JP2984888B2 - 伸線加工性に優れた高炭素鋼線材または鋼線およびその製造方法 - Google Patents
伸線加工性に優れた高炭素鋼線材または鋼線およびその製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、伸線加工性に優れた高
炭素鋼線材または鋼線とその製造方法に関するものであ
る。
炭素鋼線材または鋼線とその製造方法に関するものであ
る。
【０００２】
【従来の技術】通常線材または鋼線は、種々の最終製品
の用途に応じて、伸線加工が行われるが、この伸線加工
の前に予め伸線に適した線材あるいは鋼線にしておく必
要がある。従来その対策として、特公昭６０−５６２１
５号公報に開示されているように、オーステナイト化温
度にあるＣ：０．２〜１．０％、Ｓｉ＜０．３０％、Ｍ
ｎ：０．３０〜０．９０％を含む鋼線材を、カリウム硝
酸塩系またはナトリウム硝酸塩を、単独又は複合して３
５０〜６００℃の温度に加熱溶融し、ガス体により攪拌
した溶融塩に浸漬して、８００〜６００℃間の冷却速度
を、１５〜６０℃／ｓｅｃにすることを特徴とする高強
度かつ強度ばらつきの小さい鋼線材の熱処理方法があ
る。
の用途に応じて、伸線加工が行われるが、この伸線加工
の前に予め伸線に適した線材あるいは鋼線にしておく必
要がある。従来その対策として、特公昭６０−５６２１
５号公報に開示されているように、オーステナイト化温
度にあるＣ：０．２〜１．０％、Ｓｉ＜０．３０％、Ｍ
ｎ：０．３０〜０．９０％を含む鋼線材を、カリウム硝
酸塩系またはナトリウム硝酸塩を、単独又は複合して３
５０〜６００℃の温度に加熱溶融し、ガス体により攪拌
した溶融塩に浸漬して、８００〜６００℃間の冷却速度
を、１５〜６０℃／ｓｅｃにすることを特徴とする高強
度かつ強度ばらつきの小さい鋼線材の熱処理方法があ
る。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】しかし、前記特許公報
記載の熱処理方法により得られるパーライト組織の線材
では、伸線加工工程において高減面率における延性の劣
化、捻回試験での割れの発生（以下デラミネーションと
称する）が問題となっている。本発明は、前記の如き従
来技術の問題点を有利に解決することのできる伸線加工
性の優れた高炭素鋼線材または鋼線およびその製造方法
を提供することを目的とする。
記載の熱処理方法により得られるパーライト組織の線材
では、伸線加工工程において高減面率における延性の劣
化、捻回試験での割れの発生（以下デラミネーションと
称する）が問題となっている。本発明は、前記の如き従
来技術の問題点を有利に解決することのできる伸線加工
性の優れた高炭素鋼線材または鋼線およびその製造方法
を提供することを目的とする。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨とするとこ
ろは下記のとおりである。 （１） 重量％で Ｃ：０．７０〜１．２０％、 Ｓｉ：０．１５〜１．００％、 Ｍｎ：０．３０〜０．９０％、 を含有し、さらに Ａｌ：０．００６〜０．１００％、 Ｔｉ：０．０１〜０．３５％ のいずれか１種または２種を含有し、 Ｐ：０．０２％以下、 Ｓ：０．０１％以下 に制限され、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりな
り、２段変態により得られた上部ベイナイト組織が面積
率で８０％以上で、かつＨｖが４５０以下であるミクロ
組織を有することを特徴とする伸線加工性に優れた高炭
素鋼線材または鋼線。
ろは下記のとおりである。 （１） 重量％で Ｃ：０．７０〜１．２０％、 Ｓｉ：０．１５〜１．００％、 Ｍｎ：０．３０〜０．９０％、 を含有し、さらに Ａｌ：０．００６〜０．１００％、 Ｔｉ：０．０１〜０．３５％ のいずれか１種または２種を含有し、 Ｐ：０．０２％以下、 Ｓ：０．０１％以下 に制限され、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりな
り、２段変態により得られた上部ベイナイト組織が面積
率で８０％以上で、かつＨｖが４５０以下であるミクロ
組織を有することを特徴とする伸線加工性に優れた高炭
素鋼線材または鋼線。
【０００５】（２） 合金成分として、さらにＣｒ：
０．１０〜０．５０％を含有することを特徴とする前項
１記載の伸線加工性に優れた高炭素鋼線材または鋼線。 （３） 重量％で Ｃ：０．７０〜１．２０％、 Ｓｉ：０．１５〜１．００％、 Ｍｎ：０．３０〜０．９０％、 を含有し、さらに Ａｌ：０．００６〜０．１００％、 Ｔｉ：０．０１〜０．３５％ のいずれか１種または２種を含有し、 Ｐ：０．０２％以下、 Ｓ：０．０１％以下 に制限され、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる
鋼片を線材に圧延後、１１００〜７５５℃の温度範囲か
ら６０〜３００℃／ｓｅｃの冷却速度で３５０〜５００
℃の温度範囲に冷却し、この温度範囲に、ベイナイト変
態が開始しない範囲内でまたはベイナイト変態開始後で
かつベイナイト変態終了前の範囲内で、一定時間保定し
た後、昇温し、完全にベイナイト変態が終了するまで保
定することを特徴とする伸線加工性に優れた高炭素鋼線
材の製造方法。
０．１０〜０．５０％を含有することを特徴とする前項
