Q), and it was not possible to suppress proeutectoid cementite, which was disconnected.
  • Test No. No. 22 is an example using a steel material (steel type R) with a small Ti content, and the proeutectoid cementite could not be suppressed, and was broken.
  • No. No. 23 is an example using an excessive Ti content (steel type S), the amount of [Ti *] is excessive, and vertical cracks occurred.
  • the wire rod of the present invention is excellent in stretchability and can achieve high strength, and is therefore suitable for a hot-dip galvanized steel wire or a steel stranded wire material used as a rope material used for bridges, etc. It is extremely useful in industry.

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Abstract

　生引き性が良好で、しかも所定の高強度も発揮する高強度鋼線用線材、およびこのような高強度鋼線用線材から得られる高強度鋼線並びに高強度亜鉛めっき鋼線を提供する。本発明の高強度鋼線用線材は、Ｃ：０．８０～１．３％、Ｓｉ：０．１～１．５％、Ｍｎ：０．１～１．５％、Ｐ：０％超、０．０３％以下、Ｓ：０％超、０．０３％以下、Ｔｉ：０．０２～０．２％、Ａｌ：０．０１～０．１０％、およびＮ：０．００１～０．００６％、を夫々含み、残部が鉄および不可避不純物からなり、下記（１）式の関係を満足することを特徴とする。　０．０５％≧［Ｔｉ*］≧（０．００２３×［Ｃ］）　…（１）　但し、［Ｔｉ*］＝（全Ｔｉ量－大きさ０．１μｍ以上の化合物型Ｔｉ量）を示し、［Ｃ］はＣの含有量（質量％）を示す。

Description

生引き性に優れた高強度鋼線用線材および高強度鋼線
　本発明は、橋梁用ロープ等に用いられる亜鉛めっき鋼線の素材として有用な高強度鋼線、およびこのような高強度鋼線を得るための高強度鋼線用線材に関し、特に圧延後に熱処理することなく伸線するときの加工性が良好な高強度鋼線用線材等に関する。
　橋梁などに使用されるロープには、耐食性を高めるために溶融亜鉛めっきを施した鋼線若しくは鋼撚り線が用いられている。こうした鋼線の素材として、例えばＪＩＳ　Ｇ　３５４８には、線径が５ｍｍで引張強度ＴＳが１５００～１７００ＭＰａ程度の鋼線が示されており、その素材鋼としては主にＪＩＳ　Ｇ　３５０６に記載の炭素鋼が用いられている。
　ところで、溶融亜鉛めっき鋼線の素材となる鋼線では、製造コストの低減に加えて、高強度化による鋼材使用量の削減や橋梁設計の自由度向上などのメリットを出すこと、即ち高強度で且つ低コストの鋼線の開発が求められている。
　亜鉛めっき鋼線を製造するに際しては、以下の方法が採用されるのが一般的である。まず熱間圧延によって製造した線材（鋼線材）を、冷却コンベヤ上にリング状で載置し、パーライト変態を行わせた後にコイル状に巻き取り、線材コイルを得る。次に、パテンティング処理を施して強度の向上、組織の均一化を行なう。このパテンティング処理は、熱処理の一種であり、一般的には連続炉を用いて線材を９５０℃程度に加熱してオーステナイト化した後、５００℃程度に保たれた鉛浴などの冷媒に浸漬し、微細かつ均一なパーライト組織を得る。
　その後、冷間での伸線加工を行ない、パーライト鋼の加工硬化作用を利用して所定の強度を有する鋼線を得る。その後、４５０℃前後に保たれた溶融亜鉛浴に浸漬してめっき処理を行ない、亜鉛めっき鋼線とする。亜鉛めっき処理後に、更に仕上げ伸線を施す場合もある。橋梁用のケーブルとしては、それらを束ねたパラレルワイヤ（ｐａｒａｌｌｅｌ　ｗｉｒｅ　ｓｔｒａｎｄ、ＰＷＳ）や撚り合わせた亜鉛めっき鋼より線が用いられる。
　こうした一連の製造工程において、製造コスト上昇の要因になっているのがパテンティング処理である。パテンティング処理は、線材の強度上昇と品質均一化に有効ではあるが、製造コストを上昇させると共に、ＣＯ2を排出することや環境負荷物質を使用すること等、環境面でも問題がある。圧延後の線材を熱処理なしに伸線し、製品化する（すなわち、鋼線とする）ことができればメリットは大きい。圧延後の線材を熱処理なしに伸線加工することは、「生引き」と呼ばれている。
