WO2015119241A1 - フィラメント - Google Patents

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大輔 平上
真 小此木
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新日鐵住金株式会社
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/009—Pearlite

Definitions

  • the present invention relates to a filament that is a material of a high-strength steel cord used as a reinforcing material for rubber products such as automobile tires, high-pressure rubber hoses, and conveyor belts.
  • a steel cord made of chemical fibers such as rayon, nylon, polyester, or steel is used as a reinforcing material.
  • These reinforcing materials play the role of the framework of automobile tires, and have a great influence on the fuel consumption, high-speed durability, and steering stability of a vehicle equipped with the automobile tires.
  • the use ratio of steel cords as a reinforcing material has increased.
  • a steel cord having a twisted wire structure in which a plurality of steel strands (filaments) are twisted is widely proposed.
  • Such a steel cord is manufactured through the following processes. First, dry drawing is performed on a wire having a wire diameter of 5 to 6 mm to obtain a steel wire having a wire diameter of about 1.0 to 4.0 mm. The steel wire is softened by performing a heat treatment called patenting treatment on the steel wire. Then, brass plating is formed on the surface of the softened steel wire, and further wet drawing (finish drawing) is performed on the steel wire to obtain a filament having a wire diameter of about 0.15 to 0.35 mm. And the steel cord of a strand wire structure is manufactured by carrying out the strand wire process of the filament obtained in this way. The brass plating is formed in order to improve the adhesion between the rubber and the steel cord.
  • the strength of the filament is improved in order to form a high strength steel cord, the ductility of the filament is insufficient and the workability of the filament is reduced. For this reason, the high-strength filament has a problem that defects such as cracks occur in the stranded wire processing. Moreover, when the intensity
  • the present invention has been made in view of the above-described situation, and an object thereof is to provide a filament that has high strength, excellent workability, and can stably manufacture a high-strength steel cord.
  • the gist of the present invention for solving the above problems is as follows.
  • the filament according to one embodiment of the present invention has a component composition of mass%, C: 0.70% to 1.20%, Si: 0.15% to 0.60%, Mn: 0 10% or more and 1.00% or less, N: 0.0010% or more and 0.0050% or less, Al: 0% or more and 0.010% or less, Ti: 0% or more and 0.10% or less, Cr: 0% or more 0.50% or less, Co: 0% to 0.50%, V: 0% to 0.50%, Cu: 0% to 0.20%, Nb: 0% to 0.100%, Mo: 0% to 0.20%, W: 0% to 0.200%, B: 0% to 0.0030%, REM: 0% to 0.0050%, Ca: 0% to 0 .0050% or less, Mg: 0% or more and 0.0050% or less, and Zr: 0% or more and 0.0100% or less, The part is made of Fe and impurities, the filament diameter r is 0.15 mm or more and 0.
  • the average lamella spacing of the pearlite from the surface of the filament to a depth of 1 ⁇ m is less than the lamella spacing and the flume.
  • the difference between the average lamella spacing of the pearlite at the center of the filament is 2.0 nm or less, and the tensile strength is 3200 MPa or more.
  • the soft portion may have a thickness of 2 ⁇ m or more and 0.08 ⁇ rmm or less.
  • a difference between the average lamella distance from the surface of the filament to the location having a depth of 1 ⁇ m and the average lamella distance at the center of the filament is It may be 1.7 nm or less.
  • the composition of the component is, by mass, Ti: 0.005% or more and 0.10% or less, Cr: more than 0%, 0 50% or less, Co: more than 0% to 0.50% or less, V: more than 0% to 0.50% or less, Cu: more than 0% to 0.20% or less, Nb: more than 0% to 0.100% or less, Mo : More than 0% 0.20% or less, W: more than 0% 0.20% or less, B: more than 0% 0.0030% or less, REM: more than 0% 0.0050% or less, Ca: more than 0.0005% One or more of 0.0050% or less, Mg: more than 0.0005% and 0.0050% or less, and Zr: more than 0.0005% and 0.0100% or less may be included.
  • the filament having the above-described configuration has a soft portion, and in this soft portion, the average lamella spacing is finer than that of the center portion of the filament, and the average lamella spacing in the center portion of the filament and the region from the surface of the filament to a depth of 1 ⁇ m.
  • the difference from the average lamella spacing is 2.0 nm or less.
  • the Vickers hardness of the soft part of the filament having the above-described configuration is Hv50 or more lower than the Vickers hardness at a depth of 1 ⁇ 4 of the filament diameter r. The lower the Vickers hardness, the higher the ductility.
  • the inventors of the present invention have found that the filament having such a soft part on its surface has a tensile strength increased by a central part having a high hardness and a ductility is remarkably improved by a soft part having a low hardness. Furthermore, the inventors made the cementite thickness in the pearlite structure finer by making the average lamella spacing of the pearlite from the filament surface to a depth of 1 ⁇ m smaller than the average lamella spacing of the pearlite at the center of the filament. It was found that the cracks of cementite, which is the starting point, became fine. In stranded wire processing, the soft part of the filament is mainly deformed. Good workability is required for filaments for steel cords.
  • the above-mentioned composition it can control that defects, such as a crack, occur in a filament in twisted wire processing. Since the filament having the above-described characteristics can be satisfactorily processed by twisting, it is possible to provide a high-quality steel cord in which the occurrence of twisting defects is suppressed by the above-described configuration.
  • composition of the filament having the above-described configuration is, in mass%, C: 0.70% or more and 1.20% or less, Si: 0.15% or more and 0.60% or less, Mn: 0.10% or more.
  • REM 0% or more and 0.0050% or less
  • Zr 0% or more and 0.0100% or less
  • the thickness of the soft part of the filament having the above-described configuration is 1 ⁇ m or more and 0.1 ⁇ rmm.
  • r is the filament diameter (wire diameter). Since the thickness of the soft portion is 1 ⁇ m or more, the filament having the above-described configuration has sufficiently good workability, and the occurrence of defects such as cracks is suppressed in the stranded wire processing. Moreover, since the thickness of the soft part is 0.1 ⁇ rmm or less, the tensile strength of the filament having the above-described configuration is kept high, and the strength of the steel cord obtained from this filament is sufficiently ensured. Can do. Note that the thickness of the soft part is the thickness of a region having a Vickers hardness that is Hv50 or more lower than the Vickers hardness at a depth of 1/4 of the filament diameter r.
  • the present invention it is possible to provide a filament that is high in strength, excellent in workability, and capable of stably producing a high-strength steel cord.
  • the filament 10 according to the present embodiment is used as a raw material when manufacturing a high-strength steel cord used as a reinforcing material for rubber products such as automobile tires.
  • the filament 10 according to the present embodiment has a wire diameter r of 0.15 mm ⁇ r ⁇ 0.35 mm, a component composition of mass%, C: 0.70% or more and 1.20% or less, Si : 0.15% to 0.60%, Mn: 0.10% to 1.00%, N: 0.0010% to 0.0050%, Al: 0% to 0.010%, Ti : 0% to 0.10%, Cr: 0% to 0.50%, Co: 0% to 0.50%, V: 0% to 0.50%, Cu: 0% to 0.5%.
  • Nb 0% to 0.100%
  • Mo 0% to 0.20%
  • W 0% to 0.200%
  • B 0% to 0.0030%
  • REM 0% or more and 0.0050% or less
  • Ca 0% or more and 0.0050% or less
  • Mg 0% or more and 0.0050% Lower
  • Zr 0% or more include 0.0100% or less, the balance being the Fe and impurities.
  • the filament 10 which concerns on this embodiment has the soft part 11 and the center part 12, as shown in FIG.
  • the soft part 11 is formed along the outer periphery of the filament 10.
  • the Vickers hardness of the soft part 11 is Hv50 or more lower than the Vickers hardness at a depth of 1/4 of the wire diameter r of the filament 10, and the thickness of the soft part is 1 ⁇ m or more and 0.1 ⁇ rmm or less.
  • the average lamella spacing of the pearlite from the surface of the filament 10 to a depth of 1 ⁇ m is smaller than the average lamella spacing of the pearlite at the center of the filament 10, and the average lamella spacing of the pearlite from the surface of the filament 10 to a depth of 1 ⁇ m and the filament
  • the difference from the average lamella spacing of 10 central pearlites is 2.0 nm or less.
  • the tensile strength of the filament 10 is 3200 MPa or more.
  • the filament 10 according to the present embodiment has a soft portion 11 formed along the outer periphery thereof.
  • a region that is softer than the Vickers hardness by Hv 50 or more at a depth that is 1 ⁇ 4 of the filament diameter r is defined as the soft portion 11. That is, the Vickers hardness of the soft portion 11 is Hv50 or more lower than the Vickers hardness at a depth of 1/4 of the filament diameter r.
  • symbol 19 shows the location of the 1/4 depth of the wire diameter r of a filament.
  • a portion that is not the soft portion 11 of the filament 10 according to the present embodiment is defined as a central portion 12.
  • the difference between the hardness of the soft portion 11 and the hardness of the central portion 12 is due to the difference in dislocation density and the form of cementite.
  • the structure of the central portion 12 includes 95 to 100% pearlite, and the structure of the soft portion 11 also includes a similar amount of pearlite, but most of the dislocations introduced into the structure after the pearlite transformation are in the soft portion 11. Has been removed.
  • the soft part 11 has a ductility higher than that of the central part 12 because its hardness is lower than that of the central part 12.
  • the thickness t of the soft part 11 of the filament 10 according to the present embodiment is set to 1 ⁇ m or more and 0.1 ⁇ rmm or less. That is, in the filament 10 according to the present embodiment, a region that is softer than the Vickers hardness of the portion 19 having a depth of 1/4 of the wire diameter r by Hv 50 or more is formed in a region from the outer peripheral surface of the filament 10 to the depth t. ing. For example, when the wire diameter r is 0.30 mm, the thickness t of the soft part 11 is 1 ⁇ m or more and 0.030 mm (30 ⁇ m) or less.
  • the filament 10 Since the soft part 11 having higher ductility than the center part 12 is formed along the outer periphery of the filament 10, the filament 10 exhibits good workability in stranded wire processing in which significant deformation is mainly applied to the outer periphery. To do. On the other hand, since the central portion 12 has a sufficiently high hardness, the filament 10 has a high tensile strength of 3200 MPa or more. When the thickness t of the soft part 11 is 1 ⁇ m or less, processing failure such as disconnection is likely to occur in stranded wire processing or the like. Moreover, when the thickness t of the soft part 11 exceeds 0.1 ⁇ rmm, the tensile strength decreases. Therefore, the thickness t of the soft part 11 is set to 1 ⁇ m or more and 0.1 ⁇ rmm or less. A preferable range of the thickness t of the soft portion 11 is 2 ⁇ m or more and 0.08 ⁇ rmm or less.
  • the thickness of the soft portion 11 of the filament 10 according to the present embodiment can be obtained using the hardness distribution in the depth direction of the filament 10.
  • An example of a method for measuring the hardness distribution in the depth direction of the filament 10 will be described below.
  • an elliptical cross section 16 having a short diameter r and a long diameter 2r which is obtained by cutting the filament 10 having a diameter r at an angle of 30 ° with respect to the wire drawing direction, is appropriately used.
  • the distance and hardness from the longitudinal end 17 of the elliptical section 16 are prepared and measured continuously between the major end 17 of the elliptical section 16 and the center 18 of the elliptical section 16. Relationship is obtained.
  • the distance between an arbitrary measurement point between the longitudinal end 17 of the elliptical section 16 and the center 18 of the elliptical section 16 and the longitudinal end 17 of the elliptical section 16 is the arbitrary measurement point. Twice the depth. Based on this relationship, the distance between the longitudinal end 17 of the elliptical cross section 16 is converted into the depth of the filament 10 to show the relationship between the depth of the filament 10 and the hardness as shown in FIG. A graph is obtained. From this graph, the thickness of a region having a hardness lower by 50 Vv than the Vickers hardness at a depth of 1 ⁇ 4 of the wire diameter r of the filament 10 can be seen.
  • the Vickers hardness measurement is performed a plurality of times for one sample, it is necessary to separate the measurement points from each other by about twice or more the diagonal length of the indentation 13 formed at the measurement point. Due to the formation of the indentation 13 in the previous measurement, the hardness around the indentation 13 is increased. Therefore, when the subsequent measurement is performed in the vicinity of the indentation 13 in the previous measurement, an accurate measurement value cannot be obtained.
  • the hardness is measured at the section 16. For example, by measuring the hardness at intervals of 2 ⁇ m between the long-axis direction end 17 of the elliptical cross section 16 and the center 18 of the elliptical cross section 16, a hardness of every 1.0 ⁇ m in depth is obtained. It is done. Further, in order to increase the number of measurement points, the measurement points can be set as shown in FIG. 6 or FIG.
  • a normal hardness distribution measuring method when measuring the distribution of hardness in the depth direction, continuous measurement is performed along a single straight line from the outer periphery of the cross section to the center of the cross section (see FIG. 5). Such measurement can improve the efficiency of measurement work.
  • the center of the elliptical cross section 16 from the longitudinal end 17 of the elliptical cross section 16 is obtained. It is preferable to carry out the measurement along a plurality of straight lines parallel to the straight line heading toward. Thereby, the number of measurement points can be increased without reducing the interval between the measurement points.
  • the depth interval of the hardness measurement In order to measure the depth of the soft part 11 of the filament 10 according to the present embodiment with sufficiently high accuracy, it is preferable to set the depth interval of the hardness measurement to 1.0 ⁇ m or less, and this depth interval is In order to achieve this, it is preferable to appropriately adjust the load at the time of measuring the Vickers hardness, the method for setting the measurement points, the method for creating the measurement surface, and the like.
  • the angle formed by the elliptical cross section 16 and the drawing direction of the filament is not limited to 30 °. An appropriate angle may be appropriately selected as long as measurement can be performed with sufficient accuracy. However, when the hardness measurement is performed on the C cross section (cross section perpendicular to the wire drawing direction) of the filament according to the present embodiment, the accuracy of the hardness measurement is often insufficient.
  • the structure of the central portion 12 of the filament 10 according to the present embodiment includes pearlite having an area ratio of 95 to 100%. It is essential for the structure of the central portion 12 to contain 95% or more of pearlite to make the filament 10 have a tensile strength of 3200 MPa or more and improve the workability of the filament 10. Since it is preferable that the amount of pearlite is large, the upper limit of the amount of pearlite in the central portion 12 of the filament 10 is 100%.
  • Pseudo pearlite is a structure composed of granular cementite and granular ferrite. What is normal pearlite having a shape in which layered cementite and layered ferrite overlap (perlite 20 shown in FIG. 9)? Differentiated. “Perlite” according to the present embodiment means “normal pearlite”. Although it is not necessary to define the amount of pearlite in the soft portion 11 of the filament, it is usually the same value as the amount of pearlite in the central portion 12 of the filament.
  • the means for measuring the amount of pearlite in the central portion 12 of the filament 10 is not particularly limited. For example, by polishing and etching the C cross section of the filament 10, a pearlite structure of the C cross section of the filament 10 is revealed, and then an optical micrograph or an electron micrograph of the C cross section is taken and included in this photograph.
  • the amount of pearlite may be obtained by obtaining the area of pearlite.
  • the positions where the optical micrograph or electron micrograph of the C cross section is taken are arranged every 45 degrees with respect to the center of the filament 10 at the center of the C cross section of the filament 10 and 1 ⁇ 4 depth of the C cross section of the filament 10. It is preferable that the pearlite amount at these photographing locations is obtained and the average value of the pearlite amount at each location is the pearlite amount of the filament 10.
  • the average lamella spacing of the pearlite from the surface to the depth of 1 ⁇ m of the filament 10 is smaller than the average lamella spacing of the pearlite at the center of the filament 10.
  • the difference between the average lamella spacing of pearlite from the surface of the filament 10 to a depth of 1 ⁇ m and the average lamella spacing of pearlite at the center of the filament 10 (hereinafter sometimes abbreviated as “average lamella spacing difference”) is: It is more than 0 nm and 2.0 nm or less. A region from the surface of the filament to a depth of 1 ⁇ m is included in the soft part 11. Therefore, in the filament 10 which concerns on this embodiment, the average lamella space
  • the cementite in the pearlite is refined and the ductility is increased.
  • dislocations are introduced into the filament 10 by heat treatment for reducing the average lamella spacing, and this dislocation lowers the ductility of the filament 10.
  • the effect of dislocation introduction exceeds the effect of cementite refinement, so that the ductility of the filament 10 decreases.
  • the soft part 11 of the filament 10 according to the present embodiment most of the dislocations are eliminated by surface heating described later. Therefore, when the average lamella spacing of the pearlite of the filament 10 according to the present embodiment is reduced, the influence of dislocation introduction is suppressed, so that an effect of improving ductility by cementite refinement can be obtained.
  • the average lamella spacing difference needs to be 2.0 nm or less.
  • the upper limit value of the difference in average lamella spacing is preferably 1.8 nm, 1.7 nm, 1.6 nm, or 1.5 nm.
  • the average lamella spacing of pearlite from the filament surface to a depth of 1 ⁇ m may be determined by the procedure described below.
  • a cross section (L cross section) that is parallel to the drawing direction of the filament 10 and that passes through the central axis of the filament 10 is created.
  • a thin film sample (L cross section thin film sample) having a thickness of 100 ⁇ m is prepared.
