WO2016021556A1 - 伸線加工性に優れた高炭素鋼線材 - Google Patents

伸線加工性に優れた高炭素鋼線材 Download PDF

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pearlite
ceq
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真 小此木
大輔 平上
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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 high-carbon steel wire rod having excellent wire drawing workability suitable for applications such as radial tires for automobiles, steel cords used as reinforcing materials for various industrial belts and hoses, and sawing wires.
  • steel cord steel wires used as reinforcing materials for automobile radial tires, various belts and hoses, or steel wires for sawing wires have a diameter of 4 to 4 mm after adjustment and cooling after hot rolling.
  • a 6 mm wire is used as the material.
  • This wire is formed into a steel wire having a diameter of 3 to 4 mm by primary wire drawing.
  • an intermediate patenting treatment is performed on the steel wire, and the diameter of the steel wire is reduced to 1 to 2 mm by secondary wire drawing.
  • the steel wire is subjected to a final patenting treatment and then subjected to brass plating.
  • the steel wire having a diameter of 0.15 to 0.40 mm is obtained by final wet drawing.
  • a steel cord is manufactured by twisting a plurality of high carbon steel wires obtained in this way into a twisted steel wire by twisting.
  • Patent Document 1 discloses a high carbon wire having a pearlite structure with an area ratio of 95% or more, an average nodule diameter in the pearlite structure of 30 ⁇ m or less, and an average lamella spacing of 100 nm or more.
  • Patent Document 4 discloses a high-strength wire material to which B is added.
  • the present invention provides a high carbon steel wire rod excellent in wire drawing workability suitable for uses such as a steel cord and a sawing wire at a low yield with high productivity under high productivity. Objective.
  • the tensile strength and ductility of a high carbon steel wire mainly composed of a pearlite structure depend on the pearlite transformation temperature.
  • the pearlite structure is a structure in which cementite and ferrite are arranged in layers, and the lamellar spacing which is the layer spacing greatly affects the tensile strength.
  • the lamella spacing of the pearlite structure is determined by the transformation temperature when transforming from austenite to pearlite.
  • the pearlite transformation temperature When the pearlite transformation temperature is high, the lamella spacing of the pearlite structure is large and the tensile strength of the wire is low. On the other hand, when the pearlite transformation temperature is low, the lamella spacing of the pearlite structure is small and the tensile strength of the wire is high.
  • the ductility of the wire is affected by the particle size of the pearlite block (pearlite block particle size) in the pearlite structure.
  • the pearlite block particle size is also affected by the pearlite transformation temperature as well as the lamella spacing. For example, when the pearlite transformation temperature is high, the pearlite block particle size is large and the ductility is low. On the other hand, when the pearlite transformation temperature is low, the pearlite block is small and the ductility is also improved.
  • the pearlite transformation temperature when the pearlite transformation temperature is high, the tensile strength and ductility of the wire are low. On the other hand, when the pearlite transformation temperature is lowered, the tensile strength and ductility of the wire are increased. In order to improve the wire drawing workability of the wire, it is effective to reduce the tensile strength of the wire and increase the ductility. However, as described above, it is difficult to achieve both the tensile strength and the ductility of the wire regardless of whether the transformation temperature is high or low.
  • a region having a depth of 50 ⁇ m or less from the surface of the wire toward the center is defined as a surface layer portion.
  • A In order to reduce the disconnection frequency, it is effective to set the average block particle size of the pearlite block in the cross section of the wire to 10 ⁇ m to 30 ⁇ m. Further, when the standard deviation of the block particle size exceeds 20 ⁇ m and the variation in the particle size increases, the frequency of disconnection increases.
  • the tensile strength of the wire is 760 ⁇ Ceq.
  • the drawing value in the tensile test of the wire is -65 ⁇ Ceq. It is effective for improving the wire drawing workability of the wire to be +96 (%) or more.
  • D Reducing the variation in the drawing value in the tensile test of the wire is effective for improving the wire drawing workability of the wire. In particular, by setting the standard deviation of the drawing value of the wire to 6% or less, the disconnection frequency decreases.
  • the high carbon steel wire according to the present invention has, as chemical components, mass%, C: 0.70% to 1.20%, Si: 0.10% to 1.2%, Mn: 0.10. % To 1.0%, P: 0.001% to 0.012%, S: 0.001% to 0.010%, N: 0.001% to 0.005%, the balance being Fe and
  • the area ratio of pearlite is 95% to 100%
  • the average block particle size of the pearlite is 10 ⁇ m to 30 ⁇ m
  • the standard deviation of block particle size is 20 ⁇ m or less.
  • C 0.70% to 1.20%
  • C is an element necessary for increasing the strength of the wire.
  • the C content is less than 0.70%, it is difficult to stably impart strength to the final product, and at the same time, precipitation of pro-eutectoid ferrite is promoted at the austenite grain boundaries, and a uniform pearlite structure is formed. It becomes difficult to obtain. Therefore, the lower limit of the C content is set to 0.70%.
  • the C content is preferably 0.80% or more.
  • the C content exceeds 1.20%, net-form pro-eutectoid cementite is generated at the austenite grain boundaries and breakage is likely to occur during wire drawing, and the high carbon steel after the final wire drawing is also generated.
  • the toughness and ductility of the wire is significantly degraded. Therefore, the upper limit of C content is 1.20%.
  • the C content is preferably 1.10% or less.
  • Si 0.10% to 1.2%
  • Si is an element necessary for increasing the strength of the wire. Furthermore, it is an element that is useful as a deoxidizer, and is also an element that is necessary when targeting a wire that does not contain Al.
  • the Si content is less than 0.10%, the deoxidation action is too small. Therefore, the lower limit for the Si content is 0.10%.
  • the Si content exceeds 1.2%, precipitation of proeutectoid ferrite is promoted in the hypereutectoid steel. Furthermore, the limit working degree in wire drawing processing is lowered. Further, mechanical descaling, that is, wire drawing by MD becomes difficult. Therefore, the upper limit of Si content is 1.2%.
  • the Si content is preferably 0.8% or less.
  • Mn 0.10% to 1.0%
  • Mn is an element necessary as a deoxidizer. It is also effective in improving the hardenability and increasing the strength of the wire. Furthermore, Mn has an effect of preventing hot embrittlement by fixing S in steel as MnS. If the Mn content is less than 0.10%, it is difficult to obtain the above effect. Therefore, the lower limit of the Mn content is 0.10%.