　生引きでの高強度化を達成するには、パテンティング処理を省略したときの強度低下分を補うために、Ｃ含有量を多くした過共析鋼を用いる必要がある。しかしながら、Ｃ含有量を増大させるに伴って初析セメンタイトが粒界に析出し、伸線加工性を低下させるという問題がある。こうしたことから、高強度化のためにＣ含有量を増大させた場合であっても、初析セメンタイトによる影響を抑制しつつ生引きできる特性（こうした特性を「生引き性」と呼ぶ）に優れた線材の実現が望まれている。
　これまでにも伸線加工性を向上させる技術は、様々提案されている。例えば特許文献１には、熱間圧延後の冷却を溶融塩浴で行うことで伸線加工性を向上させる技術が提案されている。この技術は、直接パテンティング処理と呼ばれている。しかしながら、溶融塩浴での直接パテンティング処理では、衝風冷却に比べると製造コストが高くなり、また設備のメンテナンス性も低いという問題がある。しかも、得られた鋼材の伸線加工性は、減面率で８０％程度と低く、ワイヤー（鋼線）の強度レベルも１８０～１９０ｋｇｆ／ｍｍ2（１７６４～１８６２ＭＰａ）程度に留まっている。
　一方、特許文献２には、熱間圧延後の冷却条件の制御によって線材強度を向上させ、パテンティング処理を省略する技術が開示されている。しかしながら、この技術で得られた鋼材の伸線加工性は減面率で５０％程度と低くなっており、ワイヤの強度レベルも１３５０～１５００ＭＰａ程度である。
特開平０４－２８９１２８号公報 特開平０５－２８７４５１号公報
　本発明はこうした状況の下でなされたものであって、その目的は、生引き性が良好で、しかも所定の高強度も達成できる高強度鋼線用線材、およびこのような高強度鋼線用線材から得られる高強度鋼線、並びに高強度亜鉛めっき鋼線を提供することにある。
　上記目的を達成することのできた本発明の高強度鋼線用線材とは、Ｃ：０．８０～１．３％（質量％の意味、成分組成について、以下同じ）、Ｓｉ：０．１～１．５％、Ｍｎ：０．１～１．５％、Ｐ：０％超、０．０３％以下、Ｓ：０％超、０．０３％以下、Ｔｉ：０．０２～０．２％、Ａｌ：０．０１～０．１０％、およびＮ：０．００１～０．００６％、を夫々含み、残部が鉄および不可避不純物からなり、下記（１）式の関係を満足することを特徴とする。
　０．０５％≧［Ｔｉ*］≧（０．００２３×［Ｃ］）　　　　…（１）
　但し、［Ｔｉ*］＝（全Ｔｉ量－大きさ０．１μｍ以上の化合物型Ｔｉ量）を示し、［Ｃ］はＣの含有量（質量％）を示す。
　なお、前記した大きさ０．１μｍ以上の化合物型Ｔｉ量とは、目開き０．１μｍのメッシュで濾過した残渣中の化合物型Ｔｉの量を意味する。
　本発明の高強度鋼線用線材においては、金属組織が面積率９０％以上のパーライト相であると共に、初析セメンタイトの最大長さが１５μｍ以下であることが好ましい。また、線材中の固溶Ｎ量は、０％超、０．０００５％以下であることが好ましい。
　高強度鋼線用線材の化学成分組成において、必要によって、更に（ａ）Ｂ：０％超、０．０１０％以下、（ｂ）Ｃｒ：０％超、０．５％以下、（ｃ）Ｖ：０％超、０．２％以下、（ｄ）Ｎｉ：０％超、０．５％以下、Ｃｕ：０％超、０．５％以下、Ｍｏ：０％超、０．５％以下、Ｃｏ：０％超、１．０％以下およびＮｂ：０％超、０．５％以下よりなる群から選ばれる１種以上等を含有させることも有効であり、含有させる成分の種類に応じて線材の特性が更に改善される。
　本発明は、上記のような高強度鋼線用線材を伸線加工（例えば、引き抜き加工）して得られた高強度鋼線をも包含する。またこの高強度鋼線に、溶融亜鉛めっきを施して作製された高強度亜鉛めっき鋼線では、引張強度ＴＳが、下記（２）式で規定される引張強度ＴＳ*以上であることが好ましい。
　ＴＳ*＝－８７．３Ｄ＋２２３４（ＭＰａ）　　　　　　　　…（２）
　但し、Ｄは高強度亜鉛めっき鋼線の線径（ｍｍ）を示す。
　本発明によれば、微細なＴｉＣの析出状況を考慮しつつ、その化学成分組成を厳密に規定することによって、生引き性に優れ、しかも高強度を達成する高強度鋼線用線材が得られる。このような高強度鋼線用線材から得られる鋼線は、橋梁などに使用されるロープの素材となる溶融亜鉛めっき鋼線や鋼撚り線の素材として極めて有用である。
　本発明者らは、上記課題を解決するため、線材組織と伸線加工性との関係について検討した。特に過共析鋼における初析セメンタイトの析出機構についても検討した。その結果、粒界近傍に微細なＴｉＣを析出させることによって、初析セメンタイトの析出を抑制できることが判明した。最も効果が大きいのは、大きさが０．１μｍ以下の微細ＴｉＣであり、微細ＴｉＣの析出量を十分に確保する必要がある。鋼材のＣ含有量が高いほどセメンタイトが析出しやすいので、より多くの微細ＴｉＣが必要になる。粗大なＴｉＣではこうした効果が出にくいので、微細ＴｉＣをできるだけ多く析出させる必要がある。ＴｉＣの析出量とサイズ分布を適切に制御することが極めて重要となる。
