WO2014157129A1 - 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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株式会社神戸製鋼所
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    • Y10T428/12979—Containing more than 10% nonferrous elements [e.g., high alloy, stainless]

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 described in JIS G 3506. Carbon steel is used.
  • the steel wire that is the material of the hot dip galvanized steel wire is required to have high strength. If high strength can be realized, benefits such as reduction in the amount of steel wire used and improvement in the degree of freedom in bridge design can be obtained.
  • a wire rod (also referred to as a 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 coil.
  • a patenting process is performed to improve the strength of the wire and make the structure uniform. This patenting process is a kind of heat treatment.
  • 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.
  • a cable for a bridge is obtained using a parallel wire (PWS (parallel wire strand)) obtained by bundling the galvanized steel wires thus obtained and a twisted galvanized steel strand.
  • PWS parallel wire
  • 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. If the rolled wire is drawn without a heat treatment such as patenting, and commercialized to obtain a steel wire, the above problem can be solved, so the merit is great. Drawing a wire after rolling without heat treatment is called “raw drawing”.
  • the longitudinal strength variation of the wire becomes a problem.
  • the wire rod is placed in a ring shape on a cooling conveyor for cooling.
  • the state of the ring-shaped wire on the cooling conveyor is shown in the schematic explanatory diagram of FIG.
  • the cooling rate varies in each part of the dense part 10 or the sparse part 11, and the pearlite structure that precipitates has a periodic structure variation for one round of the ring. Therefore, the mechanical characteristics also vary periodically. Will occur.
  • the product strength is designed based on the lower limit value from the viewpoint of safety. Therefore, it is possible to design a product with higher strength by reducing variations in the strength of the wire.
  • the effect of homogenizing the structure by the patenting process cannot be obtained. Therefore, it is necessary to make the structure uniform by controlling the structure after hot rolling and reduce the strength variation.
  • 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.
  • Patent Document 2 discloses a technique for improving the wire strength by controlling the cooling conditions after hot rolling and omitting the patenting process.
  • Patent Document 3 discloses a technique for improving the wire drawing property of a wire by reducing the pearlite structure variation due to the coil density in the spring steel wire.
  • the method of patenting directly in the molten salt bath as in Patent Document 1 has a problem that the manufacturing cost is higher than that of blast cooling and the maintainability of the equipment is also low. Moreover, 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).
  • the wire drawing workability of the wire obtained by the technique of Patent Document 2 is as low as about 50% in terms of area reduction, and the strength level of the wire (steel wire) is about 1350 to 1500 MPa.
  • the present invention has been made under such circumstances, and its purpose is to obtain a high-strength steel wire rod capable of achieving high strength and high toughness even when being laid by blast cooling with high productivity. It is an object of the present invention to provide a high-strength steel wire obtained from such a high-strength steel wire and a high-strength galvanized steel wire.
  • the high-strength steel wire rod according to the present invention that has achieved the above-mentioned object includes C: 0.80 to 1.3% (meaning of mass%, the same applies to the component composition), Si: 0.1 to 1.5%, Mn: 0.1 to 1.5%, P: more than 0% to 0.03% or less, S: more than 0% to 0.03% or less, B: 0.0005 to 0.01%, Al : 0.01 to 0.10%, and N: 0.001 to 0.006%, respectively, the balance is made of iron and inevitable impurities, the structure has a pearlite area ratio of 90% or more, and a pearlite nodule
  • the average value Pave of the particle size numbers and the standard deviation P ⁇ thereof satisfy the following expressions (1) and (2), respectively. 7.0 ⁇ Pave ⁇ 10.0 (1) P ⁇ ⁇ 0.6 (2)
  • the area ratio of grain boundary ferrite is preferably 1.0% or less.
  • the Ceq represented by the following formula (3) is preferably 0.85% or more and 1.45% or less.
  • Ceq [C] + [Si] / 24 + [Mn] / 6 + [Ni] / 40 + [Cr] / 5 + [Mo] / 4 + [V] / 14 (3)
  • [C], [Si], [Mn], [Ni], [Cr], [Mo] and [V] are the contents (mass of C, Si, Mn, Ni, Cr, Mo and V, respectively). %).
  • the present invention also includes a high-strength steel wire obtained by drawing, for example, drawing, a wire for a high-strength steel wire as described above. Further, in the high-strength galvanized steel wire produced by subjecting this high-strength steel wire to hot dip galvanization, the standard deviation WTS ⁇ of the tensile strength TS satisfies the following formula (4). WTS ⁇ ⁇ 40 (MPa) (4)
  • the composition of the chemical component is strictly defined, the structure has a pearlite area ratio of 90% or more, and the average value Pave of the pearlite nodule particle size number and its standard deviation P ⁇ are within a predetermined range.
  • 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 inventors of the present invention have made extensive studies on the transformation behavior of carbon steel, in particular, in order to provide a homogeneous wire with reduced variation in structure even when it is raw.
  • a fine ferrite structure is precipitated at the grain boundary prior to the pearlite transformation, that is, the grain boundary ferrite precipitates, but the cooling rate locally changes due to the transformation heat generated at that time, It was found that tissue variation occurred. That is, it was found that the precipitation of grain boundary ferrite promotes the variation of the pearlite structure, and the structure variation can be reduced by suppressing the precipitation amount.
  • B segregates at the austenite grain boundary, lowers the grain boundary energy, and has an effect of suppressing precipitation of grain boundary ferrite precipitated from the grain boundary.
  • B is precipitated as a compound such as BN, the above effect cannot be exhibited. Therefore, it is important that the B is dissolved in steel at the stage where pearlite transformation occurs.
  • the hardenability of the wire after rolling that is, the time until the start of pearlite transformation (transformation start time) and the time taken from the start of transformation to completion (transformation time) are appropriate. It is also important to design. Among these, the transformation start time is greatly affected by the austenite grain size before transformation, and therefore, for example, the reduction in hot rolling is increased (specifically, the reduction strain ⁇ is set to 0.4 or more as described later). It is preferable to refine the austenite grain size. The finer the grain size, the faster the transformation start time, and the coarser the grain size, the slower the transformation start time. Since the cooling rate varies depending on the density of the coil, the difference in transformation temperature becomes smaller as the transformation start time is advanced, and tissue variation can be reduced.
  • the transformation time by making the transformation time longer, the transformation temperature can be made uniform by the recuperation effect due to transformation heat generation, and the variation in structure can be reduced.
  • the influence of alloy components including C (carbon) is large, and the influence can be expressed using the carbon equivalent Ceq defined by the following formula (3).
  • the carbon equivalent Ceq By increasing the carbon equivalent Ceq, the transformation time can be lengthened and the variation in structure can be reduced.
  • the carbon equivalent Ceq is preferably controlled to 0.85% or more and 1.45% or less.
  • a more preferable lower limit of the carbon equivalent Ceq is 0.90% or more.
  • a more preferable upper limit is 1.40% or less, and further preferably 1.35% or less.
