WO2016002414A1 - 鋼線用線材および鋼線 - Google Patents

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steel
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友信 石田
智一 増田
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株式会社神戸製鋼所
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    • D07B2201/20—Rope or cable components
    • D07B2201/2001—Wires or filaments

Definitions

  • the present invention relates to a wire for steel wire that is a material of a high-strength steel wire used for a wire rope, PC steel wire, and the like, and such a steel wire.
  • the bending fatigue characteristics of the strands are important factors that determine the design strength and life of the ropes.
  • the wire material for high-strength steel wires excellent in bending fatigue characteristics is also useful as a material for PC (Pressed Concrete) steel wires.
  • PC Pressureed Concrete
  • Patent Document 1 discloses a technique for improving fatigue strength by finely depositing BN inclusions in steel.
  • Patent Document 2 discloses a technique for improving the fatigue characteristics evaluated in a 10 7 cycle rotating bending fatigue test by reducing the amount of hydrogen in an ultrafine steel wire having a drawn pearlite structure.
  • JP 2011-225990 A Japanese Patent Laid-Open No. 11-256274
  • Patent Document 1 The characteristic that is a problem in the technique of Patent Document 1 is high cycle fatigue that occurs near the fatigue limit of 10 7 repetitions, and the mechanism is different from that of the low cycle fatigue.
  • products exposed to the outside air for a long time, such as wire rope fatigue cracks are likely to occur due to oxidation of the surface layer and friction between the strands, and the crack growth is promoted by hydrogen that has penetrated into the steel.
  • the fatigue characteristics considered in Patent Document 2 are also high cycle fatigue, and in the case of products that have hydrogen penetration from the outside, such as wire rope and PC steel wire, Since the low cycle fatigue characteristics are lowered, it is not sufficient to simply reduce the amount of hydrogen in the steel as in Patent Document 2 above.
  • the present invention has been made in view of the circumstances as described above, and its purpose is excellent in low cycle fatigue characteristics and is useful as a material for high-strength steel wires such as wire ropes and PC steel wires. And providing a steel wire capable of exhibiting such characteristics.
  • the wire rod for steel wire of the present invention that can solve the above-mentioned problems is, in mass%, C: 0.70 to 1.3%, Si: 0.1 to 1.5%, Mn: 0.1 to 1. 5%, N: 0.001 to 0.006%, Al: 0.001 to 0.10%, Ti: 0.02 to 0.20%, B: 0.0005 to 0.010%, P: 0 %, 0.030% or less, S: 0% or more, 0.030% or less, the balance being iron and inevitable impurities, pearlite as the main phase, and hydrogen diffusion coefficient in steel at 300 ° C D satisfies the following formula (1).
  • pearlite as the main phase means that 95% by area or more of the metal structure is a pearlite structure.
  • the wire material for high-strength steel wire of the present invention is further in mass%, (A) Cr: more than 0%, 1.0% or less and V: more than 0%, 0.5% or less, (B) Ni: more than 0%, 0.5% or less and Nb: at least one kind of more than 0%, 0.5% or less, (C) Co: more than 0%, 1.0% or less, (D) Mo: more than 0%, 0.5% or less and Cu: more than 0%, 0.5% or less, Etc. are also preferable.
  • the present invention includes a steel wire having the above-described chemical composition of steel and having a hydrogen diffusion coefficient D in the steel at 300 ° C. satisfying the following expression (1).
  • D ⁇ 2.5 ⁇ 10 ⁇ 7 (cm 2 / sec) (1)
  • hydrogen diffusion in steel is hindered by the hydrogen trap effect by Ti-based inclusions such as finely dispersed TiC, and a steel wire having excellent fatigue characteristics is obtained by reducing its diffusion coefficient.
  • Can do In particular, it exhibits excellent characteristics against low cycle fatigue caused by repeated stress loading of about 10 4 to 10 5 times.
  • FIG. 1 is a schematic explanatory view showing an implementation status of a four-point bending fatigue test.
  • the present inventors diligently investigated the factors that influence the low cycle fatigue characteristics in a steel wire material having a metal structure having pearlite as a main phase.
  • the deterioration of the fatigue characteristics due to hydrogen is caused by the fact that hydrogen in the steel diffuses toward the minute cracks generated in the steel material due to repeated stress and embrittles the structure around the cracks.
  • hydrogen that has entered from the outside world also reduces fatigue properties. Therefore, fatigue characteristics can be improved by inhibiting hydrogen diffusion in the steel and reducing the amount of hydrogen accumulated around the cracks.
  • fatigue characteristics are improved by setting the hydrogen diffusion coefficient D in steel at 300 ° C. to 2.5 ⁇ 10 ⁇ 7 (cm 2 / sec) or less.
  • the hydrogen diffusion coefficient D is a physical property value depending on temperature
  • the hydrogen diffusion coefficient D in steel at 300 ° C. is used as an index.
  • the reason is derived from the method for measuring the hydrogen diffusion coefficient.
  • a method of analyzing the hydrogen gas release curve obtained by raising the temperature of the sample in the measuring instrument is adopted, but the low temperature part of the release curve is easily affected by disturbance. Not suitable for accurate evaluation. This is because hydrogen released at a low temperature is called diffusible hydrogen, and diffusion at room temperature cannot be ignored, so it is affected by the storage state of the sample used for measurement.
  • the hydrogen diffusion coefficient D is preferably 2.3 ⁇ 10 ⁇ 7 (cm 2 / sec) or less, and more preferably 2.0 ⁇ 10 ⁇ 7 (cm 2 / sec) or less.
  • the steel wire rod according to the present invention needs to have its chemical composition adjusted appropriately in order to exert its basic characteristics when applied to a wire or the like.
  • the chemical component composition is as follows. Note that “%” in the chemical composition is all “mass%”.
  • C (C: 0.70 to 1.3%) C is an element effective for increasing the strength, and the strength of the wire before cold working (steel wire) and the strength of the steel wire after cold working improves as the amount of C increases. Therefore, the C amount is set to 0.70% or more.
  • the amount of C is preferably 0.74% or more, and more preferably 0.78% or more.
  • pre-deposition ⁇ pro-eutectoid cementite
  • Si has an action as a deoxidizer and also has an action of improving the strength of the wire.
  • the Si amount was determined to be 0.1% or more.
  • the amount of Si is preferably 0.15% or more, and more preferably 0.18% or more.
  • the Si amount is set to 1.5% or less.
  • the amount of Si is preferably 1.4% or less, and more preferably 1.3% or less.
  • Mn has a deoxidizing effect similar to Si, but has an effect of increasing the toughness and ductility of steel by fixing S in the steel as MnS.
  • the amount of Mn is set to 0.1% or more.
  • the amount of Mn is preferably 0.15% or more, more preferably 0.20% or more.
  • Mn is an element that is easily segregated, and if added excessively, the hardenability of the Mn segregated portion is excessively increased, and a supercooled structure such as martensite may be generated. Therefore, the amount of Mn is set to 1.5% or less.