　上記のように大きさが０．１μｍ以下の微細ＴｉＣをオーステナイト粒界近傍に析出させることによって、粒界エネルギーを減少させ、初析セメンタイトの析出を抑制することができる。微細ＴｉＣを直接評価するには多大な労力と費用が必要になるが、電解抽出残渣測定を利用することで簡易的に評価することができる。即ち、室温では鋼中のＴｉは全量がＴｉＣ、ＴｉＮなどの化合物となっており、このうちＴｉＮの大きさは、５～１０μｍ程度である。従って、大きさ０．１μｍ以上の化合物型Ｔｉの量、より具体的には、目開き０．１μｍのメッシュで濾過した残渣中の化合物型Ｔｉの量を測定し、鋼中の全Ｔｉから差し引いた値を［Ｔｉ*］とすると、この［Ｔｉ*］は、メッシュをすり抜けた微細ＴｉＣの量を表す。なお、前記した化合物型Ｔｉとは、化合物として存在するＴｉを意味する。
　鋼中のＣ含有量が多いほど初析セメンタイトが析出しやすいので、微細ＴｉＣが多量に必要になる。こうした関係から、上記［Ｔｉ*］は、Ｃ含有量を［Ｃ］としたときに、０．００２３×［Ｃ］以上、好ましくは０．００２３×［Ｃ］＋０．００１％以上、より好ましくは０．００２３×［Ｃ］＋０．００５％以上の量が必要となる。一方、微細ＴｉＣを多量に析出させると、粒界が脆化し、線材の靱性が低下するので、伸線時に縦割れを引き起こす。こうした観点から、上記［Ｔｉ*］の上限は０．０５％以下、好ましくは０．０３％以下、より好ましくは０．０１％以下となる。
　本発明の鋼線用線材は、線材としての基本成分を満足させると共に、ＴｉＣの析出状態を適切に制御するために、その化学成分組成も適切に調整する必要がある。こうした観点から、線材の化学成分組成の範囲設定理由は次の通りである。
　（Ｃ：０．８０～１．３％）
　Ｃは、強度の上昇に有効な元素であり、Ｃ含有量が増加するに従って冷間加工後の鋼線の強度は向上する。本発明の目指す強度レベルを達成するには、Ｃ含有量は０．８０％以上とする必要がある。しかしながら、Ｃ含有量が過剰になると、初析セメンタイトが粒界に析出し、伸線加工性を阻害する。こうした観点から、Ｃ含有量は１．３％以下とする必要がある。Ｃ含有量の好ましい下限は０．８４％以上、より好ましくは０．９０％以上であり、好ましい上限は１．２％以下、より好ましくは１．１％以下である。
　（Ｓｉ：０．１～１．５％）
　Ｓｉは、有効な脱酸剤であり、鋼中の酸化物系介在物を低減する効果を発揮する。また、線材の強度を上昇させると共に、溶融亜鉛めっき時の熱履歴に伴うセメンタイト粒状化を抑制し、強度低下を抑える効果がある。こうした効果を有効に発揮させるためには、Ｓｉは０．１％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｓｉ含有量が過剰になると線材の靱性を低下させるので、１．５％以下とする必要がある。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．１５％以上、より好ましくは０．２０％以上であり、好ましい上限は１．４％以下、より好ましくは１．３％以下である。
　（Ｍｎ：０．１～１．５％）
　Ｍｎは、鋼材の焼入れ性を大きく高めるため、衝風冷却時の変態温度を低下させ、パーライト組織の強度を高める効果がある。これらの効果を有効に発揮させるためには、Ｍｎ含有量は０．１％以上とする必要がある。しかしながら、Ｍｎは偏析し易い元素であり、過剰に含有させると、Ｍｎ偏析部の焼入れ性が過剰に増大し、マルテンサイト等の過冷組織を生成させる危険がある。これらの影響を考え、Ｍｎ含有量の上限は１．５％以下とした。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．２％以上、より好ましくは０．３％以上であり、好ましい上限は１．４％以下、より好ましくは１．３％以下である。
　（Ｐ：０％超、０．０３％以下、Ｓ：０％超、０．０３％以下）
　ＰおよびＳは、旧オーステナイト粒界に偏析して粒界を脆化させ、疲労特性を低下させるため、できるだけ低い方が良いが、工業生産上、それらの上限を０．０３％以下とする。これらの含有量は、いずれも好ましくは０．０２％以下、より好ましくは０．０１％以下とするのが良い。尚、ＰおよびＳは、鋼材に不可避的に含まれる不純物であり、その量を０％にすることは、工業生産上、困難である。
　（Ｔｉ：０．０２～０．２％）
