JP3153618B2 - 過共析鋼線材の製造方法 - Google Patents
過共析鋼線材の製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、スティールコード、ビ
ードワイヤなど細径高強度鋼線の製造に供される過共析
鋼線材の製造方法に関する。
ードワイヤなど細径高強度鋼線の製造に供される過共析
鋼線材の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】高炭素鋼線の強度を上げる方策として、
Ｃ含有率を上げることは、安価で高い効果が得られるた
め工業的には最も望ましい方法である。しかし、過共析
領域、すなわち、通常Ｃが０.９％を越える領域では、
熱間圧延後の線材には旧オーステナイト粒界に沿って脆
い初析セメンタイトがネットワーク状に生成する。この
ため、圧延後の線材をそのまま伸線加工した場合、初析
セメンタイトに沿って粒界割れが発生するため断線が頻
発する。
Ｃ含有率を上げることは、安価で高い効果が得られるた
め工業的には最も望ましい方法である。しかし、過共析
領域、すなわち、通常Ｃが０.９％を越える領域では、
熱間圧延後の線材には旧オーステナイト粒界に沿って脆
い初析セメンタイトがネットワーク状に生成する。この
ため、圧延後の線材をそのまま伸線加工した場合、初析
セメンタイトに沿って粒界割れが発生するため断線が頻
発する。
【０００３】従来、過共析鋼の伸線加工性を向上させる
熱処理方法が開発されている。たとえば、特公昭５６−
８８９３号公報には、熱処理により組織を粒状セメンタ
イトが分散したパーライト組織に変える方法が開示され
ている。これは、過共析鋼線をオーステナイト化し、油
焼き入れ処理してマルテンサイト組織とした後、７７０
〜９３０℃の温度域に急速加熱して粒状セメンタイトを
析出せしめ、目標加熱温度に到達後直ちに５３５〜６６
０℃の温度でパテンティング処理する方法である。この
方法は、伸線加工限界を高める方法としてはすぐれてい
るが、熱処理工程が複雑となるため線材圧延後の直接熱
処理に適用することは困難である。
熱処理方法が開発されている。たとえば、特公昭５６−
８８９３号公報には、熱処理により組織を粒状セメンタ
イトが分散したパーライト組織に変える方法が開示され
ている。これは、過共析鋼線をオーステナイト化し、油
焼き入れ処理してマルテンサイト組織とした後、７７０
〜９３０℃の温度域に急速加熱して粒状セメンタイトを
析出せしめ、目標加熱温度に到達後直ちに５３５〜６６
０℃の温度でパテンティング処理する方法である。この
方法は、伸線加工限界を高める方法としてはすぐれてい
るが、熱処理工程が複雑となるため線材圧延後の直接熱
処理に適用することは困難である。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】このように、従来技術
では、熱間圧延後の過共析鋼線材をそのまま伸線加工に
供することは不可能であった。本発明の目的は、過共析
鋼線材の中でも特にＣ含有率が高い、すなわち１.１０
％以上のＣを含有する過共析鋼線材の粒界初析セメンタ
イトの生成を完全に阻止し、熱間圧延ままの状態の過共
析鋼線材に高減面率の伸線加工を付与することを可能な
らしめることにある。
では、熱間圧延後の過共析鋼線材をそのまま伸線加工に
供することは不可能であった。本発明の目的は、過共析
鋼線材の中でも特にＣ含有率が高い、すなわち１.１０
％以上のＣを含有する過共析鋼線材の粒界初析セメンタ
イトの生成を完全に阻止し、熱間圧延ままの状態の過共
析鋼線材に高減面率の伸線加工を付与することを可能な
らしめることにある。
【０００５】
【課題を解決するための手段および作用】すなわち、本
発明は、 １）重量比で Ｃ：１.１０〜１.３０％， Ｓｉ：０.１５〜０.５０％， Ｍｎ：０.３０〜０.６０％， 残余をＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を線材圧延
後、９００未満〜７５０℃で巻取り、その後ただちに５
００〜６５０℃に保持された溶融塩浴中に浸漬し、該溶
融塩中で変態を完了させることにより初析セメンタイト
を含まない微細パーライト組織とすることを特徴とする
過共析鋼線材の製造方法。