  • the amount of Mn is preferably 1.4% or less, more preferably 1.3% or less.
  • N (N: 0.001 to 0.006%) N combines with B in the steel to form BN, and the effect of B is lost. Further, N in a solid solution state causes a decrease in torsional characteristics due to strain aging during wire drawing, and if it is remarkable, causes vertical cracks. In order to prevent these harmful effects, the N content is 0.006% or less.
  • the N amount is preferably 0.005% or less, and more preferably 0.004% or less.
  • the N amount is set to 0.001% or more.
  • the N amount is preferably 0.0015% or more, more preferably 0.0020% or more.
  • Al is an effective deoxidizing element. It also has the effect of forming a nitride such as AlN to refine the crystal grains. In order to effectively exhibit such an effect, the Al content is set to 0.001% or more.
  • the amount of Al is preferably 0.002% or more, and more preferably 0.003% or more.
  • Al is set to 0.10% or less.
  • the amount of Al is preferably 0.09% or less, and more preferably 0.08% or less.
  • Ti forms carbides such as TiC and has a function of reducing the diffusion coefficient of hydrogen and improving the fatigue characteristics of the steel wire. Moreover, it combines with N in the steel to form a nitride such as TiN, and has the function of preventing the twisting characteristics from being lowered by N. In order to effectively exhibit these effects, the Ti content is 0.02% or more.
  • the amount of Ti is preferably 0.03% or more, more preferably 0.04% or more.
  • the Ti content is 0.20% or less.
  • the amount of Ti is preferably 0.15% or less, and more preferably 0.10% or less.
  • B has a function of suppressing pro-eutectoid ferrite (hereinafter sometimes abbreviated as “pre-deposition ⁇ ”) precipitated at the grain boundaries, and is effective in improving fatigue characteristics. Moreover, by forming BN, the effect of fixing the solid solution N in steel and improving the twisting property can be expected. In order to effectively exhibit the effect of B, the amount of B needs to be 0.0005% or more.
  • the lower limit of the preferable amount of B is 0.0007% or more, more preferably 0.001% or more.
  • the amount of B is preferably 0.008% or less, and more preferably 0.006% or less.
  • P 0% or more, 0.030% or less
  • P segregates at the prior austenite grain boundaries, embrittles the grain boundaries, and lowers fatigue strength. Therefore, the smaller the content, the better. Therefore, the P content is 0.030% or less.
  • the amount of P is preferably 0.025% or less, and more preferably 0.020% or less.
  • the amount of P may be 0%, but is usually contained at 0.001% or more.
  • S (S: 0% or more, 0.030% or less) S, like P, segregates at the prior austenite grain boundaries, embrittles the grain boundaries, and lowers fatigue strength. Therefore, the content is preferably as small as possible. Therefore, the S amount is 0.030% or less.
  • the amount of S is preferably 0.025% or less, and more preferably 0.020% or less.
  • the amount of S may be 0%, but is usually contained at 0.001% or more.
  • the basic components of the wire rod of the present invention are as described above, and the balance is substantially iron. However, it is naturally allowed that inevitable impurities brought into the steel depending on the situation of raw materials, materials, manufacturing equipment, etc. are contained in the steel.
  • the wire of the present invention further improves properties such as strength, toughness, ductility, etc.
  • D) Mo: more than 0%, 0.5% or less and Cu: more than 0%, 0.5% or less, Etc. are also preferable.
  • Cr and V are elements useful in increasing the strength (tensile strength) of the wire, and these may be used alone or in combination of two or more.
  • Cr has the effect of increasing the strength and toughness of the wire rod by reducing the pearlite lamella spacing.
  • the Cr content is preferably 0.05% or more.
  • the amount of Cr is more preferably 0.10% or more, and still more preferably 0.15% or more.
  • the Cr amount is preferably 1.0% or less.
  • the amount of Cr is more preferably 0.8% or less, and still more preferably 0.6% or less.
  • V has the effect of improving the strength of the wire by forming carbonitride. Further, in the same manner as Nb, nitride forms excessive solid solution N and nitride after precipitation of AlN and contributes to refinement of crystal grains, and also has an effect of suppressing aging embrittlement by fixing solid solution N.
  • the V amount is preferably 0.01% or more, more preferably 0.02% or more, and further preferably 0.03% or more.
  • V is an expensive element, and even if added excessively, the effect is saturated and economically wasteful, so the V amount is preferably 0.5% or less, more preferably 0.4% or less, More preferably, it is 0.2% or less.
  • Ni and Nb are elements useful for increasing the toughness of the steel wire, and these may be used alone or in combination of two or more.
  • Ni is an element that enhances the toughness of the steel wire after drawing.
  • the Ni content is preferably 0.05% or more, more preferably 0.1% or more, and further preferably 0.2% or more.
  • the Ni content is preferably 0.5% or less, more preferably 0.4% or less, and still more preferably 0.3% or less.
  • Nb like Ti and Al, forms a nitride, contributes to improving the toughness of the steel wire by refining crystal grains, and also has the effect of suppressing aging embrittlement by fixing solid solution N.
  • the Nb content is preferably 0.01% or more, more preferably 0.03% or more, and still more preferably 0.05% or more.
  • Nb is an expensive element, and even if added excessively, the effect is saturated and economically wasteful, so the amount of Nb is preferably 0.5% or less, more preferably 0.4% or less, More preferably, it is 0.3% or less.
  • Co over 0%, 1.0% or less
  • Co has an effect of reducing generation of pro-eutectoid cementite and making the structure a uniform pearlite structure particularly when the amount of C is high.
  • the Co content is preferably 0.05% or more, more preferably 0.1% or more, and further preferably 0.2% or more.
  • the Co content is preferably 1.0% or less, more preferably 0.8% or less, and still more preferably 0.6% or less.
  • Mo more than 0%, 0.5% or less and Cu: more than 0%, 0.5% or less
  • Mo is an element that improves the corrosion resistance of the steel wire.
  • the Mo amount is preferably 0.05% or more, more preferably 0.1% or more, and further preferably 0.2% or more.
  • the Mo amount is preferably 0.5% or less, more preferably 0.4% or less, and still more preferably 0.3% or less.
  • Cu is an element that improves the corrosion resistance of steel wires.
  • the amount of Cu is preferably 0.05% or more, more preferably 0.08% or more, and further preferably 0.10% or more.
  • the amount of Cu is preferably 0.5% or less, more preferably 0.4% or less, and still more preferably 0.3% or less.
  • Mo and Cu may be contained in combination of one or two kinds.
  • the wire rod before cold drawing is usually produced by melting, split-rolling and hot-rolling steel with appropriately controlled chemical components, and further performing patenting treatment as necessary.
  • the Ti content is appropriately controlled within the above range, and then Ti system such as TiC is used. It is important to appropriately control the precipitation behavior of inclusions.