　Ｔｉは、本発明の線材にとって極めて重要な元素であり、粒界近傍にＴｉＣの形で微細に析出することで、初析セメンタイトの析出を抑制する効果を発揮する。これは粒界近傍のＣをＴｉＣの形で固定し、局所的にＣ含有量を下げる働きと、０．１μｍ以下の微細なＴｉＣによって粒界エネルギーを緩和し、セメンタイトの核生成を妨げる働きによるものである。また、ＴｉはＡｌと同様に、窒化物の生成による結晶粒微細化効果、靱性向上効果もある。この様な効果を発揮させるためには、Ｔｉは０．０２％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｔｉの含有量が過剰になると、ＴｉＣが過剰に析出して粒界を脆化させ、靱性が低下する。こうした観点から、Ｔｉ含有量は０．２％以下とする必要がある。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．０３％以上、より好ましくは０．０４％以上であり、好ましい上限は０．１８％以下、より好ましくは０．１６％以下である。
　（Ａｌ：０．０１～０．１０％）
　Ａｌは、強力な脱酸効果を持ち、鋼中の酸化物系介在物を低減する効果がある。また窒化物のピンニング作用による結晶粒微細効果や、固溶Ｎの低減効果も期待できる。その様な効果を発揮するためには、Ａｌは０．０１％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ａｌ含有量が過剰になると、Ａｌ2Ｏ3の様なＡｌ系介在物が増大し、伸線加工時の断線率を上昇させるなどの弊害が出る。それを防止するためには、Ａｌ含有量は０．１０％以下とする必要がある。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０２％以上、より好ましくは０．０３％以上であり、好ましい上限は０．０８％以下、より好ましくは０．０６％以下である。
　（Ｎ：０．００１～０．００６％）
　Ｎは、侵入型元素として鋼中に固溶すると歪み時効による脆化を引き起こし、線材の靱性を低下させる。そのため、鋼中のＮ含有量（ｔｏｔａｌ　Ｎ）の上限は０．００６％以下とする。但し、この様な弊害をもたらすのは鋼中に固溶した固溶Ｎであり、窒化物として析出した化合物型Ｎは、靱性に悪影響を及ぼさない。従って、鋼中Ｎ（ｔｏｔａｌ　Ｎ）とは別に、鋼中に固溶した固溶Ｎ量を制御することが望ましく、該固溶Ｎ量は０．０００５％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．０００３％以下である。一方、工業生産上、鋼中Ｎを０．００１％未満に低減することは困難であるので、鋼中Ｎ含有量の下限を０．００１％以上とする。尚、鋼中Ｎ含有量の好ましい上限は０．００４％以下であり、より好ましくは０．００３％以下である。
　本発明で規定する含有元素は上記の通りであって、残部は鉄および不可避不純物であり、該不可避不純物として、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる元素の混入が許容され得る。また、必要によって、更に（ａ）Ｂ：０％超、０．０１０％以下、（ｂ）Ｃｒ：０％超、０．５％以下、（ｃ）Ｖ：０％超、０．２％以下、（ｄ）Ｎｉ：０％超、０．５％以下、Ｃｕ：０％超、０．５％以下、Ｍｏ：０％超、０．５％以下、Ｃｏ：０％超、１．０％以下およびＮｂ：０％超、０．５％以下よりなる群から選ばれる１種以上を、夫々単独でまたは適宜組み合わせて含有させることも有効であり、含有させる成分の種類に応じて線材の特性が更に改善される。これらの元素を含有させるときの範囲設定理由は、次の通りである。
　（Ｂ：０％超、０．０１０％以下）
　Ｂは、初析フェライトや初析セメンタイトの生成を妨げ、組織を均一なパーライト組織に制御しやすくする効果がある。また、鋼中のＮをＢＮの形で固定することにより、歪み時効を抑制し、線材の靱性を向上させる。それらの作用を有効に発揮させるためには、Ｂは０．０００３％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．０００５％以上であり、更に好ましくは０．０００８％以上である。しかしながら、Ｂの含有量が過剰になると、鉄との化合物（Ｂ－ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）が析出し、熱間圧延時の割れを引き起こすため、その上限を０．０１０％以下とすることが好ましい。尚、Ｂの含有量のより好ましい上限は、０．００８％以下であり、更に好ましくは０．００６％以下である。
　（Ｃｒ：０％超、０．５％以下）