  • Mn is an element that easily segregates. When the Mn content exceeds 1.0%, particularly, Mn is segregated in the central portion of the wire, and martensite and bainite are generated in the segregated portion, so that the wire drawing workability is lowered. Therefore, the upper limit of the Mn content is 1.0%. In order to prevent deterioration of wire drawing workability more reliably, the Mn content is preferably 0.7% or less.
  • P 0.001% to 0.012% P is an element that segregates at the grain boundaries and lowers the toughness of the wire. If the P content exceeds 0.012%, the ductility of the wire material is significantly deteriorated. Therefore, the upper limit of the P content is 0.012%. In addition, the lower limit of the P content is set to 0.001% in consideration of the current refining technology and manufacturing cost.
  • S 0.001% to 0.010% S forms Mn and sulfide MnS to prevent hot embrittlement. If the S content exceeds 0.010%, the ductility of the wire material is significantly deteriorated. Therefore, the upper limit of the S content is set to 0.010%. Note that the lower limit of the S content is set to 0.001% in consideration of the current refining technology and manufacturing cost.
  • N 0.0010% to 0.0050%
  • N is an element which, as solid solution N, promotes aging during wire drawing and deteriorates wire drawing workability. Therefore, the upper limit of N content is set to 0.0050%. The lower limit of the N content is set to 0.0010% in consideration of the current refining technology and manufacturing cost.
  • the above elements are the basic components of the high carbon steel wire in the present embodiment, and the balance other than the above elements is Fe and impurities.
  • Fe the balance other than the above elements
  • this basic component instead of a part of the remaining Fe, in the high carbon steel wire in the present embodiment, for the purpose of improving the mechanical properties of the wire such as deoxidation effect, strength, toughness, and ductility.
  • Al, Ti, B, Cr, Ni, V, Cu, Mo, Nb, Ca, Mg, or Zr may be contained within a range described later.
  • Al 0.0001% to 0.010%
  • Al is an element that functions as a deoxidizing element and generates hard non-deformable alumina-based nonmetallic inclusions to deteriorate the ductility of the wire. Therefore, the upper limit of the Al content is set to 0.010%. Note that the lower limit of the Al content is set to 0.0001% in consideration of the current refining technology and manufacturing cost.
  • Ti 0.001% to 0.010%
  • Ti is an element having a deoxidizing action. Moreover, it has the effect of forming nitrides and suppressing coarsening of the austenite grain size.
  • the amount of Ti is less than 0.001%, the above-described effect becomes insufficient.
  • the Ti content exceeds 0.010%, there is a possibility that workability may be lowered by coarse carbonitride (TiCN or the like).
  • B 0.0001% to 0.0015%
  • the content of 0.0001% or more is preferable.
  • the content exceeds 0.0015%, coarse boron carbide such as Fe 23 (CB) 6 is generated, and the wire drawing workability of the wire is deteriorated. Therefore, the upper limit of the B content is preferably 0.0015%.
  • Cr 0.05% to 0.50% Cr is an element effective for reducing the lamella spacing of pearlite and improving the strength of the wire and the wire drawing workability. In order to effectively exhibit such an action, the content is preferably 0.05% or more. On the other hand, if the Cr content exceeds 0.50%, the time until the pearlite transformation is completed becomes long, and a supercooled structure such as martensite or bainite may be generated in the wire. Furthermore, the mechanical descaling property is also deteriorated. Therefore, it is preferable that the upper limit of the Cr content is 0.50%.
  • Ni 0.05 to 0.50% Ni does not contribute much to increasing the strength of the wire, but is an element that increases the toughness of the high carbon steel wire. In order to effectively exhibit such an action, the content is preferably 0.05% or more. On the other hand, when Ni is contained in excess of 0.50%, the time until the pearlite transformation is completed becomes long. For this reason, the upper limit of the Ni content is preferably 0.50%.
  • V 0.01% to 0.20%
  • V forms fine carbonitrides in the ferrite, thereby preventing the austenite grains from coarsening during heating and improving the ductility of the wire. It also contributes to an increase in strength after hot rolling.
  • the content is preferably 0.01% or more.
  • the upper limit of V content is preferably 0.20%.
  • Cu 0.05% to 0.20%
  • the content is preferably 0.05% or more.
  • the upper limit of the Cu content is preferably 0.20%.
  • Mo 0.05% to 0.20%
  • Mo has the effect of increasing the corrosion resistance of the high carbon steel wire.
  • the content is preferably 0.05% or more.
  • the upper limit of the Mo content is 0.20%.
  • Nb 0.01% to 0.10%
  • Nb has the effect of increasing the corrosion resistance of the high carbon steel wire.
  • the content is preferably 0.01% or more.
  • the upper limit of Nb content is preferably 0.10%.
  • Ca 0.0005% to 0.0050%
  • Ca is an element that reduces hard alumina inclusions.
  • Ca is an element generated as a fine oxide.
  • the Ca content is preferably 0.0005% to 0.0050%. More preferably, the Ca content is 0.0005% to 0.0040%. If the Ca content exceeds 0.0050%, a coarse oxide is formed, which may cause disconnection during wire drawing.
  • Mg 0.0005% to 0.0050%
  • Mg is an element generated as a fine oxide.
  • the pearlite block size of the steel wire becomes finer, and the ductility of the steel wire is improved.
  • the Mg content is preferably 0.0005% to 0.0050%. More preferably, the Mg content is 0.0005% to 0.0040%. If the Mg content exceeds 0.0050%, a coarse oxide is formed, which may cause disconnection during wire drawing.
  • Zr 0.0005% to 0.010%
  • Zr is an element that increases the equiaxed ratio of austenite and refines the austenite grains because it crystallizes as ZrO and becomes the crystallization nucleus of austenite.
  • the pearlite block size of the steel wire becomes finer, and the ductility of the steel wire is improved.
  • the Zr content is preferably 0.0005% to 0.010%. More preferably, the Zr content is 0.0005% to 0.0050%. If the Zr content exceeds 0.010%, a coarse oxide is formed, which may cause disconnection during wire drawing.
