JP3435112B2 - 耐縦割れ性に優れた高炭素鋼線、高炭素鋼線用鋼材およびその製造方法 - Google Patents
耐縦割れ性に優れた高炭素鋼線、高炭素鋼線用鋼材およびその製造方法Info
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Description
【０００１】
【発明が属する技術分野】本発明は、冷間加工を受けた
まま製品とされる炭素鋼線であって、スチールコードワ
イヤー、ワイヤロープ等のの鋼線に使用される鋼線、そ
の素材となる鋼材、その製造方法に関する。
まま製品とされる炭素鋼線であって、スチールコードワ
イヤー、ワイヤロープ等のの鋼線に使用される鋼線、そ
の素材となる鋼材、その製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】自動車用スチールタイヤ等の補強材とし
て使用されるスチールコードワイヤやビードワイヤ等の
鋼線は、通常、３１０kgf ／mm2 以上の強度を有する直
径０．２mm程度の高炭素鋼線を撚ったストランドで構成
されている。
て使用されるスチールコードワイヤやビードワイヤ等の
鋼線は、通常、３１０kgf ／mm2 以上の強度を有する直
径０．２mm程度の高炭素鋼線を撚ったストランドで構成
されている。
【０００３】前記鋼線は、共析鋼あるいは過共析鋼から
なる高炭素鋼の熱延線材を伸線して小径化し、パテンテ
ィング処理を施し、酸洗後、ゴムとの密着力を確保する
ためにブラスめっきを施し、最終伸線されて０．２mm程
度の細線に加工されたものである。前記パテンティング
処理は、５００〜５５０℃付近でオーステナイトを均一
で微細なパーライト組織に変態させることによって、鋼
を強靱化する処理である。
なる高炭素鋼の熱延線材を伸線して小径化し、パテンテ
ィング処理を施し、酸洗後、ゴムとの密着力を確保する
ためにブラスめっきを施し、最終伸線されて０．２mm程
度の細線に加工されたものである。前記パテンティング
処理は、５００〜５５０℃付近でオーステナイトを均一
で微細なパーライト組織に変態させることによって、鋼
を強靱化する処理である。
【０００４】近年、自動車用タイヤに耐久性の向上が求
められており、前記鋼線にもより一層の高強度化が要求
されている。高強度化にはＣ量の増加が有効であるが、
単にＣを増加しただけでは捻回すると縦割れが発生する
ようになる。縦割れの防止には、Ｃｒの添加が有効であ
り、例えば特開平２−１９４１４７号公報には、化学成
分としてＣｒを０．１０〜０．３０％添加する技術が提
案されている。また、特開平６−０４９５９２号公報に
は、Ｃｒ添加と前提としてＣｒ−Ｂ量を規定することに
よりパーライト中のセメンタイトの成長を促進して延
性、疲労特性を向上させる技術が提案されている。
められており、前記鋼線にもより一層の高強度化が要求
されている。高強度化にはＣ量の増加が有効であるが、
単にＣを増加しただけでは捻回すると縦割れが発生する
ようになる。縦割れの防止には、Ｃｒの添加が有効であ
り、例えば特開平２−１９４１４７号公報には、化学成
分としてＣｒを０．１０〜０．３０％添加する技術が提
案されている。また、特開平６−０４９５９２号公報に
は、Ｃｒ添加と前提としてＣｒ−Ｂ量を規定することに
よりパーライト中のセメンタイトの成長を促進して延
性、疲労特性を向上させる技術が提案されている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、前者の
Ｃｒ添加技術によっても、引張強さは３６０kgf ／mm2
程度であり、捻回値も２５回程度に止まっている。ま
た、Ｃｒの精製に要するエネルギーや鉄鋼材料のリサイ
クル性等を考慮すると、Ｃｒを添加しないことが望まし
い。また、後者の技術においても、Ｃｒ添加を必須とす
るうえ、伸線限界加工度が真ひずみで従来レベルの３．
６に止まっており、強度が４０００MPa を超える超高強
度鋼細線は得られていない。
Ｃｒ添加技術によっても、引張強さは３６０kgf ／mm2
程度であり、捻回値も２５回程度に止まっている。ま
た、Ｃｒの精製に要するエネルギーや鉄鋼材料のリサイ
クル性等を考慮すると、Ｃｒを添加しないことが望まし
い。また、後者の技術においても、Ｃｒ添加を必須とす
るうえ、伸線限界加工度が真ひずみで従来レベルの３．
６に止まっており、強度が４０００MPa を超える超高強
度鋼細線は得られていない。
【０００６】本発明はかかる問題に鑑みなされたもの
で、Ｃｒを添加しない場合においても、従来レベルを越
える強度、耐縦割れ性を備えた高炭素鋼線、その鋼線用
鋼材およびその製造方法を提供することを目的とするも
のであり、この目的は以下の発明により達成される。
で、Ｃｒを添加しない場合においても、従来レベルを越
える強度、耐縦割れ性を備えた高炭素鋼線、その鋼線用
鋼材およびその製造方法を提供することを目的とするも
のであり、この目的は以下の発明により達成される。
【０００７】本発明の高炭素鋼線は、請求項１に記載し
たように、パテンティング処理後に伸線された鋼線であ
って、化学成分が重量％で、 Ｃ ：０．６５〜１．２％、 Ｓｉ：０．１〜２．０％、 Ｍｎ：０．２〜２．０％ およびＦｅを本質的成分とし、主相がパーライトであ
り、表面から５０μm の深さまでの表層部におけるフェ
ライト面積率が０．４０％以下とされたものである。
たように、パテンティング処理後に伸線された鋼線であ
って、化学成分が重量％で、 Ｃ ：０．６５〜１．２％、 Ｓｉ：０．１〜２．０％、 Ｍｎ：０．２〜２．０％ およびＦｅを本質的成分とし、主相がパーライトであ
り、表面から５０μm の深さまでの表層部におけるフェ
ライト面積率が０．４０％以下とされたものである。
【０００８】
【０００９】
【００１０】
【００１１】また、本発明の他の高炭素鋼線は、パテン
ティング処理後に伸線された鋼線であって、化学成分が
重量％で、 Ｃ ：０．６５〜１．２％、 Ｓｉ：０．１〜２．０％、 Ｍｎ：０．２〜２．０％ Ｂ ：０．０００３〜０．００５０％かつ固溶Ｂ：０．
０００３％以上、 Ｎ ：０．００５０％以下 およびＦｅを本質的成分とし、Ｔｉ：０〜０．００５％
に制限し、主相がパーライトであり、表面から５０μm
の深さまでの表層部におけるフェライト面積率が０．４
０％以下とされたものである。
ティング処理後に伸線された鋼線であって、化学成分が
重量％で、 Ｃ ：０．６５〜１．２％、 Ｓｉ：０．１〜２．０％、 Ｍｎ：０．２〜２．０％ Ｂ ：０．０００３〜０．００５０％かつ固溶Ｂ：０．
０００３％以上、 Ｎ ：０．００５０％以下 およびＦｅを本質的成分とし、Ｔｉ：０〜０．００５％
に制限し、主相がパーライトであり、表面から５０μm
の深さまでの表層部におけるフェライト面積率が０．４
０％以下とされたものである。
【００１２】また、本発明の高炭素鋼線用鋼材は、前記
本発明の他の高炭素鋼線の化学成分を有するものであ
る。この鋼材を線材に縮径加工（パテンティング処理後
の加工を含む。）し、パテンティング処理することによ
って、前記本発明の他の高炭素鋼線を得ることができ
る。
本発明の他の高炭素鋼線の化学成分を有するものであ
る。この鋼材を線材に縮径加工（パテンティング処理後