　Ｃｒは、パーライトのラメラ間隔を微細化し、線材の強度や靱性を高める効果を有する。また、Ｓｉと同様に、亜鉛めっき時における線材の強度低下を抑制する効果がある。しかしながら、Ｃｒ含有量が過剰になってもその効果は飽和し、経済的に無駄であるので、適切な含有量として０．５％以下とすることが好ましい。尚、Ｃｒによる効果を有効に発揮させるためには、Ｃｒは０．００１％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．０５％以上である。また、Ｃｒ含有量のより好ましい上限は、０．４％以下であり、更に好ましくは０．３％以下である。
　（Ｖ：０％超、０．２％以下）
　Ｖは、微細な炭・窒化物（炭化物、窒化物および炭窒化物を意味する）を生成するため、強度上昇と結晶粒の微細化効果がある他、固溶Ｎを固定することによって時効脆化抑制も期待できる。Ｖによる効果を有効に発揮させるためには、Ｖは０．００１％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．０５％以上である。しかしながら、Ｖ含有量が過剰になってもその効果は飽和し、経済的に無駄であるので、適切な含有量として０．２％以下とすることが好ましい。Ｖ含有量は、より好ましくは０．１８％以下であり、更に好ましくは０．１５％以下である。
　（Ｎｉ：０％超、０．５％以下、Ｃｕ：０％超、０．５％以下、Ｍｏ：０％超、０．５％以下、Ｃｏ：０％超、１．０％以下およびＮｂ：０％超、０．５％以下よりなる群から選ばれる１種以上）
　Ｎｉは、伸線加工後の鋼線の靱性を高めるのに有効な元素である。Ｎｉによる効果を有効に発揮させるためには、Ｎｉは０．０５％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．１％以上である。しかしながら、Ｎｉ含有量が過剰になってもその効果は飽和し、経済的に無駄であるので、適切なＮｉ含有量は０．５％以下が好ましく、より好ましくは０．４％以下であり、更に好ましくは０．３％以下である。
　ＣｕとＭｏは、鋼線の耐食性を高めるのに有効な元素である。こうした効果を有効に発揮させるためには、いずれも０．０１％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．０５％以上である。しかしながら、Ｃｕの含有量が過剰になると、ＣｕはＳと反応して粒界部にＣｕＳを偏析させ、線材製造過程で疵を発生させため、その上限値は０．５％以下とすることが好ましく、より好ましくは、０．４％以下であり、更に好ましくは０．３％以下である。
　一方、ＭｏもＣｕと同様に、鋼線の耐食性を向上させるのに有効な元素であるが、Ｍｏの含有量が過剰になると熱間圧延時に過冷組織が発生しやすくなり、また延性も劣化する。こうしたことから、Ｍｏの含有量の上限値は０．５％以下とすることが好ましく、より好ましくは、０．４％以下であり、更に好ましくは０．３％以下である。
　Ｃｏは、初析セメンタイトを低減し、組織を均一なパーライト組織に制御しやすくする効果がある。しかしながら、Ｃｏを過剰に含有させてもその効果は飽和し、経済的に無駄である。そこで、Ｃｏ含有量の上限値を１．０％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．８％以下であり、更に好ましくは０．５％以下である。尚、Ｃｏによる効果を有効に発揮させるためには、０．０５％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．１％以上であり、更に好ましくは０．２％以上である。
　ＮｂはＴｉと同様に、窒化物を形成して結晶粒微細化に寄与する他、固溶Ｎを固定することによる時効脆化抑制も期待できる。しかしながら、Ｎｂを過剰に含有させてもその効果は飽和し、経済的に無駄である。そこで、Ｎｂ含有量の上限値を０．５％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．４％以下であり、更に好ましくは０．３％以下である。尚、Ｎｂによる効果を有効に発揮させるためには、０．０５％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．１％以上であり、更に好ましくは０．２％以上である。
　本発明の高強度鋼線用線材は、金属組織がパーライト相を主体（例えば、面積率で９０％以上）とすることが好ましいが、他の相（例えば、初析フェライトやベイナイト）が一部（１０面積％以下）混入することは許容できる。