１記載の伸線加工性に優れた高炭素鋼線材または鋼線。 （３） 重量％で Ｃ：０．７０〜１．２０％、 Ｓｉ：０．１５〜１．００％、 Ｍｎ：０．３０〜０．９０％、 を含有し、さらに Ａｌ：０．００６〜０．１００％、 Ｔｉ：０．０１〜０．３５％ のいずれか１種または２種を含有し、 Ｐ：０．０２％以下、 Ｓ：０．０１％以下 に制限され、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる
鋼片を線材に圧延後、１１００〜７５５℃の温度範囲か
ら６０〜３００℃／ｓｅｃの冷却速度で３５０〜５００
℃の温度範囲に冷却し、この温度範囲に、ベイナイト変
態が開始しない範囲内でまたはベイナイト変態開始後で
かつベイナイト変態終了前の範囲内で、一定時間保定し
た後、昇温し、完全にベイナイト変態が終了するまで保
定することを特徴とする伸線加工性に優れた高炭素鋼線
材の製造方法。
【０００６】（４） 出発鋼片が、合金成分としてさら
にＣｒ：０．１０〜０．５０％を含有することを特徴と
する前項３記載の伸線加工性に優れた高炭素鋼線材の製
造方法。 （５） 出発鋼片を線材に圧延後、１１００〜７５５℃
の温度範囲から６０〜３００℃／ｓｅｃの冷却速度で３
５０〜５００℃の温度範囲に冷却し、この温度範囲に１
秒以上、かつベイナイト変態が開始しない範囲内で下記
式（１）で定める時間Ｘ秒以下保定した後、１０℃以
上、６００−Ｔ1 （Ｔ1 ：冷却後の保定温度）℃以下昇
温し、完全にベイナイト変態が終了するまで保定するこ
とを特徴とする前項３または４記載の伸線加工性に優れ
た高炭素鋼線材の製造方法。
にＣｒ：０．１０〜０．５０％を含有することを特徴と
する前項３記載の伸線加工性に優れた高炭素鋼線材の製
造方法。 （５） 出発鋼片を線材に圧延後、１１００〜７５５℃
の温度範囲から６０〜３００℃／ｓｅｃの冷却速度で３
５０〜５００℃の温度範囲に冷却し、この温度範囲に１
秒以上、かつベイナイト変態が開始しない範囲内で下記
式（１）で定める時間Ｘ秒以下保定した後、１０℃以
上、６００−Ｔ1 （Ｔ1 ：冷却後の保定温度）℃以下昇
温し、完全にベイナイト変態が終了するまで保定するこ
とを特徴とする前項３または４記載の伸線加工性に優れ
た高炭素鋼線材の製造方法。
【０００７】 Ｘ＝ｅｘｐ（１６．０３−０．０３０７×Ｔ1）……（１） Ｔ1 ：冷却後の保定温度 （６） 出発鋼片を線材に圧延後、１１００〜７５５℃
の温度範囲から６０〜３００℃／ｓｅｃの冷却速度で３
５０〜５００℃の温度範囲に冷却し、この温度範囲にベ
イナイト変態開始後、ベイナイト変態が終了する以前、
すなわち下記式（２）で定める時間Ｙ秒以下保定した
後、１０℃以上、６００−Ｔ1 （Ｔ1 ：冷却後の保定温
度）℃以下昇温し、完全にベイナイト変態が終了するま
で保定することを特徴とする前項３または４記載の伸線
加工性に優れた高炭素鋼線材の製造方法。
の温度範囲から６０〜３００℃／ｓｅｃの冷却速度で３
５０〜５００℃の温度範囲に冷却し、この温度範囲にベ
イナイト変態開始後、ベイナイト変態が終了する以前、
すなわち下記式（２）で定める時間Ｙ秒以下保定した
後、１０℃以上、６００−Ｔ1 （Ｔ1 ：冷却後の保定温
度）℃以下昇温し、完全にベイナイト変態が終了するま
で保定することを特徴とする前項３または４記載の伸線
加工性に優れた高炭素鋼線材の製造方法。
【０００８】 Ｙ＝ｅｘｐ（１９．８３−０．０３２９×Ｔ1）……（２） Ｔ1 ：冷却後の保定温度 （７） 重量％で Ｃ：０．７０〜１．２０％、 Ｓｉ：０．１５〜１．００％、 Ｍｎ：０．３０〜０．９０％、 を含有し、さらに Ａｌ：０．００６〜０．１００％、 Ｔｉ：０．０１〜０．３５％ のいずれか１種または２種を含有し、 Ｐ：０．０２％以下、 Ｓ：０．０１％以下 に制限され、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる
鋼線を１１００〜７５５℃の加熱温度範囲から６０〜３
００℃／ｓｅｃの冷却速度で３５０〜５００℃の温度範
囲に冷却し、この温度範囲に、ベイナイト変態が開始し
ない範囲内でまたはベイナイト変態開始後でかつベイナ
イト変態終了前の範囲内で、一定時間保定した後、昇温
し、完全にベイナイト変態が終了するまで保定すること
を特徴とする伸線加工性に優れた高炭素鋼鋼線の製造方
法。
鋼線を１１００〜７５５℃の加熱温度範囲から６０〜３
００℃／ｓｅｃの冷却速度で３５０〜５００℃の温度範
囲に冷却し、この温度範囲に、ベイナイト変態が開始し
ない範囲内でまたはベイナイト変態開始後でかつベイナ
イト変態終了前の範囲内で、一定時間保定した後、昇温
し、完全にベイナイト変態が終了するまで保定すること
を特徴とする伸線加工性に優れた高炭素鋼鋼線の製造方
法。
【０００９】（８） 出発鋼線が、合金成分としてさら
にＣｒ：０．１０〜０．５０％を含有することを特徴と
する前項７記載の伸線加工性に優れた高炭素鋼鋼線の製
造方法。 （９） 出発鋼線を１１００〜７５５℃の加熱温度範囲
から６０〜３００℃／ｓｅｃの冷却速度で３５０〜５０
０℃の温度範囲に冷却し、この温度範囲に１秒以上、か
つベイナイト変態が開始しない範囲内で下記式（１）で
定める時間Ｘ秒以下保定した後、１０℃以上、６００−
Ｔ1 （Ｔ1 ：冷却後の保定温度）℃以下昇温し、完全に
ベイナイト変態が終了するまで保定することを特徴とす
る前項６または７記載の伸線加工性に優れた高炭素鋼鋼
線の製造方法。
にＣｒ：０．１０〜０．５０％を含有することを特徴と