  • Ceq [C] + [Si] / 24 + [Mn] / 6 + [Ni] / 40 + [Cr] / 5 + [Mo] / 4 + [V] / 14 (3)
  • [C], [Si], [Mn], [Ni], [Cr], [Mo] and [V] are the contents (mass of C, Si, Mn, Ni, Cr, Mo and V, respectively). %).
  • the steel wire rod of the present invention needs to appropriately control the structure and appropriately adjust its chemical composition. 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 minimum with preferable C content is 0.82% or more, More preferably, it is 0.84% or more.
  • a 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 minimum with preferable Si content is 0.15% or more, More preferably, it is 0.20% or more.
  • a 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, and if excessively contained, the hardenability of the Mn segregated portion is excessively increased, and a supercooled structure such as martensite may be generated. Considering these effects, the upper limit of the Mn content is 1.5% or less. The minimum with preferable Mn content is 0.2% or more, More preferably, it is 0.3% or more. A preferable upper limit is 1.4% or less, more preferably 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.
  • B has the effect of preventing the formation of grain boundary ferrite and making it easy to control the structure to a uniform pearlite structure. Moreover, the hardenability of a wire can be greatly increased by adding a small amount, and the strength of the wire can be improved at low cost. In order to effectively express these actions, it is necessary to contain 0.0005% or more of B (total B).
  • B (total B) contains 0.0003% or more as solid solution B separately from B (total B) in steel, More preferably, it contains 0.0005% or more It is preferable that However, if the content of B (total B) is excessive, a compound with iron (B-constituent) precipitates and causes cracking during hot rolling, so the upper limit must be 0.01% or less. is there. A more preferable lower limit of the B content is 0.0008% or more, and further preferably 0.001% or more. A preferable upper limit is 0.008% or less, More preferably, it is 0.006% 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, since a nitride such as AlN is formed, there is an effect of suppressing the precipitation of BN and increasing the solid solution B. Furthermore, a crystal grain fine effect by the pinning action of nitride and an effect of reducing 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. In order to prevent this, the Al content needs to be 0.10% or less.
  • the minimum with preferable Al content is 0.02% or more, More preferably, it is 0.03% or more.
  • a 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.
  • (A) (Cr: more than 0% and 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 is economically wasteful, so 0.5% or less is preferable. In order to effectively exhibit the effect of Cr, Cr is preferably contained in an amount of 0.001% or more, more preferably 0.05% or more. Moreover, the upper limit with more preferable Cr content is 0.4% or less, More preferably, it is 0.3% or less.
  • V (B) (V: more than 0% and 0.2% or less) V produces fine carbon / nitrides (carbides, nitrides and carbonitrides), so it has the effect of increasing strength and crystal grain refinement, as well as suppressing aging embrittlement by fixing solute N. The effect can also be expected.
  • V is preferably contained in an amount of 0.001% or more, and more preferably 0.05% or more. However, even if the V content is excessive, the effect is saturated and is economically wasteful, so 0.2% or less is preferable. More preferably, it is 0.18% or less, More preferably, it is 0.15% or less.
  • Ti is a stronger nitride-forming element than Al and V, and has an effect of increasing the solid solution B, an effect of refining crystal grains, and an effect of reducing the solid solution N.
  • Ti is preferably contained in an amount of 0.02% or more, more preferably 0.03% or more, and further preferably 0.04% or more.
  • the Ti content is preferably 0.2% or less.
  • the upper limit with more preferable Ti content is 0.18% or less, More preferably, it is 0.16% or less.
  • 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.
  • Nb is preferably contained in an amount of 0.01% or more, more preferably 0.02% or more, and further preferably 0.03% or more. However, even if the Nb content is excessive, the effect is saturated and is economically wasteful.
  • the upper limit with more preferable Nb content is 0.4% or less, More preferably, it is 0.3% or less.
  • W and Co are effective elements for reducing the variation in the structure.
  • W has an effect of improving the hardenability and reducing the structure variation by delaying the transformation start time.
  • W is preferably contained in an amount of 0.005% or more, more preferably 0.007% or more.
  • W is an expensive element, and even if added excessively, its effect is saturated and is economically wasteful, so it is preferable to make it 0.5% or less. More preferably, it is 0.4% or less, More preferably, it is 0.3% or less.
  • Co not only reduces the structure variation, but also reduces the proeutectoid cementite and makes it easy to control the uniform pearlite structure.
  • the upper limit is preferably made 1.0% or less. More preferably, it is 0.8% or less, More preferably, it is 0.5% 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. However, even if the Ni content is excessive, the effect is saturated and is economically wasteful. More preferably, it is 0.4% or less, More preferably, it is 0.3% or less.
  • (F) One or more selected from the group consisting of Cu: more than 0% and less than 0.5% and Mo: more than 0% and less than 0.5%)
  • Cu and Mo are effective elements for enhancing the corrosion resistance of the steel wire. In order to exhibit such an effect effectively, it is preferable to contain 0.05% or more of all, more preferably 0.1% or more. However, if the Cu content is excessive, Cu reacts with S to segregate CuS at the grain boundary and generate soot in the wire manufacturing process, so the upper limit may be 0.5% or less. preferable. More preferably, it is 0.4% or less, More preferably, it is 0.3% or less.
  • the upper limit of the Mo content is preferably 0.5% or less. More preferably, it is 0.4% or less, More preferably, it is 0.3% or less.
  • the metal structure is mainly pearlite, for example, 90 area% or more.
  • the preferable ratio of pearlite is 92 area% or more, more preferably 95 area% or more in a range not inhibiting the action of the present invention.
  • it is acceptable that other phases such as pro-eutectoid ferrite and bainite are mixed in less than 10 area%.
  • the average value Pave of the pearlite nodule particle number and the standard deviation P ⁇ thereof satisfy the following formulas (1) and (2), respectively.
  • the reasons for specifying these requirements are as follows. 7.0 ⁇ Pave ⁇ 10.0 (1) P ⁇ ⁇ 0.6 (2)
  • the wire material for high-strength steel wire according to the present invention has been made from the viewpoint of reducing the periodic variation of the pearlite structure in the longitudinal direction of the wire due to coil density.
  • the standard deviation P ⁇ needs to be 0.6 or less.
  • the standard deviation P ⁇ is larger than 0.6, the wire strength variation and the wire strength (steel wire strength) variation after drawing increase.
  • a part with low wire drawing property appears locally, and the toughness may be lowered during wire drawing, and a vertical crack may be generated.
  • the standard deviation P ⁇ is preferably 0.5 or less, and more preferably 0.4 or less.
  • the average value Pave of the pearlite nodule particle size number is excessively small, that is, when the crystal grains are coarse, the ductility of the wire is insufficient, and the drawability is lowered. Even when the average value Pave is excessively large, that is, when the crystal grains are fine, the hardness of the wire is increased and the drawability is lowered, which causes disconnection and die seizure. When the average value Pave is excessively large, a bainite structure may be generated in part, which also causes an increase in disconnection. From such a viewpoint, the average value Pave needs to be 7.0 or more and 10.0 or less.