  • the area ratio of non-pearlite structures such as pro-eutectoid ferrite, bainite, pseudo pearlite, and pro-eutectoid cementite in a cross section perpendicular to the longitudinal direction exceeds 5%. Then, cracks are likely to occur during wire drawing and wire drawing workability deteriorates. For this reason, the area ratio of a pearlite structure shall be 95% or more. Since the generation of cracks can be suppressed when the non-perlite structure is smaller, the upper limit is made 100%.
  • the pearlite area ratio of the high carbon steel wire according to the present embodiment indicates the average area ratio of the pearlite area ratio in each of the surface layer portion, 1 / 2D portion, and 1 / 4D portion, where D is the wire diameter.
  • the C cross section of the high carbon steel wire that is, the cross section perpendicular to the longitudinal direction is embedded with resin, then polished with alumina, corroded with saturated picral, and SEM observation is performed.
  • the range from the surface of the wire to 50 ⁇ m toward the center is defined as the surface layer portion.
  • the observation regions in SEM observation are the surface layer portion, 1 / 4D portion, and 1 / 2D portion, where D is the wire diameter.
  • a photograph is image
  • the pseudo-pearlite part in which cementite is dispersed in granular form which is a non-pearlite structure
  • the bainite part in which plate-like cementite is dispersed at a coarse lamellar spacing of 3 times or more from the surroundings and the primary precipitation precipitated along the prior austenite grain boundaries
  • the ferrite part and the pro-eutectoid cementite part are visually coated separately, and the respective area ratios are measured by image analysis. And the area ratio of each measured non-pearlite structure is totaled, and it is set as a non-pearlite area ratio.
  • the area ratio of the pearlite structure is obtained by subtracting the non-pearlite area ratio from 100%.
  • the pearlite block is an area where the crystal orientation of the ferrite can be regarded as the same, and the ductility of the wire improves as the average block grain size becomes finer.
  • the average block particle size exceeds 30 ⁇ m, the ductility of the wire is lowered, and disconnection is likely to occur during wire drawing.
  • the average block particle size is less than 10 ⁇ m, the tensile strength is increased and the deformation resistance is increased during wire drawing, which increases the processing cost.
  • the standard deviation of the block particle size exceeds 20 ⁇ m, the variation of the block particle size increases and the frequency of disconnection increases during wire drawing.
  • the block particle diameter is a diameter of a circle having the same area as that occupied by the pearlite block.
  • the block particle size of the pearlite block can be obtained by the following method.
  • the C cross section of the wire is embedded in resin and then cut and polished.
  • an area of 500 ⁇ m ⁇ 500 ⁇ m is analyzed by EBSD at the center of the C cross section.
  • the measurement step is 1 ⁇ m, and the interface having an orientation difference of 9 ° or more in this region is defined as the pearlite block interface.
  • an area surrounded by the interface and having 5 pixels or more and not including the measurement boundary of 500 ⁇ m ⁇ 500 ⁇ m is analyzed as one pearlite block.
  • the average value of the equivalent circle diameters of the pearlite blocks is defined as the average block particle size.
  • the tensile strength of the wire rod is 760 ⁇ Ceq. If it exceeds +325 MPa, the deformation resistance increases during wire drawing. As a result, the drawing force at the time of wire drawing increases, and the processing cost increases. Further, the tensile strength of the wire rod is 760 ⁇ Ceq. If it is less than +255 MPa, the disconnection rate becomes high and the wire drawing workability deteriorates.
  • the drawing value in the tensile test of the wire is ⁇ 65 ⁇ Ceq. When it is less than +96 (%), the disconnection rate increases and the wire drawing workability deteriorates. In addition, when the standard deviation of the drawing value in the tensile test exceeds 6%, the variation of the drawing value increases and the wire drawing workability deteriorates. Ceq. Is obtained by the following formula (1).
  • the standard deviation of the aperture value in the tensile test is obtained from the data of 16 aperture values.
  • the manufacturing method is not particularly limited in the present embodiment, the high carbon steel wire having the characteristics of the present embodiment can be manufactured by the following method as an example.
  • the steel slab comprising the above-described chemical components is heated to 1000 ° C. to 1100 ° C. and hot-rolled to obtain a wire, and the wire is wound at 800 ° C. to 900 ° C.
  • First cooling is performed at a primary cooling rate of 40 ° C./second to 60 ° C./second for 3 seconds to 7 seconds, and primary cooling is performed to 600 ° C. to 630 ° C.
  • it is effective to control the primary cooling rate.
  • the sample is kept in a temperature range of 630 ° C. to 600 ° C. for 15 seconds to 50 seconds.
  • the retention treatment in the temperature range is effective. Thereafter, secondary cooling is performed to 300 ° C. or lower at a secondary cooling rate of 5 ° C./second to 30 ° C./second. In this case, the lower limit of the end point temperature of the secondary cooling may be normal temperature (25 ° C.).
  • the high carbon steel wire according to the present embodiment can be manufactured by the above-described method. This manufacturing method eliminates the need for re-heating in the cooling process after wire rod rolling, and can produce a high carbon steel wire rod at a low cost.
  • the conditions in the examples are condition examples adopted for confirming the feasibility and effects of the present invention, and the present invention is not limited to these condition examples.
  • the present invention can adopt various conditions as long as the object of the present invention is achieved without departing from the gist of the present invention.
  • the steel billet having the chemical composition shown in Table 1 was heated, then hot rolled into a wire having a diameter of 5.5 mm, wound at a predetermined temperature, and then cooled by a stealmore facility.
  • the wire drawing workability is obtained by removing the scale of the wire by pickling, preparing 10 4m long wires with a zinc phosphate coating by bondage treatment, and using a die with an approach angle of 10 degrees. Single-head drawing was performed with a reduction in area per pass of 16% to 20%. And the average value of the true strain of the limit which draws and breaks was calculated
  • Table 2 shows manufacturing conditions, structure and mechanical properties. “Residence time” in Table 2 represents the residence time in the temperature range of 630 ° C. to 600 ° C.
  • Example No. 1 3, 5, 8, 10, 13, 15, and 20 did not satisfy the claims of the present invention.
  • Example No. 3 the area ratio of the pearlite structure, the average block particle size, the tensile strength, and the drawing value did not satisfy the scope of the present invention.
  • Example No. 1 satisfying the scope of the present invention with the same components.
  • Example No. 1 satisfying the scope of the present invention with the same components.