の加工を含む。）し、パテンティング処理することによ
って、前記本発明の他の高炭素鋼線を得ることができ
る。
【００１３】また、本発明の高炭素鋼線用鋼材の製造方
法は、化学成分が重量％で、 Ｃ ：０．６５〜１．２％、 Ｓｉ：０．１〜２．０％、 Ｍｎ：０．２〜２．０％ Ｂ ：０．０００３〜０．００５０％、 Ｎ ：０．００５０％以下 およびＦｅを本質的成分とし、Ｔｉ：０〜０．００５％
に制限した鋼を溶製して鋳造し、鋳造開始から凝固完了
までの冷却速度を５℃／sec 以上で冷却した後、鋳造に
よって得られた鋼片を９００〜１３００℃に加熱した
後、熱間圧延し、仕上温度を９００〜１１００℃として
熱間圧延を終了し、その後８５０℃までを３０sec 以内
に冷却するものである。この製造方法によって前記高炭
素鋼線用鋼材を製造することができる。
法は、化学成分が重量％で、 Ｃ ：０．６５〜１．２％、 Ｓｉ：０．１〜２．０％、 Ｍｎ：０．２〜２．０％ Ｂ ：０．０００３〜０．００５０％、 Ｎ ：０．００５０％以下 およびＦｅを本質的成分とし、Ｔｉ：０〜０．００５％
に制限した鋼を溶製して鋳造し、鋳造開始から凝固完了
までの冷却速度を５℃／sec 以上で冷却した後、鋳造に
よって得られた鋼片を９００〜１３００℃に加熱した
後、熱間圧延し、仕上温度を９００〜１１００℃として
熱間圧延を終了し、その後８５０℃までを３０sec 以内
に冷却するものである。この製造方法によって前記高炭
素鋼線用鋼材を製造することができる。
【００１４】
【発明の実施の形態】本発明者は、高炭素鋼線の高強度
化に伴う縦割れの原因について鋭意研究したところ、過
共析組成領域内のＣ量を含有していても、縦割れした鋼
線の表層部には初析フェライトが認められ、これが縦割
れの起点になるものと推測された。図１(A) に示すよう
に、平均濃度０．９０wt％Ｃ（Ｂ無添加鋼）の高炭素鋼
線（後述の実施例の試料No. ２０、外径０．２mmφ）の
表層部Ｓ、中心部Ｃのフェライト（α）面積率を調べた
結果、表面から５０μm 深さまでの表層部Ｓにおけるフ
ェライト量は中心部Ｃのフェライト量に比して著しく増
大していることが分かる。このフェライトの生成原因を
追求したところ、鋼線の表層部はＣ濃度が著しく低下し
ていることが分かった。表層部のＣ濃度の低下は、伸線
や熱処理の過程での脱炭によるものと推測された。これ
らの知見から、表層部における低炭素化を防止し、表層
部における縦割れの起点となる初析フェライトの生成を
抑制することで、Ｃｒを添加することなく高強度化、耐
縦割れ性の向上を図ることができるとの着想を得て、本
発明は完成されたものである。以下、本発明を実施形態
に基づいて説明する。
化に伴う縦割れの原因について鋭意研究したところ、過
共析組成領域内のＣ量を含有していても、縦割れした鋼
線の表層部には初析フェライトが認められ、これが縦割
れの起点になるものと推測された。図１(A) に示すよう
に、平均濃度０．９０wt％Ｃ（Ｂ無添加鋼）の高炭素鋼
線（後述の実施例の試料No. ２０、外径０．２mmφ）の
表層部Ｓ、中心部Ｃのフェライト（α）面積率を調べた
結果、表面から５０μm 深さまでの表層部Ｓにおけるフ
ェライト量は中心部Ｃのフェライト量に比して著しく増
大していることが分かる。このフェライトの生成原因を
追求したところ、鋼線の表層部はＣ濃度が著しく低下し
ていることが分かった。表層部のＣ濃度の低下は、伸線
や熱処理の過程での脱炭によるものと推測された。これ
らの知見から、表層部における低炭素化を防止し、表層
部における縦割れの起点となる初析フェライトの生成を
抑制することで、Ｃｒを添加することなく高強度化、耐
縦割れ性の向上を図ることができるとの着想を得て、本
発明は完成されたものである。以下、本発明を実施形態
に基づいて説明する。
【００１５】第１実施形態にかかる高炭素鋼線は、化学
成分が重量％で、Ｃ ：０．６５〜１．２％、Ｓｉ：
０．１〜２．０％、Ｍｎ：０．２〜２．０％およびＦｅ
を本質的成分とし、主相がパーライトであり、表面から
５０μm の深さまでの表層部におけるフェライト面積率
が０．４０％以下とされたものである。
成分が重量％で、Ｃ ：０．６５〜１．２％、Ｓｉ：
０．１〜２．０％、Ｍｎ：０．２〜２．０％およびＦｅ
を本質的成分とし、主相がパーライトであり、表面から
５０μm の深さまでの表層部におけるフェライト面積率
が０．４０％以下とされたものである。
【００１６】まず、この高炭素鋼線の成分限定理由（単
位はwt％）について説明する。 Ｃ：０．６５〜１．２％ Ｃは強度の上昇に有効で、かつ経済的な元素であり、Ｃ
量の増加に伴って伸線時の加工硬化量、伸線後の強度が
増大する。更に、Ｃ量が少ないとフェライト量を低減さ
せることが困難となる。従って、本発明ではその下限を
０．６５％、好ましくは０．７％、より好ましくは０．
８％とする。一方、Ｃ量が過多にな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
おける極細線材の靱性・延性を著しく劣化させるため、
Ｃ量の上限を１．２％、好ましくは１．１％とする。
位はwt％）について説明する。 Ｃ：０．６５〜１．２％ Ｃは強度の上昇に有効で、かつ経済的な元素であり、Ｃ
量の増加に伴って伸線時の加工硬化量、伸線後の強度が
増大する。更に、Ｃ量が少ないとフェライト量を低減さ
せることが困難となる。従って、本発明ではその下限を
０．６５％、好ましくは０．７％、より好ましくは０．
８％とする。一方、Ｃ量が過多にな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
おける極細線材の靱性・延性を著しく劣化させるため、
Ｃ量の上限を１．２％、好ましくは１．１％とする。
【００１７】Ｓｉ：０．１〜２．０％
Ｓｉは脱酸剤として有用な元素であり、特に本発明の場
合、基本的にＡｌを含有しない鋼線材を対象とするた
め、その役割は重要である。０．１％未満では脱酸作用
が過少であるため、Ｓｉ量の下限を０．１％とする。−
方、Ｓｉ量が多すぎるとメカニカルデスケーリング（以
下、ＭＤと略記する。）による伸線工程が困難になるの
で、Ｓｉ量の上限を２．０％、好ましくは１．０％、よ
り好ましくは０．５％とする。
合、基本的にＡｌを含有しない鋼線材を対象とするた
め、その役割は重要である。０．１％未満では脱酸作用
が過少であるため、Ｓｉ量の下限を０．１％とする。−
方、Ｓｉ量が多すぎるとメカニカルデスケーリング（以
下、ＭＤと略記する。）による伸線工程が困難になるの
で、Ｓｉ量の上限を２．０％、好ましくは１．０％、よ
り好ましくは０．５％とする。
【００１８】Ｍｎ：０．２〜２．０％
ＭｎもＳｉと同様、脱酸剤として有用な元素であり、本
発明のようにＡｌを積極的に含有しない鋼線材の場合に
は、ＳｉだけでなくＭｎも添加して、上記脱酸作用を有
効に発揮させることが必要である。また、Ｍｎは鋼中の
ＳをＭｎＳとして固定し、鋼の靱性・延性を高める作用
も有するほか、鋼の焼入性を高めて圧延材の初析フェラ
イトを低減させる効果がある。これらの効果を有効に発
揮させるため、Ｍｎ量の下限を０．２％、好ましくは
０．３％とする。一方、Ｍｎは偏析しやすい元素でもあ
るため、過剰に添加するとＭｎの偏析部にマルテンサイ