  • a 50 ⁇ m ⁇ 30 ⁇ m ⁇ 1 ⁇ m sample is cut out from the surface layer portion of the L-section thin film sample using a FIB (Forcused Ion Beam) apparatus.
  • FIB Formused Ion Beam
  • the surface layer average lamella interval measurement region 14 is a square of 1 ⁇ m in length and breadth, and one side of the square coincides with the surface of the filament 10.
  • the field of view of the electron micrograph may be a square of 1 ⁇ m in length and width, and one side of the field of view may be made coincident with the surface of the filament 10, and this field of view may be regarded as the surface average lamella spacing measurement region 14.
  • the pearlite having the smallest lamella interval (the pearlite 20 in FIG. 9) is selected from the plurality of pearlites included in the surface average lamella interval measurement region 14 and included in this pearlite 20.
  • the line segment 23 having a length of 0.2 ⁇ m perpendicular to the ferrite phase layer 21 and the cementite phase layer 22 is drawn, the number of the cementite phase layers 22 intersecting the line segment 23 is counted, and the length of the line segment ( 0.2 ⁇ m) is divided by the number of the cementite phase layers 22 to obtain the lamella spacing of the surface average lamella spacing measurement region 14.
  • the above operation is repeated eight times to obtain the lamella spacings for the eight surface average lamella spacing measurement regions 14, and by averaging these lamella spacings, the average lamella spacing of pearlite from the surface of the filament 10 to a depth of 1 ⁇ m is obtained. It is done.
  • the average lamella spacing at the center of the filament may be obtained by the procedure described below. Similar to the above-described method for measuring the average lamella spacing of the surface layer portion of the filament, an L cross section of the filament 10 is prepared, an electron micrograph of a region including the central axis of the filament 10, and a 1/4 depth of the wire diameter r. Take an electron micrograph of the area including Subsequently, the lamella interval concerning the 12 center average lamella interval measurement regions 15 which are squares of 1 ⁇ m in length and width are obtained. Four of the twelve central average lamella interval measurement regions 15 have one of the line segments connecting the midpoints of the opposite sides coincide with the central axis of the filament 10.
  • Eight of the twelve central average lamella spacing measurement regions 15 have one of the line segments connecting the midpoints of the opposite sides, one with the region of 1/4 depth of the wire diameter r from the surface of the filament 10. I'm doing it.
  • the values obtained by obtaining the lamella intervals for each of the 12 center average lamella interval measurement regions 15 and averaging these lamella intervals can be regarded as the average lamella interval at the center of the filament 10.
  • the lamellar spacing in the present embodiment is an average value of the distance between the center lines of the cementite phase layers 22 adjacent to each other with the ferrite phase layer 21 interposed therebetween.
  • C is an element that improves the strength of the filament 10.
  • the C content is preferably set to around 0.80%.
  • the C content is less than 0.70%, the filament 10 becomes hypoeutectoid steel and steel with a lot of non-pearlite structure.
  • the C content exceeds 1.20%, proeutectoid cementite is precipitated, and the workability of the filament 10 may be reduced.
  • C content was set in the range of 0.70% or more and 1.20% or less.
  • the preferable lower limit value of C content is 0.75%, 0.80%, or 0.85%, and the preferable upper limit value of C content is 1.10%, 1.05%, or 1.00%. is there.
  • Si 0.15% to 0.60%
  • Si is an element that is effective for deoxidation of the filament 10 and further has an action of improving the strength of the filament 10 by dissolving in the ferrite.
  • Si content is less than 0.15%, there exists a possibility that the effect
  • Si content exceeds 0.60%, the workability of the filament 10 may be reduced. For this reason, Si content was set in the range of 0.15% or more and 0.60% or less.
  • the preferable lower limit of Si content is 0.20%, 0.25%, or 0.30%, and the preferable upper limit of Si content is 0.55%, 0.50%, or 0.45%. is there.
  • Mn is effective for deoxidation of the filament 10 and further has an action of fixing S in the filament 10 and suppressing embrittlement of the steel.
  • Mn content is less than 0.10%, there exists a possibility that the effect
  • Mn content exceeds 1.00%, the workability of the filament 10 may be reduced. For this reason, Mn content was set in the range of 0.10% or more and 1.00% or less.
  • the preferable lower limit value of Mn content is 0.20%, 0.30%, or 0.40%, and the preferable upper limit value of Mn content is 0.90%, 0.80%, or 0.70%. is there.
  • N is an element that forms a nitride when combined with Al and / or Ti.
  • This nitride has the effect of suppressing the coarsening of austenite contained in the intermediate steel wire before the start of the patenting step S04 described later.
  • the average lamella spacing difference of the filament 10 can be suppressed to 2.0 nm or less as described later, and the pearlite of the filament 10 is refined to improve the ductility of the filament 10. be able to.
  • N content is less than 0.0010%, there exists a possibility that the effect
  • N content exceeds 0.0050%, there exists a possibility that the ductility of the filament 10 may fall. For this reason, N content was set in the range of 0.0010% or more and 0.0050% or less.
  • the preferable lower limit of N content is 0.0015%, 0.0017%, or 0.0020%, and the preferable upper limit of N content is 0.0045%, 0.0042%, or 0.0040%. is there.
  • P and S may be contained in the filament as impurities. Although it is not necessary to specify the contents of P and S in particular, in order to give the filament 10 the same level of ductility as that of the conventional filament, the contents of P and S are each 0% or more and 0.02% or less. It is desirable that the content be 0% or more and 0.01% or less. Such contents of S and P are considered to be impurities.
  • the filament 10 according to the present embodiment further includes Al, Ti, Cr, Co, V, Cu, Nb, Mo, W, B, REM, Ca, It may contain at least one of Mg and Zr.
  • the numerical limitation range of the selected component and the reason for limitation will be described.
  • the described% is mass%.
  • the upper limit value of the Al content is preferably 0.010%. Further, the upper limit of the Al content may be 0.009%, 0.008%, or 0.007%. Since Al may not be included in the filament 10 according to the present embodiment, the lower limit value of the Al content is 0%.
  • Al has a function of forming a nitride by being combined with N, and this nitride suppresses the average lamella spacing difference to 2.0 nm or less as described above, and refines the pearlite to reduce the filament 10 It has the effect of improving ductility.
  • the lower limit value of the Al content may be 0.001%, 0.002%, or 0.003%.
  • Ti 0 to 0.100% Since Ti may not be contained in the filament 10 according to the present embodiment, the lower limit value of the Ti content is 0%. However, Ti is an element having a deoxidizing action. Further, Ti has a function of forming a nitride by being combined with N, and this nitride suppresses the average lamella spacing difference to 2.0 nm or less as described above, and refines the pearlite to reduce the filament 10 It has the effect of improving ductility. In order to obtain these effects, 0.005% or more of Ti may be contained. On the other hand, when the Ti content exceeds 0.100%, there is a risk that workability may be reduced due to the formation of coarse carbonitrides (TiCN or the like). Therefore, the upper limit of the Ti content is preferably 0.100%.
  • the lower limit value of the Cr content is 0%.
  • Cr has the effect of improving the tensile strength of the filament 10 by reducing the average lamella spacing of the pearlite.
  • the Cr content is preferably more than 0%, and more preferably 0.0010% or more.
  • the Cr content is more than 0.50%, pearlite transformation is suppressed and austenite may remain in the structure of the intermediate steel wire during the patenting treatment. Residual austenite becomes a supercooled structure such as martensite and bainite after the patenting treatment, and deteriorates the properties of the filament 10.
  • the Cr content is preferably 0.50% or less, and more preferably 0.40% or less.
  • the lower limit value of the Co content is 0%.
  • Co is an element having an effect of improving the properties of the filament 10 by suppressing the precipitation of proeutectoid cementite.
  • the Co content is preferably more than 0%, and more preferably 0.0010% or more.
  • the Co content is preferably 0.50% or less, and more preferably 0.40% or less.
  • V (V: 0% to 0.50%) Since V may not be included in the filament 10 according to the present embodiment, the lower limit value of the V content is 0%. However, V has a function of forming fine carbonitride by being combined with N. As described above, this nitride has an effect of suppressing the difference in average lamella spacing to 2.0 nm or less and an effect of improving the ductility of the filament 10 by refining pearlite. In order to obtain these effects, the V content is preferably more than 0%, and more preferably 0.0010% or more. On the other hand, when the V content is more than 0.50%, the amount of carbonitride formed may be excessive, and the particle size of the carbonitride may be increased. Such carbonitrides may reduce the ductility of the filament. Therefore, the V content is preferably 0.50% or less, and more preferably 0.40% or less.
  • the lower limit value of the Cu content is 0%.
  • Cu is an element that improves the corrosion resistance of the filament 10.
  • the Cu content is preferably more than 0%, and more preferably 0.0001% or more.
  • the Cu content is preferably 0.20% or less, and more preferably 0.10% or less.
  • Nb 0% to 0.100% Since Nb may not be included in the filament 10 according to the present embodiment, the lower limit value of the Nb content is 0%. However, Nb has the effect of increasing the corrosion resistance of the filament 10. Nb has a function of forming carbides and / or nitrides. As described above, this carbide and / or nitride has the effect of suppressing the difference in average lamella spacing to 2.0 nm or less, and the effect of reducing the pearlite and improving the ductility of the filament 10. In order to obtain these effects, the Nb content is preferably more than 0%, and more preferably 0.0005% or more.
  • the Nb content is more than 0.100%, austenite may remain due to suppression of pearlite transformation during the patenting process. Residual austenite becomes a supercooled structure such as martensite and bainite after the patenting treatment, and deteriorates the properties of the filament 10. Therefore, the Nb content is preferably 0.100% or less, and more preferably 0.050% or less.
  • Mo 0% to 0.20% Since Mo may not be contained in the filament 10 according to the present embodiment, the lower limit value of the Mo content is 0%. However, Mo is an element that concentrates at the pearlite growth interface and suppresses the growth of pearlite by the so-called solution drag effect. Thereby, a pearlite can be refined
  • the Mo content is more than 0.20%, pearlite growth is excessively suppressed, and the patenting process takes a long time, and the productivity of the filament 10 may be reduced. Moreover, when Mo content is more than 0.20%, coarse Mo carbide precipitates, and the wire drawing workability of the filament 10 may deteriorate. Therefore, the Mo content is preferably 0.20% or less, and more preferably 0.06% or less.
  • W 0% to 0.200% Since W may not be included in the filament 10 according to the present embodiment, the lower limit value of the W content is 0%.
  • W like Mo, is an element that concentrates at the pearlite growth interface and suppresses the growth of pearlite by the so-called solution drag effect. Thereby, a pearlite can be refined
  • W is an element that reduces the non-pearlite structure that adversely affects the properties of the filament 10 by suppressing the formation of ferrite. In order to obtain these effects, the W content is preferably more than 0%, and more preferably 0.0005% or more.
  • the W content is more than 0.200%, the pearlite growth is excessively suppressed, and it takes a long time for the patenting process, which may lead to a decrease in the productivity of the filament 10.
  • W content is more than 0.200%, coarse W carbide precipitates, and the wire drawing workability of the filament 10 may be deteriorated.
  • the W content is preferably 0.200% or less, and more preferably 0.060% or less.
  • the lower limit value of the B content is 0%.
  • B is an element that suppresses the formation of non-pearlite structures such as ferrite, pseudo pearlite, and bainite.
  • B has a function of forming carbide and / or nitride. As described above, this carbide and / or nitride has the effect of suppressing the difference in average lamella spacing to 2.0 nm or less, and the effect of reducing the pearlite and improving the ductility of the filament 10.
  • the B content is preferably more than 0%, more preferably 0.0004% or more, or 0.0006% or more.
  • the B content is more than 0.0030%, precipitation of coarse Fe 23 (CB) 6 is promoted, and the ductility of the filament 10 may be adversely affected. Therefore, the B content is preferably 0.0030% or less, more preferably 0.0025% or less, 0.0015% or less, or 0.0012% or less.
  • the lower limit of the REM content is 0%.
  • REM is a deoxidizing element.
  • REM is an element that renders S, an impurity, harmless by forming sulfides.
  • the REM content is preferably more than 0%, and more preferably 0.0005% or more.
  • the REM content is preferably 0.0050% or less, and more preferably 0.0020% or less.
  • REM is a generic name for a total of 17 elements including 15 elements from lanthanum with atomic number 57 to lutesium with 71, plus scandium with atomic number 21 and yttrium with atomic number 39.
  • REM is supplied in the form of misch metal, which is a mixture of these elements, and is added to the steel.
  • the content of REM mentioned above is the total content of these elements.
  • the lower limit value of the Ca content is 0%.
  • Ca is an element that reduces hard alumina inclusions that deteriorate the properties of the filament 10.
  • Ca is an element that generates fine oxides. This fine oxide refines the pearlite block size of the filament 10 and thereby improves the ductility of the filament 10.
  • the Ca content is preferably more than 0.0005%.
  • the Ca content is preferably 0.0050% or less, and more preferably 0.0040% or less. Note that, under normal operating conditions, Ca may be contained at about 0.0003%.
  • the lower limit value of the Mg content is 0%.
  • Mg is an element that generates fine oxides. This fine oxide refines the pearlite block size of the filament material, thereby improving the ductility of the filament 10.
  • the Mg content is preferably more than 0.0005%.
  • the Mg content is preferably 0.0050% or less, and more preferably 0.0040% or less. Note that, under normal operating conditions, Mg may be contained in an amount of about 0.0001%.
  • the lower limit value of the Zr content is 0%.
  • Zr crystallizes as ZrO and becomes a crystallization nucleus of austenite. Therefore, Zr is an element that increases the equiaxed ratio of austenite and refines austenite grains.
  • the austenite before the patenting process is refined, whereby the pearlite block size of the filament 10 is refined, thereby improving the ductility of the filament 10. .
  • the Zr content is preferably more than 0.0005%.
  • the Zr content is more than 0.0100%, a coarse oxide may be formed, causing disconnection when the filament 10 is drawn. Therefore, the Zr content is preferably 0.0100% or less, and more preferably 0.0050% or less.
  • the balance of the component composition of the filament 10 according to the present embodiment includes Fe and impurities.
  • Impurities are components that are mixed due to various factors of raw materials such as ore or scrap or the manufacturing process when industrially manufacturing steel materials, and have an adverse effect on the characteristics of the filament 10 according to the present embodiment. It means what is allowed in the range not given.
  • the tensile strength of the filament 10 according to this embodiment is 3200 MPa or more.
  • the steel cord obtained using the filament 10 having a tensile strength of 3200 MPa or more is suitable as a reinforcing material for rubber products such as automobile tires, high-pressure rubber hoses, and conveyor belts.
  • the method for manufacturing the filament 10 according to the present embodiment includes a step of descaling a wire to remove oxide scale on the surface of the wire (descaling step S01), and a wire that has been descaled to obtain an intermediate steel wire.
  • a step of heating the surface layer (filament surface layer heating step S08) and a step of cooling the surface heated filament (cooling step S09) are included.
  • the intermediate steel wire is a steel wire before the end of the patenting step S04, and the intermediate filament is the filament 10 being manufactured.
  • the manufacturing method of the filament 10 which concerns on this embodiment includes the process (steel wire surface layer heating process S05) of heating the surface layer of a steel wire between the process of performing a patenting process, and the process of brass-plating a steel wire. But it ’s okay.
  • Surface heating refers to heating only the surface of the filament or steel wire.
  • strength steel cord obtained using the filament 10 which concerns on this embodiment includes the process (stranded wire processing process S10) which performs a strand wire to the filament 10 which concerns on this embodiment.
  • the wire which has the component composition mentioned above is used as a raw material.
  • the kind of wire is not particularly limited, it is preferably a hot rolled wire.
  • the diameter of the wire is not particularly limited, but is preferably about 5.5 mm.
  • the oxide scale formed on the surface of the wire is removed by chemical treatment such as pickling or mechanical treatment. Such processing is called descaling.
  • the descaling method is not particularly limited.
  • Heating step S03 Next, the intermediate steel wire obtained in the rough wire drawing step S02 is heated within a temperature range of 850 ° C. to 1350 ° C. (heating step S03).
  • the structure of the intermediate steel wire becomes austenite, and this austenite undergoes pearlite transformation in the patenting step S04 described later. Therefore, the state of the austenite produced in the intermediate steel wire in the heating step S03 affects the state of the steel wire obtained after the patenting step S04 and the pearlite contained in the final filament.
  • the heating temperature in the heating step S03 is less than 850 ° C.
  • cementite remains undissolved in the intermediate steel wire, and further, ferrite is generated in the intermediate steel wire.
  • a sufficient amount of austenite cannot be obtained, a sufficient amount of pearlite cannot be generated in the subsequent patenting step S04, and the amount of pearlite in the structure of the central portion 12 of the final filament is less than 95%.
  • the heating temperature in the heating step S03 is higher than 1350 ° C., the austenite grain size becomes coarse and the hardenability is improved, so that the average lamellar gap difference of the final filament may exceed 2.0 nm.
  • FIG. 11 is a schematic CCT diagram (Continuous-Cooling-Transformation diagram) of a steel wire that is a material of the filament according to the present embodiment.
  • Two curves from Ps to Pf are transformation curves indicating the start and end of the pearlite transformation.