する前項７記載の伸線加工性に優れた高炭素鋼鋼線の製
造方法。 （９） 出発鋼線を１１００〜７５５℃の加熱温度範囲
から６０〜３００℃／ｓｅｃの冷却速度で３５０〜５０
０℃の温度範囲に冷却し、この温度範囲に１秒以上、か
つベイナイト変態が開始しない範囲内で下記式（１）で
定める時間Ｘ秒以下保定した後、１０℃以上、６００−
Ｔ1 （Ｔ1 ：冷却後の保定温度）℃以下昇温し、完全に
ベイナイト変態が終了するまで保定することを特徴とす
る前項６または７記載の伸線加工性に優れた高炭素鋼鋼
線の製造方法。
【００１０】 Ｘ＝ｅｘｐ（１６．０３−０．０３０７×Ｔ1）……（１） Ｔ1 ：冷却後の保定温度 （１０） 出発鋼線を１１００〜７５５℃の加熱温度範
囲から６０〜３００℃／ｓｅｃの冷却速度で３５０〜５
００℃の温度範囲に冷却し、この温度範囲にベイナイト
変態開始後、ベイナイト変態が終了する以前、すなわち
下記式（２）で定める時間Ｙ秒以下保定した後、１０℃
以上、６００−Ｔ1 （Ｔ1 ：冷却後の保定温度）℃以下
昇温し、完全にベイナイト変態が終了するまで保定する
ことを特徴とする前項６または７記載の伸線加工性に優
れた高炭素鋼鋼線の製造方法。
囲から６０〜３００℃／ｓｅｃの冷却速度で３５０〜５
００℃の温度範囲に冷却し、この温度範囲にベイナイト
変態開始後、ベイナイト変態が終了する以前、すなわち
下記式（２）で定める時間Ｙ秒以下保定した後、１０℃
以上、６００−Ｔ1 （Ｔ1 ：冷却後の保定温度）℃以下
昇温し、完全にベイナイト変態が終了するまで保定する
ことを特徴とする前項６または７記載の伸線加工性に優
れた高炭素鋼鋼線の製造方法。
【００１１】 Ｙ＝ｅｘｐ（１９．８３−０．０３２９×Ｔ1）……（２） Ｔ1 ：冷却後の保定温度
【００１２】以下、本発明を詳細に説明する。
【００１３】
【作用】本発明におけるベイナイト線材および鋼線の化
学成分の限定理由について述べる。Ｃは鋼の強度と延性
を支配する基本的な元素であり、高炭素化するほど強度
が向上する。下限は焼入性と強度を確保するために０．
７０％とした。上限は初析セメンタイトの発生を防止す
るために１．２０％とした。
学成分の限定理由について述べる。Ｃは鋼の強度と延性
を支配する基本的な元素であり、高炭素化するほど強度
が向上する。下限は焼入性と強度を確保するために０．
７０％とした。上限は初析セメンタイトの発生を防止す
るために１．２０％とした。
【００１４】Ｓｉは鋼の脱酸剤として０．１５％以上加
える。また鋼を固溶強化する元素であると共に、鋼線の
リラクセーションロスを低減できる元素である。しか
し、スケール生成量を減少させ、メカニカルデスケーリ
ング性を悪くするほか、線材のボンデ潤滑性をやや低下
させる。そのために上限は１．００％とした。Ｍｎは脱
酸剤として０．３０％以上加える。また鋼に固溶して強
化する元素であるが、添加量を増加させると線材中心部
において偏析を生じ易くなる。偏析部は焼入性が向上
し、変態終了時間が長時間側にずれるため、未変態部が
マルテンサイトとなり、伸線加工中の断線につながる。
そこで、上限は０．９０％とした。
える。また鋼を固溶強化する元素であると共に、鋼線の
リラクセーションロスを低減できる元素である。しか
し、スケール生成量を減少させ、メカニカルデスケーリ
ング性を悪くするほか、線材のボンデ潤滑性をやや低下
させる。そのために上限は１．００％とした。Ｍｎは脱
酸剤として０．３０％以上加える。また鋼に固溶して強
化する元素であるが、添加量を増加させると線材中心部
において偏析を生じ易くなる。偏析部は焼入性が向上
し、変態終了時間が長時間側にずれるため、未変態部が
マルテンサイトとなり、伸線加工中の断線につながる。
そこで、上限は０．９０％とした。
【００１５】Ａｌは脱酸作用をするほか、鋼中のＮを固
定し、細粒オーステナイトにするために最も経済的な元
素である。上限は非金属介在物の増加を考慮し０．１０
０％とし、下限はＡｌの効果が表れる０．００６％とし
た。Ｔｉは現在すでにＴｉ脱酸鋼、主としてプレイン炭
素のオーステナイト結晶粒の調整作用に利用されてい
る。上限はＴｉ介在物の増加を抑えることと、鋼中への
離固溶炭窒化物の生成を抑えるため、０．３５％とし
た。下限はこれらの作用が効果的である０．０１％とし
た。
定し、細粒オーステナイトにするために最も経済的な元
素である。上限は非金属介在物の増加を考慮し０．１０
０％とし、下限はＡｌの効果が表れる０．００６％とし
た。Ｔｉは現在すでにＴｉ脱酸鋼、主としてプレイン炭
素のオーステナイト結晶粒の調整作用に利用されてい
る。上限はＴｉ介在物の増加を抑えることと、鋼中への
離固溶炭窒化物の生成を抑えるため、０．３５％とし
た。下限はこれらの作用が効果的である０．０１％とし
た。
【００１６】なお、本発明においては、ＡｌおよびＴｉ
の１種または２種が添加され得る。ＳおよびＰは結晶粒
界に析出し、鋼の特性を劣化させるため、できる限り低
く抑える必要がある。そのためＳの上限を０．０１％と
し、Ｐの上限を０．０２％とした。
の１種または２種が添加され得る。ＳおよびＰは結晶粒
界に析出し、鋼の特性を劣化させるため、できる限り低
く抑える必要がある。そのためＳの上限を０．０１％と
し、Ｐの上限を０．０２％とした。
【００１７】Ｃｒは鋼の強度を増加させるために必要に
応じて添加される元素であり、添加量が増えるに従って
強度は増加する。しかし、焼入性も向上し、変態終了線
が長時間側に移動する。これにより、熱処理に必要な時