ト、ベイナイトなどの過冷組織が生成して伸線加工性を
劣化させるおそれがある。このため、Ｍｎ量の上限を
２．０％、好ましくは１．０％とする。
発明のようにＡｌを積極的に含有しない鋼線材の場合に
は、ＳｉだけでなくＭｎも添加して、上記脱酸作用を有
効に発揮させることが必要である。また、Ｍｎは鋼中の
ＳをＭｎＳとして固定し、鋼の靱性・延性を高める作用
も有するほか、鋼の焼入性を高めて圧延材の初析フェラ
イトを低減させる効果がある。これらの効果を有効に発
揮させるため、Ｍｎ量の下限を０．２％、好ましくは
０．３％とする。一方、Ｍｎは偏析しやすい元素でもあ
るため、過剰に添加するとＭｎの偏析部にマルテンサイ
ト、ベイナイトなどの過冷組織が生成して伸線加工性を
劣化させるおそれがある。このため、Ｍｎ量の上限を
２．０％、好ましくは１．０％とする。
【００１９】この高炭素鋼線は、以上の基本成分のほ
か、Ｆｅを本質的成分とし、残部不可避的不純物からな
るもののほか、前記基本成分の各作用を妨げない範囲で
材質特性を向上させる元素を必要に応じて添加すること
ができる。材質向上元素の具体例については後述する。
か、Ｆｅを本質的成分とし、残部不可避的不純物からな
るもののほか、前記基本成分の各作用を妨げない範囲で
材質特性を向上させる元素を必要に応じて添加すること
ができる。材質向上元素の具体例については後述する。
【００２０】次に、この高炭素鋼線の組織について説明
する。この鋼線は、基本的には従来と同様、パテンティ
ング処理により主相がパーライト組織とされたものであ
るが、鋼線の表面から５０μm の深さまでの表層部にお
けるフェライト面積率は０．４０％以下とされる。
する。この鋼線は、基本的には従来と同様、パテンティ
ング処理により主相がパーライト組織とされたものであ
るが、鋼線の表面から５０μm の深さまでの表層部にお
けるフェライト面積率は０．４０％以下とされる。
【００２１】縦割れの起点は鋼線の表面から５０mmの深
さまでの表層部で生じるため、この部分のフェライトの
生成を面積率で０．４０％以下に抑制することにより、
後述の実施例から明らかなとおり、優れた耐縦割れ性が
得られる。
さまでの表層部で生じるため、この部分のフェライトの
生成を面積率で０．４０％以下に抑制することにより、
後述の実施例から明らかなとおり、優れた耐縦割れ性が
得られる。
【００２２】この表層部におけるフェライトの生成を抑
制する方法としては、後述の第２実施形態に記載したよ
うに鋼成分中にフェライトの生成を抑制する成分を添加
してもよく、またパテンティング処理の前工程である伸
線の途中ないし伸線後に浸炭を行うようにしてもよい。
なお、本発明の鋼線の製造方法としては、基本的には従
来と同様であり、熱延、伸線、酸洗、パテンティング処
理、さらに最終伸線（主に湿式伸線）によって製品径に
製造される。
制する方法としては、後述の第２実施形態に記載したよ
うに鋼成分中にフェライトの生成を抑制する成分を添加
してもよく、またパテンティング処理の前工程である伸
線の途中ないし伸線後に浸炭を行うようにしてもよい。
なお、本発明の鋼線の製造方法としては、基本的には従
来と同様であり、熱延、伸線、酸洗、パテンティング処
理、さらに最終伸線（主に湿式伸線）によって製品径に
製造される。
【００２３】次に第２実施形態にかかる高炭素鋼線につ
いて説明する。この高炭素鋼線は、第１実施形態にかか
る鋼線に対して、化学成分中にフェライト抑制元素であ
るＢ等を必須成分として含有させたものである。図 1
(B) に示すように、Ｂ（ホウ素）を０．００２０wt％添
加した平均濃度０．９０wt％Ｃの高炭素鋼線（後述の実
施例の試料No. １１、外径０．０２mmφ）の表層部Ｓ、
中心部Ｃのフェライト（α）面積率を調べた結果、Ｂを
適量添加することにより、鋼線表層部Ｓにおけるフェラ
イト量が著しく抑制されることがわかった。第２実施形
態の高炭素鋼線はかかる知見を基になされたものであ
る。
いて説明する。この高炭素鋼線は、第１実施形態にかか
る鋼線に対して、化学成分中にフェライト抑制元素であ
るＢ等を必須成分として含有させたものである。図 1
(B) に示すように、Ｂ（ホウ素）を０．００２０wt％添
加した平均濃度０．９０wt％Ｃの高炭素鋼線（後述の実
施例の試料No. １１、外径０．０２mmφ）の表層部Ｓ、
中心部Ｃのフェライト（α）面積率を調べた結果、Ｂを
適量添加することにより、鋼線表層部Ｓにおけるフェラ
イト量が著しく抑制されることがわかった。第２実施形
態の高炭素鋼線はかかる知見を基になされたものであ
る。
【００２４】すなわち、第２実施形態にかかる高炭素鋼
線は、化学成分が重量％で、Ｃ ：０．６５〜１．２
％、Ｓｉ：０．１〜２．０％、Ｍｎ：０．２〜２．０％ Ｂ ：０．０００３〜０．００５０％、Ｔｉ：０．０３
０％以下、Ｎ ：０．００５０％以下、 ０．０３≦Ｂ／（Ｔｉ／３．４３−Ｎ）≦５．０ ……(1) （式(1) 中の元素記号はその元素の含有％を示す。）お
よびＦｅを本質的成分とし、主相がパーライトであり、
表面から５０μm の深さまでの表層部におけるフェライ
ト面積率が０．４０％以下とされたものである。
線は、化学成分が重量％で、Ｃ ：０．６５〜１．２
％、Ｓｉ：０．１〜２．０％、Ｍｎ：０．２〜２．０％ Ｂ ：０．０００３〜０．００５０％、Ｔｉ：０．０３
０％以下、Ｎ ：０．００５０％以下、 ０．０３≦Ｂ／（Ｔｉ／３．４３−Ｎ）≦５．０ ……(1) （式(1) 中の元素記号はその元素の含有％を示す。）お
よびＦｅを本質的成分とし、主相がパーライトであり、
表面から５０μm の深さまでの表層部におけるフェライ
ト面積率が０．４０％以下とされたものである。
【００２５】前記高炭素鋼線の成分の内、Ｃ、Ｓｉ、Ｍ
ｎの成分限定理由、主相、表層部のフェライト量は第１
実施例と同様であるので記載省略し、以下、Ｂ、Ｔｉ、
Ｎの成分限定理由を詳細に説明する。
ｎの成分限定理由、主相、表層部のフェライト量は第１
実施例と同様であるので記載省略し、以下、Ｂ、Ｔｉ、
Ｎの成分限定理由を詳細に説明する。
【００２６】Ｂ：０．０００３〜０．００５０％
Ｂは表面から５０μm 深さの表層部におけるフェライト
の生成を抑制するために添加する重要な元素である。一
般的には、Ｂは亜共析鋼において旧オーステナイト粒界
に偏析して、粒界エネルギーを低下させ、フェライト生
成速度を低下させるために、フェライト抑制効果を発揮
するが、共析鋼、過共析鋼においては、Ｂはフェライト
抑制効果がなくなると考えられている。しかし、本発明
のように、熱処理中の脱炭によりＣ量が低下すると推定
される表層部においては、平均組成が共析、過共析であ
っても、Ｂがフェライトの生成抑制に寄与し、縦割れ抑
制元素として有効に作用する。その場合のＢの存在形態
は、一般にフリーＢと呼ばれる、鋼中に化合物ではなく
原子として存在する固溶Ｂである。Ｂは０．０００３％
未満ではそのフェライト抑制効果が過少であり、縦割れ
抑制効果も不十分となる。一方、０．００５０％を越え
て添加するとＦｅ23(ＣＢ)6 等のＢ化合物が生成し、フ
リーＢとして存在できるＢが低下してしまうので、縦割
れ抑制効果も低減するようになる。また、Ｆｅ23(ＣＢ)
6 は粗大な場合が多く、伸線時の断線を誘発する原因に
もなる。このため、Ｂ量の下限を０．０００３％、好ま