  • the slab is heated to 1200 ° C. or higher to decompose the coarse TiC precipitated during casting.
  • the heating temperature is lower than 1200 ° C., coarse TiC remains in the wire and the hydrogen diffusion coefficient cannot be sufficiently reduced, so that the fatigue strength is lowered.
  • This heating temperature is more preferably 1250 ° C. or more, and further preferably 1300 ° C. or more. However, if the heating temperature becomes too high, melting of the wire material occurs, so the temperature is usually set to about 1400 ° C.
  • the strain rate in the final four passes of rolling is 0.5 second ⁇ 1 or more, and the crystal grains are refined by dynamic recrystallization, It is preferable to deposit fine TiC. If the strain rate is less than 0.5 sec ⁇ 1 , TiC cannot be sufficiently miniaturized and the hydrogen diffusion coefficient D cannot be sufficiently reduced.
  • the strain rate at this time is more preferably 0.8 sec ⁇ 1 or more, and further preferably 1.0 sec ⁇ 1 or more. However, from the viewpoint of equipment load, the strain rate is usually preferably 5 seconds -1 or less.
  • strain rate V ⁇ is equal to the cross-sectional area S 0 (m 2 ) before entering the first roll, four rolls before the final pass, and the cross-sectional area S 4 (m 2 ) after passing the final pass.
  • total passage time (rolling time) t (seconds) of 4 passes can be expressed by the following equation (2).
  • V ⁇ ⁇ ln (S 0 / S 4 ) ⁇ / t (2)
  • the mounting temperature of the rolled material (wire material) on the lay head is 800 to 1000 ° C.
  • the mounting temperature is more preferably 980 ° C. or lower, and further preferably 950 ° C. or lower.
  • the mounting temperature is less than 800 ° C.
  • the mounting temperature is more preferably 820 ° C. or higher, and further preferably 850 ° C. or higher.
  • the wire After placing, the wire is cooled on a cooling conveyor, and pearlite transformation is caused during this cooling, but it is preferable to rapidly cool the pearlite transformation at an average cooling rate of 5 ° C./second or more. If the average cooling rate at this time is slow, TiC is likely to be coarsened and the hydrogen diffusion coefficient may be increased. Further, when the average cooling rate is less than 5 ° C./second, a structure with extremely rough lamellar spacing called “corse pearlite” is deposited locally, which may reduce the drawability.
  • the temperature of a wire may be measured and the point (inflection point) where a cooling curve may change by transformation heat_generation
  • the average cooling rate is more preferably 10 ° C./second or more, and further preferably 15 ° C./second or more.
  • a preferable upper limit of the average cooling rate is 100 ° C./second or less, and more preferably 50 ° C./second or less.
  • the wire obtained as described above can be used as a steel wire after being drawn (cold working) as it is, but may be subjected to a patenting treatment before the drawing.
  • a patenting treatment before the drawing.
  • the heating temperature when the patenting treatment is performed (hereinafter, this temperature may be referred to as “reheating temperature”) is preferably about 900 to 1000 ° C., more preferably 920 ° C. or more and 980 ° C. or less.
  • the reheating temperature is preferably 900 ° C. or higher from the standpoint of preventing undissolved carbide from remaining and making the structure completely austenitic.
  • TiC becomes coarse and the hydrogen diffusion coefficient D increases.
  • the holding temperature in the patenting treatment is preferably about 530 to 600 ° C., more preferably 550 ° C. or higher and 580 ° C. or lower.
  • the wire diffusion material D of the present invention has a sufficiently reduced hydrogen diffusion coefficient D in steel, a steel wire obtained by cold working the wire, a wire rope using the steel wire in whole or in part, a PC steel wire, etc. These products have better fatigue properties than normal products.
  • the obtained hydrogen release curve approximates that the hydrogen is uniformly distributed in the sample, assumes a sample shape of an infinite cylinder, and shows a hydrogen release curve obtained by numerical calculation using the diffusion coefficient as a parameter.
  • the hydrogen diffusion coefficient D was determined by fitting. The results are shown in Table 4 below. In order to make the infinite cylinder approximation effective, the sample length was set to 5 times the diameter or more. At this time, the peak of hydrogen release used for fitting was a peak having a peak temperature of 200 ° C. or higher. The low temperature peak appearing at 200 ° C. or lower is called diffusible hydrogen, and is not used for evaluating the diffusion coefficient because it can be influenced by disturbances such as being released even at room temperature. From the correlation curve between the temperature thus obtained and the diffusion coefficient, the diffusion coefficient at 300 ° C. was determined as the hydrogen diffusion coefficient D.
  • the obtained wire coil was drawn to produce a steel wire (wire), and a tensile test, a twist property evaluation, a fatigue property evaluation, and a hydrogen diffusion coefficient D were measured.
  • Table 5 shows the reduction in area during wire drawing and the wire diameter of the steel wire obtained by wire drawing.
  • the twisting property was evaluated based on the twist value (number of times of rupture twist) required for rupture after conducting a twist test.
  • the twist value was normalized by converting the distance between the chucks (test wire length) to 100 times the wire diameter d (100d). Moreover, the normal fracture surface and the vertical crack were discriminated by the fracture surface observation, and even one of the five vertical cracks was described as “with vertical crack” in Table 5 below.
  • the fatigue characteristics were evaluated by repeatedly performing a four-point bending fatigue test using a jig that supported four points.
  • 1 is a test piece (wire)
  • 2 is a direction in which repeated stress is applied
  • ⁇ is a support point.
  • the maximum stress amplitude in the sample determined to be acceptable was defined as 100,000 times fatigue strength.
  • the 100,000 times fatigue strength is shown in Table 5 below.
  • the stress waveform was a sine wave and the frequency was 10 Hz.
  • test No. 1 to 3 and 9 to 20 are described in JIS G 3522 (1991) IV because the chemical composition, metal structure (perlite area ratio), and hydrogen diffusion coefficient D are all within the ranges specified in the present invention.
  • Steel wire that achieves a fatigue strength exceeding 0.45 times the tensile strength TS after obtaining a tensile strength exceeding the “Class B Piano wire” (standard, for example, 1620 to 1770 MPa when the wire diameter is 7.0 mm) (Wire) is obtained.
  • test no. Examples 4 to 8 and 21 to 26 are examples in which any of the requirements of the present invention is not satisfied. Of these, test no. In No. 4, since the heating temperature at the time of the ingot rolling was low, coarse TiC precipitated, the hydrogen diffusion coefficient D increased, and the fatigue strength decreased.
  • Test No. No. 7 has a high mounting temperature after hot rolling. In No. 8, since the cooling rate after rolling was slow, TiC coarsened, the hydrogen diffusion coefficient D increased, and the fatigue strength decreased.
  • Test No. No. 21 is an example using a steel type P having a small amount of C, which has a mixed phase structure of ferrite and pearlite, has low tensile strength and twisting characteristics, and has reduced fatigue strength.