発明は、 １）重量比で Ｃ：１.１０〜１.３０％， Ｓｉ：０.１５〜０.５０％， Ｍｎ：０.３０〜０.６０％， 残余をＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を線材圧延
後、９００未満〜７５０℃で巻取り、その後ただちに５
００〜６５０℃に保持された溶融塩浴中に浸漬し、該溶
融塩中で変態を完了させることにより初析セメンタイト
を含まない微細パーライト組織とすることを特徴とする
過共析鋼線材の製造方法。
【０００６】２）重量比で Ｃ：１.１０〜１.３０％， Ｓｉ：０.１５〜０.５０％， Ｍｎ：０.３０〜０.６０％， Ｃｒ：０.１０〜０.５０％， 残余をＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を線材圧延
後、９００未満〜７５０℃で巻取り、その後ただちに５
００〜６５０℃に保持された溶融塩浴中に浸漬し、該溶
融塩中で変態を完了させることにより初析セメンタイト
を含まない微細パーライト組織とすることを特徴とする
過共析鋼線材の製造方法。以上である。
後、９００未満〜７５０℃で巻取り、その後ただちに５
００〜６５０℃に保持された溶融塩浴中に浸漬し、該溶
融塩中で変態を完了させることにより初析セメンタイト
を含まない微細パーライト組織とすることを特徴とする
過共析鋼線材の製造方法。以上である。
【０００７】以下に、本発明を詳細に説明する。本発明
者らは、過共析鋼線材のパテンティング時に初析セメン
タイトが生成するのを防止すべく、多くの実験を行っ
た。その結果、以下に示すように、線材圧延後所定の温
度範囲で巻取り、巻取り後の線材を５００〜６５０℃に
保持された溶融塩中に焼き入れ、該溶融塩中で恒温変態
を完了させることにより初析セメンタイトの生成を阻止
し、伸線加工性の良好な微細パーライト組織を有する線
材を製造できるという新たな知見を得た。
者らは、過共析鋼線材のパテンティング時に初析セメン
タイトが生成するのを防止すべく、多くの実験を行っ
た。その結果、以下に示すように、線材圧延後所定の温
度範囲で巻取り、巻取り後の線材を５００〜６５０℃に
保持された溶融塩中に焼き入れ、該溶融塩中で恒温変態
を完了させることにより初析セメンタイトの生成を阻止
し、伸線加工性の良好な微細パーライト組織を有する線
材を製造できるという新たな知見を得た。
【０００８】初析セメンタイトの生成を阻止するために
は、オーステナイト域からの冷却速度を十分高くとる必
要がある。通常の直接パテンティングのように、線材圧
延後の線材を空冷するだけではＣ含有量が１.１％以上
の過共析鋼における初析セメンタイトの生成を阻止する
ことは不可能である。そこで、本発明者らは、線材圧延
後の線材を所定の温度で巻取り、巻取温度から赤熱線材
を溶融塩浴中に浸漬する方法により初析セメンタイトの
生成を防止できることを見いだした。
は、オーステナイト域からの冷却速度を十分高くとる必
要がある。通常の直接パテンティングのように、線材圧
延後の線材を空冷するだけではＣ含有量が１.１％以上
の過共析鋼における初析セメンタイトの生成を阻止する
ことは不可能である。そこで、本発明者らは、線材圧延
後の線材を所定の温度で巻取り、巻取温度から赤熱線材
を溶融塩浴中に浸漬する方法により初析セメンタイトの
生成を防止できることを見いだした。
【０００９】溶融塩温度が５００℃未満では、冷却速度
は大きくとれるが、線材表層にベイナイトが大量に生成
するうえ、中心偏析部にマルテンサイトが発生し、伸線
加工限界が低下する。一方、６５０℃を越えると、パー
ライトを構成するセメンタイトが厚くなり、このため、
伸線加工性が低下する。したがって、溶融塩温度は５０
０〜６５０℃とする。
は大きくとれるが、線材表層にベイナイトが大量に生成
するうえ、中心偏析部にマルテンサイトが発生し、伸線
加工限界が低下する。一方、６５０℃を越えると、パー
ライトを構成するセメンタイトが厚くなり、このため、
伸線加工性が低下する。したがって、溶融塩温度は５０
０〜６５０℃とする。
【００１０】線材圧延後の巻取温度に関しては、巻取温
度が９００℃以上の場合、巻取り後の冷却中にオーステ
ナイト粒界に初析セメンタイトが生成するため伸線加工
性が低下する。一方、巻取温度が７５０℃未満の場合、
パーライトの層状構造の発達が不十分となるため伸線加
工限界が低下する。以上の理由により巻取温度は９５０
〜７５０℃とする必要がある。
度が９００℃以上の場合、巻取り後の冷却中にオーステ
ナイト粒界に初析セメンタイトが生成するため伸線加工