しくは０．０００６％とし、その上限を０．００５０
％、好ましくは０．００４０％とする。
の生成を抑制するために添加する重要な元素である。一
般的には、Ｂは亜共析鋼において旧オーステナイト粒界
に偏析して、粒界エネルギーを低下させ、フェライト生
成速度を低下させるために、フェライト抑制効果を発揮
するが、共析鋼、過共析鋼においては、Ｂはフェライト
抑制効果がなくなると考えられている。しかし、本発明
のように、熱処理中の脱炭によりＣ量が低下すると推定
される表層部においては、平均組成が共析、過共析であ
っても、Ｂがフェライトの生成抑制に寄与し、縦割れ抑
制元素として有効に作用する。その場合のＢの存在形態
は、一般にフリーＢと呼ばれる、鋼中に化合物ではなく
原子として存在する固溶Ｂである。Ｂは０．０００３％
未満ではそのフェライト抑制効果が過少であり、縦割れ
抑制効果も不十分となる。一方、０．００５０％を越え
て添加するとＦｅ23(ＣＢ)6 等のＢ化合物が生成し、フ
リーＢとして存在できるＢが低下してしまうので、縦割
れ抑制効果も低減するようになる。また、Ｆｅ23(ＣＢ)
6 は粗大な場合が多く、伸線時の断線を誘発する原因に
もなる。このため、Ｂ量の下限を０．０００３％、好ま
しくは０．０００６％とし、その上限を０．００５０
％、好ましくは０．００４０％とする。
【００２７】Ｔｉ：０．０３０％以下
ＴｉはＢをフリーＢとして存在させるために、不可避的
に存在するＮがＢと化合しないようにＮをＴｉＮとして
固定するために添加する。しかし、過度にＴｉを添加す
ると、余剰ＴｉがＴｉＣを析出させ、ラメラフェライト
を析出強化し、伸線性を劣化させるようになる。また、
Ｔｉが過剰な場合、ＴｉＮも粗大化する傾向になるの
で、過剰なＴｉは好ましくない。従って、Ｔｉ：０．０
３０％以下、好ましくは０．０１５％以下とする。Ｔｉ
量の下限は、式(1) により、Ｂ量、Ｎ量に基づいて定ま
る。
に存在するＮがＢと化合しないようにＮをＴｉＮとして
固定するために添加する。しかし、過度にＴｉを添加す
ると、余剰ＴｉがＴｉＣを析出させ、ラメラフェライト
を析出強化し、伸線性を劣化させるようになる。また、
Ｔｉが過剰な場合、ＴｉＮも粗大化する傾向になるの
で、過剰なＴｉは好ましくない。従って、Ｔｉ：０．０
３０％以下、好ましくは０．０１５％以下とする。Ｔｉ
量の下限は、式(1) により、Ｂ量、Ｎ量に基づいて定ま
る。
【００２８】Ｎ：０．００５０％以下
フリーＢを確保するため、本実施形態ではＮはＴｉによ
り固定されるが、添加Ｔｉ量を少なくするためには、Ｎ
は少ないほどよい。しかし、過分に少なくすることは製
鋼コスト高を招来するので、Ｎ量の上限を０．００５０
％、好ましくは０．００３５％、より好ましくは０．０
０２０％とする。
り固定されるが、添加Ｔｉ量を少なくするためには、Ｎ
は少ないほどよい。しかし、過分に少なくすることは製
鋼コスト高を招来するので、Ｎ量の上限を０．００５０
％、好ましくは０．００３５％、より好ましくは０．０
０２０％とする。
【００２９】式(1) ：０．０３≦Ｂ／（Ｔｉ／３．４３
−Ｎ）≦５．０ 式(1) の（Ｔｉ／３．４３−Ｎ）はＮがＴｉによってす
べて固定されたとした場合の余剰Ｔｉ量を示しており、
Ｂ／（Ｔｉ／３．４３−Ｎ）の値が０．０３未満では、
添加したＢ量に対して余剰Ｔｉが多すぎるため、ＴｉＣ
の析出による伸線性の劣化やＴｉＮ粗大化による伸線性
の劣化を引き起こすようになる。一方、Ｂ／（Ｔｉ／
３．４３−Ｎ）の値が５．０を越えると、添加したＢ量
に対して余剰Ｔｉ量が少な過ぎるようになるため、フリ
ーＢ量が過少になり、フェライトの析出抑制作用が不足
するようになる。このため、Ｂ／（Ｔｉ／３．４３−
Ｎ）の下限値を０．０３、好ましくは０．５０とし、そ
の上限値を５．０、好ましくは４．０、より好ましくは
２．５とする。
−Ｎ）≦５．０ 式(1) の（Ｔｉ／３．４３−Ｎ）はＮがＴｉによってす
べて固定されたとした場合の余剰Ｔｉ量を示しており、
Ｂ／（Ｔｉ／３．４３−Ｎ）の値が０．０３未満では、
添加したＢ量に対して余剰Ｔｉが多すぎるため、ＴｉＣ
の析出による伸線性の劣化やＴｉＮ粗大化による伸線性
の劣化を引き起こすようになる。一方、Ｂ／（Ｔｉ／
３．４３−Ｎ）の値が５．０を越えると、添加したＢ量
に対して余剰Ｔｉ量が少な過ぎるようになるため、フリ
ーＢ量が過少になり、フェライトの析出抑制作用が不足
するようになる。このため、Ｂ／（Ｔｉ／３．４３−
Ｎ）の下限値を０．０３、好ましくは０．５０とし、そ
の上限値を５．０、好ましくは４．０、より好ましくは
２．５とする。
【００３０】第２実施形態にかかる高炭素鋼線は、上記
の基本成分のほか、Ｆｅを本質的成分とし、残部不可避
的不純物からなるもののほか、第１実施形態と同様、前
記基本成分の各作用を妨げない範囲で材質特性を向上さ
せる元素を添加することができる。例えば、材質向上元
素として、Ｃｒ：０．８％以下、Ｃｕ：０．５％以下、
Ｎｉ：０．５％以下、Ｎｂ：０．０２％以下、Ｖ：０．
０２％以下の１種以上を基本成分（請求項１または請求
項２の基本成分を意味する。）に添加して、下記の成分
（残部実質的にＦｅ）とすることができる。 (1) 基本成分＋Ｃｒ (2) 基本成分又は前記(1) の成分＋Ｃｕ (3) 基本成分、前記(1) の成分又は前記(2) の成分＋Ｎ
ｉ (4) 基本成分、前記(1) の成分、前記(2) の成分又は前
記(3) の成分＋Ｎｂ，Ｖの内１種以上
の基本成分のほか、Ｆｅを本質的成分とし、残部不可避
的不純物からなるもののほか、第１実施形態と同様、前
記基本成分の各作用を妨げない範囲で材質特性を向上さ
せる元素を添加することができる。例えば、材質向上元
素として、Ｃｒ：０．８％以下、Ｃｕ：０．５％以下、
Ｎｉ：０．５％以下、Ｎｂ：０．０２％以下、Ｖ：０．
０２％以下の１種以上を基本成分（請求項１または請求
項２の基本成分を意味する。）に添加して、下記の成分
（残部実質的にＦｅ）とすることができる。 (1) 基本成分＋Ｃｒ (2) 基本成分又は前記(1) の成分＋Ｃｕ (3) 基本成分、前記(1) の成分又は前記(2) の成分＋Ｎ
ｉ (4) 基本成分、前記(1) の成分、前記(2) の成分又は前
記(3) の成分＋Ｎｂ，Ｖの内１種以上
【００３１】Ｃｒ：０．８％以下
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である。この様な
作用を効果的に発揮させるためには、好ましくは０．０
５％以上、より好ましくは０．１％添加するのがよい。
一方、Ｃｒ量が多過ぎると、未溶解セメンタイトが生成
しやすくなったり、変態終了時間が長くなり、熱間圧延
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
生じるおそれが生じるほか、ＭＤ性も悪くなるので、そ
の上限を０．８％とする。
や伸線加工性等を向上させるのに有効である。この様な
作用を効果的に発揮させるためには、好ましくは０．０
５％以上、より好ましくは０．１％添加するのがよい。
一方、Ｃｒ量が多過ぎると、未溶解セメンタイトが生成
しやすくなったり、変態終了時間が長くなり、熱間圧延
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