  • the wire breaking strain was low.
  • Example No. No. 8 is an example No. 8 in which the area ratio of the pearlite structure and the tensile strength are out of the scope of the present invention, and the same components satisfy the scope of the present invention.
  • the wire breaking strain was low.
  • Example No. No. 10 is an example in which the standard deviation of the block particle size and the standard deviation of the aperture value are out of the scope of the present invention, and Example No. 10 satisfying the scope of the present invention with the same components.
  • Example No. No. 13 is an Example No. 13 in which the average block particle size and the aperture value are out of the range of the present invention, and the same component satisfies the range of the present invention.
  • Example No. No. 15 is an example block No. 15 in which the average block particle size, the standard deviation of the block particle size, and the aperture value are out of the range of the present invention, and the same component satisfies the range of the present invention.
  • the wire breaking strain was low.
  • Example No. In No. 20 the amount of C exceeded the upper limit of the present invention, and the strain at which the wire was disconnected was lower than that in the example satisfying the scope of the present invention.
  • the present invention it is possible to provide a high-strength, high-carbon steel wire rod excellent in wire drawing workability and suitable for uses such as a steel cord and a sawing wire at a low yield with a high productivity. Therefore, the present invention has sufficient industrial applicability in the wire manufacturing industry.

Abstract

　この伸線加工性に優れた高炭素鋼線材は、所定の化学成分を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、長手方向に垂直な断面において、パーライトの面積率が９５％以上１００％以下であり、前記パーライトの平均ブロック粒径が１０μｍ～３０μｍであり、ブロック粒径の標準偏差が２０μｍ以下であり、Ｃｅｑ．＝Ｃ（％）＋Ｓｉ（％）／２４＋Ｍｎ（％）／６としたとき、引張強さが７６０×Ｃｅｑ．＋２５５ＭＰａ以上７６０×Ｃｅｑ．＋３２５ＭＰａ以下であり、かつ、引張試験での絞り値が－６５×Ｃｅｑ．＋９６（％）以上であり、かつ、前記絞り値の標準偏差が６％以下である。

Description

伸線加工性に優れた高炭素鋼線材
　本発明は、自動車のラジアルタイヤや、各種産業用ベルトやホースの補強材として用いられるスチールコード、更には、ソーイングワイヤなどの用途に好適な伸線加工性に優れた高炭素鋼線材に関する。
　自動車のラジアルタイヤや、各種のベルト、ホースの補強材として用いられるスチールコード用鋼線、あるいは、ソーイングワイヤ用の鋼線は、一般に、熱間圧延後調整冷却した線径、即ち直径が４～６ｍｍの線材を素材とする。この線材を、１次伸線加工により直径３～４ｍｍの鋼線にする。次いで、鋼線に中間パテンティング処理を行い、さらに２次伸線加工により、鋼線の直径を１～２ｍｍにする。この後、鋼線に最終パテンティング処理を行い、次いで、ブラスメッキを施す。そして、最終湿式伸線加工により、直径が０．１５～０．４０ｍｍの鋼線にする。このようにして得られた高炭素鋼線を、さらに撚り加工により、複数本撚り合わせて撚鋼線とすることでスチールコードが製造される。
　近年、鋼線の製造コスト低減の目的から、上記の中間パテンティングを省略し、調整冷却した線材から、最終パテンティング処理後の線径である１～２ｍｍまで、ダイレクトに伸線する例が多くなってきた。このため、調整冷却した線材に対して、線材からのダイレクト伸線特性、いわゆる生引性が要求されるようになり、線材の高延性および高加工性に対する要求が極めて大きくなっている。
　例えば特許文献１～７に記載されているように、パテンティング処理を行った線材の伸線加工性を改善する手法は、これまで多くの提案がなされている。例えば、特許文献１には面積率で９５％以上のパーライト組織を有し、そのパーライト組織における平均ノジュール径を３０μｍ以下、平均ラメラ間隔を１００ｎｍ以上とした高炭素線材が開示されている。また、特許文献４にはＢを添加した高強度線材が開示されている。しかし、これらの従来技術によっても、伸線速度の高速化や伸線加工度の増大に伴って発生する断線の低減や、伸線時の加工コストに影響するほどの伸線加工性の改善効果が得られていない。