  • the preferable lower limit of the average value Pave is 7.5 or more, more preferably 8.0 or more, and the preferable upper limit is 9.5 or less, more preferably 9.0 or less.
  • the above-mentioned requirements can be satisfied by reducing the grain boundary ferrite.
  • the area ratio of the grain boundary ferrite is preferably 1.0% or less. .
  • the area ratio of the grain boundary ferrite is more preferably 0.9% or less, and still more preferably 0.6% or less.
  • the amount of grain boundary ferrite is preferably as small as possible, but the effect is saturated even if the grain boundary ferrite is reduced to a certain level or more.
  • the area ratio of grain boundary ferrite is preferably 0.1% or more, more preferably. Is 0.2% or more.
  • 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.
  • the austenite crystal grains can be sufficiently refined, the transformation start time can be shortened, and the structure variation of pearlite can be reduced.
  • S 1 wire rod cross-sectional area on the rolling roll entering side
  • S 2 wire rod cross-sectional area on the same output side, respectively.
  • a preferable range of the area reduction strain ⁇ is 0.42 or more, more preferably 0.45 or more.
  • a preferable upper limit is 0.8 or less, more preferably 0.6 or less.
  • the mounting temperature when mounting on the cooling conveyor is 850 to 950 ° C.
  • the austenite crystal grains are coarsened, and as a result, the grain size of the pearlite structure precipitated during cooling is also coarsened.
  • the mounting temperature is lower than 850 ° C., the pearlite particle size is excessively refined to increase the hardness, and supercooled structures such as bainite and martensite are liable to occur.
  • 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 from 700 ° C. to 5 ° C./second or more and 20 ° C./second or less after mounting. If the average cooling rate at this time is slow, the crystal grain size of pearlite becomes coarse and the strength of the wire also decreases. On the other hand, if the cooling rate is too high, the pearlite may be excessively refined or a supercooled structure may be generated.
  • the lower limit of the average cooling rate is more preferably 7 ° C./second or more, and further preferably 10 ° C./second or more. A more preferable upper limit is 18 ° C./second or less, and further preferably 15 ° C./second or less.
  • the wire rod after rolling (rolled wire rod) obtained in this way has a predetermined strength and good stretchability.
  • the average tensile strength TSave (measurement method will be described later) of the wire after rolling is preferably 1200 MPa or more, and more preferably 1220 MPa or more.
  • the standard deviation TS ⁇ is preferably 30 MPa or less, more preferably 25 MPa or less.
  • the drawing RA which is an evaluation standard for the wire drawing workability in the rolled wire rod, is preferably 20% or more, more preferably 24% or more, as an average value (RAave) (the measurement method will be described later). is there.
  • the standard deviation RA ⁇ is preferably 2.0% or less, more preferably 1.8% or less.
  • a high-strength steel wire By drawing such a rolled wire rod, a high-strength steel wire exhibiting desired strength and twisting characteristics can be obtained.
  • Such high-strength steel wires are generally used as high-strength galvanized steel wires by galvanizing the surface.
  • the standard deviation WTS ⁇ of the tensile strength TS satisfies the following formula (4).
  • WTS ⁇ is 40 MPa or less when the standard deviation of the strength distribution in the longitudinal direction of the wire is WTS ⁇ . This standard deviation WTS ⁇ is preferably 35 MPa or less, more preferably 30 MPa or less.
  • Heating temperature in Table 2 is the furnace temperature before hot rolling
  • Surface-reducing strain ⁇ is the total reduction of 4 finishing hot passes (4 passes from the final pass to the 4th pass). Indicates surface distortion.
  • Cooling rate is an average cooling rate from 700 ° C. after placing the coil dense part. Although the measurement at this time was performed using the radiation thermometer, accurate temperature measurement was not able to be performed about the coil sparse part by the influence that the clearance gap has left in the wire.
  • the rolled wire was processed by cold drawing to a predetermined wire diameter shown in Table 3 below, and immersed in molten zinc at 440 to 460 ° C. for about 30 seconds to obtain a galvanized steel wire.
  • the length L of the steel wire was 500 mm, and the tensile strength TS was evaluated by a tensile test.
  • the average value of 50 was defined as the average value of tensile strength TS (WTSave), and the standard deviation was defined as WTS ⁇ .
  • the length of the wire becomes 5.4 times by wire drawing from a diameter of 14 mm to 6 mm. Therefore, assuming that the circumferential length of the ring is 4 m, it is estimated that the steel wire after drawing has a periodic variation of about 22 m.
  • test no. Nos. 1 to 3, 8 to 17, 19, 24, and 29 to 33 satisfied all the requirements defined in the present invention, and all the structures were pearlite in 90% by area or more.
  • the structure of the galvanized steel wire after drawing is the same as the structure of the wire after rolling. Also, no abnormality such as wire breakage was observed during wire drawing, and both the steel wire strength and twist characteristics after hot dip galvanizing were good (twist value is 20 or more). Among these, test No. In 19, the amount of solute N is slightly increased, and the twist value is a low value in the examples.
  • test no. 4 to 7, 18, 20 to 23, and 25 to 28 are examples that do not satisfy any of the requirements defined in the present invention or preferred requirements, and abnormalities such as wire breakage are observed during wire drawing, or It can be seen that either the steel wire strength or the twisting property after the hot dip galvanizing treatment is inferior.
  • Test No. No. 4 the mounting temperature is high, the cooling rate at the time of mounting is slow, the average value Pave of the pearlite nodule particle size number is small, and the wire material has low ductility, so the wire breaks during wire drawing did.
  • Test No. No. 5 the mounting temperature is low, the average cooling rate at the time of mounting is high, the average value Pave of the pearlite nodule particle size number is large, the hardness of the wire is increased, and die baking is performed during wire drawing There has occurred. Test No. No.
  • Test No. No. 18 is an example using a steel type N with a low B content.
  • the grain boundary ferrite content is greater than 1.0, the standard deviation P ⁇ is increased, the variation in steel wire strength is increased, and the twisting characteristics are improved. Decrease, that is, vertical cracks occurred frequently.
  • Test No. No. 20 is an example using a steel type P having a low C content, in which the grain boundary ferrite cannot be sufficiently reduced, the standard deviation P ⁇ is increased, the variation in the strength of the wire is increased, and the twisting characteristic is reduced, that is, Longitudinal cracks occurred frequently.
  • Test No. No. 21 is an example using a steel type Q having an excessive C content, in which pro-eutectoid cementite was precipitated and disconnected during wire drawing.
  • Test No. No. 22 was an example in which the carbon equivalent Ceq was high. Since the transformation was not completed on the conveyor, the standard deviation P ⁇ was increased, and a bainite structure was partially generated and was broken during wire drawing.