生じるおそれが生じるほか、ＭＤ性も悪くなるので、そ
の上限を０．８％とする。
【００３２】Ｃｕ：０．５％以下
Ｃｕは極細鋼線の耐食性を高めると共に、ＭＤ時のスケ
ール剥離性を向上し、ダイスの焼き付きなどのトラブル
を防止するのに有効な元素である。この様な作用を効果
的に発揮させるには、好ましくは０．０５％以上添加す
るのがよい。一方、過剰に添加すると、熱間圧延後の線
材載置温度を９００℃程度の高温にした場合でさえ、線
材表面にブリスターが生成し、このブリスター下の鋼母
材にマグネタイトが生成するため、ＭＤ性が劣化する。
更に、ＣｕはＳと反応して粒界中にＣｕＳを偏析するた
め、線材製造過程で鋼塊や線材などに庇を発生させる。
この様な悪影響を防止するために、Ｃｕ量の上限を０．
５％とする。
ール剥離性を向上し、ダイスの焼き付きなどのトラブル
を防止するのに有効な元素である。この様な作用を効果
的に発揮させるには、好ましくは０．０５％以上添加す
るのがよい。一方、過剰に添加すると、熱間圧延後の線
材載置温度を９００℃程度の高温にした場合でさえ、線
材表面にブリスターが生成し、このブリスター下の鋼母
材にマグネタイトが生成するため、ＭＤ性が劣化する。
更に、ＣｕはＳと反応して粒界中にＣｕＳを偏析するた
め、線材製造過程で鋼塊や線材などに庇を発生させる。
この様な悪影響を防止するために、Ｃｕ量の上限を０．
５％とする。
【００３３】Ｎｉ：０．５％以下
Ｎｉはセメンタイトの延性を向上させるので、伸線性等
の延性向上効果がある。また、Ｃｕ添加による熱間割れ
等の対策として、Ｃｕと同等ないしやや少ないめに添加
することは、製造上有効である。一方、Ｎｉは高価であ
り、高強度化にはそれほど有効ではないので、上限を
０．５％とする。
の延性向上効果がある。また、Ｃｕ添加による熱間割れ
等の対策として、Ｃｕと同等ないしやや少ないめに添加
することは、製造上有効である。一方、Ｎｉは高価であ
り、高強度化にはそれほど有効ではないので、上限を
０．５％とする。
【００３４】Ｎｂ、Ｖ：各０．０２％以下
Ｎｂ、Ｖは、焼き入れ性向上元素であり、高強度化に有
効であるが、過剰に添加すると炭化物を過剰に生成し、
ラメラセメンタイトとして使用されるべきＣが減少し、
逆に強度を下げたり、第２相フェライトを過剰に生成す
る原因となるので、それぞれ上限を０．０２％とする。
効であるが、過剰に添加すると炭化物を過剰に生成し、
ラメラセメンタイトとして使用されるべきＣが減少し、
逆に強度を下げたり、第２相フェライトを過剰に生成す
る原因となるので、それぞれ上限を０．０２％とする。
【００３５】なお、特開平６−４９５９２号公報には、
Ｃｒと共にＢを添加する高炭素鋼線用鋼材が記載されて
いるが、この技術におけるＢはパーライト中のセメンタ
イトの成長を促進させるためにＣｒ含有量に応じて添加
されるものであり、本発明におけるＢ添加の目的、作用
・効果とは全く別異のものである。
Ｃｒと共にＢを添加する高炭素鋼線用鋼材が記載されて
いるが、この技術におけるＢはパーライト中のセメンタ
イトの成長を促進させるためにＣｒ含有量に応じて添加
されるものであり、本発明におけるＢ添加の目的、作用
・効果とは全く別異のものである。
【００３６】第２実施形態にかかる高炭素鋼線の好適な
素材として、前記第２実施形態にかかる鋼線と同様の化
学成分を有し、ＴｉＮ介在物粒径の最大値が８．０μm
以下とされたＴｉ添加高炭素鋼線用鋼材を用いることが
できる。
素材として、前記第２実施形態にかかる鋼線と同様の化
学成分を有し、ＴｉＮ介在物粒径の最大値が８．０μm
以下とされたＴｉ添加高炭素鋼線用鋼材を用いることが
できる。
【００３７】この鋼材によると、熱間圧延、伸線、パテ
ンティング処理を施しても、フリーＢのフェライト生成
抑制作用により、線材の表層部におけるＣ濃度の減少に
よるフェライト量の増大のおそれがなく、通常の鋼線の
製造方法によって耐縦割れ性に優れた高炭素鋼線を容易
に得ることができる。しかも、ＴｉＮ介在物の最大粒径
が８．０μm 以下とされているので、伸線工程で断線が
生じにくく、伸線性も良好である。
ンティング処理を施しても、フリーＢのフェライト生成
抑制作用により、線材の表層部におけるＣ濃度の減少に
よるフェライト量の増大のおそれがなく、通常の鋼線の
製造方法によって耐縦割れ性に優れた高炭素鋼線を容易
に得ることができる。しかも、ＴｉＮ介在物の最大粒径
が８．０μm 以下とされているので、伸線工程で断線が
生じにくく、伸線性も良好である。
【００３８】前記Ｔｉ添加高炭素鋼線用鋼材は、第２実
施形態にかかる高炭素鋼線と同様の化学成分の鋼を溶製
して鋳造し、鋳造後の冷却速度を５℃／sec 以上で冷却
し、鋳造によって得られた鋼片を熱間圧延することで容
易に製造される。すなわち、鋳造後の冷却速度（鋳造開
始から凝固温度までの冷却速度）を５℃／sec 以上とす
ることにより、ＴｉＮ介在物の粒径成長が抑制され、そ
の最大粒径が８．０μm 以下とされる。鋳造後の冷却速
度は、好ましくは８℃／sec 以上、より好ましくは１０
℃以上にするのがよい。なお、鋼片の加熱温度、熱延条
件は常法に従えばよく、特に規定されないが、通常、加
熱温度は１０００〜１３００℃程度、仕上温度（仕上圧
延終了温度）はＡr3点以上、巻取（コイル状線材の結
束）温度は１００〜３００℃程度とされる。
施形態にかかる高炭素鋼線と同様の化学成分の鋼を溶製
して鋳造し、鋳造後の冷却速度を５℃／sec 以上で冷却
し、鋳造によって得られた鋼片を熱間圧延することで容
易に製造される。すなわち、鋳造後の冷却速度（鋳造開
始から凝固温度までの冷却速度）を５℃／sec 以上とす
ることにより、ＴｉＮ介在物の粒径成長が抑制され、そ
の最大粒径が８．０μm 以下とされる。鋳造後の冷却速
度は、好ましくは８℃／sec 以上、より好ましくは１０
℃以上にするのがよい。なお、鋼片の加熱温度、熱延条
件は常法に従えばよく、特に規定されないが、通常、加
熱温度は１０００〜１３００℃程度、仕上温度（仕上圧
延終了温度）はＡr3点以上、巻取（コイル状線材の結
束）温度は１００〜３００℃程度とされる。
【００３９】次に、第３実施形態にかかる高炭素鋼線に
ついて説明する。第３実施形態にかかる高炭素鋼線は、
化学成分が重量％で、Ｃ ：０．６５〜１．２％、Ｓ
ｉ：０．１〜２．０％、Ｍｎ：０．２〜２．０％ Ｂ ：０．０００３〜０．００５０％かつ固溶Ｂ：０．
０００３％以上、Ｎ ：０．００５０％以下およびＦｅ
を本質的成分とし、Ｔｉ：０〜０．００５％に制限し、
主相がパーライトであり、表面から５０μm の深さまで
の表層部におけるフェライト面積率が０．４０％以下と
されたものである。
ついて説明する。第３実施形態にかかる高炭素鋼線は、
化学成分が重量％で、Ｃ ：０．６５〜１．２％、Ｓ
ｉ：０．１〜２．０％、Ｍｎ：０．２〜２．０％ Ｂ ：０．０００３〜０．００５０％かつ固溶Ｂ：０．
０００３％以上、Ｎ ：０．００５０％以下およびＦｅ
を本質的成分とし、Ｔｉ：０〜０．００５％に制限し、
主相がパーライトであり、表面から５０μm の深さまで
の表層部におけるフェライト面積率が０．４０％以下と
されたものである。
【００４０】第３実施形態にかかる高炭素鋼線の特徴