性が低下する。一方、巻取温度が７５０℃未満の場合、
パーライトの層状構造の発達が不十分となるため伸線加
工限界が低下する。以上の理由により巻取温度は９５０
〜７５０℃とする必要がある。
【００１１】次に、本発明の成分限定理由について説明
する。Ｃは強度を上げるための有効かつ経済的な元素で
あり、本発明の最も重要な元素の一つである。Ｃ含有率
を上げるに伴い、パテンティング後の強度ならびに伸線
時の加工硬化量が増大する。したがって、伸線加工によ
り高強度鋼線を得るためには、Ｃ含有量は高い方が有利
であり、本発明では、１.１０％以上とする。一方Ｃ含
有率が１.３０％を超した場合、初析セメンタイトの発
生を防止することが不可能となるためＣ含有率の上限は
１.３０％とする。
する。Ｃは強度を上げるための有効かつ経済的な元素で
あり、本発明の最も重要な元素の一つである。Ｃ含有率
を上げるに伴い、パテンティング後の強度ならびに伸線
時の加工硬化量が増大する。したがって、伸線加工によ
り高強度鋼線を得るためには、Ｃ含有量は高い方が有利
であり、本発明では、１.１０％以上とする。一方Ｃ含
有率が１.３０％を超した場合、初析セメンタイトの発
生を防止することが不可能となるためＣ含有率の上限は
１.３０％とする。
【００１２】Ｓｉは脱酸剤として０.１５％以上添加す
る。一方、Ｓｉは合金元素として、フェライトに固溶し
て顕著な固溶強化作用を示す。また、フェライト中のＳ
ｉは伸線後の溶融亜鉛めっきやブルーイング時の強度低
下を低減させる効果を有するため、高強度鋼線の製造に
は不可欠な元素である。しかし、Ｓｉはベイナイトの生
成を助長し、伸線加工性を低下させるため０.５％を上
限とする。
る。一方、Ｓｉは合金元素として、フェライトに固溶し
て顕著な固溶強化作用を示す。また、フェライト中のＳ
ｉは伸線後の溶融亜鉛めっきやブルーイング時の強度低
下を低減させる効果を有するため、高強度鋼線の製造に
は不可欠な元素である。しかし、Ｓｉはベイナイトの生
成を助長し、伸線加工性を低下させるため０.５％を上
限とする。
【００１３】Ｍｎも脱酸剤として０.３％以上添加す
る。また、Ｍｎは焼入れ性向上効果が大きいため、線径
が大きい場合には、Ｍｎ含有率を上げることにより断面
内の均一性を高めることが可能であり、伸線後の鋼線の
延性向上に有効である。しかし、０.６０％を超える
と、連続冷却中に中心偏析部にマルテンサイトが生成
し、伸線加工性が劣化するため、０.６０％を上限とす
る。
る。また、Ｍｎは焼入れ性向上効果が大きいため、線径
が大きい場合には、Ｍｎ含有率を上げることにより断面
内の均一性を高めることが可能であり、伸線後の鋼線の
延性向上に有効である。しかし、０.６０％を超える
と、連続冷却中に中心偏析部にマルテンサイトが生成
し、伸線加工性が劣化するため、０.６０％を上限とす
る。
【００１４】Ｃｒはパーライトのラメラー間隔を低減
し、鋼線の強度と伸線加工性を向上させるため、必要に
応じて０.１０％以上添加する。０.１０％未満ではその
効果が十分でなく、一方、０.５０％を超えると変態に
要する時間が長くなり、連続冷却中にマルテンサイトが
生成し伸線性が著しく低下するため、０.５０％を上限
とする。
し、鋼線の強度と伸線加工性を向上させるため、必要に
応じて０.１０％以上添加する。０.１０％未満ではその
効果が十分でなく、一方、０.５０％を超えると変態に
要する時間が長くなり、連続冷却中にマルテンサイトが
生成し伸線性が著しく低下するため、０.５０％を上限
とする。
【００１５】
【実施例】以下、引張強さ１４０ｋｇｆ／ｍｍ2以上、
伸線加工限界９０％以上を有する高強度鋼線材の製造結
果について説明する。表１に示す化学成分の直径５.５
ｍｍの線材を熱間圧延後溶融塩冷却し、そのまま伸線限
界まで伸線した。
伸線加工限界９０％以上を有する高強度鋼線材の製造結
果について説明する。表１に示す化学成分の直径５.５
ｍｍの線材を熱間圧延後溶融塩冷却し、そのまま伸線限
界まで伸線した。
【００１６】Ａ鋼はＣ量が１．１０％未満であるため目
標強度に未達である。一方、Ｊ鋼は高いＣ量に見合った
冷却速度が得られなかったため初析セメンタイトが生成
し、このため伸線性が大幅に劣化した。Ｂ−４鋼は溶融
塩温度が５００℃未満の場合であり、絞りは高いがベイ
ナイトが混入したため伸線限界が低い。一方、Ｈ−４鋼
は溶融塩温度が６５０℃を超えたため粗いパーライトと