  • Test No. No. 23 is an example in which the carbon equivalent Ceq was low. Since the transformation time was short, the standard deviation P ⁇ increased, the wire strength variation increased, the twist value decreased, and vertical cracks occurred frequently.
  • Test No. 25 the cooling rate at the time of mounting became slow, the average value Pave of the particle number number of the pearlite nodules was small, and the ductility of the wire rod was low, so it was broken during wire drawing.
  • Test No. No. 26 had a low mounting temperature and an average value Pave of pearlite nodule particle size numbers, and the hardness of the wire increased and die seizure occurred during wire drawing.
  • Test No. 27 the cooling rate at the time of mounting became slow, the area reduction strain ⁇ at the time of rolling became smaller, and the standard deviation P ⁇ of the pearlite nodule grain size number became larger. (WTS ⁇ > 40 MPa), the twist value decreased, and vertical cracks occurred frequently.
  • Test No. No. 28 was disconnected during wire drawing because the average cooling rate at the time of placement was increased and a bainite structure was generated.
  • Table 3 the relationship between the standard deviation P ⁇ of the rolled material and the standard deviation WTS ⁇ of the tensile strength TS of the steel wire is shown in FIG. However, Test No. in which disconnection or die seizure did not occur. Examples are 1 to 3, 6, 8 to 20, 23, 24, 27, and 29 to 33. As is clear from this result, it can be seen that as the standard deviation P ⁇ of the rolled material is smaller, the standard deviation WTS ⁇ of the steel wire is also smaller, and the variation in strength is relatively reduced.

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Abstract

　生引きしても均質で高強度、高靱性が達成できる高強度鋼線用線材を生産性の良い衝風冷却によって得る技術、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％超え０．０３％以下、Ｓ：０％超え０．０３％以下、Ｂ：０．０００５～０．０１％、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、組織はパーライトの面積率が９０％以上であり、且つパーライトノジュールの粒度番号の平均値Ｐａｖｅおよびその標準偏差Ｐσが、夫々下記（１）式および（２）式を満足する。　７．０≦Ｐａｖｅ≦１０．０　…（１）　Ｐσ≦０．６　…（２）

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、または当該鋼線を撚り合わせた亜鉛めっき鋼撚り線が用いられている。こうした鋼線の素材としては、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、高強度化が求められている。高強度化を実現できれば、鋼線使用量の削減や橋梁設計の自由度向上などのメリットが得られる。
　亜鉛めっき鋼線を製造するに際しては、以下の方法が一般的に採用される。まず熱間圧延によって製造した線材（鋼線材ともいう）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線材の強度の向上、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。引き続き、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、亜鉛めっき鋼線を得る。亜鉛めっき処理後に、更に仕上げ伸線を施す場合もある。このようにして得られた亜鉛めっき鋼線を束ねたパラレルワイヤ（ＰＷＳ（ｐａｒａｌｌｅｌ　ｗｉｒｅ　ｓｔｒａｎｄ））や撚り合わせた亜鉛めっき鋼撚り線を用いて、例えば橋梁用のケーブルを得る。
　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。圧延後の線材をパテンティング処理などの熱処理なしに伸線し、製品化して、鋼線を得ることができれば上記問題を解消できるため、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。
　生引き線材の高強度化を達成するにあたっては、線材の長手方向の強度ばらつきが問題になる。一般的な衝風冷却による線材の製造過程では、冷却コンベヤ上にリング状に線材を載置して冷却を行なう。冷却コンベヤ上でのリング状線材の状態を図１の概略説明図に示す。このような状態で冷却を行なうと、線材の比較的密に重なった密部１０の部分と、比較的まばらな疎部１１の部分が生じることになる。
　その結果、密部１０または疎部１１の各部位で冷却速度にばらつきが生じ、析出するパーライト組織にはリング１周分の周期的な組織ばらつきが生じるため、機械的特性にも周期的なばらつきが発生してしまうことになる。線材に強度ばらつきが存在する場合には、安全上の観点から製品強度はその下限値を基準に設計される。従って、線材の強度ばらつきを低減することで、より高強度の製品設計が可能になる。生引き線材の場合には、パテンティング処理による組織の均一化効果が得られないため、熱間圧延後の組織制御によって組織を均一化し、強度ばらつきを低減する必要がある。
　線材の伸線加工性を向上させる技術として、これまでにも種々提案されている。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。
　また特許文献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。
　一方、特許文献３には、ばね用鋼線材において、コイル疎密によるパーライト組織ばらつきを低減することで、線材の伸線性を向上させる技術が開示されている。
特開平０４－２８９１２８号公報 特開平０５－２８７４５１号公報 特開２０１２－７２４９２号公報
　しかしながら、特許文献１のように溶融塩浴で直接パテンティング処理する方法は、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。
　また特許文献２の技術で得られた線材の伸線加工性は減面率で５０％程度と低くなっており、ワイヤー（鋼線）の強度レベルも１３５０～１５００ＭＰａ程度である。