日本国特開２００３－０８２４３４号公報 日本国特開２００５－２０６８５３号公報 日本国特開２００６－２０００３９号公報 日本国特開２００７－１３１９４４号公報 日本国特開２０１２－１２６９５４号公報 国際公開公報ＷＯ２００８／０４４３５６号 日本国特開２００４－１３７５９７号公報
　本発明は、従来技術の現状に鑑み、高い生産性の下に歩留りよく廉価に、スチールコードやソーイングワイヤなどの用途に好適な、伸線加工性に優れた高炭素鋼線材を提供することを目的とする。
　高炭素鋼線材の伸線加工性を向上させるためには、線材の引張強さを低減させることと、パーライト組織のパーライトブロックを細粒化して線材の延性を向上させることとが有効である。通常、パーライト組織を主体とする高炭素鋼線材の、引張強さと延性とはパーライト変態温度に依存する。パーライト組織は、セメンタイトとフェライトとが層状に並んだ組織であり、その層間隔であるラメラ間隔が引張強さに大きく影響する。また、パーライト組織のラメラ間隔は、オーステナイトからパーライトに変態する際の変態温度で決定される。パーライト変態温度が高い場合には、パーライト組織のラメラ間隔が大きく、線材の引張強さが低くなる。一方、パーライト変態温度が低い場合には、パーライト組織のラメラ間隔が小さく、線材の引張強さが高くなる。
　また、線材の延性は、パーライト組織におけるパーライトブロックの粒径（パーライトブロック粒径）に影響される。また、このパーライトブロック粒径も、ラメラ間隔と同様にパーライト変態温度に影響される。例えば、パーライト変態温度が高い場合にはパーライトブロック粒径が大きく、延性が低くなる。一方、パーライト変態温度が低い場合にはパーライトブロックが小さく、延性も向上する。
　即ち、パーライト変態温度が高い場合は、線材の引張強さ及び延性が低い。一方、パーライト変態温度が低くなると、線材の引張強さ及び延性が高くなる。線材の伸線加工性の向上には、線材の引張強さを低くして、延性を高くすることが有効である。しかしながら、上述の通り、変態温度が高い場合であっても、低い場合であっても、線材の引張強さと延性との両立は困難であった。
　本発明者らは、上記課題を解決するため、線材の組織と機械的特性とが伸線加工性に及ぼす影響について詳細に調査し、その結果、以下の知見を見出した。以下、線材の表面から中心に向けて深さ５０μｍ以下までの領域を表層部とする。
（ａ）断線頻度を低減するためには、線材の断面におけるパーライトブロックの平均ブロック粒径を１０μｍ～３０μｍとすることが有効である。また、ブロック粒径の標準偏差が２０μｍを超え、粒径のバラツキが大きくなると、断線する頻度が高くなる。
（ｂ）線材の引張強さを７６０×Ｃｅｑ．＋２５５ＭＰａ以上７６０×Ｃｅｑ．＋３２５ＭＰａ以下とすることが、線材の伸線加工性の向上に有効である。
（ｃ）線材の引張試験での絞り値を－６５×Ｃｅｑ．＋９６（％）以上とすることが、線材の伸線加工性の向上に有効である。
（ｄ）線材の引張試験での絞り値のバラツキを低下させることが、線材の伸線加工性の向上に有効である。特に、線材の絞り値の標準偏差を６％以下とすることで、断線頻度が低下する。
　本発明は、上記知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。
［１］本発明に係る高炭素鋼線材は、化学成分として、質量％で、Ｃ：０．７０％～１．２０％、Ｓｉ：０．１０％～１．２％、Ｍｎ：０．１０％～１．０％、Ｐ：０．００１％～０．０１２％、Ｓ：０．００１％～０．０１０％、Ｎ：０．００１％～０．００５％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、長手方向に垂直な断面において、パーライトの面積率が９５％以上１００％以下であり、前記パーライトの平均ブロック粒径が１０μｍ～３０μｍであり、ブロック粒径の標準偏差が２０μｍ以下であり、Ｃ（％）、Ｓｉ（％）及びＭｎ（％）をそれぞれ、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎの質量％での含有量として、Ｃｅｑ．を下記式（１）により求めたとき、引張強さが７６０×Ｃｅｑ．+２５５ＭＰａ以上７６０×Ｃｅｑ．＋３２５ＭＰａ以下であり、かつ、引張試験での絞り値が－６５×Ｃｅｑ．＋９６（％）以上であり、かつ、前記絞り値の標準偏差が６％以下である。
Ｃｅｑ．＝Ｃ（％）＋Ｓｉ（％）／２４＋Ｍｎ（％）／６　・・・　式（１）
［２］上記［１］に記載の高炭素鋼線材では、前記化学成分として、質量％で、Ａｌ：０．０００１％～０．０１０％、Ｔｉ：０．００１％～０．０１０％、Ｂ：０．０００１％～０．００１５％、Ｃｒ：０．０５％～０．５０％、Ｎｉ：０．０５％～０．５０％、Ｖ：０．０１％～０．２０％、Ｃｕ：０．０５％～０．２０％、Ｍｏ：０．０５％～０．２０％、Ｎｂ：０．０１％～０．１０％、Ｃａ：０．０００５％～０．００５０％、Ｍｇ：０．０００５％～０．００５０％、Ｚｒ：０．０００５％～０．０１０％からなる群から選択される１種または２種以上をさらに含有してもよい。
　上記［１］、［２］の各態様によれば、伸線加工性に優れた高炭素鋼線材を安価に提供できる。
　まず、本実施形態における、高炭素鋼線材の化学成分の限定理由について説明する。なお、以下の説明における％は、質量％を意味する。
　Ｃ：０．７０％～１．２０％
　Ｃは、線材の強度を高めるのに必要な元素である。Ｃ含有量が０．７０％未満の場合には、強度を安定して最終製品に付与させることが困難であると同時に、オーステナイト粒界に初析フェライトの析出が促進され、均一なパーライト組織を得ることが困難となる。そのため、Ｃ含有量の下限を０．７０％とする。より均一なパーライト組織を得るためには、Ｃ含有量は０．８０％以上が好ましい。一方、Ｃ含有量が１．２０％を超えると、オーステナイト粒界にネット状の初析セメンタイトが生成して伸線加工時に断線が発生しやすくなるだけでなく、最終伸線後における高炭素鋼線の靱性・延性が著しく劣化する。そのため、Ｃ含有量の上限を１．２０％とする。より確実に線材の靱性・延性の劣化を防ぐためには、Ｃ含有量は１．１０％以下が好ましい。