間も長くなるため、上限を０．５０％とし、また下限は
強度を増すために０．１０％とした。
応じて添加される元素であり、添加量が増えるに従って
強度は増加する。しかし、焼入性も向上し、変態終了線
が長時間側に移動する。これにより、熱処理に必要な時
間も長くなるため、上限を０．５０％とし、また下限は
強度を増すために０．１０％とした。
【００１８】本発明の製造方法の限定理由は以下に述べ
るとおりである。線材圧延後または鋼線加熱後の冷却開
始温度（Ｔ0）は変態後の組織に影響を与える。下限は
平衡変態開始温度であるオーステナイト変態点（７５５
℃）以上とした。上限はオーステナイト結晶粒の異常成
長を抑えるために１１００℃とした。
るとおりである。線材圧延後または鋼線加熱後の冷却開
始温度（Ｔ0）は変態後の組織に影響を与える。下限は
平衡変態開始温度であるオーステナイト変態点（７５５
℃）以上とした。上限はオーステナイト結晶粒の異常成
長を抑えるために１１００℃とした。
【００１９】線材圧延後または鋼線加熱後における冷却
速度（Ｖ1）はパーライト変態の開始を抑制するための
重要な因子である。このことを本発明者等は実験的に求
めた。初期冷却速度が６０℃／ｓｅｃ未満で緩冷した場
合、パーライト変態のノーズ位置より高温側で変態が開
始し、パーライト組織が生成するため完全なベイナイト
組織が得られない。ベイナイト組織の生成温度は５００
℃以下であるが、完全なベイナイト組織を生成させるた
めには冷却初期に急激に冷却する必要がある。そこで冷
却速度（Ｖ1）の下限を６０℃／ｓｅｃとし、上限は工
業的に可能な３００℃／ｓｅｃとした。
速度（Ｖ1）はパーライト変態の開始を抑制するための
重要な因子である。このことを本発明者等は実験的に求
めた。初期冷却速度が６０℃／ｓｅｃ未満で緩冷した場
合、パーライト変態のノーズ位置より高温側で変態が開
始し、パーライト組織が生成するため完全なベイナイト
組織が得られない。ベイナイト組織の生成温度は５００
℃以下であるが、完全なベイナイト組織を生成させるた
めには冷却初期に急激に冷却する必要がある。そこで冷
却速度（Ｖ1）の下限を６０℃／ｓｅｃとし、上限は工
業的に可能な３００℃／ｓｅｃとした。
【００２０】冷却後の恒温保持温度（Ｔ1）は生成する
組織を決定する重要な因子である。保持温度が５００℃
超では線材または鋼線中心部にパーライト組織が生成す
るため、引張強さが上昇し伸線加工性が劣化する。また
保持温度が３５０℃未満ではベイナイト組織中のセメン
タイトの粒状化が始まることにより、引張強さが上昇
し、伸線加工性が劣化する。このため恒温変態温度の上
限を５００℃、下限を３５０℃とした。
組織を決定する重要な因子である。保持温度が５００℃
超では線材または鋼線中心部にパーライト組織が生成す
るため、引張強さが上昇し伸線加工性が劣化する。また
保持温度が３５０℃未満ではベイナイト組織中のセメン
タイトの粒状化が始まることにより、引張強さが上昇
し、伸線加工性が劣化する。このため恒温変態温度の上
限を５００℃、下限を３５０℃とした。
【００２１】３５０〜５００℃に一定時間以内保持する
ことにより過冷オーステナイト組織が得られる。その後
温度を上昇させることにより出現するベイナイト組織
は、等温変態に比較し、セメンタイトの析出が粗くな
る。このため２段変態させた上部ベイナイト組織は軟質
化する。完全２段変態の場合は、３５０〜５００℃の温
度範囲での必要な過冷時間（ｔ 1）は、過冷オーステナ
イト組織を生成するのに必要な時間以上で、かつ上限は
ベイナイト変態が開始する以前までとする。好ましくは
１秒以上かつ下記式で示すＸ秒以下とする。
ことにより過冷オーステナイト組織が得られる。その後
温度を上昇させることにより出現するベイナイト組織
は、等温変態に比較し、セメンタイトの析出が粗くな
る。このため２段変態させた上部ベイナイト組織は軟質
化する。完全２段変態の場合は、３５０〜５００℃の温
度範囲での必要な過冷時間（ｔ 1）は、過冷オーステナ
イト組織を生成するのに必要な時間以上で、かつ上限は
ベイナイト変態が開始する以前までとする。好ましくは
１秒以上かつ下記式で示すＸ秒以下とする。
【００２２】Ｘ＝ｅｘｐ（１６．０３−０．０３０７×
Ｔ1 ）（Ｔ1 ：冷却後の保定温度） 過冷後、２段変態させる場合の昇温温度幅（ΔＴ）は、
下限を２段変態による軟質化効果が現れる１０℃とし、
上限は昇温後の温度を６００℃以下にする必要があるた
め下記式に示すΔＴ以下とする。 ΔＴ＝６００−Ｔ1 （Ｔ1 ：冷却後の保定温度） 昇温後の保定時間（ｔ2）は完全に変態が完了する迄と
する。
Ｔ1 ）（Ｔ1 ：冷却後の保定温度） 過冷後、２段変態させる場合の昇温温度幅（ΔＴ）は、
下限を２段変態による軟質化効果が現れる１０℃とし、
上限は昇温後の温度を６００℃以下にする必要があるた
め下記式に示すΔＴ以下とする。 ΔＴ＝６００−Ｔ1 （Ｔ1 ：冷却後の保定温度） 昇温後の保定時間（ｔ2）は完全に変態が完了する迄と
する。
【００２３】混合２段変態の場合は、３５０〜５００℃
の温度範囲での必要な過冷時間（ｔ 1）は、ベイナイト
変態開始後下記式で示すＹ秒以下とする。 Ｙ＝ｅｘｐ（１９．８３−０．０３２９×Ｔ1 ）
（Ｔ1 ：冷却後の保定温度） 過冷後、２段変態させる場合の昇温温度幅（ΔＴ）は完
全２段変態の場合と同様に、下限を２段変態による軟質
化効果が現れる１０℃とし、上限は昇温後の温度を６０
０℃以下にする必要があるため下記式に示すΔＴ以下と