　一方、特許文献３の技術では、捻回特性などで評価される靭性は考慮されておらず、ＪＩＳ　Ｇ　３６２５やＪＩＳ　Ｇ　１７８４に規定されているような、ロープ類に要求される捻回特性の規格を必ずしも満足できているとはいえない。
　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、生引きしても均質で高強度、高靱性が達成できる高強度鋼線用線材を生産性の良い衝風冷却によって得る技術、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％超え０．０３％以下、Ｓ：０％超え０．０３％以下、Ｂ：０．０００５～０．０１％、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、組織はパーライトの面積率が９０％以上であり、且つパーライトノジュールの粒度番号の平均値Ｐａｖｅおよびその標準偏差Ｐσが、夫々下記（１）式および（２）式を満足することを特徴とする。
　７．０≦Ｐａｖｅ≦１０．０　　　　　　　　　…（１）
　Ｐσ≦０．６　　　　　　　　　　　　　　　　…（２）
　本発明の高強度鋼線用線材においては、粒界フェライトの面積率が１．０％以下であることが好ましい。
　更に、本発明の高強度鋼線用線材においては、下記式（３）で表わされるＣｅｑが０．８５％以上、１．４５％以下であることが好ましい。
　Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／２４＋［Ｍｎ］／６＋［Ｎｉ］／４０＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４＋［Ｖ］／１４　　　　　　　　　　…（３）
　但し、［Ｃ］，［Ｓｉ］，［Ｍｎ］，［Ｎｉ］，［Ｃｒ］，［Ｍｏ］および［Ｖ］は、夫々Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｒ，ＭｏおよびＶの含有量（質量％）を示す。
　また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）Ｃｒ：０％超え０．５％以下、（ｂ）Ｖ：０％超え０．２％以下、（ｃ）Ｔｉ：０％超え０．２％以下およびＮｂ：０％超え０．５％以下よりなる群から選ばれる１種以上、（ｄ）Ｗ：０％超え０．５％以下、Ｃｏ：０％超え１．０％以下よりなる群から選ばれる１種以上、（ｅ）Ｎｉ：０％超え０．５％以下、（ｆ）Ｃｕ：０％超え０．５％以下、およびＭｏ：０％超え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高強度鋼線用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の標準偏差ＷＴＳσが、下記（４）式を満足する。
　ＷＴＳσ≦４０（ＭＰａ）　　　　　　　　　　…（４）
　本発明によれば、化学成分組成を厳密に規定すると共に、組織はパーライトの面積率が９０％以上であり、パーライトノジュールの粒度番号の平均値Ｐａｖｅおよびその標準偏差Ｐσが所定の範囲となるようにすることによって、生引きしても均質で高強度、高靱性を達成でき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。
冷却コンベア上のリング状の線材の状態を示す概略説明図である。 評価用試料のサンプリング方法を説明するための図である。 圧延材のパーライトノジュールの粒度番号の標準偏差Ｐσと、鋼線の引張強度ＴＳの標準偏差ＷＴＳσとの関係を示すグラフである。
　本発明者らは、生引きしても組織のばらつきが低減された均質な線材を提供するため、特に炭素鋼の変態挙動について鋭意研究を重ねた。その結果、過共析鋼であってもパーライト変態に先んじて粒界に微細なフェライト組織、即ち、粒界フェライトが析出するが、その際に生じる変態発熱によって局所的に冷却速度が変化し、組織ばらつきが生じることを突き止めた。即ち、粒界フェライトの析出がパーライト組織のばらつきを助長しており、その析出量を抑制することで組織ばらつきを低減できることを突き止めた。
　粒界フェライトの析出を抑制するには、特にＢの添加が有効である。Ｂはオーステナイト粒界に偏析して粒界エネルギーを低下させ、粒界から析出する粒界フェライトの析出を抑制する効果がある。このとき、ＢがＢＮの様な化合物として析出していると、上記の効果が発揮されないので、パーライト変態が起きる段階で鋼中に固溶させておくことが重要である。
　また、組織のばらつきを低減するためには、圧延後の線材の焼入れ性、即ちパーライト変態が開始するまでの時間（変態開始時間）と、変態開始から完了までにかかる時間（変態時間）を適切に設計することも重要である。これらのうち変態開始時間は、変態前のオーステナイト結晶粒度の影響が大きいため、例えば熱間圧延の減面率を大きくする（具体的には、後記するように減面歪みεを０．４以上に制御する）ことによってオーステナイト結晶粒度を微細化することが好ましい。結晶粒度が微細なほど変態開始時間は早く、結晶粒度が粗大なほど変態開始時間は遅くなる。コイルの疎密で冷却速度が異なるため、変態開始時間を早めるほど変態温度の差が小さくなり、組織ばらつきを低減できる。
　一方、変態時間については、変態時間を長くすることで、変態発熱による復熱効果によって変態温度を均一化し、組織ばらつきを低減することができる。変態時間の制御については、Ｃ（炭素）を含めた合金成分の影響が大きく、その影響は下記（３）式で定義される炭素当量Ｃｅｑを用いて表すことができる。炭素当量Ｃｅｑを大きくすることで、変態時間をより長くし、組織ばらつきを低減させることができる。但し、炭素当量Ｃｅｑを過度に増大させると、組織制御に要する時間が長くなり、コンベヤ上で変態が完了しなくなって、適切な組織制御ができなくなる。こうした観点から炭素当量Ｃｅｑは、０．８５％以上、１．４５％以下に制御することが好ましい。炭素当量Ｃｅｑのより好ましい下限は０．９０％以上である。より好ましい上限は１．４０％以下、更に好ましくは１．３５％以下である。
　Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／２４＋［Ｍｎ］／６＋［Ｎｉ］／４０＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４＋［Ｖ］／１４　　　　　　　　　　…（３）
　但し、［Ｃ］，［Ｓｉ］，［Ｍｎ］，［Ｎｉ］，［Ｃｒ］，［Ｍｏ］および［Ｖ］は、夫々Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｒ，ＭｏおよびＶの含有量（質量％）を示す。
　本発明の鋼線用線材は、組織を適切に制御すると共に、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０．８２％以上、より好ましくは０．８４％以上である。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％以上である。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おそれがある。これらの影響を考え、Ｍｎ含有量の上限は１．５％以下とする。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％以上である。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％超え０．０３％以下、Ｓ：０％超え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。
　（Ｂ：０．０００５～０．０１％）
　Ｂは、粒界フェライトの生成を妨げ、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、微量の添加で線材の焼入れ性を大きく上昇させ、低コストで線材の強度を向上させることができる。それらの作用を有効に発現させるためには、Ｂ（ｔｏｔａｌ　Ｂ）を０．０００５％以上含有させる必要がある。尚、ＢＮの様な化合物になると、その効果が失われてしまうため、鋼中のＢ（ｔｏｔａｌ　Ｂ）とは別に、固溶Ｂとして０．０００３％以上、より好ましくは０．０００５％以上含有されていることが好ましい。しかしながら、Ｂ（ｔｏｔａｌ　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０．０１％以下とする必要がある。Ｂ含有量のより好ましい下限は、０．０００８％以上、更に好ましくは０．００１％以上である。好ましい上限は０．００８％以下、更に好ましくは０．００６％以下である。