  • the left transformation curve is a transformation curve relating to an intermediate steel wire having a small austenite grain size
  • the right transformation curve is a transformation curve relating to an intermediate steel wire having a large austenite grain size.
  • the transformation curve related to the intermediate steel wire with the larger austenite grain size is located on the right side.
  • Two curves extending from the upper left to the lower right of the CCT diagram are curves indicating the cooling state of the intermediate steel wire in the patenting step S04 performed after the heating step S03.
  • the left curve is a curve indicating the cooling state of the surface layer of the intermediate steel wire
  • the right curve is a curve indicating the cooling state of the center of the intermediate steel wire.
  • T 1 described in FIG. 11 is the temperature at which the transformation curve relating to the intermediate steel wire having a small austenite grain size and the curve indicating the cooling state of the surface layer of the intermediate steel wire first intersect with the intermediate temperature having a small austenite grain size
  • T 2 described in FIG. 11 is the difference between the temperature at which the transformation curve for the steel wire and the curve indicating the cooling state at the center of the intermediate steel wire first intersect, that is, the difference in the pearlite transformation start temperature at the surface layer and center of the intermediate steel wire with a small austenite grain size.
  • 11 is a temperature at which the transformation curve relating to the intermediate steel wire having a large austenite grain size first intersects with the curve indicating the cooling state of the surface layer of the intermediate steel wire and The difference between the temperature at which the transformation curve related to the steel wire and the curve indicating the cooling state at the center of the intermediate steel wire first intersect, that is, the difference in the pearlite transformation start temperature at the surface layer and center of the intermediate steel wire having a large austenite grain size. is there.
  • the pearlite transformation start temperature When the pearlite transformation start temperature is low, the pearlite lamella spacing is small. Therefore, if the difference between the pearlite transformation start temperature at the surface layer of the intermediate steel wire and the pearlite transformation start temperature at the center is large, the difference between the average lamella spacing at the surface layer of the intermediate steel wire and the average lamella spacing at the center of the intermediate steel wire is growing. As shown in Figure 11, T 2 is greater than T 1. Therefore, when the austenite of the intermediate steel wire heated in the heating step S03 is coarsened, in the subsequent patenting step S04, the difference in average lamella spacing between the intermediate steel wire surface layer and the intermediate steel wire center becomes large.
  • the average lamella spacing difference generated in the intermediate steel wire affects the average lamella spacing difference of the filament 10 finally obtained.
  • the inventors have found that when the heating temperature is higher than 1350 ° C., the average lamellar spacing difference of the filament 10 is 2. due to the coarsening of the austenite grain size of the intermediate steel wire. It has been found that there is a very high risk of being 0 nm or more. For the reasons described above, it is necessary to set the heating temperature in the heating step S03 to 850 ° C. to 1350 ° C.
  • Patenting process S04 a patenting process is performed in which the intermediate steel wire heated in the heating step S03 is immersed in a molten lead bath (lead bath) after the heating step S03 is completed (patenting step S04).
  • the temperature of the lead bath is 530 ° C. or more and 580 ° C. or less, and the time for immersing the intermediate steel wire in the lead bath is 5 to 45 seconds.
  • the time between the end of the heating step S03 and the start of the patenting step S04 is about 5 seconds.
  • Patenting may be performed using molten salt instead of molten lead.
  • the reason for defining the temperature of molten lead in the patenting step S04 is as follows.
  • the temperature of the lead bath is less than 530 ° C.
  • a bainite structure is generated on the surface layer of the intermediate steel wire, and thereby the tensile strength of the filament 10 is lowered.
  • the temperature of a lead bath exceeds 580 degreeC, the tensile strength of the filament 10 falls.
  • the temperature of the lead bath is preferably set to 530 ° C. or higher and 580 ° C. or lower.
  • the reason why the intermediate steel wire is immersed in the lead bath in the patenting step S04 is as follows.
  • the immersion time is less than 5 seconds, the pearlite transformation is not completely completed, and the pearlite fraction of the filament 10 is lowered.
  • immersion time is 45 seconds or more, a part of cementite in the pearlite lamella is fragmented, and thereby the tensile strength of the filament 10 is lowered.
  • the steel wire taken out from the lead bath in the patenting step S04 is then cooled to room temperature.
  • the cooling rate at this time is 10 ° C./second or more.
  • the strength of the filament 10 may be reduced.
  • Brass plating process S06 The surface of the steel wire patented in the patenting step S04 is subjected to brass plating (brass plating step S06). Brass plating is formed in order to improve adhesion between rubber and a steel cord.
  • the steel wire plated in the brass plating step S06 is wet-drawn to form intermediate filaments having a wire diameter of 0.15 mm or more and 0.35 mm or less (finish drawing step S07).
  • the filament in the middle of manufacturing is referred to as an intermediate filament, and the filament manufactured through all the steps is Sometimes called final filament.
  • the intermediate filament that has undergone the finish drawing step S07 is subjected to surface heating that heats the surface temperature of the intermediate filament to 300 ° C. or more and 600 ° C. or less by high-frequency heating with a frequency of 50 kHz or more (filament surface heating step S08). At this time, the heating time needs to be 5 seconds or less.
  • the filament surface heating step S08 only the surface layer of the intermediate filament is heated. Thereby, since most of the dislocations generated during the pearlite transformation in the patenting step S04 and the dislocations generated during the wet drawing in the finish drawing step S06, most of the dislocations on the surface layer of the intermediate filament disappear. A difference in hardness is generated between the vicinity of the center of the intermediate filament and the surface layer portion, and the soft portion 11 having a thickness of 1 ⁇ m or more is formed.
  • the filament surface heating step S08 it is necessary to sufficiently heat the surface layer of the intermediate filament and suppress the temperature rise inside the intermediate filament as much as possible.
  • the inside of the intermediate filament is excessively heated, the final filament having the soft portion 11 having a thickness of 1 ⁇ m or more cannot be obtained.
  • the best heating method for forming the predetermined soft portion 11 is high-frequency heating.
  • the frequency of the high frequency applied to the intermediate filament must be 50 kHz or more.
  • the inside of the intermediate filament is also heated, so that the final filament having the soft portion 11 having a thickness of 1 ⁇ m or more cannot be obtained.
  • the upper limit value of the high frequency applied to the intermediate filament is not particularly limited, but it is preferable that the upper limit value of the high frequency is about 100 kHz in consideration of the facility capacity. Since high-frequency heating can be performed by continuously passing the filament through the high-frequency coil, production efficiency is good in addition to the above-described heating rate, which is preferable. Moreover, since uniform heating can be performed by high frequency heating, the depth of the soft part 11 obtained by high frequency heating is substantially constant.
  • the surface temperature of the intermediate filament needs to be 300 ° C. or higher.
  • the surface temperature of the intermediate filament is less than 300 ° C., dislocations on the surface layer of the intermediate filament are not sufficiently removed, so that the soft portion 11 having a thickness of 1 ⁇ m or more cannot be formed.
  • the surface temperature of the intermediate filament is made higher than 600 ° C. in the filament surface heating step S08, the cementite in the pearlite lamella is divided and spheroidized, thereby reducing the tensile strength of the final filament.
  • the heating time in the filament surface heating step S08 needs to be within 5 seconds.
  • the heating time is the time for the intermediate filament to pass through the high frequency coil, and this time is obtained by dividing the length of the high frequency coil by the passing speed of the filament. It is not necessary to define the temperature at which surface heating starts. However, in order to increase the surface temperature of the intermediate filament to 300 ° C. or higher within 5 seconds, it is desirable that the temperature at which the surface layer heating is started be 10 ° C. or higher.
  • the soft portion 11 having a thickness of 1 ⁇ m or more and 0.1 ⁇ rmm or less is formed. Cannot be formed.
  • the intermediate filament in which only the surface layer is heated in the filament surface heating step S08 is cooled in the cooling step S09.
  • the surface temperature of the intermediate filament needs to be 300 ° C. or less within 3.0 seconds after the filament surface heating step S08 is completed.
  • the surface temperature of the intermediate filament is set to 300 ° C. or less within 2.0 seconds after the filament surface heating step S08 is completed.
  • the end point of the filament surface layer heating step S08 is the time point when the intermediate filament exits the high frequency heating coil. If the above-mentioned cooling conditions are not achieved, the inside of the intermediate filament is also softened, so that the soft part 11 having a thickness of 1 ⁇ m or more and 0.1 ⁇ rm or less cannot be formed.
  • the cooling means in the cooling step S09 is not particularly limited as long as the above cooling conditions are achieved. If the surface heating temperature in the filament surface layer heating step S08 is just 300 ° C. or slightly higher than 300 ° C., the above cooling conditions can be achieved by air cooling. However, due to disturbance factors such as ambient temperature, the surface temperature of the intermediate filament at the end of the filament surface heating step S08 is unexpectedly much higher than 300 ° C., thereby achieving the above cooling conditions by air cooling. There are cases where it is not possible. On the other hand, by cooling the intermediate filament with water within 3.0 seconds after completion of the filament surface heating step S08, the above-described cooling condition can be reliably achieved.
  • the filament 10 (final filament) according to the present embodiment is manufactured by the above-described S01 to S08. Note that it is not preferable to perform an additional heat treatment on the filament 10 after the cooling step S09 is completed. This is because when the inside of the filament 10 is heated by the additional heat treatment, the hardness of the inside of the filament 10 is lowered, and the soft portion 11 having a thickness of 1 ⁇ m or more and 0.1 ⁇ rmm or less may be lost.
  • the method of creating a steel cord using the filament 10 according to the present embodiment will be exemplified.
  • the method of processing the filament 10 according to the present embodiment is not limited to the method exemplified below.
  • the filament 10 according to the present embodiment As described above, the filament 10 according to the present embodiment, the manufacturing method of the filament 10 according to the present embodiment, and the method of creating the steel cord using the filament 10 according to the present embodiment have been described.
  • the filament 10 according to the present embodiment configured as described above has a soft part 11 and a center part 12, and the soft part 11 has a lower Vickers hardness than the center part 12, and the soft part 11 has a Vickers hardness.
  • the difference between the Vickers hardness at a quarter depth of the filament diameter r is Hv50 or more.
  • the ductility is improved in the soft part 11, and the tensile strength is kept high in the central part 12. Therefore, in the filament 10 according to the present embodiment, occurrence of defects such as cracks in the stranded wire processing step S10 is suppressed.
  • the filament 10 which concerns on this embodiment can perform a twisted wire process satisfactorily in twisted wire process S10, the high quality by which the twist defect was suppressed by using the filament 10 which concerns on this embodiment. It is possible to manufacture a high-strength steel cord. On the other hand, the filament 10 according to the present embodiment has a high tensile strength.
  • the component composition of the filament 10 which concerns on this embodiment is the mass%, C: 0.70% or more and 1.20% or less, Si: 0.15% or more and 0.60% or less, Mn: 0.10% 1.00% or less, N: 0.0010% or more and 0.0050% or less, Al: 0% or more and 0.010% or less, Ti: 0% or more and 0.10% or less, Cr: 0% or more and 0.50 or less %: Co: 0% to 0.50%, V: 0% to 0.50%, Cu: 0% to 0.20%, Nb: 0% to 0.100%, Mo: 0 % To 0.20%, W: 0% to 0.200%, B: 0% to 0.0030%, REM: 0% to 0.0050%, Ca: 0% to 0.0050%
  • Mg 0% or more and 0.0050% or less
  • Zr 0% or more and 0.0100% or less
  • Parts are the Fe and impurities, structure of the central portion 12 of
  • the thickness t of the soft portion 11 is in the range of 1 ⁇ m ⁇ t ⁇ 0.1 ⁇ rmm, so that the workability of the filament 10 can be sufficiently ensured.
  • the occurrence of defects such as cracks can be suppressed in the stranded wire processing step S10, and the strength of the filament 10 can be sufficiently ensured.
  • the manufacturing method of the filament 10 according to the present embodiment is a filament that heats the surface temperature of the intermediate filament to 300 ° C. or higher by subjecting the intermediate filament obtained in the finish wire drawing step S07 to high-frequency heating of, for example, a frequency of 50 kHz or higher. It has a surface heating step S08. Therefore, according to the method for manufacturing the filament 10 according to the present embodiment, a temperature difference is generated between the inside of the filament and the surface layer, and the soft portion 11 and the central portion 12 having different hardness and lamella spacing are formed. Is possible.
  • the present invention is not limited to this, and can be appropriately changed without departing from the technical idea of the invention.
  • the thickness of the soft part is not limited to this embodiment.
  • the wire diameter of the wire, the wire diameter of the filament, and the like are not limited to the present embodiment, and may be appropriately changed.
  • the manufacturing method of the filament 10 which concerns on this embodiment WHEREIN Between the patenting process S04 and the brass plating process S06, the surface temperature of the steel wire is 500 degreeC or more by the high frequency heating of 50 kHz or more.
  • the steel wire surface layer heating step S05 may be provided.
  • this steel wire surface layer heating step S05 it is possible to cause a temperature difference between the vicinity of the center of the steel wire and the surface layer portion, and to form a surface layer portion and a center portion having different hardness and lamellar spacing. And when this steel wire is further subjected to wire drawing (finish wire drawing step S07), the difference in hardness between the surface layer portion and the center portion is further increased as shown in FIG.
  • Filaments having the component compositions shown in Table 1-1, Table 1-2, Table 2-1, and Table 2-2 were produced.
  • the amounts of P and S contained in the component compositions of the filaments of Examples 1 to 25 and the filaments of Comparative Examples 26 to 46 were at a level that can be regarded as impurities.
  • the filaments of Examples 1 to 25 and the filaments of Comparative Examples 26 to 36 were produced by the method for producing a filament according to this embodiment described above.
  • the filament of Comparative Example 37 was manufactured by a manufacturing method based on the above-described manufacturing method of the filament according to the present embodiment, except that the filament surface heating step S08 was omitted.
  • the filament of Comparative Example 38 was manufactured by a manufacturing method based on the above-described manufacturing method of the filament according to the present embodiment except that the heating temperature in the heating step S03 was 1380 ° C. (that is, higher than 1350 ° C.).
  • the filament of Comparative Example 39 was produced by a production method based on the above-described filament production method according to the present embodiment except that the heating temperature in the heating step S03 was 830 ° C. (that is, less than 850 ° C.).
  • the filament of Comparative Example 40 complied with the above-described method for manufacturing a filament according to the present embodiment except that the immersion time in the lead bath in the patenting step S04 was 4 seconds (that is, less than 5 seconds). It was produced by the manufacturing method.
  • the filament of Comparative Example 41 complied with the above-described method for producing a filament according to this embodiment except that the immersion time in the lead bath in the patenting step S04 was 50 seconds (that is, more than 45 seconds). It was produced by the manufacturing method.
  • the filament of Comparative Example 42 is related to the present embodiment described above except that the cooling rate after immersion in the lead bath in the patenting step S04 is 8 ° C./second (ie, less than 10 ° C./second). It produced by the manufacturing method based on the manufacturing method of a filament.
  • the filament of the comparative example 43 is a manufacturing method based on the manufacturing method of the filament which concerns on this embodiment mentioned above except the frequency of the high frequency heating performed in filament surface layer heating process S08 being 30 kHz (namely, less than 50 kHz). It was produced by.
  • the filament of Comparative Example 44 is manufactured by a manufacturing method based on the above-described manufacturing method of the filament according to the present embodiment except that the surface heating temperature in the filament surface heating step S08 is 280 ° C. (that is, less than 300 ° C.). Produced.
  • the filament of Comparative Example 45 was prepared by a manufacturing method based on the above-described manufacturing method of the filament according to the present embodiment except that the surface heating temperature in the surface heating step S05 was 620 ° C.
  • the amount of pearlite at the center of the filament was the average value of the amount of pearlite at the center of the C cross section of the filament and at 8 locations arranged at 45 degrees with respect to the center of the filament at 1 ⁇ 4 depth of the C cross section of the filament. .
  • the amount of pearlite at each measurement location was determined based on an optical micrograph or SEM photograph of the C cross section of the filament where the pearlite structure was revealed.
  • the soft part thickness was determined based on the hardness distribution in the depth direction of the filament obtained by measuring the hardness of the filament.
  • a graph showing the relationship between the depth of the filament and the hardness was obtained. From this graph, the thickness of a region that is Hv50 or more lower than the Vickers hardness at a depth of 1 ⁇ 4 of the filament diameter r was determined. The depth interval of the hardness measurement was 1 ⁇ m.
  • the surface hardness was defined as an average value of Vickers hardness at 8 locations that are 2 ⁇ m deep from the surface of the filament and arranged at every 45 degrees with respect to the center of the filament.
  • the center hardness is Vickers hardness at 8 points arranged at 45 degrees with respect to the center of the filament and at the location of 1/4 of the filament diameter r from the surface of the filament and the center of the filament. The average value.
  • the surface layer average lamella spacing was determined by the procedure described below. First, a 100 ⁇ m-thick thin film sample (L cross-sectional thin film sample) was prepared from the L cross-section of the filament.
  • a pearlite having the smallest lamella interval is selected from among a plurality of pearlites included in the surface average lamella interval measurement region, and the ferrite phase layer and the cementite phase included in the pearlite are selected.
  • Draw a line segment with a length of 0.2 ⁇ m perpendicular to the layer count the number of cementite phase layers intersecting this line segment, and divide the length of the line segment (0.2 ⁇ m) by the number of cementite phase layers.