は、Ｔｉを添加せずにフリーＢを必須成分として含有さ
せた点にある。従来、ＴｉやＮｂ、Ａｌのような窒化物
生成元素を添加せずにフリーＢを確保することは事実上
不可能であった。これはＢ自体も窒化物生成元素である
こと、技術開発の対象が主に０．５％Ｃ以下の低中炭素
鋼、低合金鋼が対象で有ったためである。本実施形態
は、高炭素鋼、過共析鋼において鋼中のＮ量を厳しく制
限し、さらに加熱温度ならびに圧延終了後の冷却速度を
規制することでフリーＢを確保することができるという
新たな知見を基になされたものである。これにより第３
実施形態にかかる高炭素鋼線は、伸線性を阻害するＴｉ
系介在物をまったくもたないため、伸線加工度を高める
ことが可能となり、従来にない高強度鋼線の製造を可能
とすることができる。また、タイヤコードなどに使用さ
れる高炭素鋼線の製造において必須とされるパテンティ
ング処理は、熱処理時間が通常１分以内と短いため、こ
の実施形態の鋼線で確保されたフリーＢはパテンティン
グ処理中でも確保され、フェライト生成の抑制に有効に
作用し、伸線性に優れるだけでなく、高強度化を阻害し
ていた捻回試験時の異常破断（デラミネーション）をも
抑制することができる。従って、この実施形態にかかる
高炭素鋼線は、工業的に利用可能な超高強度鋼線として
提供することができる。
は、Ｔｉを添加せずにフリーＢを必須成分として含有さ
せた点にある。従来、ＴｉやＮｂ、Ａｌのような窒化物
生成元素を添加せずにフリーＢを確保することは事実上
不可能であった。これはＢ自体も窒化物生成元素である
こと、技術開発の対象が主に０．５％Ｃ以下の低中炭素
鋼、低合金鋼が対象で有ったためである。本実施形態
は、高炭素鋼、過共析鋼において鋼中のＮ量を厳しく制
限し、さらに加熱温度ならびに圧延終了後の冷却速度を
規制することでフリーＢを確保することができるという
新たな知見を基になされたものである。これにより第３
実施形態にかかる高炭素鋼線は、伸線性を阻害するＴｉ
系介在物をまったくもたないため、伸線加工度を高める
ことが可能となり、従来にない高強度鋼線の製造を可能
とすることができる。また、タイヤコードなどに使用さ
れる高炭素鋼線の製造において必須とされるパテンティ
ング処理は、熱処理時間が通常１分以内と短いため、こ
の実施形態の鋼線で確保されたフリーＢはパテンティン
グ処理中でも確保され、フェライト生成の抑制に有効に
作用し、伸線性に優れるだけでなく、高強度化を阻害し
ていた捻回試験時の異常破断（デラミネーション）をも
抑制することができる。従って、この実施形態にかかる
高炭素鋼線は、工業的に利用可能な超高強度鋼線として
提供することができる。
【００４１】この高炭素鋼線の成分の内、Ｔｉ、Ｂ、Ｎ
を除く他の成分の限定理由、主相、表層部のフェライト
量は第２実施形態と同様であるので記載省略し、以下、
固溶Ｂ（フリーＢ）、Ｔｉの限定理由を詳細に説明す
る。
を除く他の成分の限定理由、主相、表層部のフェライト
量は第２実施形態と同様であるので記載省略し、以下、
固溶Ｂ（フリーＢ）、Ｔｉの限定理由を詳細に説明す
る。
【００４２】Ｔｉは不純物元素としても可及的に添加さ
れないことが望ましい。しかし後述の鋼材製造条件をも
とにすれば、０．００５％以下に制限することで伸線性
およびフリーＢを十分確保できるので上限を０．００５
％とする。
れないことが望ましい。しかし後述の鋼材製造条件をも
とにすれば、０．００５％以下に制限することで伸線性
およびフリーＢを十分確保できるので上限を０．００５
％とする。
【００４３】フェライトの生成を抑制するためのフリー
Ｂを確保するためには添加Ｂ量（全Ｂ量）として最低
０．０００３％は必要である。一方添加Ｂ量が０．００
５０％を超えると、ＢはＦｅ23(ＣＢ)6 を生成し、かえ
って伸線性を阻害するようになるため、上限を０．００
５０％、好ましくは０．００４０％とする。フェライト
を抑制することが可能なＢは添加Ｂではなく、鋼中で化
合物を生成しないフリーＢである。フリーＢを確保する
ためにはＢＮを生成しないことが必要であり、Ｎ量を
０．００５０％以下、好ましくは０．００３５％以下に
規制するとともに、後述するように圧延条件を制御する
ことが肝要である。フェライト生成抑制効果を発揮させ
るにはフリーＢとして０．０００３％は必要であり、多
いほど望ましいが、添加Ｂ量の制限からその上限は自ず
から定まる。
Ｂを確保するためには添加Ｂ量（全Ｂ量）として最低
０．０００３％は必要である。一方添加Ｂ量が０．００
５０％を超えると、ＢはＦｅ23(ＣＢ)6 を生成し、かえ
って伸線性を阻害するようになるため、上限を０．００
５０％、好ましくは０．００４０％とする。フェライト
を抑制することが可能なＢは添加Ｂではなく、鋼中で化
合物を生成しないフリーＢである。フリーＢを確保する
ためにはＢＮを生成しないことが必要であり、Ｎ量を
０．００５０％以下、好ましくは０．００３５％以下に
規制するとともに、後述するように圧延条件を制御する
ことが肝要である。フェライト生成抑制効果を発揮させ
るにはフリーＢとして０．０００３％は必要であり、多
いほど望ましいが、添加Ｂ量の制限からその上限は自ず
から定まる。
【００４４】なお、この実施形態の高炭素鋼線において
も、上記の基本成分およびＦｅを本質的成分とするが、
第２実施形態の高炭素鋼線と同様、材質向上元素とし
て、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｖの１種以上を同範囲で
含有することができる。
も、上記の基本成分およびＦｅを本質的成分とするが、
第２実施形態の高炭素鋼線と同様、材質向上元素とし
て、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｖの１種以上を同範囲で
含有することができる。
【００４５】第３実施形態にかかる高炭素鋼線は、前記
第３実施形態にかかる鋼線と同様の化学成分を有するＴ
ｉ添加制限高炭素鋼線用鋼材を素材として、伸線、パテ
ンティング処理、さらに仕上伸線を施すことによって製
造される。
第３実施形態にかかる鋼線と同様の化学成分を有するＴ
ｉ添加制限高炭素鋼線用鋼材を素材として、伸線、パテ
ンティング処理、さらに仕上伸線を施すことによって製
造される。
【００４６】この鋼材は、第３実施形態にかかる高炭素
鋼線と同様の化学成分（但し、Ｂ量は添加Ｂ量である
０．０００３〜０．００５０％を意味する。）の鋼を溶
製して鋳造し、鋳造開始から凝固完了までの冷却速度を
５℃／sec 以上で冷却した後、鋳造によって得られた鋼
片を９００℃以上、１３００℃以下、望ましくは１２０
０℃以下に加熱して熱間圧延し、仕上温度を９００〜１
１００℃として熱間圧延を終了し、その後８５０℃まで
を３０sec 以内に冷却することによって製造される。
鋼線と同様の化学成分（但し、Ｂ量は添加Ｂ量である
０．０００３〜０．００５０％を意味する。）の鋼を溶
製して鋳造し、鋳造開始から凝固完了までの冷却速度を
５℃／sec 以上で冷却した後、鋳造によって得られた鋼
片を９００℃以上、１３００℃以下、望ましくは１２０
０℃以下に加熱して熱間圧延し、仕上温度を９００〜１
１００℃として熱間圧延を終了し、その後８５０℃まで
を３０sec 以内に冷却することによって製造される。