　Ｓｉ：０．１０％～１．２％
　Ｓｉは、線材の強度を高めるのに必要な元素である。さらに、脱酸剤として有用な元素であり、Ａｌを含有しない線材を対象とする際にも必要な元素である。Ｓｉ含有量が０．１０％未満では、脱酸作用が過少である。そのため、Ｓｉ含有量の下限を０．１０％とする。一方、Ｓｉ含有量が１．２％を超えると、過共析鋼において、初析フェライトの析出が促進する。さらに、伸線加工での限界加工度が低下する。また、メカニカルデスケーリング、即ちＭＤによる伸線加工が困難になる。そのため、Ｓｉ含有量の上限を１．２％とする。より確実に伸線加工性の劣化を防ぐためには、Ｓｉ含有量は０．８％以下が好ましい。
　Ｍｎ：０．１０％～１．０％
　ＭｎもＳｉと同様、脱酸剤として必要な元素である。また、焼き入れ性を向上させ、線材の強度を高めるのにも有効である。さらにＭｎは、鋼中のＳをＭｎＳとして固定して熱間脆化を防止する効果を有する。Ｍｎ含有量が０．１０％未満では前記の効果が得難い。そのため、Ｍｎ含有量の下限を０．１０％とする。一方、Ｍｎは偏析しやすい元素である。Ｍｎ含有量が１．０％を超えると、特に、線材の中心部にＭｎが偏析し、その偏析部にはマルテンサイトやベイナイトが生成するので、伸線加工性が低下する。そのため、Ｍｎ含有量の上限を１．０％とする。より確実に伸線加工性の劣化を防ぐためには、Ｍｎ含有量は０．７％以下が好ましい。
　Ｐ：０．００１％～０．０１２％
　Ｐは、粒界に偏析して線材の靱性を低下させる元素である。Ｐ含有量が０．０１２％を超えると、線材の延性が著しく劣化する。そのため、Ｐ含有量の上限を０．０１２％とする。なお、Ｐ含有量の下限は、現状の精錬技術と製造コストとを考慮し、０．００１％とする。
　Ｓ：０．００１％～０．０１０％
　Ｓは、Ｍｎと硫化物ＭｎＳを形成して熱間脆化を防止する。Ｓ含有量が０．０１０％を超えると、線材の延性が著しく劣化する。そのため、Ｓ含有量の上限を０．０１０％とした。なお、Ｓ含有量の下限は、現状の精錬技術と製造コストとを考慮し、０．００１％とする。
　Ｎ：０．００１０％～０．００５０％
　Ｎは、固溶Ｎとして、伸線中の時効を促進させ、伸線加工性を劣化させる元素である。そのため、Ｎ含有量の上限を０．００５０％とした。なお、Ｎ含有量の下限は、現状の精錬技術と製造コストを考慮し、０．００１０％とする。
　以上の元素が、本実施形態における高炭素鋼線材の基本成分であり、上記元素以外の残部は、Ｆｅ及び不純物である。しかしながら、この基本成分に加え、残部のＦｅの一部の代わりに、本実施形態における高炭素鋼線材では、脱酸効果や、強度、靭性、延性等の線材の機械的特性の向上を目的として、Ａｌ、Ｔｉ、Ｂ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｖ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒの１種または２種以上の元素を後述する範囲内で含有してもよい。
　Ａｌ：０．０００１％～０．０１０％
　Ａｌは、脱酸元素として機能するとともに、硬質非変形のアルミナ系非金属介在物を生成して、線材の延性を劣化させる元素である。そのため、Ａｌ含有量の上限を０．０１０％とした。なお、Ａｌ含有量の下限は、現状の精錬技術と製造コストとを考慮し、０．０００１％とする。
　Ｔｉ：０．００１％～０．０１０％
　Ｔｉは、脱酸作用を有する元素である。また、窒化物を形成し、オーステナイト粒径の粗大化を抑制する効果を有する。ここで、Ｔｉ量が０．００１％未満では、上述した効果が不十分となる。一方、Ｔｉ量が０．０１０％を超えると、粗大な炭窒化物（ＴｉＣＮ等）によって加工性が低下するおそれがある。
　Ｂ：０．０００１％～０．００１５％
　Ｂは、固溶状態でオーステナイト中に存在する場合、粒界に濃化してフェライト、擬似パーライト、ベイナイト等の非パーライト析出の生成を抑制し伸線加工性を向上させる。そのため、０．０００１％以上の含有が好ましい。一方、０．００１５％を超えて含有させると、粗大なＦｅ２３（ＣＢ）６などのボロン炭化物が生成し、線材の伸線加工性が劣化する。そのため、Ｂ含有量の上限を０．００１５％とすることが好ましい。
　Ｃｒ：０．０５％～０．５０％
　Ｃｒは、パーライトのラメラ間隔を微細化し、線材の強度や伸線加工性等を向上させるのに有効な元素である。この様な作用を有効に発揮させるには０．０５％以上の含有が好ましい。一方、Ｃｒ含有量が０．５０％を超えると、パーライト変態が終了するまでの時間が長くなり、線材中にマルテンサイトやベイナイトなどの過冷組織が生じる恐れがある。さらに、メカニカルデスケーリング性も悪くなる。そのため、Ｃｒ含有量の上限を０．５０％とすることが好ましい。
　Ｎｉ：０．０５～０．５０％
　Ｎｉは、線材の強度上昇にはあまり寄与しないが、高炭素鋼線材の靭性を高める元素である。この様な作用を有効に発揮させるには０．０５％以上の含有が好ましい。一方、Ｎｉを０．５０％を超えて含有させるとパーライト変態が終了するまでの時間が長くなる。そのため、Ｎｉ含有量の上限を０．５０％とすることが好ましい。
　Ｖ：０．０１％～０．２０％
　Ｖは、フェライト中に微細な炭窒化物を形成することにより、加熱時のオーステナイト粒の粗大化を防止して、線材の延性を向上させる。また、熱間圧延後の強度上昇にも寄与する。この様な作用を有効に発揮させるには、０．０１％以上の含有が好ましい。しかし、Ｖを０．２０％を超えて含有させると、炭窒化物の形成量が多くなり過ぎ、かつ、炭窒化物の粒子径も大きくなる。そのため、Ｖ含有量の上限を０．２０％とすることが好ましい。
　Ｃｕ：０．０５％～０．２０％
　Ｃｕは、高炭素鋼線の耐食性を高める効果がある。この様な作用を有効に発揮させるには０．０５％以上の含有が好ましい。しかし、Ｃｕを０．２０％を超えて含有させると、Ｓと反応して粒界中にＣｕＳを偏析して、線材の製造工程において、鋼塊や線材などに疵を発生させる。この様な悪影響を防止するためには、Ｃｕ含有量の上限を０．２０％とすることが好ましい。
　Ｍｏ：０．０５％～０．２０％
　Ｍｏは、高炭素鋼線の耐食性を高める効果がある。この様な作用を有効に発揮させるには０．０５％以上の含有が好ましい。一方、Ｍｏを０．２０％を超えて含有させるとパーライト変態が終了するまでの時間が長くなる。そのため、Ｍｏ含有量の上限を０．２０％とすることが好ましい。