　本発明では、更に初析セメンタイトの長さも制御されていることが好ましい。線材のＤ／４（Ｄ：線材の直径）より中心側に析出した初析セメンタイトは、伸線加工中にクラックを発生させ、カッピー断線の原因となるためである。パーライトのラメラ構造を形成するセメンタイト（ラメラセメンタイト）は、伸線加工に応じて回転し、線材長手方向に配向する性質を持っている。しかしながら、初析セメンタイトは周囲の組織と同調して回転することができず、その界面からクラックを発生させる。この回転を支配する因子は、初析セメンタイトの長さである。初析セメンタイトの長さ（最大長さ）が１５μｍよりも大きくなると、回転しにくくなり、クラックの発生源になるが、短いものは回転しやすいのでそれほど伸線加工性を阻害しない。こうした観点から、初析セメンタイトの長さ（最大長さ）は１５μｍ以下とすることが好ましく、より好ましくは、１３μｍ以下であり、更に好ましくは１０μｍ以下である。尚、初析セメンタイトの長さの下限は、特に限定されず、例えば０．１μｍ程度であってもよい。
　本発明の高強度鋼線用線材は生引き性に優れるとともに、高強度を達成できる。本発明の線材の引張強度は、例えば１１００ＭＰａ以上とでき、好ましくは１２００ＭＰａ以上とできる。引張強度の上限は特に限定されないが、通常１５００ＭＰａ程度である。
　本発明の高強度鋼線用線材を製造するに当たっては、上記のように化学成分組成を調整した鋼片を用い、通常の製造条件に従って製造すれば良い。但し、線材の組織等を適切に調整するための好ましい製造条件は以下の通りである。
　高炭素鋼線材の製造過程では、一般的に所定の化学成分組成に調整した鋼片を加熱してオーステナイト化し、熱間圧延によって所定の線径の線材を得た後に、冷却コンベア上で冷却する過程でパーライト組織とする。このとき、熱間圧延中には動的再結晶に伴う微細オーステナイト組織が得られるが、この再結晶と同時にＴｉＣを析出させることで、このＴｉＣを粒界近傍に微細分散させることができる。ここで、結晶粒度への影響が最も大きい最終圧延４パス(最終パスから数えて４パス目までの４パス)における減面歪みをεとしたとき、この減面歪みεを０．４以上とすることで、結晶粒を十分に微細化し、ＴｉＣを微細分散させることができる。ここで、減面歪みεは、ε=ｌｎ（Ｓ1／Ｓ2)（Ｓ1：圧延ロール入り側における線材断面積、Ｓ2：同出側における線材断面積、を夫々示す。）で表される。減面歪みεの好ましい下限は０．４２以上であり、より好ましくは０．４５以上であり、減面歪みεの好ましい上限は０．８以下であり、より好ましくは０．６以下である。
　また、圧延後の冷却過程において、微細析出したＴｉＣの粗大化が進行する。このときに重要な要件は、線材の載置温度である。この載置温度を８５０～９５０℃に制御することによって、所望のＴｉＣの析出状態を得ることができるので好ましい。この載置温度が９５０℃を超えると、ＴｉＣが粗大化し、８５０℃未満ではＴｉＣが過剰に微細なままになってしまう。載置温度の上限は、より好ましくは９４０℃以下であり、更に好ましくは９３０℃以下である。載置温度の下限は、より好ましくは８７０℃以上であり、更に好ましくは８８０℃以上である。
　圧延後の冷却過程においては、衝風冷却によって冷却することになるが、このときの冷却速度（平均冷却速度）があまり速くなり過ぎると、ベイナイト等が混入しやすくなり、パーライト相主体の組織にできなくなる。こうした観点から、載置温度の範囲内での平均冷却速度は２０℃／秒以下であることが好ましく、より好ましくは１８℃／秒以下であり、更に好ましくは１４℃／秒以下である。尚、このときの平均冷却速度の下限は、初析セメンタイトの析出をより少なくするという観点からして、３℃／秒以上であることが好ましく、より好ましくは４℃／秒以上であり、更に好ましくは５℃／秒以上である。
　本発明の高炭素鋼線材（高強度鋼線用線材）は、生引き性が良好なものとなり、伸線加工することによって、強度、捻回値などの所望の特性を発揮する高強度鋼線が得られる。このような高強度鋼線は、その表面に溶融亜鉛めっきを施して高強度亜鉛めっき鋼線として使用されるのが一般的である。伸線加工の減面率は特に限定されないが、本発明の線材は生引き性が良好であり、減面率を例えば８０％超、更には８３％以上としても断線することなく伸線できる。減面率の上限は特に限定されないが、例えば９５％以下である。溶融亜鉛めっきは、例えば３５０℃以上（好ましくは４００℃以上）、５５０℃以下（好ましくは５００℃以下）である溶融亜鉛浴に、１５秒～１分程度浸漬して行えばよい。引き抜き加工などの伸線加工をした後の鋼線では、その線径は小さくなればなるほど、高強度になる。この高強度亜鉛めっき鋼線の引張強度ＴＳは、下記（２）式で規定される引張強度ＴＳ*以上であることが好ましく、より好ましくはＴＳ*＋５０(ＭＰａ)以上、更に好ましくはＴＳ*＋１００(ＭＰａ)以上である。尚、下記（２）式の関係は、実験によって求めたものである。
　ＴＳ*＝－８７．３Ｄ＋２２３４（ＭＰａ）　　　　　　　　…（２）
　但し、Ｄは高強度亜鉛めっき鋼線の線径（ｍｍ）を示す。
　本願は、２０１３年３月２７日に出願された日本国特許出願第２０１３－６７４６５号に基づく優先権の利益を主張するものである。２０１３年３月２７日に出願された日本国特許出願第２０１３－６７４６５号の明細書の全内容が、本願に参考のため援用される。