  • the lamella interval related to the surface average lamella interval measurement region was obtained.
  • the average lamella spacing of pearlite from the surface of the filament to the depth of 1 ⁇ m was obtained by obtaining the lamella spacing for each of the eight surface layer average lamella spacing measurement regions and averaging the lamella spacing.
  • the center average lamella spacing was determined by the procedure described below. Similar to the above-described method for measuring the average lamella spacing of the surface layer portion of the filament, an L cross section of the filament is prepared, an electron micrograph of a region including the central axis of the filament, and a location at a depth of 1/4 of the wire diameter r An electron micrograph of the region including was taken.
  • lamella spacings related to 12 central average lamella spacing measuring areas which are squares of 1 ⁇ m in length and breadth were obtained.
  • the twelve central average lamella spacing measurement regions one of the line segments connecting the midpoints of the opposing sides coincided with the central axis of the filament.
  • Eight out of the 12 center average lamella distance measurement regions one of the line segments connecting the midpoints of the opposite sides coincides with a region having a depth of 1 ⁇ 4 of the wire diameter r from the surface of the filament. It was.
  • the average lamella spacing at the center of the filament was obtained by obtaining the lamella spacing for each of the 12 central average lamella spacing measurement regions and averaging the lamella spacing.
  • the presence or absence of delamination was determined by conducting a twist test on the filament.
  • a twist test is performed on a filament that has undergone delamination, the fracture surface generated by twist fracture is not a shear fracture surface but a fracture surface along a vertical crack, so the fracture shape of the twisted filament is visually inspected. By doing so, the presence or absence of delamination can be determined.
  • the tensile strength TS was obtained by a tensile test in accordance with JIS Z 2241 “Tensile test method for metal material”. The evaluation results are shown in Table 1-3 and Table 2-3.
  • the pearlite fraction of Comparative Example 26 in which the C content was insufficient was less than 95 area%. Thereby, the tensile strength of the comparative example 26 became lower than 3200 MPa.
  • the tensile strength of Comparative Example 28 in which the Si content was insufficient was lower than 3200 MPa.
  • Comparative Example 27 in which the C content was excessive and in Comparative Example 29 in which the Si content was excessive delamination occurred due to a decrease in workability.
  • Comparative Example 30 in which the Mn content was insufficient deoxidation and S fixation were not sufficiently performed, and thus delamination occurred.
  • Comparative Example 31 in which the Mn content was excessive delamination occurred due to a decrease in workability.
  • Comparative Example 32 in which the Mo content was excessive, delamination occurred because the wire drawing workability decreased due to precipitation of Mo carbides.
  • Comparative Example 33 in which the Al content was excessive, delamination occurred due to the generation of alumina inclusions that caused the ductile deterioration and the wire drawing deterioration of the filament.
  • Comparative Example 34 in which the B content was excessive, delamination occurred due to the generation of coarse Fe 23 (CB) 6 that caused a decrease in the ductility of the filament.
  • Comparative Example 35 in which the N content was excessive, a decrease in ductility occurred, and thus delamination occurred.
  • Comparative Example 36 in which the contents of Cr and Mo were excessive, a large amount of upper bainite or martensite was generated, and the pearlite fraction was lowered and the wire drawing workability was lowered, so that delamination occurred. .
  • Comparative Example 37 In Comparative Example 37 in which the surface layer heating was not performed, since the soft part was not formed, the workability was lowered and delamination occurred.
  • Comparative Example 38 In Comparative Example 38, in which the heating temperature before patenting was excessive, the average lamellar gap difference was excessive, so delamination occurred.
  • Comparative Example 39 in which the heating temperature before patenting was insufficient, delamination occurred because the amount of pearlite decreased and the wire drawing workability decreased.
  • the filament of Comparative Example 40 In the filament of Comparative Example 40 in which the immersion time in the lead bath in patenting was insufficient, the pearlite fraction was reduced and delamination occurred.
  • a filament having high strength and excellent workability can be provided.
  • Such a filament is suitable for producing a high-strength steel cord with a high yield.
  • the filament according to the present invention has industrial applicability because the high-strength steel cord is very useful for promoting the low fuel consumption of automobiles by reducing the weight of automobile tires.

Abstract

本発明は、高強度で加工性に優れ、高強度のスチールコードを安定して製造可能なフィラメントであり、所定の成分組成を有し、線径ｒが０．１５ｍｍ以上０．３５ｍｍ以下、引張強さが３２００ＭＰａ以上である。フィラメントの外周に沿って軟質部が形成されており、軟質部のビッカース硬度は、フィラメントの線径ｒの１／４の深さにおけるビッカース硬度よりもＨｖ５０以上低く、軟質部の厚さは、１μｍ以上０．１×ｒｍｍ以下である。フィラメントの中心部の組織は、パーライトを面積％で９５％以上１００％以下の割合で含有している。フィラメントの表面から深さ１μｍまでのパーライトの平均ラメラ間隔は、フィラメントの中心のパーライトの平均ラメラ間隔よりも小さく、それらの間隔の差が２．０ｎｍ以下である。

Description

フィラメント
　本発明は、自動車用タイヤ、高圧ゴムホース、コンベアベルト等のゴム製品の補強材として用いられる高強度スチールコードの材料であるフィラメントに関するものである。
　本願は、２０１４年２月６日に、日本に出願された特願２０１４－０２１６８５号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　例えば、自動車用タイヤ等のゴム製品においては、補強材として、レーヨン、ナイロン、ポリエステル等の化学繊維、または鋼からなるスチールコードが用いられている。これらの補強材は、自動車用タイヤの骨格の役割を果たすものであり、この自動車用タイヤを装着した車両の燃費、高速耐久性、および操縦安定性に大きな影響を与えるものである。近年では、これらの特性を向上させる観点から、補強材としてスチールコードの使用割合が増加している。
　ここで、スチールコードは、例えば特許文献１、２に開示されているように、複数の鋼素線（フィラメント）を撚り合わせた撚り線構造とされたものが広く提案されている。このようなスチールコードは、次のような工程を経て製造される。まず、線径５～６ｍｍの線材に対して乾式伸線を行って、線径１．０～４．０ｍｍ程度の鋼線を得る。この鋼線にパテンティング処理と呼ばれる熱処理を実施して、鋼線を軟化させる。そして、軟化した鋼線の表面にブラスめっきを形成し、さらに、鋼線に湿式伸線（仕上伸線）を行って、線径約０．１５～０．３５ｍｍのフィラメントを得る。そして、このようにして得られたフィラメントを撚り線加工することによって、撚り線構造のスチールコードが製造されることになる。なお、ブラスめっきは、ゴムとスチールコードとの密着性を高めるために形成されるものである。
日本国特開２００５－０５４２６０号公報 日本国特開２００５－０３６３５６号公報
　上述のように、スチールコードを製造する際には、線径０．１５～０．３５ｍｍ程度のフィラメントに対して撚り線加工が施されることになるので、スチールコード用のフィラメントには、良好な加工性が要求されることになる。一方、近年では、環境負荷低減の観点から、自動車の低燃費化を推進するために自動車用タイヤの軽量化が進められており、それに伴ってスチールコードに対して、高強度化が要求されている。
　しかし、高強度のスチールコードを形成するために、フィラメントの強度を向上させた場合には、フィラメントの延性が不足し、フィラメントの加工性が低下することになる。このため、高強度化されたフィラメントには、撚り線加工において、割れ等の欠陥が発生するという問題があった。また、フィラメントの強度が高い場合、撚り線加工を良好に行うことができず、撚り欠陥が発生するおそれがあった。このように、従来は、高強度化と加工性との両方が優れたスチールコード用フィラメントを得ることができず、高強度のスチールコードを安定して製造することができなかった。
　本発明は、前述した状況に鑑みてなされたものであって、強度が高く、かつ、加工性に優れ、高強度のスチールコードを安定して製造することが可能なフィラメントを提供することを目的とする。
　上記課題を解決するための、本発明の要旨は以下の通りである。
（１）本発明の一態様に係るフィラメントは、成分組成が、質量％で、Ｃ：０．７０％以上１．２０％以下、Ｓｉ：０．１５％以上０．６０％以下、Ｍｎ：０．１０％以上１．００％以下、Ｎ：０．００１０％以上０．００５０％以下、Ａｌ：０％以上０．０１０％以下、Ｔｉ：０％以上０．１０％以下、Ｃｒ：０％以上０．５０％以下、Ｃｏ：０％以上０．５０％以下、Ｖ：０％以上０．５０％以下、Ｃｕ：０％以上０．２０％以下、Ｎｂ：０％以上０．１００％以下、Ｍｏ：０％以上０．２０％以下、Ｗ：０％以上０．２００％以下、Ｂ：０％以上０．００３０％以下、ＲＥＭ：０％以上０．００５０％以下、Ｃａ：０％以上０．００５０％以下、Ｍｇ：０％以上０．００５０％以下、およびＺｒ：０％以上０．０１００％以下を含み、残部がＦｅ及び不純物からなり、前記フィラメントの線径ｒが０．１５ｍｍ以上０．３５ｍｍ以下であり、前記フィラメントの外周に沿って軟質部が形成されており、前記軟質部のビッカース硬度は、前記フィラメントの前記線径ｒの１／４の深さにおける前記ビッカース硬度よりもＨｖ５０以上低く、前記軟質部の厚さが、１μｍ以上０．１×ｒｍｍ以下であり、前記軟質部以外の前記フィラメントの組織は、パーライトを面積％で９５％以上１００％以下の割合で含有しており、前記フィラメントの表面から深さ１μｍまでの前記パーライトの平均ラメラ間隔は、前記フィラメントの中心の前記パーライトの前記平均ラメラ間隔よりも小さく、前記フィラメントの前記表面から深さ１μｍまでの前記パーライトの前記平均ラメラ間隔と前記フィラメントの前記中心の前記パーライトの前記平均ラメラ間隔との差が２．０ｎｍ以下であり、さらに、引張強さが３２００ＭＰａ以上である。
（２）上記（１）に記載のフィラメントにおいて、前記軟質部の厚さが、２μｍ以上０．０８×ｒｍｍ以下であってもよい。
（３）上記（１）または（２）に記載のフィラメントにおいて、前記フィラメントの前記表面から深さ１μｍの前記箇所までの前記平均ラメラ間隔と前記フィラメントの前記中心の前記平均ラメラ間隔との差が１．７ｎｍ以下であってもよい。