　（Ａｌ：０．０１～０．１０％）
　Ａｌは、強力な脱酸効果を有し、鋼中の酸化物系介在物を低減する効果がある。またＡｌＮのような窒化物を形成するため、ＢＮの析出を抑制し、固溶Ｂを増加させる効果がある。更に、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生じる。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％以上である。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、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）Ｃｒ：０％超え０．５％以下、（ｂ）Ｖ：０％超え０．２％以下、（ｃ）Ｔｉ：０％超え０．２％以下およびＮｂ：０％超え０．５％以下よりなる群から選ばれる１種以上、（ｄ）Ｗ：０％超え０．５％以下、Ｃｏ：０％超え１．０％以下よりなる群から選ばれる１種以上、（ｅ）Ｎｉ：０％超え０．５％以下、（ｆ）Ｃｕ：０％超え０．５％以下、およびＭｏ：０％超え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。
　（ａ）（Ｃｒ：０％超え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、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、更に好ましくは０．３％以下である。
　（ｂ）（Ｖ：０％超え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）を生成するため、強度上昇効果と結晶粒の微細化効果を有する他、固溶Ｎを固定することによって時効脆化抑制効果も期待できる。Ｖによる上記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、０．２％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．１８％以下、更に好ましくは０．１５％以下である。
　（ｃ）（Ｔｉ：０％超え０．２％以下およびＮｂ：０％超え０．５％以下よりなる群から選ばれる１種以上）
　Ｔｉは、ＡｌやＶよりも強力な窒化物生成元素であり、固溶Ｂを増加する効果、結晶粒微細化効果、固溶Ｎ低減効果がある。この様な効果を発揮させるためには、Ｔｉは０．０２％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．０３％以上、更に好ましくは０．０４％以上である。しかしながら、Ｔｉの含有量が過剰になると、Ｔｉ酸化物が析出して伸線加工時の断線率を上昇させるなどの弊害が生じる。こうした観点から、Ｔｉ含有量は０．２％以下とすることが好ましい。Ｔｉ含有量のより好ましい上限は、０．１８％以下、更に好ましくは０．１６％以下である。
　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の固定による時効脆化抑制も期待できる。この様な効果を発揮させるためには、Ｎｂは０．０１％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．０２％以上、更に好ましくは０．０３％以上である。しかしながら、Ｎｂの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、０．５％以下とすることが好ましい。Ｎｂ含有量のより好ましい上限は、０．４％以下、更に好ましくは０．３％以下である。
　　（ｄ）（Ｗ：０％超え０．５％以下、Ｃｏ：０％超え１．０％以下よりなる群から選ばれる１種以上）
　ＷとＣｏは、組織ばらつきを低減するのに有効な元素である。詳細には、Ｗは、焼入れ性を向上させ、変態開始時間を遅らせることで組織ばらつきを低減する効果がある。Ｗによる効果を有効に発揮させるためには、Ｗは０．００５％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．００７％以上である。しかしながら、Ｗは高価な元素であり、過剰に添加してもその効果は飽和し、経済的に無駄であるので、０．５％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．４％以下、更に好ましくは０．３％以下である。
　Ｃｏは、組織ばらつきを低減する他、初析セメンタイトを低減し、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ので、その上限値を１．０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．８％以下、更に好ましくは０．５％以下である。尚、Ｃｏによる上記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、更に好ましくは０．２％以上である。
　（ｅ）（Ｎｉ：０％超え０．５％以下）
　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、０．５％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．４％以下、更に好ましくは０．３％以下である。
　（ｆ）（Ｃｕ：０％超え０．５％以下、およびＭｏ：０％超え０．５％以下よりなる群から選ばれる１種以上）
　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０．０５％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、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るため、その上限値は０．５％以下とすることが好ましい。より好ましくは、０．４％以下、更に好ましくは０．３％以下である。
　一方、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い。より好ましくは、０．４％以下、更に好ましくは０．３％以下である。
　本発明の高強度鋼線用線材において、金属組織はパーライトを主体、例えば、９０面積％以上とする。但し、本発明の作用を阻害しない範囲においてパーライトの好ましい比率は、９２面積％以上、より好ましくは、９５面積％以上である。しかし、他の相、例えば、初析フェライトやベイナイトが１０面積％未満混入することは許容できる。
　本発明の高強度鋼線用線材では、パーライトノジュールの粒度番号の平均値Ｐａｖｅおよびその標準偏差Ｐσが、夫々下記（１）式および（２）式を満足することが必要である。これらの要件を規定した理由は、次の通りである。
　７．０≦Ｐａｖｅ≦１０．０　　　　　　　　…（１）
　Ｐσ≦０．６　　　　　　　　　　　　　　　…（２）
　本発明の高強度鋼線用線材は、コイル疎密に起因する線材長手方向のパーライト組織の周期的なばらつきを低減する観点からなされたものである。長手方向のパーライトノジュールの粒度番号の分布について、その平均値をＰａｖｅ、標準偏差をＰσとすると、標準偏差Ｐσを０．６以下とする必要がある。標準偏差Ｐσが０．６よりも大きくなると線材の強度ばらつきや、伸線後のワイヤ強度（鋼線強度）ばらつきが大きくなる。また局所的に伸線性が低い部分が現れ、その部分は伸線中に靭性が低下して縦割れが発生することがある。標準偏差Ｐσは、好ましくは０．５以下であり、より好ましくは０．４以下である。
　一方、パーライトノジュールの粒度番号の平均値Ｐａｖｅが過度に小さい、即ち結晶粒が粗大な場合は、線材の延性が不足し、伸線性が低下する。平均値Ｐａｖｅが過度に大きい、即ち結晶粒が微細な場合でも、線材の硬さが増大して伸線性を低下させ、断線やダイス焼付きの原因になる。上記平均値Ｐａｖｅが過度に大きくなると、一部にベイナイト組織が発生する場合もあり、それも断線を増加させる要因になる。こうした観点から、上記平均値Ｐａｖｅは７．０以上、１０.０以下とする必要がある。上記平均値Ｐａｖｅの好ましい下限は７．５以上、より好ましくは８．０以上であり、好ましい上限は９．５以下、より好ましくは９．０以下である。