なり伸線加工限界は８０％以下にとどまった。Ｂ−２お
よびＨ−２鋼は巻取温度が９００℃以上のため初析セメ
ンタイトが生成し、このため絞りおよび伸線限界が著し
く低下した。
標強度に未達である。一方、Ｊ鋼は高いＣ量に見合った
冷却速度が得られなかったため初析セメンタイトが生成
し、このため伸線性が大幅に劣化した。Ｂ−４鋼は溶融
塩温度が５００℃未満の場合であり、絞りは高いがベイ
ナイトが混入したため伸線限界が低い。一方、Ｈ−４鋼
は溶融塩温度が６５０℃を超えたため粗いパーライトと
なり伸線加工限界は８０％以下にとどまった。Ｂ−２お
よびＨ−２鋼は巻取温度が９００℃以上のため初析セメ
ンタイトが生成し、このため絞りおよび伸線限界が著し
く低下した。
【００１７】Ｂ−３およびＨ−３鋼は巻取温度が７５０
℃未満であったため、絞りが比較的高いにもかかわらず
伸線加工性は低い。Ｍｎ量が、０.６％を超えているＣ
鋼およびＣｒ量が０.５０％を超えているＦ鋼は、中心
偏析部にマルテンサイトが生成したため絞りおよび伸線
限界ともに低下した。また、Ｇ鋼はＳｉ量が０.５％を
超えているため絞りが高いにもかかわらず伸線加工限界
は目標値に達していない。Ｂ−５およびＨ−５鋼は従来
法、すなわち線材圧延後衝風冷却する方法で製造された
もので、初析セメンタイトが生成したため１ダイスめに
断線が発生し、以後の伸線は不可能であった。
℃未満であったため、絞りが比較的高いにもかかわらず
伸線加工性は低い。Ｍｎ量が、０.６％を超えているＣ
鋼およびＣｒ量が０.５０％を超えているＦ鋼は、中心
偏析部にマルテンサイトが生成したため絞りおよび伸線
限界ともに低下した。また、Ｇ鋼はＳｉ量が０.５％を
超えているため絞りが高いにもかかわらず伸線加工限界
は目標値に達していない。Ｂ−５およびＨ−５鋼は従来
法、すなわち線材圧延後衝風冷却する方法で製造された
もので、初析セメンタイトが生成したため１ダイスめに
断線が発生し、以後の伸線は不可能であった。
【００１８】これに対して、本発明法で製造された線材
は、いずれも目標とする強度および伸線加工性を十分満
足している。
は、いずれも目標とする強度および伸線加工性を十分満
足している。
【００１９】
【発明の効果】以上説明したように、本発明法によれ
ば、従来法より強度が高く、かつ、伸線加工性に優れた
過共析鋼線材を製造することが可能となる。
ば、従来法より強度が高く、かつ、伸線加工性に優れた
過共析鋼線材を製造することが可能となる。
【００２０】
【表１】５．５ｍｍ線材の化学成分、製造条件、伸線加
工性
工性
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 平３−271329（ＪＰ，Ａ) 特開 昭62−142725（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C21D 8/06,9/52 C22C 38/00,38/04
Claims (2)
- 【請求項１】重量比で Ｃ ：１.１０〜１.３０％， Ｓｉ：０.１５〜０.５０％， Ｍｎ：０.３０〜０.６０％， 残余をＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を線材圧延
後、９００未満〜７５０℃で巻取り、その後ただちに５
００〜６５０℃に保持された溶融塩浴中に浸漬し、該溶
融塩中で変態を完了させることにより初析セメンタイト
を含まない微細パーライト組織とすることを特徴とする
過共析鋼線材の製造方法。 - 【請求項２】重量比で Ｃ ：１.１０〜１.３０％， Ｓｉ：０.１５〜０.５０％， Ｍｎ：０.３０〜０.６０％， Ｃｒ：０.１０〜０.５０％ 残余をＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を線材圧延
後、９００未満〜７５０℃で巻取り、その後ただちに５
００〜６５０℃に保持された溶融塩浴中に浸漬し、該溶
融塩中で変態を完了させることにより初析セメンタイト
を含まない微細パーライト組織とすることを特徴とする