　Ｎｂ：０．０１％～０．１０％
　Ｎｂは、高炭素鋼線の耐食性を高める効果がある。この様な作用を有効に発揮させるには０．０１％以上の含有が好ましい。一方、Ｎｂを０．１０％を超えて含有させるとパーライト変態が終了するまでの時間が長くなる。そのため、Ｎｂ含有量の上限を０．１０％とすることが好ましい。
　Ｃａ：０．０００５％～０．００５０％
　Ｃａは、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、微細な酸化物として生成する元素である。その結果、鋼線材のパーライトブロックサイズが微細化し、鋼線材の延性が向上する。これら効果を得るためには、Ｃａ含有量が０．０００５％～０．００５０％であることが好ましい。より好ましくは、Ｃａ含有量が０．０００５％～０．００４０％である。Ｃａ含有量が０．００５０％を超えると、粗大な酸化物が形成されて、伸線時の断線を引き起こす場合がある。
　Ｍｇ：０．０００５％～０．００５０％
　Ｍｇは、微細な酸化物として生成する元素である。その結果、鋼線材のパーライトブロックサイズが微細化し、鋼線材の延性が向上する。この効果を得るためには、Ｍｇ含有量が０．０００５％～０．００５０％であることが好ましい。より好ましくは、Ｍｇ含有量が０．０００５％～０．００４０％である。Ｍｇ含有量が０．００５０％を超えると、粗大な酸化物が形成されて、伸線時の断線を引き起こす場合がある。
　Ｚｒ：０．０００５％～０．０１０％
　Ｚｒは、ＺｒＯとして晶出してオーステナイトの晶出核となるため、オーステナイトの等軸率を高め、オーステナイト粒を微細化する元素である。その結果、鋼線材のパーライトブロックサイズが微細化し、鋼線材の延性が向上する。この効果を得るためには、Ｚｒ含有量が０．０００５％～０．０１０％であることが好ましい。より好ましくは、Ｚｒ含有量が０．０００５％～０．００５０％である。Ｚｒ含有量が０．０１０％を超えると、粗大な酸化物が形成されて、伸線時の断線を引き起こす場合がある。
　次に、本実施形態に係る高炭素鋼線材の組織と機械的特性とについて説明する。
　パーライト組織を主要組織とする本実施形態に係る高炭素鋼線材において、長手方向に垂直な断面における初析フェライトやベイナイト、疑似パーライト、初析セメンタイトなどの非パーライト組織の面積率が５％を超えると、伸線加工時に亀裂が発生しやすくなり伸線加工性が劣化する。このためパーライト組織の面積率を９５％以上とする。非パーライト組織は少ない方が亀裂の発生を抑制できるため、上限を１００％とする。
　本実施形態に係る高炭素鋼線材のパーライト面積率とは、Ｄを線径としたとき、表層部、１／２Ｄ部、１／４Ｄ部のそれぞれにおけるパーライトの面積率の平均面積率を示す。
　パーライト面積率の測定は以下の方法で行えばよい。すなわち、高炭素鋼線材のＣ断面、即ち長手方向に垂直な断面を樹脂埋め込み後、アルミナ研磨し、飽和ピクラールにて腐食し、ＳＥＭ観察を実施する。以下、線材の表面から中心に向けて５０μｍまでの範囲を表層部とする。ＳＥＭ観察における観察領域は、Ｄを線径としたとき、表層部、１／４Ｄ部、１／２Ｄ部とする。そして、各領域にて、倍率３０００にて写真を４５°おきに８箇所で撮影する。そして、非パーライト組織である、セメンタイトが粒状に分散した擬似パーライト部、板状セメンタイトが周囲より３倍以上の粗いラメラ間隔で分散しているベイナイト部、旧オーステナイト粒界に沿って析出した初析フェライト部、及び初析セメンタイト部を目視により塗り分け、それぞれの面積率を、画像解析により測定する。そして測定した非パーライト組織それぞれの面積率を合計し、非パーライト面積率とする。パーライト組織の面積率は、１００％から非パーライト面積率を減じて求める。
　パーライトブロックはフェライトの結晶方位が同じと見なせる領域であり、平均ブロック粒径が微細になるほど線材の延性が向上する。平均ブロック粒径が３０μｍを超えると線材の延性が低下し、伸線加工の際に断線が発生しやすくなる。一方、平均ブロック粒径を１０μｍ未満とすると、引張強さが上昇し伸線加工の際に変形抵抗が大きくなるので、加工コストが増加する。また、ブロック粒径の標準偏差が２０μｍを超えると、ブロック粒径のバラツキが大きくなり伸線加工の際に断線頻度が増加する。なお、ブロック粒径とは、パーライトブロックが占める面積と同じ面積となる円の直径である。
　パーライトブロックのブロック粒径は次の方法で得られる。線材のＣ断面を、樹脂に埋め込み後、切断研磨する。そして、Ｃ断面中心部において、５００μｍ×５００μｍの領域をＥＢＳＤにより解析する。測定ステップは１μｍとして、この領域における方位差９°以上となる界面をパーライトブロックの界面とする。そして、その界面で囲まれた５ピクセル以上、かつ前記５００μｍ×５００μｍの測定境界を含まない領域を、一つのパーライトブロックとして解析する。このパーライトブロックの円相当径の平均値を平均ブロック粒径とする。
　線材の引張強さが７６０×Ｃｅｑ．＋３２５ＭＰａを超えると、伸線加工の際に変形抵抗が大きくなる。その結果、伸線加工の際の引抜き力が大きくなり、加工コストが増加する。また、線材の引張強さが７６０×Ｃｅｑ．＋２５５ＭＰａ未満では、断線率が高くなり、伸線加工性が劣化する。線材の引張試験での絞り値が－６５×Ｃｅｑ．＋９６（％）未満になると、断線率が高くなり、伸線加工性が劣化する。また、引張試験での絞り値の標準偏差が６％を超えると、絞り値のバラつきが大きくなり、伸線加工性が劣化する。なお、Ｃｅｑ．は下記式（１）により得られる。
　Ｃｅｑ．＝Ｃ（％）＋Ｓｉ（％）／２４＋Ｍｎ（％）／６　・・・　式（１）
　線材の引張強さ、及び絞り値を求めるための引張試験は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に準拠して行う。線材の長手方向から９Ｂ号試験片を連続して１６本採取した。試験片の長さは４００ｍｍとして、リング状に巻き取った線材の少なくも２リング分を含むように試験片を採取した。この試験片を用いて、平均の引張強さ、及び平均の絞り値を求める。
　引張試験での絞り値の標準偏差は１６本の絞り値のデータより求める。
　次に、本実施形態に係る高炭素鋼線材の製造方法について説明する。
　本実施形態では製造方法を特に限定しないが、例として以下のような方法で、本実施形態の特徴を有する高炭素鋼線材を製造することができる。