　本発明の高強度鋼線用線材では、粒界フェライトを低減することで、上記のような要件を満足できるが、こうした観点から粒界フェライトの面積率は１．０％以下であることが好ましい。粒界フェライトの面積率は、より好ましくは０．９％以下であり、更に好ましくは０．６％以下である。また、粒界フェライトの量は少ない程良いが、一定以上に低減してもその効果は飽和するので、工業的に考えて粒界フェライトの面積率は、０．１％以上が好ましく、より好ましくは０．２％以上である。
　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。
　高炭素鋼用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鋼線材を得た後に、冷却コンベヤ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、オーステナイト結晶粒度を微細化して変態開始時間を早めるためには、具体的には、熱間圧延の減面率を大きく取ると良い。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、オーステナイト結晶粒を十分に微細化し、変態開始時間を早めてパーライトの組織ばらつきを低減することができる。ここで、減面歪みεは、ε=ｌｎ（Ｓ1／Ｓ2)で表される。ここで、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。減面歪みεの好ましい範囲は０．４２以上、より好ましくは０．４５以上である。一方、好ましい上限は、０．８以下、より好ましくは０．６以下である。
　次に、熱間圧延後、冷却コンベヤに載置する際の載置温度を８５０～９５０℃にすることが好ましい。この載置温度が９５０℃よりも高くなると、オーステナイト結晶粒が粗大化し、その影響で冷却中に析出するパーライト組織の粒度も粗大化してしまう。載置温度が８５０℃よりも低くなると、パーライト粒度が過度に微細化して硬さが増大する他、ベイナイトやマルテンサイト等の過冷組織が発生しやすくなる。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。
　また載置後から７００℃までの平均冷却速度を、５℃／秒以上、２０℃／秒以下とすることが好ましい。このときの平均冷却速度が遅いと、パーライトの結晶粒度が粗大化する他、線材の強度も低下する。逆に冷却速度が速すぎると、パーライトが過度に微細化したり、過冷組織が発生したりするおそれが生じる。このときの平均冷却速度は、より好ましい下限は７℃／秒以上、更に好ましくは１０℃／秒以上である。より好ましい上限は１８℃／秒以下、更に好ましくは１５℃／秒以下である。
　このようにして得られた圧延後の線材（圧延線材）は、所定の強度を有し、且つ生引き性が良好なものとなる。圧延後の線材の平均的な引張強度ＴＳａｖｅ（測定方法については、後述する）は、１２００ＭＰａ以上であることが好ましく、より好ましくは１２２０ＭＰａ以上である。その標準偏差ＴＳσは３０ＭＰａ以下であることが好ましく、より好ましくは２５ＭＰａ以下である。
　また圧延線材における伸線加工性の評価基準となる絞りＲＡについては、平均値（ＲＡａｖｅ）として（測定方法については、後述する）、２０％以上であることが好ましく、より好ましくは２４％以上である。その標準偏差ＲＡσは２．０％以下であることが好ましく、より好ましくは１．８％以下である。
　このような圧延線材を伸線加工することによって所望の強度、および捻回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。この高強度亜鉛めっき鋼線では、引張強度ＴＳの標準偏差ＷＴＳσが、下記（４）式を満足する。
　ＷＴＳσ≦４０（ＭＰａ）　　　　　　　　　　…（４）
　亜鉛めっき鋼線に加工した後の強度ばらつきが大きい場合、ロープとしての設計強度を下げざるを得ない他、伸線性にも局所的なばらつきが生じるので、断線不良率が増大する。こうした観点からして、ワイヤの長手方向の強度分布について、標準偏差をＷＴＳσとしたとき、ＷＴＳσは４０ＭＰａ以下である。この標準偏差ＷＴＳσは、好ましくは３５ＭＰａ以下であり、より好ましくは３０ＭＰａ以下である。
　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。
　本願は、２０１３年３月２８日に出願された日本国特許出願第２０１３－７０３７３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２８日に出願された日本国特許出願第２０１３－７０３７３号の明細書の全内容が、本願に参考のため援用される。
　下記表１に示した化学成分組成（鋼種Ａ～Ｚ）を有し、断面形状が１５５ｍｍ×１５５ｍｍの鋼片を用い、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った後、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
　下記表２にその製造条件を示す。表２中の「加熱温度」は熱間圧延前の加熱炉温度、「減面歪みε」は熱間圧延の仕上げ４パス(最終パスから数えて４パス目までの合計４パス)の合計減面歪みを示す。「冷却速度」はコイル密部の載置後から７００℃までの平均冷却速度である。このときの計測は、放射温度計を用いて行ったが、コイル疎部については線材に隙間が空いている影響で正確な温度測定を行うことができなかった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　圧延後の線材（圧延線材）について、組織評価、パーライトノジュールの測定（粒度番号、標準偏差）、硬さの評価、粒界フェライト量（粒界α量）の測定、機械的特性の評価、を下記の各方法で行った。その結果を、圧延線材中の固溶Ｂ量、固溶Ｎ量と共に、上記表２に併記する。尚、表２に示した「組織」の欄において、「Ｐ」は９０面積％以上がパーライトであることを示し、「Ｐ＋Ｂ」はパーライト組織中に、１０面積％を超えるベイナイトが混入していることを示している。
　（圧延線材の組織評価）
　コイル疎密による長手方向のパーライト組織のばらつきを評価するため、組織評価では良品部端末から１リングを切り出した後、図２に示すように円周方向に８分割し、合計８本のサンプルの長手方向に垂直な断面（横断面）を光学顕微鏡で観察し、組織を同定した。
　（パーライトノジュールの粒度番号の測定方法）
　各断面の表層部、Ｄ／４部（Ｄは線材の直径）、Ｄ／２部でのパーライトノジュール粒度番号（Ｐノジュール粒度番号）を測定し、その平均値をその断面でのＰノジュール粒度番号Ｐｉ（ｉ＝１～８）とし、更にＰ１～Ｐ８の平均値Ｐａｖｅ、標準偏差Ｐσを算出した。ここで、Ｐノジュールとは、パーライト組織中のフェライト結晶粒が同一方位を示す領域を示し、その測定方法は以下の通りである。まず樹脂に埋め込み、表面を研磨して断面を露出させた試料を濃硝酸とアルコールの混合液を用いて腐食する。すると、フェライト粒の結晶面に対する腐食量の差からＰノジュール粒が浮かび上がって観察されるため、光学顕微鏡を用いて観察し、ＪＩＳ　Ｇ　０５５１に記載の「オーステナイト結晶粒度の測定」に基づいて粒度番号を測定する。
　（硬さの評価）
　前述したＰノジュール粒度番号と同じ試料を用いて、Ｄ／４部（Ｄは線材の直径）で４点、Ｄ／２部で１点の合計５点のビッカース硬さを荷重１ｋｇｆで測定し、その平均値を、その断面での硬さＨＶｉ（ｉ＝１～８）とし、ＨＶ１～ＨＶ８の平均値を圧延線材の「硬さ」とした。尚、表層部は脱炭の影響でフェライト分率が高まる可能性があるので、評価から除外した。
　（粒界フェライト量の評価）
　腐食液にトリニトロフェノールとエタノールの混合液を用いることで、粒界フェライトが白く浮かび上がるので、画像解析によってその面積率を評価することができる。まず、樹脂に埋め込み、表面を研摩して断面を露出させた試料を、上記混合液を用いて腐食する。腐食後に生じる粒界フェライトについて光学顕微鏡を用いて各断面のＤ／４部、Ｄ／２部の合計２点を倍率４００倍で撮影し、合計１６視野を評価した。表２中の「粒界α」は、その平均値を示す。尚、表層部は脱炭の影響でフェライト分率が高まる可能性があるので、評価から除外した。
　（圧延線材の機械的特性の評価）
　圧延線材の機械特性については、前述した組織評価と同様の方法で採取した８分割サンプルの引張試験を行い、引張強度ＴＳと絞りＲＡを評価した。合計８本の平均値を、引張強度ＴＳの平均値（ＴＳａｖｅ）、および絞りＲＡの平均値（ＲＡａｖｅ）とし、その標準偏差ＴＳσ、その標準偏差ＲＡσを算出した。