  • Test No. No. 22 is an example using the steel type Q having a large amount of C. Since a large amount of pro-eutectoid cementite precipitated, the wire was broken during wire drawing.
  • Test No. No. 23 is an example using a steel type R having a small amount of Ti.
  • the amount of TiC is small, the hydrogen diffusion coefficient D is increased, and the fatigue strength is lowered.
  • Test No. No. 24 is an example using the steel type S with a large amount of Ti. A large amount of Ti-based inclusions were precipitated and disconnected during wire drawing.
  • Test No. 25 is an example using the steel type T having a large amount of B, and the sample was not obtained due to disconnection during hot rolling.
  • Test No. No. 26 is an example using a steel type U with a small amount of B, and the twisting characteristics and fatigue strength were lowered.
  • the hydrogen diffusion coefficient D is also increased.

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Abstract

　低サイクル疲労特性に優れ、ワイヤロープやＰＣ鋼線等の高強度の鋼線の素材として有用な鋼線用線材、およびこのような特性を発揮できる鋼線を提供する。　本発明の鋼線用線材は、質量％で、Ｃ：０．７０～１．３％、Ｓｉ：０．１～１．５％、Ｍｎ：０．１～１．５％、Ｎ：０．００１～０．００６％、Ａｌ：０．００１～０．１０％、Ｔｉ：０．０２～０．２０％、Ｂ：０．０００５～０．０１０％、Ｐ：０％以上、０．０３０％以下、Ｓ：０％以上、０．０３０％以下、を夫々含有し、残部が鉄および不可避不純物であり、パーライトを主相とし、３００℃における鋼中の水素拡散係数Ｄが下記（１）式を満足する。 Ｄ≦２．５×１０-7（ｃｍ2／秒）　…（１）

Description

鋼線用線材および鋼線
　本発明は、ワイヤロープやＰＣ鋼線等に用いられる高強度の鋼線の素材となる鋼線用線材、およびそのような鋼線に関する。
　エレベータ用ロープやクレーンの巻上げロープなど、繰り返し曲げ応力が付加される鋼撚り線においては、素線の曲げ疲労特性がロープの設計強度や寿命を決定する重要因子である。近年では、エレベータの高速化やクレーンの小型化に伴うロープの軽量化ニーズが増大しており、それを実現する曲げ疲労特性に優れた高強度鋼線用線材が求められている。また曲げ疲労特性に優れた高強度鋼線用線材は、ＰＣ（Ｐｒｅｓｔｒｅｓｓｅｄ　Ｃｏｎｃｒｅｔｅ）鋼線の素材としても有用である。こうした鋼線用線材には、具体的には、繰り返し回数が１０4～１０5回で起きる低サイクル疲労が発生しないことが要求される。
　線材の特性を改善するための技術として、これまでにも様々提案されている。例えば、特許文献１では、鋼中にＢＮ系介在物を微細析出させることによって疲労強度を向上させる技術が開示されている。
　特許文献２では、伸線加工パーライト組織を持った極細鋼線中の水素量を低減することで１０7サイクルの回転曲げ疲労試験で評価される疲労特性を向上させる技術が公開されている。
特開２０１１－２２５９９０号公報 特開平１１－２５６２７４号公報
　上記特許文献１の技術で問題にしている特性は、繰り返し回数が１０7回の疲労限近くで起こる高サイクル疲労であり、上記低サイクル疲労とはメカニズムが異なる。ワイヤロープの様な長期間外気に晒される製品では、表層部の酸化や素線同士の摩擦によって疲労亀裂が発生しやすく、かつ鋼中に侵入した水素によって亀裂進展が促進されるため、疲労限より遥かに低い寿命で材料が破壊する。したがって、水素に対する対策が必要になる。
　また、上記特許文献２で考慮されている疲労特性も高サイクル疲労であり、ワイヤロープやＰＣ鋼線の様に、外界からの水素侵入がある様な製品の場合には外部から侵入した水素で低サイクル疲労特性が低下するため、上記特許文献２のように単に鋼中の水素量を低減するだけでは不十分である。
　本発明は上記のような事情に鑑みてなされたものであり、その目的は、低サイクル疲労特性に優れ、ワイヤロープやＰＣ鋼線等の高強度の鋼線の素材として有用な鋼線用線材、およびこのような特性を発揮できる鋼線を提供することにある。
　上記課題を解決し得た本発明の鋼線用線材は、質量％で、Ｃ：０．７０～１．３％、Ｓｉ：０．１～１．５％、Ｍｎ：０．１～１．５％、Ｎ：０．００１～０．００６％、Ａｌ：０．００１～０．１０％、Ｔｉ：０．０２～０．２０％、Ｂ：０．０００５～０．０１０％、Ｐ：０％以上、０．０３０％以下、Ｓ：０％以上、０．０３０％以下、を夫々含有し、残部が鉄および不可避不純物であり、パーライトを主相とし、３００℃における鋼中の水素拡散係数Ｄが下記（１）式を満足することを特徴とする。
Ｄ≦２．５×１０-7（ｃｍ2／秒）　…（１）
　尚、「パーライトを主相とする」とは、金属組織の９５面積％以上がパーライト組織であることを意味する。
　本発明の高強度鋼線用線材は、更に、質量％で、
（ａ）Ｃｒ：０％超、１．０％以下およびＶ：０％超、０．５％以下の少なくとも１種、
（ｂ）Ｎｉ：０％超、０．５％以下およびＮｂ：０％超、０．５％以下の少なくとも１種、
（ｃ）Ｃｏ：０％超、１．０％以下、
（ｄ）Ｍｏ：０％超、０．５％以下およびＣｕ：０％超、０．５％以下の少なくとも１種、
等を含有することも好ましい。
　本発明は、上記した鋼の化学成分組成からなり、３００℃における鋼中の水素拡散係数Ｄが下記（１）式を満足する鋼線も包含する。