　以下、実施例によっ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よって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で変更を加えて実施することは勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
　下記表１に示した化学成分組成（鋼種Ａ～Ｓ）の鋼片（断面形状が１５５ｍｍ×１５５ｍｍ）を用い、熱間圧延して所定の線径に加工し、冷却コンベヤ上にリング状に載置して、衝風冷却による制御冷却でパーライト変態を行わせた後、コイル状に巻き取って各種圧延材コイルを得た。尚、表１中、「－」は、無添加であることを意味する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　得られた圧延材について、端末（すなわち、圧延材の端部）の非定常部を切り捨てた後、良品の端末を採取して圧延材の評価（圧延材線径、［Ｔｉ＊］、固溶Ｎ量、初析セメンタイト最大長さ、組織、引張強度ＴＳ）を、下記の方法によって評価した。尚、表２中の「加熱温度」は熱間圧延前の加熱炉温度であり、減面歪みεは、最終圧延４パス(最終パスから数えて４パス目までの合計４パス)における合計減面歪みである。また、「平均冷却速度」は、載置から８００℃までの冷却速度を平均したものである。但し、試験Ｎｏ．５については、載置から７５０℃までの平均冷却速度を採った。
　（ＴｉＣの分布状態、固溶Ｎ量の評価）
　［Ｔｉ*］および固溶Ｎ量については、電解抽出残渣測定によって評価した。この測定では、１０％アセチルアセトン溶液を用いて抽出を行い、メッシュは０．１μｍのものを用いた。残渣中の化合物型Ｔｉ量はＩＣＰ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ　Ｃｏｕｐｌｅｄ　Ｐｌａｓｍａ）発光分析法、化合物型Ｎ量、化合物型Ｂ量は吸光光度法、ＡｌＮ量はブロムエステル法を夫々用いて測定した。ブロムエステル法に用いた試料量は３ｇ、発光分析法、吸光光度法に用いた試料量は０．５ｇとした。尚、ＴｉＣの析出状態は、少なくとも１０００℃以上の加熱処理を経ない限り変化しないので、引き抜き加工後や、溶融亜鉛めっき後の鋼線で測定しても良い。それらの値から、［Ｔｉ*］＝全Ｔｉ量－大きさ０．１μｍ以上の化合物型Ｔｉ量に基づいて、［Ｔｉ*］量を測定すると共に、固溶Ｎ＝全Ｎ量－化合物型Ｎ量から固溶Ｎ量を測定した。
　（圧延材の引張強度ＴＳ、組織の評価）
　圧延材の端末サンプルに引張試験を行って、圧延材の引張強度ＴＳを測定した。このとき３回（ｎ＝３）の平均値を求めた。また、同じく端末サンプルを樹脂に埋め込み、走査型電子顕微鏡（Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ，ＳＥＭ）で観察することで、初析セメンタイトの状態を評価した。線材長手方向と垂直な断面（横断面）を観察し、断面内でＤ／４（Ｄ：線材の直径）より中心側に観察された板状の初析セメンタイトの最大長さを測定した。尚、初析セメンタイトの先端が複数に枝分かれしている場合には、各枝の長さを合計した値を採用した。
　このときの製造条件と、評価結果を下記表２に示す。尚、表２には、圧延材の０．００２３×［Ｃ］の値（Ｃは圧延材のＣ含有量）も示した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　上記で得られた各圧延材を、冷間伸線によって所定の線径まで加工し、４４０～４６０℃の溶融亜鉛浴に３０秒程度浸漬して溶融亜鉛めっき鋼線を得た。また引張試験によってワイヤ（溶融亜鉛めっき鋼線）の引張強度ＴＳを評価した。このとき、３回（ｎ＝３）の平均値を測定した。また、捻回試験によって捻回値を測定し、更に破面形状の観察から縦割れの有無を判定した。捻回値は、破断までに要した捻回回数を、チャック間距離１００ｍｍとして規格化し、３回（ｎ＝３）の平均値を算出した。３回の捻回試験によって、１本でも縦割れが見られた場合は縦割れ有りと判定した。
　溶融亜鉛めっき鋼線の評価結果（線径、冷間伸線時の減面率、引張強度ＴＳ、前記（２）式によって求められた引張強度ＴＳ*、縦割れの有無）を、下記表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　これらの結果から、次のように考察することができる。即ち、試験Ｎｏ．１～３、８～１９は、本発明で規定する要件を全て満足しており、その組織は全て９０面積％以上がパーライト相となっていた。また伸線加工中に断線等の異常は見られず、溶融亜鉛めっき処理後のワイヤ強度と捻回特性は良好である。このうち、試験Ｎｏ．１６、１９では、固溶Ｎ量が若干多くなっており、捻回値が若干低下していた。