（４）上記（１）～（３）のいずれか一項に記載のフィラメントにおいて、前記成分組成が、質量％で、Ｔｉ：０．００５％以上０．１０％以下、Ｃｒ：０％超０．５０％以下、Ｃｏ：０％超０．５０％以下、Ｖ：０％超０．５０％以下、Ｃｕ：０％超０．２０％以下、Ｎｂ：０％超０．１００％以下、Ｍｏ：０％超０．２０％以下、Ｗ：０％超０．２０％以下、Ｂ：０％超０．００３０％以下、ＲＥＭ：０％超０．００５０％以下、Ｃａ：０．０００５％超０．００５０％以下、Ｍｇ：０．０００５％超０．００５０％以下、およびＺｒ：０．０００５％超０．０１００％以下のうちの１種または２種以上を含んでいてもよい。
　上述の構成を有するフィラメントは、軟質部を有し、この軟質部では、フィラメントの中心部に比べて平均ラメラ間隔が細かく、フィラメントの中心部の平均ラメラ間隔とフィラメントの表面～深さ１μｍの領域の平均ラメラ間隔との差が２．０ｎｍ以下である。また、上述の構成を有するフィラメントの軟質部のビッカース硬さは、フィラメントの線径ｒの１／４の深さにおけるビッカース硬さよりもＨｖ５０以上低い。ビッカース硬さが低い方が、延性が高くなる。本発明者らは、このような軟質部をその表面に有するフィラメントは、硬度が高い中心部によって引張強度が高められ、且つ硬度が低い軟質部によって延性が著しく向上することを見出した。さらに発明者らは、フィラメントの表面から深さ１μｍまでのパーライトの平均ラメラ間隔を、フィラメントの中心のパーライトの平均ラメラ間隔よりも微細化することにより、パーライト組織中のセメンタイト厚みが微細となり、断線の起点となるセメンタイトの割れが微細となることを知見した。撚り線加工においては、フィラメントの軟質部が主に変形させられる。スチールコード用のフィラメントには良好な加工性が求められる。上述の構成によれば、撚り線加工において、割れ等の欠陥がフィラメントに発生することを抑制できる。上述の特徴を有するフィラメントには、撚り線加工を良好に行うことができるので、上述の構成によって、撚り欠陥の発生が抑えられた高品質のスチールコードを提供することが可能となる。
　また、上述の構成を有するフィラメントの成分組成は、質量％で、Ｃ：０．７０％以上１．２０％以下、Ｓｉ：０．１５％以上０．６０％以下、Ｍｎ：０．１０％以上１．００％以下、Ｎ：０．００１０％以上０．００５０％以下、Ａｌ：０％以上０．０１０％以下、Ｔｉ：０％以上０．１０％以下、Ｃｒ：０％以上０．５０％以下、Ｃｏ：０％以上０．５０％以下、Ｖ：０％以上０．５０％以下、Ｃｕ：０％以上０．２０％以下、Ｎｂ：０％以上０．１００％以下、Ｍｏ：０％以上０．２０％以下、Ｗ：０％以上０．２００％以下、Ｂ：０％以上０．００３０％以下、ＲＥＭ：０％以上０．００５０％以下、Ｃａ：０％以上０．００５０％以下、Ｍｇ：０％以上０．００５０％以下、およびＺｒ：０％以上０．０１００％以下を含み、残部がＦｅ及び不純物とされており、上述の構成を有するフィラメントの中心部の組織は、パーライト組織を面積％で９５％以上１００％以下の割合で含有している。上述の構成を有するフィラメントの中心部は、十分に高い引張強度を有する。従って、上述の構成を有するフィラメントを用いれば、スチールコードの軽量化が可能となる。
　また、上述の構成を有するフィラメントの軟質部の厚さは、１μｍ以上０．１×ｒｍｍである。上述したように、ｒとはフィラメントの径（線径）である。軟質部の厚さが１μｍ以上とされているので、上述の構成を有するフィラメントは十分に良好な加工性を有し、撚り線加工において、割れ等の欠陥の発生が抑制される。また、軟質部の厚さが０．１×ｒｍｍ以下とされているので、上述の構成を有するフィラメントの引張強さが高く保たれ、このフィラメントから得られるスチールコードの強度を十分に確保することができる。なお、軟質部の厚さとは、フィラメントの線径ｒの１／４の深さにおけるビッカース硬さよりもＨｖ５０以上低いビッカース硬さを有する領域の厚さである。
　本発明によれば、強度が高く、かつ、加工性に優れ、高強度のスチールコードを安定して製造することが可能なフィラメントを提供することが可能となる。
本実施形態で係るフィラメントのＣ断面図である。 フィラメントの軟質部の厚さを計測するための楕円形断面が形成されたフィラメントの側面図である。 フィラメントの軟質部の厚さを計測するための楕円形断面である。 本実施形態に係るフィラメントの硬度分布を模式的に示すグラフである。 本実施形態に係るフィラメントの硬度分布グラフの作成方法の一例を説明する図である。 本実施形態に係るフィラメントの硬度分布グラフの作成方法の一例を説明する図である。 本実施形態に係るフィラメントの硬度分布グラフの作成方法の一例を説明する図である。 本実施形態に係るフィラメントの平均ラメラ間隔差の計測方法の一例を説明する図である。 本実施形態に係るフィラメントの平均ラメラ間隔の計測方法の一例を説明する図である。 本実施形態に係るフィラメントの製造方法を示すフロー図である。 本実施形態に係るフィラメントの材料である鋼線の概略的なＣＣＴ線図である。 パーライト鋼の熱処理温度と硬さとの関係を示す概念図である。 フィラメント表層加熱工程後の本実施形態に係るフィラメントの冷却方法を説明する図である。 本実施形態に係るフィラメントの加工硬化曲線の概念図である。
　以下に、本発明の一実施形態に係るフィラメントについて、添付した図面を参照して説明する。本実施形態に係るフィラメント１０は、自動車用タイヤ等のゴム製品の補強材として使用される高強度スチールコードを製造する際の原材料として用いられるものである。
　本実施形態に係るフィラメント１０は、その線径ｒが０．１５ｍｍ≦ｒ≦０．３５ｍｍとされており、成分組成が、質量％で、Ｃ：０．７０％以上１．２０％以下、Ｓｉ：０．１５％以上０．６０％以下、Ｍｎ：０．１０％以上１．００％以下、Ｎ：０．００１０％以上０．００５０％以下、Ａｌ：０％以上０．０１０％以下、Ｔｉ：０％以上０．１０％以下、Ｃｒ：０％以上０．５０％以下、Ｃｏ：０％以上０．５０％以下、Ｖ：０％以上０．５０％以下、Ｃｕ：０％以上０．２０％以下、Ｎｂ：０％以上０．１００％以下、Ｍｏ：０％以上０．２０％以下、Ｗ：０％以上０．２００％以下、Ｂ：０％以上０．００３０％以下、ＲＥＭ：０％以上０．００５０％以下、Ｃａ：０％以上０．００５０％以下、Ｍｇ：０％以上０．００５０％以下、およびＺｒ：０％以上０．０１００％以下を含み、残部がＦｅ及び不純物とされている。
　そして、本実施形態に係るフィラメント１０は、図１に示すように、軟質部１１と中心部１２とを有している。軟質部１１は、フィラメント１０の外周に沿って形成されている。軟質部１１のビッカース硬度は、フィラメント１０の線径ｒの１／４の深さにおけるビッカース硬度よりもＨｖ５０以上低く、軟質部の厚さは、１μｍ以上０．１×ｒｍｍ以下である。さらに、フィラメント１０の表面から深さ１μｍまでのパーライトの平均ラメラ間隔は、フィラメント１０の中心のパーライトの平均ラメラ間隔よりも小さく、フィラメント１０の表面から深さ１μｍまでのパーライトの平均ラメラ間隔とフィラメント１０の中心のパーライトの平均ラメラ間隔との差が２．０ｎｍ以下である。さらに、フィラメント１０の引張強さは３２００ＭＰａ以上である。
（軟質部１１の硬度：フィラメントの線径ｒの１／４の深さにおけるビッカース硬度よりもＨｖ５０以上低い）
　図１に示されているように、本実施形態に係るフィラメント１０は、その外周に沿って形成された軟質部１１を有する。本実施形態に係るフィラメント１０では、フィラメントの線径ｒの１／４の深さにおけるビッカース硬度よりもＨｖ５０以上軟質な領域が、軟質部１１と定義される。すなわち、軟質部１１のビッカース硬度は、フィラメントの線径ｒの１／４の深さにおけるビッカース硬度よりもＨｖ５０以上低い。図１において、符号１９が付された破線は、フィラメントの線径ｒの１／４の深さの箇所を示す。また、本実施形態に係るフィラメント１０のうち軟質部１１ではない部分が、中心部１２と定義される。軟質部１１の硬度と中心部１２との硬度の差は、転位密度、およびセメンタイトの形態の差に起因する。中心部１２の組織は９５～１００％のパーライトを含み、軟質部１１の組織も同様の量のパーライトを含むが、パーライト変態後の組織に導入されている転位の大半が、軟質部１１においては除去されている。軟質部１１は、その硬度が中心部１２よりも低いので、中心部１２よりも高い延性を有する。
（軟質部１１の厚さ：１μｍ以上０．１×ｒｍｍ以下）
　本実施形態に係るフィラメント１０の軟質部１１の厚さｔは、１μｍ以上０．１×ｒｍｍ以下とされている。すなわち、本実施形態に係るフィラメント１０では、線径ｒの１／４の深さの箇所１９のビッカース硬さよりもＨｖ５０以上軟らかい領域が、フィラメント１０の外周面から深さｔまでの領域に形成されている。例えば、線径ｒが０．３０ｍｍである場合、軟質部１１の厚さｔは１μｍ以上０．０３０ｍｍ（３０μｍ）以下である。中心部１２よりも高い延性を有する軟質部１１がフィラメント１０の外周に沿って形成されているので、フィラメント１０は、主に外周に著しい変形が加えられる撚り線加工において、良好な加工性を発揮する。一方、中心部１２が十分に高い硬度を有しているので、フィラメント１０は、３２００ＭＰａ以上の高い引張強さを有している。軟質部１１の厚さｔが１μｍ以下である場合、撚り線加工等において、断線等の加工不良が生じやすくなる。また、軟質部１１の厚さｔが０．１×ｒｍｍ超となった場合、引張強さが低下する。従って、軟質部１１の厚さｔを１μｍ以上０．１×ｒｍｍ以下とする。軟質部１１の厚さｔの好ましい範囲は２μｍ以上０．０８×ｒｍｍ以下である。
　本実施形態に係るフィラメント１０の軟質部１１の厚さは、フィラメント１０の深さ方向の硬度分布を用いて求めることができる。フィラメント１０の深さ方向の硬度分布の測定方法の以下に例示する。図２及び図３に示すように、径がｒであるフィラメント１０を伸線方向に対して３０°の角度で切断することにより得られる、短径ｒかつ長径２ｒである楕円形断面１６を適宜調製し、楕円形断面１６の長軸方向終端１７と楕円形断面１６の中心１８との間で連続的に硬度測定を行うことにより、楕円形断面１６の長軸方向終端１７からの距離と硬度との関係が得られる。楕円形断面１６の長軸方向終端１７と楕円形断面１６の中心１８との間の任意の測定点と、楕円形断面１６の長軸方向終端１７との間の距離は、この任意の測定点の深さの２倍である。この関係に基づいて、楕円形断面１６の長軸方向終端１７からの距離をフィラメント１０の深さに換算することにより、図４に示されるような、フィラメント１０の深さと硬度との関係を示すグラフが得られる。このグラフから、フィラメント１０の線径ｒの１／４の深さにおけるビッカース硬度よりもＨｖ５０以上低い硬度を有する領域の厚さがわかる。
　軟質部１１の厚さの測定精度を高めるためには、硬度測定点の数を増やすことが望ましい。一方、ビッカース硬度測定を１試料に対して複数回行う場合、測定点同士を、測定点に形成される圧痕１３の対角線長さの約２倍以上離隔させることが必要とされる。先の測定の際の圧痕１３の形成によって、圧痕１３の周囲の硬度が上昇するので、後の測定を先の測定時の圧痕１３の近傍で行った場合、正確な測定値が得られない。本実施形態に係るフィラメント１０の軟質部１１の深さを求める際には、測定点の個数を増やすために、フィラメント１０を伸線方向に対して３０°の角度で切断することにより得られる楕円形断面１６において硬度の測定を行う。例えば楕円形断面１６の長軸方向終端１７と楕円形断面１６の中心１８との間で、測定点同士の間隔が２μｍである硬度測定をすることにより、深さ１．０μｍ毎の硬度が得られる。また、測定点の個数を増やすために、測定点を図６または図７に示されるように設定することができる。通常の硬度分布測定方法によれば、硬度の深さ方向の分布を測定する際には、連続的な測定を、断面の外周から断面の中心に向かう１本の直線に沿って実施する（図５参照）。このような測定は、測定作業の効率を向上させることができる。しかし、本実施形態に係るフィラメント１０の軟質部１１の深さを求める際には、図６または図７に示されるように、楕円形断面１６の長軸方向終端１７から楕円形断面１６の中心に向かう直線に平行な複数の直線に沿って測定を実施することが好ましい。これにより、測定点同士の間隔を狭めることなく測定点の個数を増やすことができる。本実施形態に係るフィラメント１０の軟質部１１の深さを十分に高い精度で測定するためには、硬度測定の深さ間隔を１．０μｍ以下にすることが好ましく、また、この深さ間隔を達成するためにビッカース硬度測定の際の荷重、測定点の設定方法、および測定面の作成方法などを適宜調節することが好ましい。楕円形断面１６とフィラメントの伸線方向とがなす角度は３０°に限定されない。十分な精度で測定が行える限り、適切な角度を適宜選択してもよい。しかし、硬度測定を、本実施形態に係るフィラメントのＣ断面（伸線方向に垂直な断面）で行った場合、硬度測定の精度が不十分となる場合が多い。
（フィラメントの中心部の組織：９５面積％以上１００面積％以下のパーライトを含有）
　本実施形態に係るフィラメント１０の中心部１２の組織（すなわち、フィラメント１０の軟質部１１以外の組織）は、面積率で、９５～１００％のパーライトを含む。中心部１２の組織が９５％以上のパーライトを含有することは、フィラメント１０の引張強度を３２００ＭＰａ以上とし、且つフィラメント１０の加工性を良くするために必須である。パーライト量が多い方が好ましいので、フィラメント１０の中心部１２におけるパーライト量の上限値は１００％である。マルテンサイト、ベイナイト、セメンタイト、および擬似パーライト等の、パーライト以外の組織の含有は、パーライト量の規定が満たされている限り許容される。擬似パーライトとは、粒状のセメンタイトと粒状のフェライトとから構成される組織であり、層状のセメンタイトと層状のフェライトとが重なっている形状を有する通常のパーライト（図９に示されるパーライト２０）とは区別される。本実施形態に係る「パーライト」とは、「通常のパーライト」を意味する。フィラメントの軟質部１１のパーライト量を規定する必要はないが、通常、フィラメントの中心部１２のパーライト量と同様の値となる。
　フィラメント１０の中心部１２におけるパーライト量を測定する手段は特に限定されない。例えば、フィラメント１０のＣ断面に研磨およびエッチングを行うことにより、フィラメント１０のＣ断面のパーライト組織を現出させ、次いでＣ断面の光学顕微鏡写真または電子顕微鏡写真を撮影し、そしてこの写真に含まれるパーライトの面積を求めることにより、パーライト量を求めても良い。Ｃ断面の光学顕微鏡写真または電子顕微鏡写真を撮影する箇所は、例えば、フィラメント１０のＣ断面の中心と、フィラメント１０のＣ断面の１／４深さにおける、フィラメント１０の中心に関して４５度ごとに配置された８箇所とし、これら撮影箇所におけるパーライト量を求め、各箇所におけるパーライト量の平均値をフィラメント１０のパーライト量とすることが好ましい。
（フィラメントの表面から深さ１μｍまでのパーライトの平均ラメラ間隔：フィラメントの中心の平均ラメラ間隔よりも小さく、平均ラメラ間隔の差が２．０ｎｍ以下）
　本実施形態に係るフィラメント１０の、表面から深さ１μｍまでのパーライトの平均ラメラ間隔は、フィラメント１０の中心におけるパーライトの平均ラメラ間隔よりも小さい。また、フィラメント１０の表面から深さ１μｍまでのパーライトの平均ラメラ間隔と、フィラメント１０の中心におけるパーライトの平均ラメラ間隔との差（以下、「平均ラメラ間隔差」と略する場合がある）は、０ｎｍ超２．０ｎｍ以下である。なお、フィラメントの表面から深さ１μｍまでの領域は、軟質部１１に含まれる。従って、本実施形態に係るフィラメント１０においては、軟質部１１の平均ラメラ間隔が中心の平均ラメラ間隔よりも小さい。
　平均ラメラ間隔が小さくなると、パーライト中のセメンタイトが微細化することにより、延性が増大する。一方、平均ラメラ間隔を小さくするための熱処理によってフィラメント１０に転位が導入され、この転位はフィラメント１０の延性を低下させる。一般的に、フィラメント１０のパーライトの平均ラメラ間隔を小さくした場合には、転位導入の影響がセメンタイト微細化の影響を上回るので、フィラメント１０の延性が低下する。しかし、本実施形態に係るフィラメント１０の軟質部１１においては、大部分の転位が、後述する表層加熱によって消滅している。従って、本実施形態に係るフィラメント１０のパーライトの平均ラメラ間隔を小さくした場合、転位導入の影響が抑制されているので、セメンタイト微細化による延性向上効果が得られる。
　平均ラメラ間隔差が大きすぎる場合、フィラメント１０の変形が不均一になり、デラミネーションが生じやすくなる。本発明者らは、フィラメント１０の平均ラメラ間隔差が２．０ｎｍ超である場合、デラミネーションが高い頻度で発生することを知見した。従って、本実施形態に係るフィラメント１０において、平均ラメラ間隔差を２．０ｎｍ以下とする必要がある。平均ラメラ間隔の差の上限値は、好ましくは１．８ｎｍ、１．７ｎｍ、１．６ｎｍ、または１．５ｎｍである。
　フィラメントの表面から深さ１μｍまでのパーライトの平均ラメラ間隔は、以下に説明する手順により求めればよい。まず、フィラメント１０の伸線方向に平行であり、かつフィラメント１０の中心軸を通る断面（Ｌ断面）を作成する。このＬ断面から、１００μｍ厚さの薄膜試料（Ｌ断面薄膜試料）を作成する。次に、このＬ断面薄膜試料の表層部から、ＦＩＢ（Ｆｏｒｃｕｓｅｄ　Ｉｏｎ　Ｂｅａｍ）装置を用いて、５０μｍ×３０μｍ×１μｍのサンプルを切り出す。これらの切り出したサンプルを透過型電子顕微鏡用のサンプルフォルダーに電解接着し、フィラメントの表面から深さ１μｍまでを含む領域の電子顕微鏡写真を撮影する。そして、この写真から、図８に示される表層平均ラメラ間隔測定領域１４を切り出す。表層平均ラメラ間隔測定領域１４は、縦横１μｍの正方形であり、この正方形の１つの辺は、フィラメント１０の表面と一致している。なお、電子顕微鏡写真の撮影視野を縦横１μｍの正方形とし、視野の１つの辺をフィラメント１０の表面と一致させ、この視野を表層平均ラメラ間隔測定領域１４とみなしてもよい。次に、図９に示されているように、表層平均ラメラ間隔測定領域１４に含まれる複数のパーライトのうち最もラメラ間隔が小さいパーライト（図９のパーライト２０）を選択し、このパーライト２０に含まれるフェライト相の層２１およびセメンタイト相の層２２に直交する長さ０．２μｍの線分２３を引き、この線分２３と交差するセメンタイト相の層２２の数を数え、線分の長さ（０．２μｍ）をセメンタイト相の層２２の数で割ることにより、表層平均ラメラ間隔測定領域１４に係るラメラ間隔を求める。上述の操作を８回繰り返して８つの表層平均ラメラ間隔測定領域１４にかかるラメラ間隔を求め、これらラメラ間隔を平均することにより、フィラメント１０の表面から深さ１μｍまでのパーライトの平均ラメラ間隔が得られる。