する。
の温度範囲での必要な過冷時間（ｔ 1）は、ベイナイト
変態開始後下記式で示すＹ秒以下とする。 Ｙ＝ｅｘｐ（１９．８３−０．０３２９×Ｔ1 ）
（Ｔ1 ：冷却後の保定温度） 過冷後、２段変態させる場合の昇温温度幅（ΔＴ）は完
全２段変態の場合と同様に、下限を２段変態による軟質
化効果が現れる１０℃とし、上限は昇温後の温度を６０
０℃以下にする必要があるため下記式に示すΔＴ以下と
する。
【００２４】 ΔＴ＝６００−Ｔ1 （Ｔ1 ：冷却後の保定温度） 恒温保定温度５００℃超で処理したパーライト線材また
は鋼線は線材または鋼線中心部にパーライト組織が生成
する。パーライト組織はセメンタイトとフェライトが層
状構造を有しているため、加工硬化には大きな寄与をも
たらすが、延性の低下が妨げない。このため高減面率領
域において引張強さが上昇しするとともに捻回特性が劣
化し、デラミネーションの発生をまねく。
は鋼線は線材または鋼線中心部にパーライト組織が生成
する。パーライト組織はセメンタイトとフェライトが層
状構造を有しているため、加工硬化には大きな寄与をも
たらすが、延性の低下が妨げない。このため高減面率領
域において引張強さが上昇しするとともに捻回特性が劣
化し、デラミネーションの発生をまねく。
【００２５】これに対して、本発明に従い２段変態させ
たベイナイト線材または鋼線は、フェライト中に粗いセ
メンタイトが分散している状態にあるため加工硬化を抑
えられる。これにより高減面率領域までデラミネーショ
ンの発生を抑制でき、伸線加工が可能である。ベイナイ
ト組織の面積率の測定法は、断面内の組織観察から格子
点法により求める。面積率はベイナイト組織の生成状況
を示す重要な指標であり、伸線加工性に影響を与える。
面積率の下限は２段変態効果が顕著に現れる８０％とし
た。
たベイナイト線材または鋼線は、フェライト中に粗いセ
メンタイトが分散している状態にあるため加工硬化を抑
えられる。これにより高減面率領域までデラミネーショ
ンの発生を抑制でき、伸線加工が可能である。ベイナイ
ト組織の面積率の測定法は、断面内の組織観察から格子
点法により求める。面積率はベイナイト組織の生成状況
を示す重要な指標であり、伸線加工性に影響を与える。
面積率の下限は２段変態効果が顕著に現れる８０％とし
た。
【００２６】上部ベイナイト組織のビッカース硬度はそ
の試料の特性を示すのに重要な因子である。冷却過程及
び昇温過程を施した２段変態させたベイナイト線材また
は鋼線は、等温変態させた場合に比較し、セメンタイト
の析出が粗くなる。このため２段変態させた上部ベイナ
イト組織は軟質化する。ビッカース硬度の上限はＣ量の
影響を考え４５０以下とした。
の試料の特性を示すのに重要な因子である。冷却過程及
び昇温過程を施した２段変態させたベイナイト線材また
は鋼線は、等温変態させた場合に比較し、セメンタイト
の析出が粗くなる。このため２段変態させた上部ベイナ
イト組織は軟質化する。ビッカース硬度の上限はＣ量の
影響を考え４５０以下とした。
【００２７】
実施例１ 表１に供試鋼の化学成分を示す。表１のＡ〜Ｄは本発明
鋼の例、Ｅ〜Ｊは比較鋼の例である。Ｅ鋼はＣ量が上限
以上、Ｆ鋼はＭｎ量が上限以上である。
鋼の例、Ｅ〜Ｊは比較鋼の例である。Ｅ鋼はＣ量が上限
以上、Ｆ鋼はＭｎ量が上限以上である。
【００２８】連続鋳造設備により３００×５００ｍｍと
した鋳片を１２２ｍｍ角断面の鋼片に圧延した。これら
の鋼片を線材圧延後、表２に示す条件で直接溶融塩（Ｄ
ＬＰ）冷却を行なった。これらの線材を平均減面率１７
％で１．００ｍｍφまで伸線し引張試験、捻回試験を行
なった。
した鋳片を１２２ｍｍ角断面の鋼片に圧延した。これら
の鋼片を線材圧延後、表２に示す条件で直接溶融塩（Ｄ
ＬＰ）冷却を行なった。これらの線材を平均減面率１７
％で１．００ｍｍφまで伸線し引張試験、捻回試験を行
なった。
【００２９】引張試験はＪＩＳＺ２２０１の２号試験片
を用い、ＪＩＳＺ２２４１記載の方法で行なった。捻回
試験は試験片長さ１００ｄ＋１００に切断後、チャック
間距離１００ｄ、回転速度１０ｒｐｍで破断するまで回
転させた。ｄは鋼線の直径を表わす。このようにして得
られた特性値を表２に合わせて示す。
を用い、ＪＩＳＺ２２４１記載の方法で行なった。捻回
試験は試験片長さ１００ｄ＋１００に切断後、チャック
間距離１００ｄ、回転速度１０ｒｐｍで破断するまで回
転させた。ｄは鋼線の直径を表わす。このようにして得
られた特性値を表２に合わせて示す。
【００３０】Ｎｏ．１〜Ｎｏ．４は本発明鋼である。Ｎ
ｏ．５〜Ｎｏ．１０は比較鋼である。比較例Ｎｏ．５は
冷却速度が遅すぎたためにパーライト組織が生成し、伸
線加工性が低下し、伸線途中で断線が生じた。比較例Ｎ
ｏ．６は昇温温度が低すぎたため２段変態させたベイナ
イト組織が生成せず、伸線加工性が低下し、伸線途中で
断線が生じた。
ｏ．５〜Ｎｏ．１０は比較鋼である。比較例Ｎｏ．５は
冷却速度が遅すぎたためにパーライト組織が生成し、伸
線加工性が低下し、伸線途中で断線が生じた。比較例Ｎ
ｏ．６は昇温温度が低すぎたため２段変態させたベイナ
イト組織が生成せず、伸線加工性が低下し、伸線途中で
断線が生じた。
【００３１】比較例Ｎｏ．７は恒温変態時間が十分確保
されなかったためマルテンサイトが発生し、伸線加工性
が低下し、伸線途中で断線が生じた。比較例Ｎｏ．８は
過冷却処理時間が長かったため２段変態させたベイナイ
ト組織が生成する割合が低下し、伸線加工性が低下し、