【００４７】鋳造後の冷却速度を５℃／sec 以上とする
ことで、積極的には添加しないＴｉの介在物のサイズを
微細化にすることができ、Ｔｉ系介在物による伸線中の
断線をより一層防止することができるようになる。
ことで、積極的には添加しないＴｉの介在物のサイズを
微細化にすることができ、Ｔｉ系介在物による伸線中の
断線をより一層防止することができるようになる。
【００４８】また、熱間圧延の際の鋼片加熱温度は、９
００℃未満では熱間加工性が確保されず、圧延負荷が大
きくなり、事実上圧延を行うことが不可能となる。この
ため、加熱温度の下限を９００℃とする。９００℃以
上、好ましくは９３０℃以上に加熱することで、鋼中の
Ｂの大半はフリーＢとして固溶する。加熱温度を高くす
るほどフリーＢ量が確保できるため望ましいが、高すぎ
るとオーステナイト結晶粒が粗大化し、鋼線材の絞りが
低下するようになるため、上限を１３００℃、好ましく
は１２００℃とする。
００℃未満では熱間加工性が確保されず、圧延負荷が大
きくなり、事実上圧延を行うことが不可能となる。この
ため、加熱温度の下限を９００℃とする。９００℃以
上、好ましくは９３０℃以上に加熱することで、鋼中の
Ｂの大半はフリーＢとして固溶する。加熱温度を高くす
るほどフリーＢ量が確保できるため望ましいが、高すぎ
るとオーステナイト結晶粒が粗大化し、鋼線材の絞りが
低下するようになるため、上限を１３００℃、好ましく
は１２００℃とする。
【００４９】仕上温度（仕上圧延終了温度）および熱間
圧延後の冷却条件は、フリーＢを確保するに際し、もっ
とも重要な条件であり、以下の熱間圧延およびその後の
冷却条件を模擬した加熱冷却実験から決定された。この
実験は、Ｆｅ−１．０wt％Ｃ−０．３wt％Ｓｉ−０．３
５wt％Ｍｎ−０．００３０wt％（３０ppm ）Ｂ−０．０
０３７wt％Ｎの組成を持つＴｉ無添加過共析鋼材を、１
０００℃に加熱し、放冷して９５０℃、９００℃、８５
０℃、８００℃の各温度（仕上温度に相当）に到達後、
その温度で３sec 、１０sec 、３０sec 、１００sec 、
１８０sec 保持後に水冷することによって行われ、冷却
後の鋼材中のフリーＢ量が測定された。フリーＢ量の測
定は、電解抽出した残渣にクルクミン吸光光度法にて化
合物として存在するＢ量を定量し、Ｂのチェック分析値
から差し引いて求めた。その結果を図２に示す。なお、
図中の数字はフリーＢ量（ppm ）を示し、Ａは冷却速度
が２０℃／sec の場合における１１００℃からの冷却曲
線を、Ｂは同冷却速度における１０００℃からの冷却曲
線を、Ｃは同冷却速度における９００℃からの冷却曲線
を参考として示したものである。
圧延後の冷却条件は、フリーＢを確保するに際し、もっ
とも重要な条件であり、以下の熱間圧延およびその後の
冷却条件を模擬した加熱冷却実験から決定された。この
実験は、Ｆｅ−１．０wt％Ｃ−０．３wt％Ｓｉ−０．３
５wt％Ｍｎ−０．００３０wt％（３０ppm ）Ｂ−０．０
０３７wt％Ｎの組成を持つＴｉ無添加過共析鋼材を、１
０００℃に加熱し、放冷して９５０℃、９００℃、８５
０℃、８００℃の各温度（仕上温度に相当）に到達後、
その温度で３sec 、１０sec 、３０sec 、１００sec 、
１８０sec 保持後に水冷することによって行われ、冷却
後の鋼材中のフリーＢ量が測定された。フリーＢ量の測
定は、電解抽出した残渣にクルクミン吸光光度法にて化
合物として存在するＢ量を定量し、Ｂのチェック分析値
から差し引いて求めた。その結果を図２に示す。なお、
図中の数字はフリーＢ量（ppm ）を示し、Ａは冷却速度
が２０℃／sec の場合における１１００℃からの冷却曲
線を、Ｂは同冷却速度における１０００℃からの冷却曲
線を、Ｃは同冷却速度における９００℃からの冷却曲線
を参考として示したものである。
【００５０】図２より、保持温度が８５０℃以下ではフ
リーＢの減少傾向が見られた。また、８５０℃以下の温
度では、保持時間が延びるほどフリーＢは減少し、８５
０℃では３０sec の保持で３ppm （０．０００３wt％）
にまで低下した。また、８００℃では保持時間に対する
フリーＢの減少速度は鈍り、３０sec 保持しても１３pp
m （０．００１３wt％）残っていた。図２によって、フ
リーＢの減少、すなわちＢＮの析出が従来の知見と同様
にノーズ温度域を持つＣカーブであらわされることが過
共析鋼においても確認された。
リーＢの減少傾向が見られた。また、８５０℃以下の温
度では、保持時間が延びるほどフリーＢは減少し、８５
０℃では３０sec の保持で３ppm （０．０００３wt％）
にまで低下した。また、８００℃では保持時間に対する
フリーＢの減少速度は鈍り、３０sec 保持しても１３pp
m （０．００１３wt％）残っていた。図２によって、フ
リーＢの減少、すなわちＢＮの析出が従来の知見と同様
にノーズ温度域を持つＣカーブであらわされることが過
共析鋼においても確認された。
【００５１】以上の結果を基に、フリーＢを確保する製
造製造方法として、仕上圧延後、８５０℃まで３０sec
以内に冷却することが規定された。なお、８５０℃未満
では、温度保持などを行わず常法で放冷するかぎり、鋼
材中に固溶したＢはＮと化合することはなく、巻き取り
後においても固溶状態は維持される。
造製造方法として、仕上圧延後、８５０℃まで３０sec
以内に冷却することが規定された。なお、８５０℃未満
では、温度保持などを行わず常法で放冷するかぎり、鋼
材中に固溶したＢはＮと化合することはなく、巻き取り
後においても固溶状態は維持される。
【００５２】以下、本発明を実施例によって具体的に説
明するが、本発明はこれらの実施例によって限定的に解
釈されるものはでない。
明するが、本発明はこれらの実施例によって限定的に解
釈されるものはでない。
【００５３】
【実施例】〔実施例１〕下記表１に記載した化学成分の
鋼を真空誘導溶解にて溶製、鋳造し、鋳造後同表に示し
た冷却速度にて冷却した後、鋳造によって得られた鋼片
を１１５mm角に鍛造し、その後５．５mmφに熱間圧延し
た後、２．１０〜１．４０mmφまで一旦伸線し、流動床
を用いて最終パテンティング処理として９４０℃に加熱
してオーステナイト化した後、５４０℃にて微細パーラ
イトに恒温変態させた。その後、酸洗し、ブラスめっき
を施した後、湿式にて最終伸線し、０．２mmφの鋼線を
得た。
鋼を真空誘導溶解にて溶製、鋳造し、鋳造後同表に示し
た冷却速度にて冷却した後、鋳造によって得られた鋼片
を１１５mm角に鍛造し、その後５．５mmφに熱間圧延し
た後、２．１０〜１．４０mmφまで一旦伸線し、流動床
を用いて最終パテンティング処理として９４０℃に加熱
してオーステナイト化した後、５４０℃にて微細パーラ
イトに恒温変態させた。その後、酸洗し、ブラスめっき
を施した後、湿式にて最終伸線し、０．２mmφの鋼線を
得た。
【００５４】得られた鋼線を用いて図１で示した表層部
Ｓにおけるフェライト量をＳＥＭ組織写真を用いて測定
した。また、鋼線から４０mm長さの試験片を採取し、捻
回試験を行い縦割れ（デラミネーション）の有無を調べ
た。捻回試験は捻回値最大３０回とし、その途中で縦割
れが発生したものはそこで試験を中止して縦割れ有り
（評価×）とし、３０回後でも縦割れが発生しなかった