Ｄ≦２．５×１０-7（ｃｍ2／秒）　…（１）
　本発明によれば、微細分散させたＴｉＣ等のＴｉ系介在物による水素トラップ効果によって鋼中での水素拡散を阻害し、その拡散係数を低減することで疲労特性に優れた鋼線材を得ることができる。特に、１０4～１０5回程度の繰り返し応力負荷で生じる低サイクル疲労に対して、優れた特性を発揮する。
図１は、４点曲げ疲労試験の実施状況を示す概略説明図である。
　本発明者らは、パーライトを主相とする金属組織である鋼線材において、低サイクル疲労特性を左右する因子を鋭意調査した。水素による疲労特性の低下は、繰り返し応力が負荷されることによって鋼中の水素が鋼材に生じた微小なクラックに向かって拡散し、クラック周辺の組織を脆化させることで生じる。製造工程で鋼中に吸蔵された水素に加えて、外界から侵入した水素も同様に疲労特性を低下させる。従って、鋼中の水素拡散を阻害し、クラック周辺に集積する水素の量を低減することで疲労特性を向上させることができる。具体的には、３００℃における鋼中の水素拡散係数Ｄを２．５×１０-7（ｃｍ2／秒）以下にすることで疲労特性が向上する。
　水素拡散係数Ｄは温度に依存する物性値であるが、本発明では３００℃における鋼中の水素拡散係数Ｄを指標とする。この理由は水素拡散係数の計測方法に由来する。水素拡散係数Ｄの測定に当たっては、試料を測定器中で昇温して得られた水素ガスの放出曲線を解析する方法を採用しているが、放出曲線の低温部分は外乱による影響を受けやすく、正確な評価に適さない。これは、低温で放出される水素は拡散性水素と呼ばれ、室温での拡散が無視できないため、測定に供する試料の保管状態によって影響を受けるためである。尚、水素拡散係数Ｄは、好ましくは２．３×１０-7（ｃｍ2／秒）以下であり、より好ましくは２．０×１０-7（ｃｍ2／秒）以下である。
　水素の拡散を阻害する手段としては、水素を吸着する効果のあるＴｉＣ等のＴｉ系介在物を鋼中に微細分散させることが有効である。
　本発明に係る鋼線用線材は、ワイヤなどに適用したときにその基本的な特性を発揮させる上からも、その化学成分組成も適切に調整する必要がある。その化学成分組成は以下の通りである。尚、化学成分組成における「％」は、いずれも「質量％」である。
　（Ｃ：０．７０～１．３％）
　Ｃは、強度の上昇に有効な元素であり、Ｃ量の増加に伴って、冷間加工前の線材（鋼線材）、および冷間加工後の鋼線の強度が向上する。そこで、Ｃ量は０．７０％以上と定めた。Ｃ量は、好ましくは０．７４％以上であり、より好ましくは０．７８％以上である。しかし、Ｃ量が過剰になり過ぎると、初析セメンタイト（以下、「初析θ」と略記することがある）が析出し、伸線加工中に断線を引き起こす。そこで、Ｃ量は１．３％以下と定めた。Ｃ量は、好ましくは１．２％以下であり、より好ましくは１．１％以下である。
　（Ｓｉ：０．１～１．５％）
　Ｓｉは、脱酸剤としての作用を有し、また線材の強度を向上させる作用も有する。これらの作用を有効に発揮させるために、Ｓｉ量を０．１％以上と定めた。Ｓｉ量は、好ましくは０．１５％以上であり、より好ましくは０．１８％以上である。一方、Ｓｉ量が過剰になり過ぎると、冷間伸線性を悪化させ、断線率の増加を引き起こす。そこで、Ｓｉ量を１．５％以下と定めた。Ｓｉ量は好ましくは１．４％以下であり、より好ましくは１．３％以下である。
　（Ｍｎ：０．１～１．５％）
　Ｍｎは、Ｓｉと同様に脱酸作用も有しているが、特に鋼中のＳをＭｎＳとして固定して、鋼の靭性および延性を高める作用を有している。これらの作用を有効に発揮させるために、Ｍｎ量は０．１％以上とする。Ｍｎ量は、好ましくは０．１５％以上であり、より好ましくは０．２０％以上である。しかしながら、Ｍｎは偏析し易い元素であり、過剰に添加すると、Ｍｎ偏析部の焼入れ性が過剰に増大し、マルテンサイト等の過冷組織を生成させる恐れがある。そこで、Ｍｎ量は１．５％以下と定めた。Ｍｎ量は、好ましくは１．４％以下であり、より好ましくは１．３％以下である。
　（Ｎ：０．００１～０．００６％）
　Ｎは、鋼中のＢと化合してＢＮを形成し、Ｂによる効果を失わせる。また、固溶状態のＮは伸線時に歪み時効による捻回特性の低下を引き起こし、著しい場合には縦割れを招く。これらの弊害を防ぐために、Ｎ量は０．００６％以下とする。Ｎ量は、好ましくは０．００５％以下であり、より好ましくは０．００４％以下である。一方、少量であればＴｉＮやＡｌＮなどの窒化物によって結晶粒を微細化し、線材の延性を高める効果がある。そのような効果を発揮させるために、Ｎ量は０．００１％以上とする。Ｎ量は、好ましくは０．００１５％以上、より好ましくは０．００２０％以上である。
　（Ａｌ：０．００１～０．１０％）
　Ａｌは、有効な脱酸元素である。また、ＡｌＮの様な窒化物を形成して結晶粒を微細化する効果も有する。このような効果を有効に発揮させるために、Ａｌ量は０．００１％以上とする。Ａｌ量は、好ましくは０．００２％以上であり、より好ましくは０．００３％以上である。一方、Ａｌを過剰に添加するとＡｌ2Ｏ3の様な酸化物を形成し、伸線時の断線を増加させる。こうした観点から、Ａｌ量は０．１０％以下とする。Ａｌ量は、好ましくは０．０９％以下であり、より好ましくは０．０８％以下である。
　（Ｔｉ：０．０２～０．２０％）
　Ｔｉは、ＴｉＣの様な炭化物を形成し、水素の拡散係数を低下させて鋼線の疲労特性を向上させる働きがある。また、鋼中のＮと化合してＴｉＮの様な窒化物を形成し、Ｎによる捻回特性の低下を防ぐ働きもある。それらの効果を有効に発揮させるために、Ｔｉ量は０．０２％以上とする。Ｔｉ量は、好ましくは０．０３％以上、より好ましくは０．０４％以上である。一方、Ｔｉ量が過剰になると、ＴｉＣやＴｉＮ等のＴｉ系介在物が多量に析出し、伸線時の断線を増加させる。したがって、Ｔｉ量は０．２０％以下とする。Ｔｉ量は、好ましくは０．１５％以下であり、さらに好ましくは０．１０％以下である。
　（Ｂ：０．０００５～０．０１０％）
　Ｂは、粒界に析出する初析フェライト（以下、「初析α」と略記することがある）を抑制する働きがあり、疲労特性の向上に有効である。また、ＢＮを形成することで、鋼中の固溶Ｎを固定し、捻回特性を向上させる効果も期待できる。Ｂの効果を有効に発揮させるために、Ｂ量は０．０００５％以上が必要である。好ましいＢ量の下限は０．０００７％以上であり、より好ましくは０．００１％以上である。一方、Ｂ量が過剰になると、Ｆｅとの化合物であるＦｅ－Ｂ系化合物、例えばＦｅＢ2が析出し、熱間圧延時の割れを引き起こすため、Ｂ量は０．０１０％以下にする必要がある。Ｂ量は、好ましくは０．００８％以下であり、より好ましくは０．００６％以下である。