　フィラメントの中心の平均ラメラ間隔は、以下に説明する手順により求めればよい。上述の、フィラメントの表層部の平均ラメラ間隔の測定方法と同様に、フィラメント１０のＬ断面を調製し、フィラメント１０の中心軸を含む領域の電子顕微鏡写真、および線径ｒの１／４深さの箇所を含む領域の電子顕微鏡写真を撮影する。次いで、縦横１μｍの正方形である１２箇所の中心平均ラメラ間隔測定領域１５に係るラメラ間隔を求める。１２箇所の中心平均ラメラ間隔測定領域１５のうち４箇所は、その向かい合う辺の中点同士を結ぶ線分のうち片方が、フィラメント１０の中心軸と一致している。１２箇所の中心平均ラメラ間隔測定領域１５のうち８箇所は、その向かい合う辺の中点同士を結ぶ線分のうち片方が、フィラメント１０の表面から線径ｒの１／４深さの領域と一致している。１２箇所の中心平均ラメラ間隔測定領域１５それぞれに係るラメラ間隔を求め、これらラメラ間隔を平均することにより得られる値を、フィラメント１０の中心の平均ラメラ間隔とみなすことができる。
　なお、本実施形態におけるラメラ間隔とは、フェライト相の層２１を挟んで隣り合うセメンタイト相の層２２の中心線間の距離の平均値である。
　次に、本実施形態に係るフィラメント１０において、成分組成を上述のように限定した理由について説明する。
（Ｃ：０．７０％以上１．２０％以下）
　Ｃは、フィラメント１０の強度を向上させる元素である。共析組織であるパーライト組織を得るためには、Ｃ含有量を０．８０％近傍とすることが好ましい。Ｃ含有量が０．７０％未満である場合、フィラメント１０が亜共析鋼となり、非パーライト組織が多く存在する鋼になる。一方、Ｃ含有量が１．２０％を超える場合、初析セメンタイトが析出し、フィラメント１０の加工性が低下するおそれがある。このため、Ｃ含有量を、０．７０％以上１．２０％以下の範囲内に設定した。Ｃ含有量の好ましい下限値は０．７５％、０．８０％、または０．８５％であり、Ｃ含有量の好ましい上限値は１．１０％、１．０５％、または１．００％である。
（Ｓｉ：０．１５％以上０．６０％以下）
　Ｓｉは、フィラメント１０の脱酸のために有効であり、さらに、フェライト中に固溶してフィラメント１０の強度を向上させる作用を有する元素である。ここで、Ｓｉ含有量が０．１５％未満である場合、上述した作用が十分に得られないおそれがある。一方、Ｓｉ含有量が０．６０％を超える場合、フィラメント１０の加工性が低下するおそれがある。このため、Ｓｉ含有量を、０．１５％以上０．６０％以下の範囲内に設定した。Ｓｉ含有量の好ましい下限値は０．２０％、０．２５％、または０．３０％であり、Ｓｉ含有量の好ましい上限値は０．５５％、０．５０％、または０．４５％である。
（Ｍｎ：０．１０以上１．００％以下）
　Ｍｎは、フィラメント１０の脱酸のために有効であり、さらに、フィラメント１０中のＳを固定して鋼の脆化を抑制する作用を有する。ここで、Ｍｎ含有量が０．１０％未満である場合、上述した作用が十分に得られないおそれがある。一方、Ｍｎ含有量が１．００％を超える場合、フィラメント１０の加工性が低下するおそれがある。このため、Ｍｎ含有量を、０．１０％以上１．００％以下の範囲内に設定した。Ｍｎ含有量の好ましい下限値は０．２０％、０．３０％、または０．４０％であり、Ｍｎ含有量の好ましい上限値は０．９０％、０．８０％、または０．７０％である。
（Ｎ：０．００１０％以上０．００５０％以下）
　Ｎは、Ａｌおよび／またはＴｉと結びつくことにより窒化物を形成する元素である。この窒化物は、後述するパテンティング工程Ｓ０４の開始前の中間鋼線に含まれるオーステナイトの粗大化を抑制する作用を有する。オーステナイトの粗大化を抑制することにより、後述するようにフィラメント１０の平均ラメラ間隔差を２．０ｎｍ以下に抑制することができ、さらに、フィラメント１０のパーライトを微細化してフィラメント１０の延性を向上させることができる。Ｎ含有量が０．００１０％未満である場合、上述した作用が十分に得られないおそれがある。一方、Ｎ含有量が０．００５０％を超える場合、フィラメント１０の延性が低下するおそれがある。このため、Ｎ含有量を、０．００１０％以上０．００５０％以下の範囲内に設定した。Ｎ含有量の好ましい下限値は０．００１５％、０．００１７％、または０．００２０％であり、Ｎ含有量の好ましい上限値は０．００４５％、０．００４２％、または０．００４０％である。
　ＰおよびＳは、不純物としてフィラメントに含まれる場合がある。ＰおよびＳの含有量を特に規定する必要はないが、従来のフィラメントと同水準の延性をフィラメント１０に付与するためには、ＰおよびＳの含有量を、それぞれ０％以上０．０２％以下とすることが望ましく、それぞれ０％以上０．０１％以下とすることがさらに好ましい。このような含有量のＳおよびＰは、不純物であるとみなされる。
　上記した基本成分及び不純物元素の他に、本実施形態に係るフィラメント１０は、さらに、選択成分として、Ａｌ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｂ、ＲＥＭ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒのうちの少なくとも１つを含有してもよい。以下に、選択成分の数値限定範囲とその限定理由とを説明する。ここで、記載する％は、質量％である。
（Ａｌ：０％以上０．０１０％以下）
　Ａｌは、硬質であり変形が生じにくいアルミナ系介在物となり、この介在物はフィラメント１０の延性劣化と伸線性劣化とを引き起こすおそれがある。従って、Ａｌ含有量の上限値を０．０１０％とすることが好ましい。また、Ａｌ含有量の上限値を０．００９％、０．００８％、または０．００７％としてもよい。Ａｌは、本実施形態に係るフィラメント１０に含まれなくてもよいので、Ａｌ含有量の下限値は０％である。しかしながら、ＡｌはＮと結びつくことにより窒化物を形成する働きを有し、この窒化物は上述のように平均ラメラ間隔差を２．０ｎｍ以下に抑制する効果と、パーライトを微細化してフィラメント１０の延性を向上させる効果とを有する。これら効果を得るために、Ａｌ含有量の下限値を０．００１％、０．００２％、または０．００３％としてもよい。
（Ｔｉ：０以上０．１００％以下）
　Ｔｉは、本実施形態に係るフィラメント１０に含まれなくてもよいので、Ｔｉ含有量の下限値は０％である。しかし、Ｔｉは、脱酸作用を有する元素である。また、ＴｉはＮと結びつくことにより窒化物を形成する働きを有し、この窒化物は上述のように平均ラメラ間隔差を２．０ｎｍ以下に抑制する効果と、パーライトを微細化してフィラメント１０の延性を向上させる効果とを有する。これら効果を得るために、Ｔｉを０．００５％以上含有してもよい。一方、Ｔｉ含有量が０．１００％を超える場合、粗大な炭窒化物（ＴｉＣＮ等）が形成されることによって加工性が低下するおそれがある。従って、Ｔｉ含有量の上限を、０．１００％とすることが好ましい。
（Ｃｒ：０％以上０．５０％以下）
　Ｃｒは、本実施形態に係るフィラメント１０に含まれなくてもよいので、Ｃｒ含有量の下限値は０％である。しかしＣｒは、パーライトの平均ラメラ間隔を微細化することによりフィラメント１０の引張強度を向上させる効果を有する。この効果を得るためには、Ｃｒ含有量が０％超であることが好ましく、０．００１０％以上であることがさらに好ましい。一方、Ｃｒ含有量が０．５０％超である場合、パーライト変態が抑制されることによりパテンティング処理中の中間鋼線の組織にオーステナイトが残留するおそれがある。残留オーステナイトは、パテンティング処理後にマルテンサイトおよびベイナイトなどの過冷組織となり、フィラメント１０の特性を悪化させる。また、０．５０％超のＣｒは、メカニカルデスケーリングによる表面酸化物の除去が困難になる場合がある。従って、Ｃｒ含有量が０．５０％以下であることが好ましく、０．４０％以下であることがさらに好ましい。
（Ｃｏ：０％以上０．５０％以下）
　Ｃｏは、本実施形態に係るフィラメント１０に含まれなくてもよいので、Ｃｏ含有量の下限値は０％である。しかしＣｏは、初析セメンタイトの析出を抑制することによりフィラメント１０の特性を向上させる効果を有する元素である。この効果を得るためには、Ｃｏ含有量が０％超であることが好ましく、０．００１０％以上であることがさらに好ましい。一方、Ｃｏ含有量が０．５０％超である場合、上述の効果が飽和して、過剰な生産コストが生じる場合がある。従って、Ｃｏ含有量が０．５０％以下であることが好ましく、０．４０％以下であることがさらに好ましい。
（Ｖ：０％以上０．５０％以下）
　Ｖは、本実施形態に係るフィラメント１０に含まれなくてもよいので、Ｖ含有量の下限値は０％である。しかしＶは、Ｎと結びつくことにより微細な炭窒化物を形成する働きを有する。この窒化物は上述のように平均ラメラ間隔差を２．０ｎｍ以下に抑制する効果と、パーライトを微細化してフィラメント１０の延性を向上させる効果とを有する。これらの効果を得るためには、Ｖ含有量が０％超であることが好ましく、０．００１０％以上であることがさらに好ましい。一方、Ｖ含有量が０．５０％超である場合、炭窒化物の形成量が過剰となるおそれがあり、さらに炭窒化物の粒子径が大きくなるおそれがある。このような炭窒化物はフィラメントの延性を低下させる場合がある。従って、Ｖ含有量が０．５０％以下であることが好ましく、０．４０％以下であることがさらに好ましい。
（Ｃｕ：０％以上０．２０％以下）
　Ｃｕは、本実施形態に係るフィラメント１０に含まれなくてもよいので、Ｃｕ含有量の下限値は０％である。しかしＣｕは、フィラメント１０の耐食性を高める元素である。この効果を得るためには、Ｃｕ含有量が０％超であることが好ましく、０．０００１％以上であることがさらに好ましい。一方、Ｃｕ含有量が０．２０％超である場合、ＣｕとＳとが反応することにより粒界にＣｕＳが偏析し、このＣｕＳがフィラメント１０に疵を発生させる場合がある。従ってＣｕ含有量が０．２０％以下であることが好ましく、０．１０％以下であることがさらに好ましい。
（Ｎｂ：０％以上０．１００％以下）
　Ｎｂは、本実施形態に係るフィラメント１０に含まれなくてもよいので、Ｎｂ含有量の下限値は０％である。しかしＮｂは、フィラメント１０の耐食性を高める効果がある。また、Ｎｂは、炭化物および／または窒化物を形成する働きを有する。この炭化物および／または窒化物は上述のように平均ラメラ間隔差を２．０ｎｍ以下に抑制する効果と、パーライトを微細化してフィラメント１０の延性を向上させる効果とを有する。これらの効果を得るためには、Ｎｂ含有量が０％超であることが好ましく、０．０００５％以上であることがさらに好ましい。一方、Ｎｂ含有量が０．１００％超である場合、パテンティング処理中のパーライト変態が抑制されることによりオーステナイトが残留するおそれがある。残留オーステナイトは、パテンティング処理後にマルテンサイトおよびベイナイトなどの過冷組織となり、フィラメント１０の特性を悪化させる。従って、Ｎｂ含有量が０．１００％以下であることが好ましく、０．０５０％以下であることがさらに好ましい。
（Ｍｏ：０％以上０．２０％以下）
　Ｍｏは、本実施形態に係るフィラメント１０に含まれなくてもよいので、Ｍｏ含有量の下限値は０％である。しかし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元素である。これにより、パーライトを微細化し、フィラメント１０の特性を向上させることができる。また、Ｍｏは、フェライト生成を抑制することにより、フィラメント１０の特性に悪影響を与える非パーライト組織を低減させる元素である。これらの効果を得るためには、Ｍｏ含有量が０％超であることが好ましく、０．００１０％以上、または０．００５％以上であることがさらに好ましい。一方、Ｍｏ含有量が０．２０％超である場合、パーライト成長が過剰に抑制され、パテンティング処理に長時間を要し、フィラメント１０の生産性の低下を招く場合がある。また、Ｍｏ含有量が０．２０％超である場合、粗大なＭｏ炭化物が析出し、フィラメント１０の伸線加工性が低下する場合がある。従って、Ｍｏ含有量が０．２０％以下であることが好ましく、０．０６％以下であることがさらに好ましい。
（Ｗ：０％以上０．２００％以下）
　Ｗは、本実施形態に係るフィラメント１０に含まれなくてもよいので、Ｗ含有量の下限値は０％である。しかしＷは、Ｍｏと同様に、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元素である。これにより、パーライトを微細化し、フィラメント１０の特性を向上させることができる。また、Ｗは、フェライト生成を抑制することにより、フィラメント１０の特性に悪影響を与える非パーライト組織を低減させる元素である。これらの効果を得るためには、Ｗ含有量が０％超であることが好ましく、０．０００５％以上であることがさらに好ましい。一方、Ｗ含有量が０．２００％超である場合、パーライト成長が過剰に抑制され、パテンティング処理に長時間を要し、フィラメント１０の生産性の低下を招く場合がある。また、Ｗ含有量が０．２００％超である場合、粗大なＷ炭化物が析出し、フィラメント１０の伸線加工性が低下する場合がある。従って、Ｗ含有量が０．２００％以下であることが好ましく、０．０６０％以下であることがさらに好ましい。
（Ｂ：０％以上０．００３０％以下）
　Ｂは、本実施形態に係るフィラメント１０に含まれなくてもよいので、Ｂ含有量の下限値は０％である。しかしＢは、フェライト、擬似パーライト、ベイナイト等の非パーライト組織の生成を抑制する元素である。また、Ｂは、炭化物および／または窒化物を形成する働きを有する。この炭化物および／または窒化物は上述のように平均ラメラ間隔差を２．０ｎｍ以下に抑制する効果と、パーライトを微細化してフィラメント１０の延性を向上させる効果とを有する。これらの効果を得るためには、Ｂ含有量が０％超であることが好ましく、０．０００４％以上、または０．０００６％以上であることがさらに好ましい。一方、Ｂ含有量が０．００３０％超である場合、粗大なＦｅ２３（ＣＢ）６の析出を促進し、フィラメント１０の延性に悪影響を及ぼす場合がある。従って、Ｂ含有量が０．００３０％以下であることが好ましく、０．００２５％以下、０．００１５％以下、または０．００１２％以下であることがさらに好ましい。
（ＲＥＭ：０％以上０．００５０％以下）
　ＲＥＭ（Ｒａｒｅ　Ｅａｒｔｈ　Ｍｅｔａｌ）は、本実施形態に係るフィラメント１０に含まれなくてもよいので、ＲＥＭ含有量の下限値は０％である。しかしＲＥＭは、脱酸元素である。また、ＲＥＭは、硫化物を形成することで、不純物であるＳを無害化する元素である。この効果を得るためには、ＲＥＭ含有量が０％超であることが好ましく、０．０００５％以上であることがさらに好ましい。一方、ＲＥＭ含有量が０．００５０％超である場合、粗大な酸化物が形成されて、フィラメント１０の伸線時に断線を引き起こす場合がある。従って、ＲＥＭ含有量が０．００５０％以下であることが好ましく、０．００２０％以下であることがさらに好ましい。
　なお、ＲＥＭとは原子番号が５７のランタンから７１のルテシウムまでの１５元素に、原子番号が２１のスカンジウムと原子番号が３９のイットリウムとを加えた合計１７元素の総称である。通常、ＲＥＭはこれらの元素の混合物であるミッシュメタルの形で供給され、鋼中に添加される。上述したＲＥＭの含有量とは、これら元素の合計の含有量である。
（Ｃａ：０％以上０．００５０％以下）
　Ｃａは、本実施形態に係るフィラメント１０に含まれなくてもよいので、Ｃａ含有量の下限値は０％である。しかしＣａは、フィラメント１０の特性を悪化させる硬質なアルミナ系介在物を低減する元素である。また、Ｃａは、微細な酸化物を生成する元素である。この微細な酸化物は、フィラメント１０のパーライトブロックサイズを微細化させ、これによりフィラメント１０の延性を向上させる。これら効果を得るためには、Ｃａ含有量が０．０００５％超であることが好ましい。一方、Ｃａ含有量が０．００５０％超である場合、粗大な酸化物が形成されて、フィラメント１０の伸線時に断線を引き起こす場合がある。従って、Ｃａ含有量は０．００５０％以下であることが好ましく、０．００４０％以下であることがさらに好ましい。なお、通常の操業条件下では、Ｃａが０．０００３％程度含有される場合がある。
（Ｍｇ：０％以上０．００５０％以下）
　Ｍｇは、本実施形態に係るフィラメント１０に含まれなくてもよいので、Ｍｇ含有量の下限値は０％である。しかしＭｇは、微細な酸化物を生成する元素である。この微細な酸化物は、フィラメント材のパーライトブロックサイズを微細化させ、これによりフィラメント１０の延性を向上させる。この効果を得るためには、Ｍｇ含有量が０．０００５％超であることが好ましい。しかしながら、Ｍｇ含有量が０．００５０％超である場合、粗大な酸化物が形成されて、フィラメント１０の伸線時に断線を引き起こす場合がある。従って、Ｍｇ含有量は０．００５０％以下であることが好ましく、０．００４０％以下であることがさらに好ましい。なお、通常の操業条件下では、Ｍｇが０．０００１％程度含有される場合がある。
（Ｚｒ：０％以上０．０１００％以下）