伸線途中で断線が生じた。比較例Ｎｏ．９はＣ量が高す
ぎたため初析セメンタイトが発生し、伸線加工性が低下
した。
されなかったためマルテンサイトが発生し、伸線加工性
が低下し、伸線途中で断線が生じた。比較例Ｎｏ．８は
過冷却処理時間が長かったため２段変態させたベイナイ
ト組織が生成する割合が低下し、伸線加工性が低下し、
伸線途中で断線が生じた。比較例Ｎｏ．９はＣ量が高す
ぎたため初析セメンタイトが発生し、伸線加工性が低下
した。
【００３２】比較例Ｎｏ．１０はＭｎ量が高すぎたため
中心偏析に伴うミクロマルテンサイトが発生し伸線加工
性が低下した。
中心偏析に伴うミクロマルテンサイトが発生し伸線加工
性が低下した。
【００３３】
【表１】
【００３４】
【表２】
【００３５】実施例２ 表３に供試鋼の化学成分を示す。表３のＡ〜Ｄは本発明
鋼の例、Ｅ〜Ｊは比較鋼の例である。Ｅ鋼はＣ量が上限
以上、Ｆ鋼はＭｎ量が上限以上である。連続鋳造設備に
より３００×５００ｍｍとした鋳片を１２２ｍｍ角断面
の鋼片から鋼線を製造した。
鋼の例、Ｅ〜Ｊは比較鋼の例である。Ｅ鋼はＣ量が上限
以上、Ｆ鋼はＭｎ量が上限以上である。連続鋳造設備に
より３００×５００ｍｍとした鋳片を１２２ｍｍ角断面
の鋼片から鋼線を製造した。
【００３６】これらの鋼線を加熱後、表４に示す条件で
直接溶融塩（ＤＬＰ）冷却を行なった。これらの鋼線を
平均減面率１７％で１．００ｍｍφまで伸線し引張試
験、捻回試験を行った。引張試験はＪＩＳＺ２２０１の
２号試験片を用い、ＪＩＳＺ２２４１記載の方法で行っ
た。
直接溶融塩（ＤＬＰ）冷却を行なった。これらの鋼線を
平均減面率１７％で１．００ｍｍφまで伸線し引張試
験、捻回試験を行った。引張試験はＪＩＳＺ２２０１の
２号試験片を用い、ＪＩＳＺ２２４１記載の方法で行っ
た。
【００３７】捻回試験は試験片長さ１００ｄ＋１００に
切断後、チャック間距離１００ｄ、回転速度１０ｒｐｍ
で破断するまで回転させた。ｄは鋼線の直径を表わす。
このようにして得られた特性値を表４に併せて示す。Ｎ
ｏ．１〜Ｎｏ．４は本発明鋼である。Ｎｏ．５〜Ｎｏ．
１０は比較鋼である。
切断後、チャック間距離１００ｄ、回転速度１０ｒｐｍ
で破断するまで回転させた。ｄは鋼線の直径を表わす。
このようにして得られた特性値を表４に併せて示す。Ｎ
ｏ．１〜Ｎｏ．４は本発明鋼である。Ｎｏ．５〜Ｎｏ．
１０は比較鋼である。
【００３８】比較例Ｎｏ．５は冷却速度が遅すぎたため
にパーライト組織が生成し、伸線加工性が低下し、伸線
途中で断線が生じた。比較例Ｎｏ．６は昇温温度が低す
ぎたため２段変態させたベイナイト組織が生成せず、伸
線加工性が低下し、伸線途中で断線が生じた。比較例Ｎ
ｏ．７は恒温変態時間が十分確保されなかったためマル
テンサイトが発生し、伸線加工性が低下し、伸線途中で
断線が生じた。
にパーライト組織が生成し、伸線加工性が低下し、伸線
途中で断線が生じた。比較例Ｎｏ．６は昇温温度が低す
ぎたため２段変態させたベイナイト組織が生成せず、伸
線加工性が低下し、伸線途中で断線が生じた。比較例Ｎ
ｏ．７は恒温変態時間が十分確保されなかったためマル
テンサイトが発生し、伸線加工性が低下し、伸線途中で
断線が生じた。
【００３９】比較例Ｎｏ．８は過冷却処理時間が長かっ
たため２段変態させたベイナイト組織が生成する割合が
低下し、伸線加工性が低下し、伸線途中で断線が生じ
た。比較例Ｎｏ．９はＣ量が高すぎたため初析セメンタ
イトが発生し、伸線加工性が低下した。比較例Ｎｏ．１
０はＭｎ量が高すぎたため中心偏析に伴うミクロマルテ
ンサイトが発生し伸線加工性が低下した。
たため２段変態させたベイナイト組織が生成する割合が
低下し、伸線加工性が低下し、伸線途中で断線が生じ
た。比較例Ｎｏ．９はＣ量が高すぎたため初析セメンタ
イトが発生し、伸線加工性が低下した。比較例Ｎｏ．１
０はＭｎ量が高すぎたため中心偏析に伴うミクロマルテ
ンサイトが発生し伸線加工性が低下した。
【００４０】
【表３】
【００４１】
【表４】
【００４２】
【発明の効果】以上述べた如く本発明に従った高炭素鋼
線材または鋼線は、従来材にくらべてより一段と高減面
率まで伸線が可能で、耐デラミネーション特性も改善さ
れている。また本発明によれば伸線加工性が優れた高炭
素鋼線材または鋼線の製造が可能になり、２次加工工程
における中間熱処理が省略でき、大幅なコストダウン、
工期短縮、設備費削減が図れる。
線材または鋼線は、従来材にくらべてより一段と高減面
率まで伸線が可能で、耐デラミネーション特性も改善さ
れている。また本発明によれば伸線加工性が優れた高炭
素鋼線材または鋼線の製造が可能になり、２次加工工程
における中間熱処理が省略でき、大幅なコストダウン、
工期短縮、設備費削減が図れる。
【図１】本発明の熱処理パターンを示す図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 西田 世紀 千葉県君津市君津１番地 新日本製鐵株 式会社 君津製鐵所内 (56)参考文献 特開 平６−17190（ＪＰ，Ａ) 特開 昭53−51121（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.6，ＤＢ名) C22C 38/00 - 38/14 C21D 8/06 - 9/52
Claims (10)