　（Ｐ：０％以上、０．０３０％以下）
　Ｐは、旧オーステナイト粒界に偏析して粒界を脆化させ、疲労強度を低下させるため、その含有量は少なければ少ないほど好ましい。したがって、Ｐ量は０．０３０％以下とする。Ｐ量は、好ましくは０．０２５％以下であり、より好ましくは０．０２０％以下である。Ｐ量は０％であってもよいが、通常０．００１％以上で含まれる。
　（Ｓ：０％以上、０．０３０％以下）
　Ｓは、Ｐと同様に旧オーステナイト粒界に偏析して粒界を脆化させ、疲労強度を低下させるため、その含有量は少なければ少ないほど好ましい。したがって、Ｓ量は０．０３０％以下とする。Ｓ量は、好ましくは０．０２５％以下であり、より好ましくは０．０２０％以下である。Ｓ量は０％であってもよいが、通常０．００１％以上で含まれる。
　本発明の線材の基本成分は上記の通りであり、残部は実質的に鉄である。但し、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる不可避不純物が鋼中に含まれることは当然に許容される。
　また本発明の線材は、強度、靭性、延性等の特性を更に向上させるため、必要に応じて、更に、
（ａ）Ｃｒ：０％超、１．０％以下およびＶ：０％超、０．５％以下の少なくとも１種、
（ｂ）Ｎｉ：０％超、０．５％以下およびＮｂ：０％超、０．５％以下の少なくとも１種、
（ｃ）Ｃｏ：０％超、１．０％以下、
（ｄ）Ｍｏ：０％超、０．５％以下およびＣｕ：０％超、０．５％以下の少なくとも１種、
等を含有することも好ましい。
　（Ｃｒ：０％超、１．０％以下およびＶ：０％超、０．５％以下の少なくとも１種）
　ＣｒおよびＶは、線材の強度（引張強度）を高める上で有用な元素であり、これらは１種または２種を併用して含有させてもよい。
　特にＣｒは、パーライトのラメラ間隔を微細化し、線材の強度や靭性を高める作用を有する。このような作用を有効に発揮させるために、Ｃｒ量は０．０５％以上が好ましい。Ｃｒ量は、より好ましくは０．１０％以上であり、更に好ましくは０．１５％以上である。一方、Ｃｒ量が過剰になり過ぎると、焼入れ性が向上して熱間圧延中に過冷組織を発生させる危険性が高まるため、Ｃｒ量は１．０％以下とすることが好ましい。Ｃｒ量は、より好ましくは０．８％以下であり、更に好ましくは０．６％以下である。
　Ｖは炭窒化物を形成して線材の強度を向上させる効果がある。また、Ｎｂと同様にＡｌＮが析出した後の余剰の固溶Ｎと窒化物を形成し、結晶粒微細化に寄与する他、固溶Ｎを固定することによる時効脆化の抑制効果も有する。このような作用を有効に発揮させるために、Ｖ量は０．０１％以上が好ましく、より好ましくは０．０２％以上、更に好ましくは０．０３％以上である。しかし、Ｖは高価な元素であり、過剰に添加してもその効果は飽和し、経済的に無駄であるため、Ｖ量は０．５％以下が好ましく、より好ましくは０．４％以下、更に好ましくは０．２％以下である。
　（Ｎｉ：０％超、０．５％以下およびＮｂ：０％超、０．５％以下の少なくとも１種）
　ＮｉおよびＮｂは、鋼線の靭性を高める上で有用な元素であり、これらは１種または２種を併用して含有させてもよい。
　特にＮｉは、伸線後の鋼線の靭性を高める元素である。このような作用を有効に発揮させるために、Ｎｉ量は０．０５％以上が好ましく、より好ましくは０．１％以上であり、更に好ましくは０．２％以上である。しかし、Ｎｉは過剰に添加してもその効果が飽和し、経済的に無駄である。したがって、Ｎｉ量は０．５％以下が好ましく、より好ましくは０．４％以下、更に好ましくは０．３％以下である。
　Ｎｂは、ＴｉやＡｌと同様に窒化物を形成し、結晶粒を微細化して鋼線の靭性向上に寄与する他、固溶Ｎを固定することによる時効脆化の抑制効果も有する。このような作用を有効に発揮させるために、Ｎｂ量は０．０１％以上が好ましく、より好ましくは０．０３％以上、更に好ましくは０．０５％以上である。しかし、Ｎｂは高価な元素であり、過剰に添加してもその効果は飽和し、経済的に無駄であるため、Ｎｂ量は０．５％以下が好ましく、より好ましくは０．４％以下、更に好ましくは０．３％以下である。
　（Ｃｏ：０％超、１．０％以下）
　Ｃｏは、特にＣ量が高い場合に初析セメンタイトの生成を低減し、組織を均一なパーライト組織にするという作用を有する。この作用を有効に発揮させるために、Ｃｏ量は０．０５％以上が好ましく、より好ましくは０．１％以上、更に好ましくは０．２％以上である。しかし、Ｃｏは過剰に添加してもその効果が飽和し、経済的に無駄である。したがって、Ｃｏ量は１．０％以下が好ましく、より好ましくは０．８％以下であり、更に好ましくは０．６％以下である。
　（Ｍｏ：０％超、０．５％以下およびＣｕ：０％超、０．５％以下の少なくとも１種）
　Ｍｏは、鋼線の耐食性を向上させる元素である。このような作用を有効に発揮させるために、Ｍｏ量は０．０５％以上が好ましく、より好ましくは０．１％以上であり、更に好ましくは０．２％以上である。しかし、Ｍｏ量が過剰になると、熱間圧延時に過冷組織が発生しやすくなり、また延性も劣化する。そこでＭｏ量は０．５％以下が好ましく、より好ましくは０．４％以下であり、更に好ましくは０．３％以下である。
　Ｃｕは、Ｍｏと同様に鋼線の耐食性を向上させる元素である。このような作用を有効に発揮させるために、Ｃｕ量は０．０５％以上が好ましく、より好ましくは０．０８％以上であり、更に好ましくは０．１０％以上である。しかし、Ｃｕ量が過剰になると、Ｓと反応して粒界部にＣｕＳを偏析させ、線材製造過程で疵を発生させる。このような影響を避けるために、Ｃｕ量は０．５％以下が好ましく、より好ましくは０．４％以下であり、更に好ましくは０．３％以下である。
　ＭｏおよびＣｕは、１種または２種を併用して含有させてもよい。
　次に、本発明に係る鋼線用線材を製造できる方法について説明する。
　冷間伸線前の線材は、通常、化学成分を適切に制御した鋼を溶製、分塊圧延および熱間圧延し、更に必要に応じてパテンティング処理することにより製造される。本発明で規定する要件（金属組織、水素の拡散係数）を満足させつつ本発明の線材を製造するにあたっては、Ｔｉの含有量を上記の範囲に適正に制御した上で、ＴｉＣ等のＴｉ系介在物の析出挙動を適切にコントロールすることが重要である。