　Ｚｒは、本実施形態に係るフィラメント１０に含まれなくてもよいので、Ｚｒ含有量の下限値は０％である。しかしＺｒは、ＺｒＯとして晶出してオーステナイトの晶出核となるので、オーステナイトの等軸率を高め、オーステナイト粒を微細化する元素である。本実施形態に係るフィラメント１０にＺｒが含まれている場合、パテンティング処理前のオーステナイトが微細化されることにより、フィラメント１０のパーライトブロックサイズが微細化され、これによりフィラメント１０の延性が向上する。この効果を得るためには、Ｚｒ含有量が０．０００５％超であることが好ましい。一方、Ｚｒ含有量が０．０１００％超である場合、粗大な酸化物が形成されて、フィラメント１０の伸線時に断線を引き起こす場合がある。従って、Ｚｒ含有量は０．０１００％以下であることが好ましく、０．００５０％以下であることがさらに好ましい。
（残部：Ｆｅおよび不純物）
　本実施形態に係るフィラメント１０の成分組成の残部は、Ｆｅおよび不純物を含む。不純物とは、鋼材を工業的に製造する際に、鉱石若しくはスクラップ等のような原料、又は製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本実施形態に係るフィラメント１０の特性に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
（引張強さ：３２００ＭＰａ以上）
　本実施形態に係るフィラメント１０の引張強度は３２００ＭＰａ以上である。引張強度が３２００ＭＰａ以上であるフィラメント１０を用いて得られたスチールコードは、自動車用タイヤ、高圧ゴムホース、コンベアベルト等のゴム製品の補強材として好適である。
　次に、本実施形態に係るフィラメント１０の製造方法、及び、このフィラメント１０を用いたスチールコードの製造方法について、図１０～図１４を用いて説明する。本実施形態に係るフィラメント１０の製造方法は、線材の表面の酸化スケールを除去するために線材をデスケーリングする工程（デスケーリング工程Ｓ０１）と、中間鋼線を得るために、デスケーリングされた線材を粗伸線する工程（粗伸線工程Ｓ０２）と、粗伸線された中間鋼線を加熱する工程（加熱工程Ｓ０３）と、加熱された中間鋼線にパテンティング処理を行う工程（パテンティング工程Ｓ０４）と、鋼線をブラスめっきする工程（ブラスめっき工程Ｓ０６）と、ブラスめっきされた鋼線を仕上伸線することにより中間フィラメントを得る工程（仕上伸線工程Ｓ０７）と、中間フィラメントを表層加熱する工程（フィラメント表層加熱工程Ｓ０８）と、表層加熱されたフィラメントを冷却する工程（冷却工程Ｓ０９）とを含む。後述するように、中間鋼線とはパテンティング工程Ｓ０４の終了前の鋼線であり、中間フィラメントとは製造途中のフィラメント１０である。本実施形態に係るフィラメント１０の製造方法は、パテンティング処理を行う工程と、鋼線をブラスめっきする工程との間に、鋼線の表層を加熱する工程（鋼線表層加熱工程Ｓ０５）を含んでも良い。表層加熱とは、フィラメントまたは鋼線の表層だけを加熱することである。本実施形態に係るフィラメント１０を用いて得られる高強度スチールコードの製造方法は、本実施形態に係るフィラメント１０に撚り線を行う工程（撚り線加工工程Ｓ１０）を含む。
（デスケーリング工程Ｓ０１）
　本実施形態に係るフィラメント１０の製造方法においては、上述した成分組成を有する線材を原料として用いる。線材の種類は特に限定されないが、熱間圧延線材であることが好ましい。線材の径は特に限定されないが、約５．５ｍｍ程度であることが好ましい。この線材の表面に形成された酸化スケールを酸洗等の化学処理、または機械処理によって除去する。このような処理は、デスケーリングと称されている。デスケーリングの方法は特に限定されない。
（粗伸線工程Ｓ０２）
　次に、酸化スケールを除去した線材を粗伸線して、これにより線径１．０ｍｍ以上３．５ｍｍ以下の中間鋼線を形成する（粗伸線工程Ｓ０２）。粗伸線の方法は特に限定されないが、粗伸線は乾式伸線によって行われることが好ましい。パテンティング工程の終了後に得られる鋼線とパテンティング工程の終了前の鋼線とを区別するために、パテンティング工程の終了前の鋼線を中間鋼線と称する場合がある。
（加熱工程Ｓ０３）
　次に、粗伸線工程Ｓ０２において得られた中間鋼線が、８５０℃～１３５０℃の温度範囲内に加熱される（加熱工程Ｓ０３）。加熱工程Ｓ０３によって、中間鋼線の組織がオーステナイトとなり、このオーステナイトは、後述されるパテンティング工程Ｓ０４においてパーライト変態する。従って、加熱工程Ｓ０３において中間鋼線に生成したオーステナイトの状態によって、パテンティング工程Ｓ０４の後に得られる鋼線、および最終フィラメントに含まれるパーライトの状態が影響される。
　加熱工程Ｓ０３における加熱温度が８５０℃未満である場合、セメンタイトが未固溶のまま中間鋼線内に残留し、さらに、中間鋼線内にフェライトが生成する。この場合、十分な量のオーステナイトが得られないので、続くパテンティング工程Ｓ０４において十分な量のパーライトを生成させることができず、最終フィラメントの中心部１２の組織のパーライト量が９５％を下回る。一方、加熱工程Ｓ０３における加熱温度が１３５０℃超である場合、オーステナイトの粒径が粗大化し、且つ焼入れ性が向上するので、最終フィラメントの平均ラメラ間隔差が２．０ｎｍを超えるおそれがある。
　オーステナイトの粗大化によって平均ラメラ間隔差が増大する理由を、図１１を用いて以下に説明する。図１１は、本実施形態に係るフィラメントの材料である鋼線の模式的なＣＣＴ線図（Ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ－Ｃｏｏｌｉｎｇ－Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ　ｄｉａｇｒａｍ：連続冷却変態線図）である。ＰｓからＰｆに至る２本の曲線はパーライト変態の開始と終了とを示す変態曲線である。２本の変態曲線のうち、左側の変態曲線は、オーステナイト粒径が小さい中間鋼線に係る変態曲線であり、右側の変態曲線は、オーステナイト粒径が大きい中間鋼線に係る変態曲線である。オーステナイト粒径が大きい方が、パテンティング開始からパーライト変態が生じるまでの時間が長いので、オーステナイト粒径が大きい中間鋼線に係る変態曲線は、右側に位置している。ＣＣＴ線図の左上から右下にのびる２本の曲線は、加熱工程Ｓ０３の後に行われるパテンティング工程Ｓ０４における中間鋼線の冷却状態を示す曲線である。２本の曲線のうち、左側の曲線は中間鋼線の表層の冷却状態を示す曲線であり、右側の曲線は中間鋼線の中心の冷却状態を示す曲線である。中間鋼線の中心は、中間鋼線の表層よりも冷却されにくいので、中間鋼線の中心に係る曲線は右側に位置している。図１１中に記載されたＴ１は、オーステナイト粒径が小さい中間鋼線に係る変態曲線と中間鋼線の表層の冷却状態を示す曲線とが最初に交差する温度と、オーステナイト粒径が小さい中間鋼線に係る変態曲線と中間鋼線の中心の冷却状態を示す曲線とが最初に交差する温度との差、すなわちオーステナイト粒径が小さい中間鋼線の表層および中心におけるパーライト変態開始温度の差である。図１１中に記載されたＴ２は、オーステナイト粒径が大きい中間鋼線に係る変態曲線と中間鋼線の表層の冷却状態を示す曲線とが最初に交差する温度と、オーステナイト粒径が大きい中間鋼線に係る変態曲線と中間鋼線の中心の冷却状態を示す曲線とが最初に交差する温度との差、すなわちオーステナイト粒径が大きい中間鋼線の表層および中心におけるパーライト変態開始温度の差である。
　パーライト変態開始温度が低い場合、パーライトのラメラ間隔は小さくなる。従って、中間鋼線の表層のパーライト変態開始温度と、中心のパーライト変態開始温度との差が大きい場合、中間鋼線の表層の平均ラメラ間隔と中間鋼線の中心の平均ラメラ間隔との差が大きくなる。図１１に示されているように、Ｔ２はＴ１よりも大きい。従って、加熱工程Ｓ０３において加熱された中間鋼線のオーステナイトが粗大化している場合、後のパテンティング工程Ｓ０４において、中間鋼線表層と中間鋼線中心との平均ラメラ間隔差が大きくなる。中間鋼線において生じた平均ラメラ間隔差は、最終的に得られるフィラメント１０の平均ラメラ間隔差に影響する。本発明者らは、複数回の実験によって検討した結果、加熱温度が１３５０℃超である場合、中間鋼線のオーステナイト粒径の粗大化に起因して、フィラメント１０の平均ラメラ間隔差が２．０ｎｍ以上となるおそれが極めて高いことを知見した。上述の理由により、加熱工程Ｓ０３における加熱温度を８５０℃～１３５０℃とすることが必要とされる。
（パテンティング工程Ｓ０４）
　次に、加熱工程Ｓ０３によって加熱された中間鋼線を、加熱工程Ｓ０３の終了後、溶融鉛浴（鉛浴）内に浸漬するパテンティング処理を行う（パテンティング工程Ｓ０４）。鉛浴の温度は５３０℃以上５８０℃以下とし、鉛浴内に中間鋼線を浸漬する時間を５～４５秒とする。また、加熱工程Ｓ０３の終了とパテンティング工程Ｓ０４の開始との間の時間は５秒程度とする。溶融鉛の代わりに溶融塩を用いてパテンティングを行っても良い。
　パテンティング工程Ｓ０４における溶融鉛の温度の規定理由は、以下の通りである。鉛浴の温度が５３０℃未満である場合、中間鋼線の表層にベイナイト組織が生成し、これによりフィラメント１０の引張強度が低下する。また、鉛浴の温度が５８０℃を超える場合、フィラメント１０の引張強度が低下する。十分な引張強度を得るためには、鉛浴の温度を５３０℃以上５８０℃以下とすることが好ましい。
　パテンティング工程Ｓ０４において鉛浴内に中間鋼線を浸漬する時間の規定理由は、以下の通りである。浸漬時間が５秒未満である場合、パーライト変態が完全に終了せず、フィラメント１０のパーライト分率が低くなる。また、浸漬時間が４５秒以上である場合、パーライトのラメラ中のセメンタイトの一部が分断化され、これによりフィラメント１０の引張強度の低下が起きる。
　パテンティング工程Ｓ０４において鉛浴から取り出された鋼線は、その後室温まで冷却される。この際の冷却速度は１０℃/秒以上である。鋼線の冷却速度が１０℃／秒未満である場合、フィラメント１０の強度が低下するおそれがある。
（ブラスめっき工程Ｓ０６）
　パテンティング工程Ｓ０４においてパテンティングされた鋼線の表面には、ブラスめっきが施される（ブラスめっき工程Ｓ０６）。ブラスめっきは、ゴムとスチールコードとの密着性を高めるために形成されるものである。
（仕上伸線工程Ｓ０７）
　ブラスめっき工程Ｓ０６においてブラスめっきされた鋼線に対して湿式伸線を行い、線径０．１５ｍｍ以上０．３５ｍｍ以下の中間フィラメントを形成する（仕上伸線工程Ｓ０７）。なお、全ての工程を経て製造された本実施形態に係るフィラメント１０と、製造途中のフィラメントとを区別するために、製造途中のフィラメントを中間フィラメントと称し、全ての工程を経て製造されたフィラメントを最終フィラメントと称する場合がある。
（フィラメント表層加熱工程Ｓ０８）
　そして、仕上伸線工程Ｓ０７を経た中間フィラメントに対して、周波数５０ｋＨｚ以上の高周波加熱により、中間フィラメントの表面温度を３００℃以上６００℃以下に加熱する表層加熱を行う（フィラメント表層加熱工程Ｓ０８）。この際、加熱を行う時間を５秒以下とする必要がある。このフィラメント表層加熱工程Ｓ０８においては、中間フィラメントの表層のみが加熱される。これにより、パテンティング工程Ｓ０４におけるパーライト変態の際に生じた転位、および仕上げ伸線工程Ｓ０６における湿式伸線の際に生じた転位のうち、中間フィラメントの表層の転位の大部分が消滅するので、中間フィラメントの中心付近と表層部分とで硬度差が生じ、１μｍ以上の厚さを有する軟質部１１が形成されることになる。
　フィラメント表層加熱工程Ｓ０８において、中間フィラメントの表層を十分に加熱し、且つ中間フィラメントの内部の温度上昇を可能な限り抑制する必要がある。中間フィラメントの内部が過剰に加熱された場合、厚さ１μｍ以上の軟質部１１を有する最終フィラメントが得られなくなる。高周波加熱によれば、フィラメントの表層だけを加熱することができるので、所定の軟質部１１を形成するために最も良い加熱方法は高周波加熱である。高周波加熱を行う場合、中間フィラメントに印加する高周波の周波数を５０ｋＨｚ以上とする必要がある。高周波加熱の際の周波数が５０ｋＨｚ未満である場合、中間フィラメントの内部も加熱されてしまうので、１μｍ以上の厚さの軟質部１１を有する最終フィラメントが得られない。中間フィラメントに印加する高周波の周波数の上限値は特に制限されないが、設備能力を考慮すると、高周波の周波数の上限値を約１００ｋＨｚとすることが好ましい。高周波加熱は、高周波コイルの内部にフィラメントを連続的に通過させることにより実施できるので、上述の加熱速度に加えて生産効率も良好であり、好ましい。また、高周波加熱によれば、均一な加熱を行うことができるので、高周波加熱によって得られる軟質部１１の深さは略一定である。
　フィラメント表層加熱工程Ｓ０８において、中間フィラメントの表面温度を３００℃以上にする必要がある。中間フィラメントの表面温度が３００℃未満であった場合、中間フィラメントの表層の転位が十分に除去されないので、１μｍ以上の厚さの軟質部１１を形成することができない。一方、フィラメント表層加熱工程Ｓ０８において中間フィラメントの表面温度を６００℃超にした場合、パーライトラメラ中のセメンタイトが分断および球状化され、これにより最終フィラメントの引張強度が低下する。
　また、フィラメント表層加熱工程Ｓ０８では、中間フィラメントの内部の温度上昇を避けるために、速やかに加熱する必要がある。従って、フィラメント表層加熱工程Ｓ０８での加熱時間を５秒以内とする必要がある。表層加熱を高周波加熱によって行う場合、加熱時間とは、中間フィラメントが高周波コイルを通過する時間であり、この時間は高周波コイルの長さをフィラメントの通過速度で除することにより求められる。表層加熱を開始する温度を規定する必要は無い。しかし、５秒以内に中間フィラメントの表面温度を３００℃以上にするためには、表層加熱を開始する温度を１０℃以上とすることが望ましい。
　高周波加熱に代えて、上述の高周波加熱条件と同等の条件で加熱が可能である別の手段を、フィラメント表層加熱工程Ｓ０８に適用しても良い。しかしながら、フィラメントの熱処理のために通常用いられる加熱炉を用いた加熱は、上述の加熱条件と同等の条件で加熱が行えないので、１μｍ以上０．１×ｒｍｍ以下の厚さの軟質部１１を形成することができない。
（冷却工程Ｓ０９）
　フィラメント表層加熱工程Ｓ０８において表層のみが加熱された中間フィラメントは、冷却工程Ｓ０９において冷却される。この際、図１３に示されるように、フィラメント表層加熱工程Ｓ０８が終了してから３．０秒以内に中間フィラメントの表面温度を３００℃以下にする必要がある。好ましくは、フィラメント表層加熱工程Ｓ０８が終了してから２．０秒以内に中間フィラメントの表面温度を３００℃以下にする。フィラメント表層加熱工程Ｓ０８が高周波加熱によって行われる場合、フィラメント表層加熱工程Ｓ０８の終了の時点とは、中間フィラメントが高周波加熱コイルを出た時点である。上述の冷却条件が達成されなかった場合、中間フィラメントの内部も軟化されてしまうので、１μｍ以上０．１×ｒｍ以下の厚さの軟質部１１を形成することができない。
　冷却工程Ｓ０９における冷却の手段は、上述の冷却条件が達成される限り、特に限定されない。フィラメント表層加熱工程Ｓ０８における表面加熱温度がちょうど３００℃、または３００℃をわずかに上回る程度であれば、空冷によって上述の冷却条件は達成可能である。しかし、雰囲気温度などの外乱要因に起因して、予期せず、フィラメント表層加熱工程Ｓ０８終了時の中間フィラメントの表面温度が３００℃を大きく上回り、これにより空冷によって上述の冷却条件を達成することができない場合がある。一方、フィラメント表層加熱工程Ｓ０８の終了後３．０秒以内に中間フィラメントを水冷することにより、上述の冷却条件を確実に達成できる。
　上述のＳ０１～Ｓ０８によって、本実施形態に係るフィラメント１０（最終フィラメント）が製造される。なお、冷却工程Ｓ０９が終了した後に、追加の熱処理をフィラメント１０に行うことは好ましくない。追加の熱処理によってフィラメント１０の内部が加熱された場合、フィラメント１０の内部の硬度が低下し、厚さが１μｍ以上０．１×ｒｍｍ以下である軟質部１１が失われるおそれがあるからである。
　以下に、本実施形態に係るフィラメント１０を用いてスチールコードを作成する方法を例示する。しかしながら、本実施形態に係るフィラメント１０を加工する方法は、以下に例示される方法に限定されない。
（撚り線加工工程Ｓ１０）
　本実施形態に係るフィラメント１０を用いてスチールコードを作成する方法では、複数のフィラメント１０に撚り線加工を行う（撚り線加工工程Ｓ１０）。これにより、撚り線構造とされた高強度スチールコードが製造されることになる。
　以上、本実施形態に係るフィラメント１０、本実施形態に係るフィラメント１０の製造方法、および本実施形態に係るフィラメント１０を用いてスチールコードを作成する方法について説明した。以上のような構成とされた本実施形態に係るフィラメント１０は軟質部１１と中心部１２とを有し、軟質部１１は中心部１２に比べてビッカース硬さが低く、軟質部１１のビッカース硬さとフィラメントの径ｒの１／４深さの箇所のビッカース硬さとの差がＨｖ５０以上とされている。軟質部１１においては延性が向上しており、中心部１２では引張強度が高く保たれている。よって、本実施形態に係るフィラメント１０では、撚り線加工工程Ｓ１０において、割れ等の欠陥が発生することが抑制されている。また、本実施形態に係るフィラメント１０には、撚り線加工工程Ｓ１０において、撚り線加工を良好に行うことができるので、本実施形態に係るフィラメント１０を用いることにより撚り欠陥が抑えられた高品質の高強度スチールコードを製造することが可能となる。一方、本実施形態に係るフィラメント１０は、高い引張強度を有している。