- 【請求項１】 重量％で Ｃ：０．７０〜１．２０％、 Ｓｉ：０．１５〜１．００％、 Ｍｎ：０．３０〜０．９０％、 を含有し、さらに Ａｌ：０．００６〜０．１００％、 Ｔｉ：０．０１〜０．３５％ のいずれか１種または２種を含有し、 Ｐ：０．０２％以下、 Ｓ：０．０１％以下 に制限され、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりな
り、２段変態により得られた上部ベイナイト組織が面積
率で８０％以上で、かつＨｖが４５０以下であるミクロ
組織を有することを特徴とする伸線加工性に優れた高炭
素鋼線材または鋼線。 - 【請求項２】 合金成分として、さらにＣｒ：０．１０
〜０．５０％を含有することを特徴とする請求項１記載
の伸線加工性に優れた高炭素鋼線材または鋼線。 - 【請求項３】 重量％で Ｃ：０．７０〜１．２０％、 Ｓｉ：０．１５〜１．００％、 Ｍｎ：０．３０〜０．９０％、 を含有し、さらに Ａｌ：０．００６〜０．１００％、 Ｔｉ：０．０１〜０．３５％ のいずれか１種または２種を含有し、 Ｐ：０．０２％以下、 Ｓ：０．０１％以下 に制限され、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる
鋼片を線材に圧延後、１１００〜７５５℃の温度範囲か
ら６０〜３００℃／ｓｅｃの冷却速度で３５０〜５００
℃の温度範囲に冷却し、この温度範囲に、ベイナイト変
態が開始しない範囲内でまたはベイナイト変態開始後で
かつベイナイト変態終了前の範囲内で、一定時間保定し
た後、昇温し、完全にベイナイト変態が終了するまで保
定することを特徴とする伸線加工性に優れた高炭素鋼線
材の製造方法。 - 【請求項４】 出発鋼片が、合金成分としてさらにＣ
ｒ：０．１０〜０．５０％を含有することを特徴とする
請求項３記載の伸線加工性に優れた高炭素鋼線材の製造
方法。 - 【請求項５】 出発鋼片を線材に圧延後、１１００〜７
５５℃の温度範囲から６０〜３００℃／ｓｅｃの冷却速
度で３５０〜５００℃の温度範囲に冷却し、この温度範
囲に１秒以上、かつベイナイト変態が開始しない範囲内
で下記式（１）で定める時間Ｘ秒以下保定した後、１０
℃以上、６００−Ｔ1 （Ｔ1 ：冷却後の保定温度）℃以
下昇温し、完全にベイナイト変態が終了するまで保定す
ることを特徴とする請求項３または４記載の伸線加工性
に優れた高炭素鋼線材の製造方法。 Ｘ＝ｅｘｐ（１６．０３−０．０３０７×Ｔ1）……（１） Ｔ1 ：冷却後の保定温度 - 【請求項６】 出発鋼片を線材に圧延後、１１００〜７
５５℃の温度範囲から６０〜３００℃／ｓｅｃの冷却速
度で３５０〜５００℃の温度範囲に冷却し、この温度範
囲にベイナイト変態開始後、ベイナイト変態が終了する
以前、すなわち下記式（２）で定める時間Ｙ秒以下保定
した後、１０℃以上、６００−Ｔ1 （Ｔ1 ：冷却後の保
定温度）℃以下昇温し、完全にベイナイト変態が終了す
るまで保定することを特徴とする請求項３または４記載
の伸線加工性に優れた高炭素鋼線材の製造方法。 Ｙ＝ｅｘｐ（１９．８３−０．０３２９×Ｔ1）……（２） Ｔ1 ：冷却後の保定温度 - 【請求項７】 重量％で Ｃ：０．７０〜１．２０％、 Ｓｉ：０．１５〜１．００％、 Ｍｎ：０．３０〜０．９０％、 を含有し、さらに Ａｌ：０．００６〜０．１００％、 Ｔｉ：０．０１〜０．３５％ のいずれか１種または２種を含有し、 Ｐ：０．０２％以下、 Ｓ：０．０１％以下 に制限され、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる
鋼線を１１００〜７５５℃の加熱温度範囲から６０〜３
００℃／ｓｅｃの冷却速度で３５０〜５００℃の温度範
囲に冷却し、この温度範囲に、ベイナイト変態が開始し
ない範囲内でまたはベイナイト変態開始後でかつベイナ
イト変態終了前の範囲内で、一定時間保定した後、昇温
し、完全にベイナイト変態が終了するまで保定すること
を特徴とする伸線加工性に優れた高炭素鋼鋼線の製造方
法。 - 【請求項８】 出発鋼線が、合金成分としてさらにＣ
ｒ：０．１０〜０．５０％を含有することを特徴とする
請求項７記載の伸線加工性に優れた高炭素鋼線材の製造
方法。 - 【請求項９】 出発鋼線を１１００〜７５５℃の加熱温
度範囲から６０〜３００℃／ｓｅｃの冷却速度で３５０
〜５００℃の温度範囲に冷却し、この温度範囲に１秒以
上、かつベイナイト変態が開始しない範囲内で下記式
（１）で定める時間Ｘ秒以下保定した後、１０℃以上、
６００−Ｔ1 （Ｔ1 ：冷却後の保定温度）℃以下昇温
し、完全にベイナイト変態が終了するまで保定すること
を特徴とする請求項７または８記載の伸線加工性に優れ
た高炭素鋼鋼線の製造方法。 Ｘ＝ｅｘｐ（１６．０３−０．０３０７×Ｔ1）……（１） Ｔ1 ：冷却後の保定温度 - 【請求項１０】 出発鋼線を１１００〜７５５℃の加熱
温度範囲から６０〜３００℃／ｓｅｃの冷却速度で３５
０〜５００℃の温度範囲に冷却し、この温度範囲にベイ
ナイト変態開始後、ベイナイト変態が終了する以前、す
なわち下記式（２）で定める時間Ｙ秒以下保定した後、
１０℃以上、６００−Ｔ1 （Ｔ1 ：冷却後の保定温度）
℃以下昇温し、完全にベイナイト変態が終了するまで保
定することを特徴とする請求項７または８記載の伸線加
工性に優れた高炭素鋼鋼線の製造方法。 Ｙ＝ｅｘｐ（１９．８３−０．０３２９×Ｔ1）……（２） Ｔ1 ：冷却後の保定温度