　本実施形態では、上述の化学成分からなる鋼片に対して、１０００℃～１１００℃に加熱して熱間圧延を行って線材とし、前記線材を８００℃～９００℃で巻き取り、巻き取り後、４０℃／秒～６０℃／秒の１次冷却速度で３秒以上７秒以下の１次冷却を行い、６００℃～６３０℃まで１次冷却する。パーライトの平均ブロック粒径を本発明の範囲とし、かつ平均引張強さを本発明の範囲とするためには１次冷却速度の制御が有効である。その後、６３０℃～６００℃の温度域に１５秒～５０秒間滞留させる。パーライトブロック粒径の標準偏差を小さくするためには、前記温度域での滞留処理が有効である。その後、５℃／秒～３０℃／秒の２次冷却速度で３００℃以下まで２次冷却を行う。この場合、２次冷却の終点温度の下限は、常温（２５℃）として良い。本実施形態に係る高炭素鋼線材は、上述の方法により製造可能となる。この製造方法によって、線材圧延後の冷却過程での再昇温は不要となり、高炭素鋼線材を安価に製造できる。
　次に、本発明の実施例を挙げながら、本発明の技術的内容について説明する。しかしながら、実施例における条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した条件例であり、本発明は、この条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
　表１に示す化学成分を有する鋼のビレットを加熱後、熱間圧延により直径５．５ｍｍの線材とし、所定の温度にて巻き取り後、ステルモア設備により冷却を行った。
　冷却後の線材を用いて、線材のＣ断面の組織観察及び引張試験を行った。伸線加工性は線材のスケールを酸洗にて除去した後、ボンデ処理によりリン酸亜鉛皮膜を付与した長さ４ｍの線材を１０本用意し、アプローチ角１０度のダイスを使用して、１パス当たりの減面率を１６％～２０％とする単頭式伸線を行った。そして、伸線破断する限界の真ひずみの平均値を求めた。
　表２に製造条件、組織及び機械的特性を示す。表２中の「滞留時間」は、６３０℃～６００℃の温度域での滞留時間を示す。表２において、実施例Ｎｏ．１、３、５、８、１０、１３、１５、２０は本発明の請求範囲を満たしていなかった。実施例Ｎｏ．１は成分、パーライト組織の面積率、及び引張強さが本発明の範囲を満たしていなかった。伸線断線する歪みが、本発明の範囲を満たす実施例と比べ低くなっていた。実施例Ｎｏ.３は、パーライト組織の面積率、平均ブロック粒径、引張強さ、及び絞り値が本発明の範囲を満たしていなかった。同一成分で本発明の範囲を満たす実施例Ｎｏ．２と比べ、伸線断線するひずみが低くなっていた。実施例Ｎｏ．５は平均ブロック粒径、ブロック粒径の標準偏差、及び絞り値が本発明の範囲を満たしていなかった。同一成分で本発明の範囲を満たす実施例Ｎｏ．４と比べ、伸線断線するひずみが低くなっていた。実施例Ｎｏ．８はパーライト組織の面積率、及び引張強さが本発明の範囲を外れており、同一成分で本発明の範囲を満たす実施例Ｎｏ．７と比べ、伸線断線するひずみが低くなっていた。実施例Ｎｏ．１０はブロック粒径の標準偏差、及び絞り値の標準偏差が本発明の範囲を外れており、同一成分で本発明の範囲を満たす実施例Ｎｏ．９と比べ、伸線断線するひずみが低くなっていた。実施例Ｎｏ．１３は平均ブロック粒径、及び絞り値が本発明の範囲を外れており、同一成分で本発明の範囲を満たす実施例Ｎｏ．１２と比べ、伸線断線するひずみが低くなっていた。実施例Ｎｏ．１５は平均ブロック粒径、ブロック粒径の標準偏差、絞り値が本発明の範囲を外れており、同一成分で本発明の範囲を満たす実施例Ｎｏ．１４と比べ、伸線断線するひずみが低くなっていた。実施例Ｎｏ．２０は、Ｃ量が本発明の上限を超えており、伸線断線する歪みが、本発明の範囲を満たす実施例と比べ低くなっていた。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　本発明によれば、高い生産性の下に歩留りよく廉価に、スチールコードやソーイングワイヤなどの用途に好適な、伸線加工性に優れた高強度の高炭素鋼線材を提供することができる。よって、本発明は、線材製造産業において、産業上の利用可能性を充分に有する。

Claims (2)

  1. 　化学成分として、質量％で、
    Ｃ：０．７０％～１．２０％、
    Ｓｉ：０．１０％～１．２％、
    Ｍｎ：０．１０％～１．０％、
    Ｐ：０．００１％～０．０１２％、
    Ｓ：０．００１％～０．０１０％、
    Ｎ：０．００１０％～０．００５０％
    を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、
    　長手方向に垂直な断面において、パーライトの面積率が９５％以上１００％以下であり、
    　前記パーライトの平均ブロック粒径が１０μｍ～３０μｍであり、ブロック粒径の標準偏差が２０μｍ以下であり、
    　Ｃ（％）、Ｓｉ（％）及びＭｎ（％）をそれぞれ、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎの質量％での含有量として、Ｃｅｑ．を下記式（１）により求めたとき、引張強さが７６０×Ｃｅｑ．＋２５５ＭＰａ以上７６０×Ｃｅｑ．＋３２５ＭＰａ以下であり、かつ、引張試験での絞り値が－６５×Ｃｅｑ．＋９６（％）以上であり、かつ、前記絞り値の標準偏差が６％以下であることを特徴とする伸線加工性に優れた高炭素鋼線材。
    Ｃｅｑ．＝Ｃ（％）＋Ｓｉ（％）／２４＋Ｍｎ（％）／６　・・・　式（１）
  2. 　前記化学成分として、質量％で、
    Ａｌ：０．０００１％～０．０１０％、
    Ｔｉ：０．００１％～０．０１０％、
    Ｂ：０．０００１％～０．００１５％、
    Ｃｒ：０．０５％～０．５０％、
    Ｎｉ：０．０５％～０．５０％、
    Ｖ：０．０１％～０．２０％、
    Ｃｕ：０．０５％～０．２０％、
    Ｍｏ：０．０５％～０．２０％、
    Ｎｂ：０．０１％～０．１０％、
    Ｃａ：０．０００５％～０．００５０％、
    Ｍｇ：０．０００５％～０．００５０％、
    Ｚｒ：０．０００５％～０．０１０％
    からなる群から選択される１種または２種以上をさらに含有することを特徴とする請求項１に記載の伸線加工性に優れた高炭素線材。
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