　まず、分塊圧延では、鋳片を１２００℃以上に加熱し、鋳造時に析出した粗大なＴｉＣを分解することが好ましい。加熱温度が１２００℃よりも低いと、線材に粗大なＴｉＣが残存し、水素拡散係数を十分に小さくすることができないので、疲労強度が低下する。この加熱温度はより好ましくは１２５０℃以上であり、更に好ましくは１３００℃以上である。しかし、加熱温度が高くなり過ぎると、線材の溶融が生じるので、通常は１４００℃程度までに設定される。
　続いて熱間圧延を行なうにあたっては、１０００℃以上に加熱した上で、圧延の最終４パスにおける歪み速度を０．５秒-1以上とし、動的再結晶によって結晶粒を微細化すると共に、微細なＴｉＣを析出させることが好ましい。上記歪み速度が０．５秒-1よりも小さくなると、ＴｉＣを十分に微細化することができず、水素拡散係数Ｄを十分に小さくできない。このときの歪み速度は、より好ましくは０．８秒-1以上、更に好ましくは１．０秒-1以上である。しかし、設備負荷の問題から、上記歪み速度は、通常は５秒-1以下とすることが好ましい。尚、歪み速度Ｖεは、最終パスから４パス手前のロールである一つ目のロールに入線する前の断面積Ｓ0（ｍ2）と、最終パス通過後の断面積Ｓ4（ｍ2）と、４パスの合計通過時間(圧延時間)ｔ（秒）を用いて、下記（２）式で表わせる。
Ｖε＝{ｌｎ（Ｓ0／Ｓ4）}／ｔ　…（２）
　熱間圧延後は、水冷で十分に冷却して、圧延材（線材）のレイングヘッドでの載置温度を８００～１０００℃に制御することが好ましい。載置温度が１０００℃を超えると、載置後のコンベヤ上での冷却中に、ＴｉＣが粗大化してしまう恐れがある。載置温度は、より好ましくは９８０℃以下であり、更に好ましくは９５０℃以下である。また、載置温度が８００℃未満の場合は線材の変形抵抗が増大し、例えば、コイリングできないなどレイングヘッドでの載置不良が生じる可能性がある。従って載置温度は８００℃以上とすることが好ましい。載置温度は、より好ましくは８２０℃以上であり、更に好ましくは８５０℃以上である。
　載置後、冷却コンベア上で線材を冷却し、この冷却中にパーライト変態を起こさせるが、パーライト変態開始までの平均冷却速度を５℃／秒以上として急冷することが好ましい。このときの平均冷却速度が遅くなると、ＴｉＣが粗大化しやすくなり、水素拡散係数が大きくなる恐れがある。また、平均冷却速度が５℃／秒より小さくなると、局所的にコーズパーライトと呼ばれるラメラ間隔が極端に粗い組織が析出し、伸線性を低下させることもある。尚、パーライト変態の開始については、線材の温度を測定し、変態発熱によって冷却曲線が変化する点（変曲点）を求めれば良い。この平均冷却速度は、より好ましくは１０℃／秒以上であり、更に好ましくは１５℃／秒以上である。平均冷却速度の好ましい上限は１００℃／秒以下であり、より好ましくは５０℃／秒以下である。
　上記のようにして得られた線材は、そのまま伸線加工（冷間加工）して鋼線として使用することができるが、伸線加工前にパテンティング処理を施しても良い。こうした伸線加工前のパテンティング処理を施すことによって、線材の強度を高め、且つ強度ばらつきを低減することができる。
　また細径の鋼線を製造する場合のように、伸線加工度が大きくなることが予想されるときには、圧延材からある程度伸線した後にパテンティング処理を施し、線材組織を未加工のパーライト組織に戻した上で、更に伸線加工を行なうことも有用である。このとき、再加熱処理によっても微細析出したＴｉＣが保たれていれば、一般的なパテンティング処理によっても水素拡散係数Ｄが低い状態を保つことができる。
　パテンティング処理を施すときの加熱温度（以下、この温度を「再加熱温度」と呼ぶことがある）は、９００～１０００℃程度が好ましく、より好ましくは９２０℃以上、９８０℃以下である。再加熱温度は、未固溶炭化物の残存を防ぎ、組織を完全にオーステナイト化する観点から、９００℃以上であることが好ましいが、あまり高温になると、ＴｉＣが粗大化して水素拡散係数Ｄが増大する。また、パテンティング処理での保持温度は５３０～６００℃程度が好ましく、より好ましくは５５０℃以上、５８０℃以下である。
　本発明の線材は、鋼中の水素拡散係数Ｄが十分に低減されているため、これを冷間加工した鋼線や、その鋼線を全部または一部に用いたワイヤロープやＰＣ鋼線などの製品は、通常品よりも疲労特性に優れている。
　本願は、２０１４年７月１日に出願された日本国特許出願第２０１４－１３６２２３号に基づく優先権の利益を主張するものである。日本国特許出願第２０１４－１３６２２３号の明細書の全内容が、本願に参考のため援用される。
　以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。本発明は以下の実施例によって制限を受けるものではなく、前記、後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれる。
　下記表１に示す化学成分組成の鋼塊を、下記表２に示した条件で分塊圧延、熱間圧延して線材コイルに加工し、一部のものは更に下記表３に示した条件でパテンティング処理を行った。下記表２に示した圧延線径と下記表３に示したパテンティング線径が異なるものは、中間伸線を挟んで熱処理したことを示している。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　仕上げ伸線前の線材から採取したサンプルを用い、引張試験、金属組織の評価、水素拡散係数Ｄの測定を、下記の方法によって実施した。
　（引張試験）
　採取したサンプルの引張強度ＴＳ（Ｔｅｎｓｉｌｅ　Ｓｔｒｅｎｇｔｈ）は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１（２０１１）に準拠して測定した。鋼線は８本作製し、平均値を求めた。結果を下記表４に示す。
　（金属組織の評価）
　金属組織は、採取したサンプルの横断面を光学顕微鏡にて観察した。尚、下記表４における金属組織の項目において、「Ｐ」と示したものは、パーライト組織が９５面積％以上、即ち、パーライトが主相であることを示している。また、「Ｐ＋α」や「Ｐ＋θ」と示したものは、パーライト組織が９５面積％未満で、パーライト組織の他に、５面積％よりも多いフェライト（α）やセメンタイト（θ）が混合した組織を示している。
　（水素拡散係数Ｄの測定）
　採取したサンプルに対して飽和状態まで水素チャージを行ない、昇温分析によって水素放出曲線を得た。昇温速度は１２℃／秒とし、大気圧イオン化質量分析計にて水素の放出量を測定した。水素チャージ条件は、電解液にＨ2ＳＯ4水溶液（ｐＨ３）＋ＫＳＣＮ０．０１ｍｏｌ／Ｌを用い、電流密度５ｍＡ／ｃｍ2で４８時間チャージを行なった。尚、チャージ後のサンプルは、水素の離散を極力防止するため、測定まで液体窒素中に保管した。