　また、本実施形態に係るフィラメント１０の成分組成が、質量％で、Ｃ：０．７０％以上１．２０％以下、Ｓｉ：０．１５％以上０．６０％以下、Ｍｎ：０．１０％以上１．００％以下、Ｎ：０．００１０％以上０．００５０％以下、Ａｌ：０％以上０．０１０％以下、Ｔｉ：０％以上０．１０％以下、Ｃｒ：０％以上０．５０％以下、Ｃｏ：０％以上０．５０％以下、Ｖ：０％以上０．５０％以下、Ｃｕ：０％以上０．２０％以下、Ｎｂ：０％以上０．１００％以下、Ｍｏ：０％以上０．２０％以下、Ｗ：０％以上０．２００％以下、Ｂ：０％以上０．００３０％以下、ＲＥＭ：０％以上０．００５０％以下、Ｃａ：０％以上０．００５０％以下、Ｍｇ：０％以上０．００５０％以下、およびＺｒ：０％以上０．０１００％以下を含み、残部がＦｅ及び不純物とされており、本実施形態に係るフィラメント１０の中心部１２の組織が、パーライトを面積％で９５％以上１００％以下の割合で含有している。従って、本実施形態に係るフィラメント１０の中心部１２においては、引張強度が十分に高く保たれており、本実施形態に係るフィラメント１０を用いて製造されたスチールコードも、高い引張強度を有することができる。
　また、本実施形態に係るフィラメント１０では、軟質部１１の厚さｔが、１μｍ≦ｔ≦０．１×ｒｍｍの範囲内とされているので、フィラメント１０の加工性を十分に確保することができ、撚り線加工工程Ｓ１０において、割れ等の欠陥が発生することを抑制できるとともに、このフィラメント１０の強度を十分に確保することができる。
　本実施形態に係るフィラメント１０の製造方法は、仕上伸線工程Ｓ０７によって得られた中間フィラメントに、例えば周波数５０ｋＨｚ以上の高周波加熱を行うことにより、中間フィラメントの表面温度を３００℃以上に加熱するフィラメント表層加熱工程Ｓ０８を有している。従って、本実施形態に係るフィラメント１０の製造方法によれば、フィラメントの内部と表層との間に温度差を生じさせ、硬さ及びラメラ間隔が互いに異なる軟質部１１及び中心部１２を形成することが可能となる。
　以上、本実施形態に係るフィラメント１０について説明したが、本発明はこれに限定されることはなく、その発明の技術的思想を逸脱しない範囲で適宜変更可能である。例えば、軟質部の厚さは、本実施形態に限定されることはない。また、線材の線径およびフィラメントの線径等については、本実施形態に限定されることはなく、適宜変更してもよい。さらに、図１０に示すように、本実施形態に係るフィラメント１０の製造方法は、パテンティング工程Ｓ０４とブラスめっき工程Ｓ０６との間に、５０ｋＨｚ以上の高周波加熱によって鋼線の表層温度を５００℃以上に加熱する鋼線表層加熱工程Ｓ０５を備えていてもよい。この鋼線表層加熱工程Ｓ０５により、鋼線の中心付近と表層部分とで温度差を生じさせ、硬さ及びラメラ間隔が互いに異なる表層部及び中心部を形成することが可能となる。そして、この鋼線に対して、さらに伸線加工（仕上伸線工程Ｓ０７）を行った場合には、図１４に示すように、表層部と中心部との硬さの差がさらに大きくなる。
　以下に、本発明の効果を確認するために行った確認実験の結果について説明する。
　表１－１、表１－２、表２－１、および表２－２に示す成分組成を有するフィラメントを作製した。実施例１～実施例２５のフィラメント、及び比較例２６～比較例４６のフィラメントの成分組成に含まれるＰおよびＳの量は、不純物と見なすことができる水準であった。
　実施例１～実施例２５のフィラメント及び比較例２６～３６のフィラメントは、上述した本実施形態に係るフィラメントの製造方法によって作製した。
　比較例３７のフィラメントは、フィラメント表層加熱工程Ｓ０８が省略されていることを除き、上述した本実施形態に係るフィラメントの製造方法に準拠した製造方法によって作製した。
　比較例３８のフィラメントは、加熱工程Ｓ０３における加熱温度が１３８０℃である（すなわち１３５０℃超である）ことを除き、上述した本実施形態に係るフィラメントの製造方法に準拠した製造方法によって作製した。
　比較例３９のフィラメントは、加熱工程Ｓ０３における加熱温度が８３０℃である（すなわち８５０℃未満である）ことを除き、上述した本実施形態に係るフィラメントの製造方法に準拠した製造方法によって作製した。
　比較例４０のフィラメントは、パテンティング工程Ｓ０４における鉛浴中への浸漬時間が４秒である（すなわち５秒未満である）ことを除き、上述した本実施形態に係るフィラメントの製造方法に準拠した製造方法によって作製した。
　比較例４１のフィラメントは、パテンティング工程Ｓ０４における鉛浴中への浸漬時間が５０秒である（すなわち４５秒超である）ことを除き、上述した本実施形態に係るフィラメントの製造方法に準拠した製造方法によって作製した。
　比較例４２のフィラメントは、パテンティング工程Ｓ０４における鉛浴中への浸漬後の冷却速度が８℃／秒である（すなわち１０℃／秒未満である）ことを除き、上述した本実施形態に係るフィラメントの製造方法に準拠した製造方法によって作製した。
　比較例４３のフィラメントは、フィラメント表層加熱工程Ｓ０８において行われる高周波加熱の周波数が３０ｋＨｚである（すなわち５０ｋＨｚ未満である）ことを除き、上述した本実施形態に係るフィラメントの製造方法に準拠した製造方法によって作製した。
　比較例４４のフィラメントは、フィラメント表層加熱工程Ｓ０８における表層加熱温度が２８０℃である（すなわち３００℃未満である）ことを除き、上述した本実施形態に係るフィラメントの製造方法に準拠した製造方法によって作製した。
　比較例４５のフィラメントは、表層加熱工程Ｓ０５における表層加熱温度が６２０℃である（すなわち６００℃超である）ことを除き、上述した本実施形態に係るフィラメントの製造方法に準拠した製造方法によって作製した。
　比較例４６のフィラメントは、冷却工程Ｓ０６における表層温度が５００℃以下になるまでの時間が４秒である（すなわち３秒超である）ことを除き、上述した本実施形態に係るフィラメントの製造方法に準拠した製造方法によって作製した。
　得られたフィラメント１～フィラメント４６のパーライト量、線径ｒ、軟質部厚さ、表層硬度、中心部硬度、表層部平均ラメラ間隔、中心部平均ラメラ間隔、平均ラメラ間隔差、デラミネーション発生の有無、および引張強度ＴＳを評価した。
　フィラメントの中心部のパーライト量は、フィラメントのＣ断面の中心と、フィラメントのＣ断面の１／４深さにおける、フィラメント中心に関して４５度ごとに配置された８箇所とにおけるパーライト量の平均値とした。各測定箇所におけるパーライト量は、フィラメントの、パーライト組織を現出させたＣ断面の光学顕微鏡写真またはＳＥＭ写真に基づいて求めた。
　軟質部厚さは、フィラメントの硬度を測定することにより得られる、フィラメントの深さ方向の硬度分布に基づいて求めた。フィラメントを伸線方向に対して３０°の角度で切断することにより得られる楕円形断面を適宜調製し、楕円形断面の長軸方向終端と中心との間で連続的に硬度測定を行うことにより、図２に示されるような、フィラメントの深さと硬度との関係を示すグラフを得た。このグラフから、フィラメントの線径ｒの１／４の深さにおけるビッカース硬度よりもＨｖ５０以上低い領域の厚さを求めた。硬度測定の深さ間隔は、１μｍとした。
　表層硬度は、フィラメントの表面から２μｍの深さの箇所であって、フィラメントの中心に関し４５度ごとに配置された８箇所におけるビッカース硬さの平均値とした。
　中心部硬度は、フィラメントの表面からフィラメントの線径ｒの１／４の深さの箇所であって、フィラメントの中心に関し４５度ごとに配置された８箇所と、フィラメントの中心とにおけるビッカース硬さの平均値とした。
　表層部平均ラメラ間隔（表層ラメラ間隔）は、以下に説明する手順により求めた。まず、フィラメントのＬ断面から、１００μｍ厚さの薄膜試料（Ｌ断面薄膜試料）を作成した。次に、このＬ断面薄膜試料の表層部および線径ｒの１／４深さの箇所から、ＦＩＢ（Ｆｏｒｃｕｓｅｄ　Ｉｏｎ　Ｂｅａｍ）装置を用いて、５０μｍ×３０μｍ×１μｍのサンプルを切り出した。これらの切り出したサンプルを透過型電子顕微鏡用のサンプルフォルダーに電解接着し、フィラメントの表面から深さ１μｍまでを含む領域の電子顕微鏡写真を撮影した。そして、この写真から、図８に示される表層平均ラメラ間隔測定領域を切り出した。次に、図９に示されているように、表層平均ラメラ間隔測定領域に含まれる複数のパーライトのうち最もラメラ間隔が小さいパーライトを選択し、このパーライトに含まれるフェライト相の層およびセメンタイト相の層に直交する長さ０．２μｍの線分を引き、この線分と交差するセメンタイト相の層の数を数え、線分の長さ（０．２μｍ）をセメンタイト相の層の数で割ることにより、表層平均ラメラ間隔測定領域に係るラメラ間隔を求めた。８つの表層平均ラメラ間隔測定領域それぞれにかかるラメラ間隔を求め、これらラメラ間隔を平均することにより、フィラメントの表面から深さ１μｍまでのパーライトの平均ラメラ間隔を得た。
　中心部平均ラメラ間隔（中心部ラメラ間隔）は、以下に説明する手順により求めた。上述の、フィラメントの表層部の平均ラメラ間隔の測定方法と同様に、フィラメントのＬ断面を調製し、フィラメントの中心軸を含む領域の電子顕微鏡写真、および線径ｒの１／４深さの箇所を含む領域の電子顕微鏡写真を撮影した。次いで、縦横１μｍの正方形である１２箇所の中心平均ラメラ間隔測定領域に係るラメラ間隔を求めた。１２箇所の中心平均ラメラ間隔測定領域のうち４箇所は、その向かい合う辺の中点同士を結ぶ線分のうち片方が、フィラメントの中心軸と一致していた。１２箇所の中心平均ラメラ間隔測定領域のうち８箇所は、その向かい合う辺の中点同士を結ぶ線分のうち片方が、フィラメントの表面から線径ｒの１／４深さの領域と一致していた。１２箇所の中心平均ラメラ間隔測定領域それぞれに係るラメラ間隔を求め、これらラメラ間隔を平均することにより、フィラメントの中心の平均ラメラ間隔を得た。
　デラミネーションの発生の有無は、フィラメントに捻り試験を行うことにより判定した。デラミネーションが発生しているフィラメントに捻り試験を行った場合、捻り破断により生じる破面がせん断破面ではなく縦割れに沿った破面となるので、捻り破断したフィラメントの破断形状を目視で検査することにより、デラミネーションの有無を判定することができる。
　引張強度ＴＳは、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１「金属材料の引張試験方法」に準拠した引張試験によって求めた。
　評価結果を表１－３および表２－３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　Ｃ含有量が不足した比較例２６のパーライト分率は、９５面積％未満であった。これにより、比較例２６の引張強度は３２００ＭＰａよりも低くなった。
　Ｓｉ含有量が不足した比較例２８の引張強度は、３２００ＭＰａよりも低くなった。
　Ｃ含有量が過剰であった比較例２７、およびＳｉ含有量が過剰であった比較例２９には、加工性の低下によって、デラミネーションが発生した。
　Ｍｎ含有量が不足した比較例３０には、脱酸およびＳの固定が十分に行われなかったので、デラミネーションが発生した。
　Ｍｎ含有量が過剰であった比較例３１には、加工性の低下によって、デラミネーションが発生した。
　Ｍｏ含有量が過剰であった比較例３２には、Ｍｏ炭化物の析出による伸線加工性の低下が生じたので、デラミネーションが発生した。
　Ａｌ含有量が過剰であった比較例３３には、フィラメントの延性劣化および伸線性劣化を引き起こすアルミナ系介在物の発生によって、デラミネーションが発生した。
　Ｂ含有量が過剰であった比較例３４には、フィラメントの延性低下を引き起こす粗大なＦｅ２３（ＣＢ）６の発生によって、デラミネーションが発生した。
　Ｎ含有量が過剰であった比較例３５には、延性の低下が生じたので、デラミネーションが発生した。
　ＣｒおよびＭｏ含有量が過剰であった比較例３６には、上部ベイナイト、もしくはマルテンサイトが多く生成し、パーライト分率が低下して伸線加工性の低下が生じたので、デラミネーションが発生した。
　表層加熱が行われなかった比較例３７は、軟質部が形成されなかったので、加工性が低下してデラミネーションが発生した。
　パテンティング前の加熱温度が過剰であった比較例３８は、平均ラメラ間隔差が過剰であったので、デラミネーションが発生した。
　パテンティング前の加熱温度が不足した比較例３９は、パーライトの量が低下して伸線加工性の低下が生じたので、デラミネーションが発生した。
　パテンティングにおける鉛浴中への浸漬時間が不足した比較例４０のフィラメントは、パーライト分率が低下してデラミネーションが発生した。
　パテンティングにおける鉛浴中への浸漬時間が過剰であった比較例４１のフィラメントは、パーライト中のセメンタイトが分断化されてパーライト量が不足し、これにより伸線加工性および引張強度が低下した。
　パテンティングにおける鉛浴中への浸漬後の冷却速度が不足した比較例４２のフィラメントは、引張強度が低下した。
　表層加熱において行われる高周波加熱の周波数が不足した比較例４３のフィラメントは、フィラメントの内部まで加熱が行われることにより軟質部厚さが不足したので、デラミネーションが発生した。
　表層加熱における表層加熱温度が不足した比較例４４のフィラメントは、表層の硬さが低下せず軟質部厚さが不足したので、デラミネーションが発生した。
　表層加熱における表層加熱温度が過剰であった比較例４５のフィラメントは、フィラメントの内部まで加熱が行われることによりパーライト中のセメンタイトが分断されパーライト量が不足したので、引張強度および引張強度が低下した。
　表層加熱後の冷却における、表層温度が５００℃以下になるまでの時間が過剰であった比較例４６のフィラメントは、軟質部深さが過剰になったので、引張強度が不足した。
　これに対して、本発明の実施例１～実施例２５においては、引張強度が３７００ＭＰａ以上と高く、かつ、デラミネーションが確認されなかった。
　以上のことから、本発明によれば、強度が高く、かつ、加工性に優れ、高強度のスチールコードを安定して製造することが可能なフィラメントを提供可能であることが確認された。
　本発明によれば、強度が高く、かつ、加工性に優れるフィラメントを提供することができる。このようなフィラメントは、高強度のスチールコードを高い歩留まりで製造するために好適である。高強度のスチールコードは、自動車用タイヤを軽量化することにより自動車の低燃費化を推進するために非常に有益であるので、本発明によるフィラメントは、産業上の利用可能性を有する。
１０　フィラメント
１１　軟質部
１２　中心部
１３　圧痕
１４　表層平均ラメラ間隔測定領域
１５　中心平均ラメラ間隔測定領域
１６　楕円形断面
１７　楕円形断面の長軸方向終端
１８　楕円形断面の中心
１９　フィラメントの線径ｒの１／４の深さの箇所
２０　パーライト
２１　フェライト相の層
２２　セメンタイト相の層
２３　線分

Claims (4)

  1. 　フィラメントであって、
    　成分組成が、質量％で、
    　Ｃ：０．７０％以上１．２０％以下、
    　Ｓｉ：０．１５％以上０．６０％以下、
    　Ｍｎ：０．１０％以上１．００％以下、
    　Ｎ：０．００１０％以上０．００５０％以下、
    　Ａｌ：０％以上０．０１０％以下、
    　Ｔｉ：０％以上０．１０％以下、
    　Ｃｒ：０％以上０．５０％以下、
    　Ｃｏ：０％以上０．５０％以下、
    　Ｖ：０％以上０．５０％以下、
    　Ｃｕ：０％以上０．２０％以下、
    　Ｎｂ：０％以上０．１００％以下、
    　Ｍｏ：０％以上０．２０％以下、
    　Ｗ：０％以上０．２００％以下、
    　Ｂ：０％以上０．００３０％以下、
    　ＲＥＭ：０％以上０．００５０％以下、
    　Ｃａ：０％以上０．００５０％以下、
    　Ｍｇ：０％以上０．００５０％以下、および
    　Ｚｒ：０％以上０．０１００％以下
    を含み、
    　残部がＦｅ及び不純物からなり、
    　前記フィラメントの線径ｒが０．１５ｍｍ以上０．３５ｍｍ以下であり、
    　前記フィラメントの外周に沿って軟質部が形成されており、前記軟質部のビッカース硬度は、前記フィラメントの前記線径ｒの１／４の深さにおける前記ビッカース硬度よりもＨｖ５０以上低く、前記軟質部の厚さが、１μｍ以上０．１×ｒｍｍ以下であり、
    　前記軟質部以外の前記フィラメントの組織は、パーライトを面積％で９５％以上１００％以下の割合で含有しており、
    　前記フィラメントの表面から深さ１μｍまでの前記パーライトの平均ラメラ間隔は、前記フィラメントの中心の前記パーライトの前記平均ラメラ間隔よりも小さく、前記フィラメントの前記表面から深さ１μｍまでの前記パーライトの前記平均ラメラ間隔と前記フィラメントの前記中心の前記パーライトの前記平均ラメラ間隔との差が２．０ｎｍ以下であり、さらに、
    　引張強さが３２００ＭＰａ以上である
    ことを特徴とするフィラメント。
  2. 　前記軟質部の厚さが、２μｍ以上０．０８×ｒｍｍ以下であることを特徴とする請求項１に記載のフィラメント。
  3. 　前記フィラメントの前記表面から深さ１μｍの前記箇所までの前記平均ラメラ間隔と前記フィラメントの前記中心の前記平均ラメラ間隔との差が１．７ｎｍ以下であることを特徴とする請求項１または２に記載のフィラメント。
  4. 　前記成分組成が、質量％で、
    　Ｔｉ：０．００５％以上０．１０％以下、
    　Ｃｒ：０％超０．５０％以下、
    　Ｃｏ：０％超０．５０％以下、
    　Ｖ：０％超０．５０％以下、
    　Ｃｕ：０％超０．２０％以下、
    　Ｎｂ：０％超０．１００％以下、
    　Ｍｏ：０％超０．２０％以下、
    　Ｗ：０％超０．２０％以下、
    　Ｂ：０％超０．００３０％以下、
    　ＲＥＭ：０％超０．００５０％以下、
    　Ｃａ：０．０００５％超０．００５０％以下、
    　Ｍｇ：０．０００５％超０．００５０％以下、および
    　Ｚｒ：０．０００５％超０．０１００％以下のうちの１種または２種以上
    を含むことを特徴とする請求項１～３のいずれか一項に記載のフィラメント。
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