Priority Applications (5)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5122984A JP2984888B2 (ja) | 1992-06-23 | 1993-05-25 | 伸線加工性に優れた高炭素鋼線材または鋼線およびその製造方法 |
| US08/545,675 US5658402A (en) | 1993-05-25 | 1994-04-06 | High-carbon steel wire rod and wire excellent in drawability and methods of producing the same |
| PCT/JP1994/000576 WO1994028189A1 (fr) | 1993-05-25 | 1994-04-06 | Fil d'acier ou barre en acier riche en carbone presentant une excellente usinabilite dans le trefilage, et leur procede de production |
| DE69423619T DE69423619T2 (de) | 1993-05-25 | 1994-04-06 | Hochkohlenstoffhaltiger stabstahl oder stahldraht mit hervorragenden zieheigenschaften und herstellungsverfahren |
| EP94912062A EP0708183B1 (en) | 1993-05-25 | 1994-04-06 | High-carbon steel rod wire or steel wire excellent in workability in wire drawing and process for producing the same |
Applications Claiming Priority (5)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16497492 | 1992-06-23 | ||
| JP4-164974 | 1992-07-08 | ||
| JP4-181370 | 1992-07-08 | ||
| JP18137092 | 1992-07-08 | ||
| JP5122984A JP2984888B2 (ja) | 1992-06-23 | 1993-05-25 | 伸線加工性に優れた高炭素鋼線材または鋼線およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0673501A JPH0673501A (ja) | 1994-03-15 |
| JP2984888B2 true JP2984888B2 (ja) | 1999-11-29 |
Family
ID=27314593
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP5122984A Expired - Lifetime JP2984888B2 (ja) | 1992-06-23 | 1993-05-25 | 伸線加工性に優れた高炭素鋼線材または鋼線およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2984888B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP3115478A4 (en) * | 2014-03-06 | 2017-09-06 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | High-carbon steel wire having superior wire drawing properties and method for producing same |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN113458155A (zh) * | 2021-06-03 | 2021-10-01 | 包头钢铁（集团）有限责任公司 | 一种降低焊丝钢盘条强度的生产方法 |
| CN114472511A (zh) * | 2022-03-07 | 2022-05-13 | 包头钢铁（集团）有限责任公司 | 一种气保焊丝钢盘条在线软化、改善混晶的生产方法 |
-
1993
- 1993-05-25 JP JP5122984A patent/JP2984888B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP3115478A4 (en) * | 2014-03-06 | 2017-09-06 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | High-carbon steel wire having superior wire drawing properties and method for producing same |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0673501A (ja) | 1994-03-15 |
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