　これに対して、試験Ｎｏ．４～７、２０～２３は、本発明で規定する要件のいずれかを満足しない（またはさらに好ましい要件を満足しない）例であり、伸線加工中に断線等の異常が見られるか、或いは溶融亜鉛めっき処理後のワイヤ強度若しくは捻回特性のいずれかにおいて劣っていることが分かる。
　このうち、試験Ｎｏ．４は、載置温度が１０００℃と高くなっており、［Ｔｉ*］量が少なくなった（すなわち、ＴｉＣが粗大化した。さらに、初析セメンタイトの最大長さが１５μｍを超えた。）ために、十分に初析セメンタイトを抑制することができず、伸線途中で断線していた。試験Ｎｏ．５は、載置温度が８００℃と低く、［Ｔｉ*］量が過剰になった（すなわち、ＴｉＣが過剰に微細化した）ために、粒界が脆化して縦割れが発生した。
　試験Ｎｏ．６は、最終４パスの減面歪みεが小さくてなって、結晶粒が十分に微細化せず、［Ｔｉ*］量が少なくなった（すなわち、ＴｉＣが微細化しなかった。さらに、初析セメンタイトの最大長さが１５μｍを超えた。）ために、十分に初析セメンタイトを抑制することができず、伸線途中で断線していた。試験Ｎｏ．７は、冷却速度が速くなって圧延材組織がパーライトとベイナイトの混合組織（ベイナイトの面積率：４０％）になったために伸線性が低下し、伸線中に断線した。
　試験Ｎｏ．２０は、Ｃ含有量が少ない鋼材（鋼種Ｐ）を用いた例であり、鋼線の強度が低下した。試験Ｎｏ．２１は、Ｃ含有量が過剰な（鋼種Ｑ）を用いた例であり、初析セメンタイトを抑制できず、断線した。
　試験Ｎｏ．２２は、Ｔｉ含有量が少ない鋼材（鋼種Ｒ）を用いた例であり、初析セメンタイトを抑制できず、断線した。Ｎｏ．２３は、Ｔｉ含有量が過剰な（鋼種Ｓ）を用いた例であり、［Ｔｉ*］量が過剰になっており、縦割れが発生した。
　本発明の線材は、生引き性に優れ、しかも高強度を達成することができるため、橋梁などに使用されるロープの素材となる溶融亜鉛めっき鋼線や鋼撚り線の素材に好適であり、産業上極めて有用である。

Claims (9)

  1. 　Ｃ　：０．８０～１．３％（質量％の意味、成分組成について、以下同じ）、
    　Ｓｉ：０．１～１．５％、
    　Ｍｎ：０．１～１．５％、
    　Ｐ　：０％超、０．０３％以下、
    　Ｓ　：０％超、０．０３％以下、
    　Ｔｉ：０．０２～０．２％、
    　Ａｌ：０．０１～０．１０％、および
    　Ｎ：０．００１～０．００６％、
    を夫々含み、残部が鉄および不可避不純物からなり、
    　下記（１）式の関係を満足することを特徴とする生引き性に優れた高強度鋼線用線材。
    　０．０５％≧［Ｔｉ*］≧（０．００２３×［Ｃ］）　　…（１）
    　但し、［Ｔｉ*］＝（全Ｔｉ量－大きさ０．１μｍ以上の化合物型Ｔｉ量）を示し、［Ｃ］はＣの含有量（質量％）を示す。
  2. 　金属組織が面積率９０％以上のパーライト相であると共に、初析セメンタイトの最大長さが１５μｍ以下である請求項１に記載の高強度鋼線用線材。
  3. 　固溶Ｎ量が０％超、０．０００５％以下である請求項１に記載の高強度鋼線用線材。
  4. 　固溶Ｎ量が０％超、０．０００５％以下である請求項２に記載の高強度鋼線用線材。
  5. 　更に、Ｂ：０％超、０．０１０％以下、Ｃｒ：０％超、０．５％以下、Ｖ：０％超、０．２％以下、Ｎｉ：０％超、０．５％以下、Ｃｕ：０％超、０．５％以下、Ｍｏ：０％超、０．５％以下、Ｃｏ：０％超、１．０％以下およびＮｂ：０％超、０．５％以下よりなる群から選ばれる１種以上を含有する請求項１～４のいずれかに記載の高強度鋼線用線材。
  6. 　請求項１～４のいずれかに記載の高強度鋼線用線材を伸線加工して得られた高強度鋼線。
  7. 　請求項５に記載の高強度鋼線用線材を伸線加工して得られた高強度鋼線。
  8. 　請求項６に記載の高強度鋼線に溶融亜鉛めっきを施して作製された高強度亜鉛めっき鋼線であり、引張強度ＴＳが、下記（２）式で規定される引張強度ＴＳ*以上であることを特徴とする高強度亜鉛めっき鋼線。
    　ＴＳ*＝－８７．３Ｄ＋２２３４（ＭＰａ）　　　　　　…（２）
    　但し、Ｄは高強度亜鉛めっき鋼線の線径（ｍｍ）を示す。
  9. 　請求項７に記載の高強度鋼線に溶融亜鉛めっきを施して作製された高強度亜鉛めっき鋼線であり、引張強度ＴＳが、下記（２）式で規定される引張強度ＴＳ*以上であることを特徴とする高強度亜鉛めっき鋼線。
    　ＴＳ*＝－８７．３Ｄ＋２２３４（ＭＰａ）　　　　　　…（２）
    　但し、Ｄは高強度亜鉛めっき鋼線の線径（ｍｍ）を示す。
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