　上記圧延線材を伸線加工して得られた鋼線について、溶融亜鉛めっき処理をして亜鉛めっき鋼線を得た後、その機械的特性、靱性（捻回特性）を下記の方法によって評価した。
　（鋼線の機械的特性の評価）
　圧延線材を冷間伸線によって、下記表３に記載の所定の線径まで加工し、４４０～４６０℃の溶融亜鉛に３０秒程度浸漬して亜鉛めっき鋼線を得た。上記鋼線の長さＬを５００ｍｍとし、引張試験によって引張強度ＴＳを評価した。５０本の平均値を引張強度ＴＳの平均値（ＷＴＳａｖｅ）、その標準偏差をＷＴＳσと定義した。このように伸線加工後の鋼線の機械的特性を評価したのはコイルの疎密ばらつきが伸線材の強度ばらつきに与える影響を評価するためである。例えば、直径１４ｍｍφから直径６ｍｍφの伸線加工で線材の長さは５．４倍になる。従って、リングの円周長さを４ｍと仮定すると、伸線後の鋼線は約２２ｍの周期的ばらつきを持つと推定される。
　（鋼線靭性評価）
　上記鋼線の靭性を、捻回試験によって評価した。上記溶融亜鉛めっき鋼線について、５０本（ｎ＝５０）の捻回試験を行い、捻回値と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、５０本の平均値で定義した。縦割れの有無は破面観察によって判定し、縦割れ状の破面を示した上記鋼線の本数（５０本に対する割合）を測定した。
　これらの結果を、伸線加工後の線径、伸線加工時の減面率と共に、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、８～１７、１９、２４、２９～３３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％以上がパーライトとなっていた。なお、伸線後の亜鉛めっき鋼線の組織は、圧延後の線材の組織と同じである。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鋼線強度と捻回特性はいずれも良好である（捻回値が２０以上）。このうち、試験Ｎｏ．１９では、固溶Ｎ量が若干多くなっており、実施例のなかでは捻回値が低い値となっている。
　これに対して、試験Ｎｏ．４～７、１８、２０～２３、２５～２８は、本発明で規定する要件、または好ましい要件のいずれか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鋼線強度また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。
　試験Ｎｏ．４は、載置温度が高く、また載置時での冷却速度が遅くなって、パーライトノジュールの粒度番号の平均値Ｐａｖｅが小さくなっており、線材の延性が低くなったために伸線中に断線した。試験Ｎｏ．５は、載置温度が低く、載置時での平均冷却速度が速くなって、パーライトノジュール粒度番号の平均値Ｐａｖｅが大きくなっており、線材の硬さが増大して伸線中にダイス焼付が発生した。試験Ｎｏ．６は、圧延時の減面歪みεが小さくなって、載置時での冷却速度が遅くなって、パーライトノジュール粒度番号の標準偏差Ｐσが大きくなったために、鋼線の強度ばらつきが大きくなり（ＷＴＳσ＞４０ＭＰａ）、捻回値が小さくなると共に、縦割れが多発した。試験Ｎｏ．７は、載置時での平均冷却速度が速くなって、パーライトノジュールの粒度番号の平均値Ｐａｖｅが大きくなっており、ベイナイト組織も発生したために伸線中に断線した。
　試験Ｎｏ．１８は、Ｂ含有量が少ない鋼種Ｎを用いた例であり、粒界フェライト量が１．０より多くなって、標準偏差Ｐσが大きくなり、鋼線強度のばらつきも大きくなり、捻回特性が低下、即ち縦割れが多発した。試験Ｎｏ．２０は、Ｃ含有量が少ない鋼種Ｐを用いた例であり、粒界フェライトが十分に低減できず、標準偏差Ｐσが大きくなってワイヤの強度のばらつきが大きくなり、捻回特性が低下、即ち縦割れが多発した。
　試験Ｎｏ．２１は、Ｃ含有量が過剰な鋼種Ｑを用いた例であり、初析セメンタイトが析出して伸線中に断線した。試験Ｎｏ．２２は、炭素当量Ｃｅｑが高かった例であり、コンベヤ上で変態が完了しなかったために標準偏差Ｐσが大きくなり、一部にベイナイト組織も発生して伸線中に断線した。試験Ｎｏ．２３は、炭素当量Ｃｅｑが低かった例であり、変態時間が短かったために標準偏差Ｐσが大きくなり、ワイヤの強度ばらつきが大きくなり、捻回値が小さくなると共に、縦割れが多発した。
　試験Ｎｏ．２５は、載置時での冷却速度が遅くなって、パーライトノジュールの粒度番号の平均値Ｐａｖｅが小さくなっており、線材の延性が低くなったために伸線中に断線した。試験Ｎｏ．２６は、載置温度が低く、パーライトノジュール粒度番号の平均値Ｐａｖｅが大きくなっており、線材の硬さが増大して伸線中にダイス焼付が発生した。試験Ｎｏ．２７は、載置時での冷却速度が遅くなって、圧延時の減面歪みεが小さくなって、パーライトノジュール粒度番号の標準偏差Ｐσが大きくなったために、鋼線の強度ばらつきが大きくなり（ＷＴＳσ＞４０ＭＰａ）、捻回値が小さくなると共に、縦割れが多発した。試験Ｎｏ．２８は、載置時での平均冷却速度が速くなって、ベイナイト組織が発生したために伸線中に断線した。
　表３のうち、圧延材の標準偏差Ｐσと、鋼線の引張強度ＴＳの標準偏差ＷＴＳσとの関係を図３に示す。但し、断線やダイス焼付きが発生しなかった試験Ｎｏ．１～３、６、８～２０、２３、２４、２７、２９～３３の例である。この結果から明らかなように、圧延材の標準偏差Ｐσが小さいほど、鋼線の標準偏差ＷＴＳσも小さくなっており、強度のばらつきが相対的に低減していることがわかる。
　１～８　圧延線材
　１０　　密部
　１１　　疎部

Claims (6)

  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％超え０．０３％以下、
    　Ｓ　：０％超え０．０３％以下、
    　Ｂ　：０．０００５～０．０１％、
    　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、
    　組織は、パーライトの面積率が９０％以上であり、且つパーライトノジュールの粒度番号の平均値Ｐａｖｅおよびその標準偏差Ｐσが、夫々下記（１）式および（２）式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。
    　７．０≦Ｐａｖｅ≦１０．０　　　　　　　　　…（１）
    　Ｐσ≦０．６　　　　　　　　　　　　　　　　…（２）
  2. 　粒界フェライトの面積率が１．０％以下である請求項１に記載の高強度鋼線用線材。
  3. 　更に、下記式（３）で表わされるＣｅｑが０．８５％以上、１．４５％以下である請求項１または２に記載の高強度鋼線用線材。
    　Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／２４＋［Ｍｎ］／６＋［Ｎｉ］／４０＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４＋［Ｖ］／１４　　　…（３）
    　但し、［Ｃ］，［Ｓｉ］，［Ｍｎ］，［Ｎｉ］，［Ｃｒ］，［Ｍｏ］および［Ｖ］は、夫々Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｒ，ＭｏおよびＶの含有量（質量％）を示す。
  4. 　以下の（ａ）～（ｄ）のいずれかに属する１種以上をさらに含有する請求項３に記載の高強度鋼線用線材。
    　（ａ）Ｃｒ：０％超え０．５％以下、
    　（ｂ）Ｖ：０％超え０．２％以下、
    　（ｃ）Ｔｉ：０％超え０．２％以下およびＮｂ：０％超え０．５％以下よりなる群から選ばれる１種以上、
    　（ｄ）Ｗ：０％超え０．５％以下、Ｃｏ：０％超え１．０％以下よりなる群から選ばれる１種以上
    　（ｅ）Ｎｉ：０％超え０．５％以下、
    　（ｆ）Ｃｕ：０％超え０．５％以下、およびＭｏ：０％超え０．５％以下よりなる群から選ばれる１種以上
  5. 　請求項４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。
  6. 　請求項５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の標準偏差ＷＴＳσが、下記（４）式を満足することを特徴とする高強度亜鉛めっき鋼線。
    　ＷＴＳσ≦４０（ＭＰａ）　　　　　　　　　　…（４）
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