過共析鋼線材の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10005892A JP3153618B2 (ja) | 1992-04-21 | 1992-04-21 | 過共析鋼線材の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10005892A JP3153618B2 (ja) | 1992-04-21 | 1992-04-21 | 過共析鋼線材の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05295448A JPH05295448A (ja) | 1993-11-09 |
| JP3153618B2 true JP3153618B2 (ja) | 2001-04-09 |
Family
ID=14263883
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10005892A Expired - Fee Related JP3153618B2 (ja) | 1992-04-21 | 1992-04-21 | 過共析鋼線材の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3153618B2 (ja) |
Families Citing this family (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| USRE42360E1 (en) | 1994-11-15 | 2011-05-17 | Nippon Steel Corporation | Pearlitic steel rail having excellent wear resistance and method of producing the same |
| JP4970562B2 (ja) * | 2009-04-21 | 2012-07-11 | 新日本製鐵株式会社 | 延性に優れた高強度鋼線用線材及び鋼線の製造方法 |
| US8470099B2 (en) | 2009-04-21 | 2013-06-25 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Wire rod, steel wire, and manufacturing method thereof |
| CN102292460B (zh) * | 2010-01-25 | 2014-03-26 | 新日铁住金株式会社 | 线材、钢丝及线材的制造方法 |
| EP2532764B1 (en) * | 2010-02-01 | 2019-04-24 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Wire material, steel wire, and processes for production of those products |
| KR101728272B1 (ko) * | 2013-06-24 | 2017-04-18 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 고탄소강 선재 및 그 제조 방법 |
| WO2016021556A1 (ja) * | 2014-08-08 | 2016-02-11 | 新日鐵住金株式会社 | 伸線加工性に優れた高炭素鋼線材 |
| CN110205473A (zh) * | 2019-04-28 | 2019-09-06 | 江苏省沙钢钢铁研究院有限公司 | 一种提高超高强度缆索用盘条组织均匀性的热处理方法 |
| CN113512630B (zh) * | 2021-06-29 | 2023-03-14 | 张家港荣盛特钢有限公司 | 过共析钢盘条的网状渗碳体消除方法、以及盘条 |
-
1992
- 1992-04-21 JP JP10005892A patent/JP3153618B2/ja not_active Expired - Fee Related
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|---|---|
| JPH05295448A (ja) | 1993-11-09 |
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| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
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