　得られた水素放出曲線に対して、水素がサンプル内に均一に分布しているものと近似し、サンプル形状を無限円柱と仮定して、拡散係数をパラメータとして数値計算で得られる水素放出曲線でフィッティングすることによって水素拡散係数Ｄを求めた。結果を下記表４に示す。尚、無限円柱近似を有効にするため、サンプル長は直径の５倍以上とした。またこのとき、フィッティングに使用する水素の放出ピークは、ピーク温度２００℃以上のピークを使用した。２００℃以下に現れる低温のピークは拡散性水素と呼ばれ、室温での拡散でも放出されるなど、外乱の影響が考えられるため、拡散係数の評価には用いなかった。こうして得た温度と、拡散係数の相関曲線から、３００℃における拡散係数を水素拡散係数Ｄとして求めた。
　次に、得られた線材コイルを伸線加工して鋼線（ワイヤ）を作製し、引張試験、捻回特性の評価、疲労特性の評価、水素拡散係数Ｄの測定を実施した。下記表５に、伸線加工時の減面率と、伸線加工により得られた鋼線の線径を示す。
　（引張試験）
　鋼線の引張強度ＴＳおよび降伏点ＹＰ（Ｙｉｅｌｄ　Ｐｏｉｎｔ）は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１（２０１１）に準拠して測定した。鋼線は８本作製し、平均値を求めた。結果を下記表５に示す。また、引張強度ＴＳに０．４５を掛けた値を下記表５に示す。
　（捻回特性の評価）
　捻回特性は、捻回試験を行ない、破断までに要した捻回値（破断捻回数）に基づいて評価した。下記表５中の捻回値は、Ｎ＝５本の平均値である。このとき、捻り速度は５２回／分、張力は５００ｇｆ（４．９Ｎ）とした。尚、捻回値は、チャック間距離（試験線長）を、線径ｄの１００倍（１００ｄ）に換算して規格化した。また、破面観察によって正常破面と縦割れを判別し、５本中１本でも縦割れしたものは、後記表５において「縦割れあり」と記載した。
　（疲労特性の評価）
　疲労特性は、４点支持となる治具によって、繰り返し４点曲げ疲労試験を実施して評価した。図１において、１は試験片（線材）、２は繰り返し応力を付加する向き、○は支持点を示す。試験は片曲げで行ない、最大応力と最小応力の差を応力振幅と定義した。種々の応力振幅で１０万回の繰り返し曲げを行ない、Ｎ＝３本の試験で全て破断（断線）しなかったものを合格、１本でも破断したものは不合格と判定した。合格と判定した試料における最大の応力振幅を、１０万回疲労強度と定義した。１０万回疲労強度を下記表５に示す。尚、応力波形は正弦波、周波数は１０Ｈｚとした。
　（水素拡散係数Ｄの測定）
　鋼線についても、参考値として、上記と同じ条件で、水素拡散係数Ｄを求めた。結果を下記表５に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　これらの結果から、次のように考察できる。
　まず試験Ｎｏ．１～３、９～２０は、化学成分組成、金属組織（パーライトの面積率）、水素拡散係数Ｄがいずれも本発明で規定する範囲内にあるため、ＪＩＳ　Ｇ　３５２２（１９９１） に記載されている「ピアノ線Ｂ種」を上回る引張強度（規格では、例えば線径が７．０ｍｍで１６２０～１７７０ＭＰａ）を得た上で、引張強度ＴＳの０．４５倍を超える疲労強度を達成する鋼線（ワイヤ）が得られている。
　これに対し、試験Ｎｏ．４～８、２１～２６は、本発明の要件のいずれかが満たされていなかった例である。このうち試験Ｎｏ．４は、分塊圧延時の加熱温度が低かったため、粗大なＴｉＣが析出し、水素拡散係数Ｄが大きくなり、疲労強度が低下した。
　試験Ｎｏ．５は、熱間圧延時の最終４パスの歪み速度が小さかったため、粗大なＴｉＣが析出し、水素拡散係数Ｄが大きくなり、疲労強度が低下した。
　試験Ｎｏ．６は、熱間圧延後の載置温度が低かったので、載置不良が起きて試料が得られなかった。
　試験Ｎｏ．７は、熱間圧延後の載置温度が高く、また試験Ｎｏ．８は、圧延後の冷却速度が遅かったので、ＴｉＣが粗大化して水素拡散係数Ｄが大きくなり、疲労強度が低下した。
　試験Ｎｏ．２１は、Ｃ量が少なかった鋼種Ｐを用いた例であり、フェライトとパーライトの混相組織となり、引張強度や捻回特性が低く、疲労強度も低下した。
　試験Ｎｏ．２２は、Ｃ量が多かった鋼種Ｑを用いた例であり、多量の初析セメンタイトが析出したために伸線中に断線した。
　試験Ｎｏ．２３は、Ｔｉ量が少なかった鋼種Ｒを用いた例であり、ＴｉＣ量が少なく、水素拡散係数Ｄが大きくなって疲労強度が低下した。
　試験Ｎｏ．２４は、Ｔｉ量が多かった鋼種Ｓを用いた例であり、多量のＴｉ系介在物が析出して伸線中に断線した。
　試験Ｎｏ．２５は、Ｂ量が多かった鋼種Ｔを用いた例であり、熱間圧延時に断線して試料が得られなかった。
　試験Ｎｏ．２６は、Ｂ量が少なかった鋼種Ｕを用いた例であり、捻回特性と疲労強度が低下した。また水素拡散係数Ｄも大きくなっている。

Claims (3)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ　：０．７０～１．３％、
    　Ｓｉ：０．１～１．５％、
    　Ｍｎ：０．１～１．５％、
    　Ｎ　：０．００１～０．００６％、
    　Ａｌ：０．００１～０．１０％、
    　Ｔｉ：０．０２～０．２０％、
    　Ｂ　：０．０００５～０．０１０％、
    　Ｐ　：０％以上、０．０３０％以下、
    　Ｓ　：０％以上、０．０３０％以下、
    を夫々含有し、残部が鉄および不可避不純物であり、
    　パーライトを主相とし、
    　３００℃における鋼中の水素拡散係数Ｄが下記（１）式を満足する鋼線用線材。
    Ｄ≦２．５×１０-7（ｃｍ2／秒）　…（１）
  2. 　更に、質量％で、以下の（ａ）～（ｄ）のいずれかに属する１種以上を含有する請求項１に記載の鋼線用線材。
    （ａ）Ｃｒ：０％超、１．０％以下およびＶ：０％超、０．５％以下の少なくとも１種
    （ｂ）Ｎｉ：０％超、０．５％以下およびＮｂ：０％超、０．５％以下の少なくとも１種
    （ｃ）Ｃｏ：０％超、１．０％以下
    （ｄ）Ｍｏ：０％超、０．５％以下およびＣｕ：０％超、０．５％以下の少なくとも１種
  3. 　請求項１または２に記載の鋼の化学成分組成からなり、３００℃における鋼中の水素拡散係数Ｄが下記（１）式を満足する鋼線。
    Ｄ≦２．５×１０-7（ｃｍ2／秒）　…（１）
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