ものを縦割れ無し（評価○）とした。また、同試験片を
用いて引張試験を行い、引張強さを測定した。また、熱
延後の線材０．２kgを用いて母相を溶解し、ＴｉＮの残
渣を得て、その中の最大のＴｉＮの粒径を測定した。一
方、熱延後の線材３０kgを０．２mmまで線引きするまで
に生じた断線の有無により、伸線性を評価した。これら
の測定結果を表２に示す。断線の評価は１回でも断線が
生じた場合を断線有り（×）とした。断線が生じた場合
でも、数回程度の場合には線材を接合して最終線径まで
伸線した。断線の程度が著しい場合は、伸線を途中で中
止し、捻回試験も実施しなかった（表中「−」で表
示）。
Ｓにおけるフェライト量をＳＥＭ組織写真を用いて測定
した。また、鋼線から４０mm長さの試験片を採取し、捻
回試験を行い縦割れ（デラミネーション）の有無を調べ
た。捻回試験は捻回値最大３０回とし、その途中で縦割
れが発生したものはそこで試験を中止して縦割れ有り
（評価×）とし、３０回後でも縦割れが発生しなかった
ものを縦割れ無し（評価○）とした。また、同試験片を
用いて引張試験を行い、引張強さを測定した。また、熱
延後の線材０．２kgを用いて母相を溶解し、ＴｉＮの残
渣を得て、その中の最大のＴｉＮの粒径を測定した。一
方、熱延後の線材３０kgを０．２mmまで線引きするまで
に生じた断線の有無により、伸線性を評価した。これら
の測定結果を表２に示す。断線の評価は１回でも断線が
生じた場合を断線有り（×）とした。断線が生じた場合
でも、数回程度の場合には線材を接合して最終線径まで
伸線した。断線の程度が著しい場合は、伸線を途中で中
止し、捻回試験も実施しなかった（表中「−」で表
示）。
【００５５】
【表１】
【００５６】
【表２】
【００５７】表２より、本発明の成分条件を満足し、鋼
片鋳造時の冷却速度を５℃／sec 以上とした発明例で
は、表面から５０μm までの表層部におけるフェライト
面積率がいずれも０．４０％以下となっており、４００
０ＭＰａ以上の強度を有し、伸線性も良好で、耐縦割れ
性にも優れていることがわかる。
片鋳造時の冷却速度を５℃／sec 以上とした発明例で
は、表面から５０μm までの表層部におけるフェライト
面積率がいずれも０．４０％以下となっており、４００
０ＭＰａ以上の強度を有し、伸線性も良好で、耐縦割れ
性にも優れていることがわかる。
【００５８】〔実施例２〕下記表３に記載した化学成分
の鋼を真空誘導溶解にて溶製して鋳造し、鋳造後同表に
示した冷却速度にて冷却した。その後、鋳造によって得
られた鋼片を１１５０℃に加熱し、仕上温度を１０００
℃として熱間圧延を行い、圧延終了後１０００℃から８
５０℃までを１２sec 間で冷却する風冷（冷却速度１
２．５℃／sec ）を行い、５．５mmφの線材を得た。こ
の線材を一旦２．０〜１．５mmφ程度に伸線し、流動床
を用いてパテンティング処理を施した。その後、酸洗
し、ブラスめっきを施した後、湿式にて最終伸線し、表
４に記載した最終線径（途中断線したものは断線時の線
径）の鋼線を得た。なお、表３には、熱間圧延後の線材
における固溶Ｂを既述の方法により測定した値も併記し
た。
の鋼を真空誘導溶解にて溶製して鋳造し、鋳造後同表に
示した冷却速度にて冷却した。その後、鋳造によって得
られた鋼片を１１５０℃に加熱し、仕上温度を１０００
℃として熱間圧延を行い、圧延終了後１０００℃から８
５０℃までを１２sec 間で冷却する風冷（冷却速度１
２．５℃／sec ）を行い、５．５mmφの線材を得た。こ
の線材を一旦２．０〜１．５mmφ程度に伸線し、流動床
を用いてパテンティング処理を施した。その後、酸洗
し、ブラスめっきを施した後、湿式にて最終伸線し、表
４に記載した最終線径（途中断線したものは断線時の線
径）の鋼線を得た。なお、表３には、熱間圧延後の線材
における固溶Ｂを既述の方法により測定した値も併記し
た。
【００５９】また、表３の鋼種No. ２７については、上
記と同様にして得られた鋼片を下記の加熱温度（ＳＲ
Ｔ）、仕上温度（ＦＤＴ）、８５０℃までの冷却時間
（Ｔ８５０）として熱間圧延し、５．５mmφの線材を得
た。冷却時間は、圧延後の衝風冷却における風量を調整
することによって調整された。この線材の固溶Ｂの測定
値を下記に併記する。得られた線材を同様の方法で加
工、処理して試料No. ３４〜３６の鋼線を得た。 ・試料No. ３４ ＳＲＴ：1100℃、ＦＤＴ：1000℃、Ｔ850 ：40sec 、線
材固溶Ｂ：0.0002％ ・試料No. ３５ ＳＲＴ：1030℃、ＦＤＴ：1000℃、Ｔ850 ：18sec 、線
材固溶Ｂ：0.0020％ ・試料No. ３６ ＳＲＴ：1000℃、ＦＤＴ： 850℃、Ｔ850 ：０sec 、線
材固溶Ｂ：0.0000％
記と同様にして得られた鋼片を下記の加熱温度（ＳＲ
Ｔ）、仕上温度（ＦＤＴ）、８５０℃までの冷却時間
（Ｔ８５０）として熱間圧延し、５．５mmφの線材を得
た。冷却時間は、圧延後の衝風冷却における風量を調整
することによって調整された。この線材の固溶Ｂの測定
値を下記に併記する。得られた線材を同様の方法で加
工、処理して試料No. ３４〜３６の鋼線を得た。 ・試料No. ３４ ＳＲＴ：1100℃、ＦＤＴ：1000℃、Ｔ850 ：40sec 、線
材固溶Ｂ：0.0002％ ・試料No. ３５ ＳＲＴ：1030℃、ＦＤＴ：1000℃、Ｔ850 ：18sec 、線
材固溶Ｂ：0.0020％ ・試料No. ３６ ＳＲＴ：1000℃、ＦＤＴ： 850℃、Ｔ850 ：０sec 、線
材固溶Ｂ：0.0000％
【００６０】得られた鋼線を用いて、既述の測定方法に
て鋼線中の固溶Ｂを測定するとともに、図１で示した表
層部Ｓにおけるフェライト量をＳＥＭ組織写真を用いて
測定した。また、鋼線から４０mm長さの試験片を採取
し、捻回試験を行い縦割れ（デラミネーション）の有無
を調べた。捻回試験は捻回値最大３０回とし、その途中
で縦割れが発生したものはそこで試験を中止して縦割れ
有り（評価×）とし、３０回後でも縦割れが発生しなか
ったものを縦割れ無し（評価○）とした。また、同試験
片を用いて引張試験を行い、引張強さを測定した。一
方、熱延後の線材３０kgを０．２mmまで線引きするまで
に生じた断線の有無により、伸線性を評価した。これら
の測定結果を表４に示す。断線の評価は１回でも断線が
生じた場合を断線有り（×）とした。断線が生じた場合
でも、数回程度の場合には線材を接合して最終線径まで
伸線した。断線の程度が著しい場合は、伸線を途中で中
止し、捻回試験も実施しなかった（表中「−」で表
示）。なお、表３中の固溶Ｂ、表４中のＴＳおよび固溶
Ｂにおける「−」は未測定を意味する。
て鋼線中の固溶Ｂを測定するとともに、図１で示した表
層部Ｓにおけるフェライト量をＳＥＭ組織写真を用いて
測定した。また、鋼線から４０mm長さの試験片を採取
し、捻回試験を行い縦割れ（デラミネーション）の有無
を調べた。捻回試験は捻回値最大３０回とし、その途中
で縦割れが発生したものはそこで試験を中止して縦割れ
有り（評価×）とし、３０回後でも縦割れが発生しなか
ったものを縦割れ無し（評価○）とした。また、同試験
片を用いて引張試験を行い、引張強さを測定した。一
方、熱延後の線材３０kgを０．２mmまで線引きするまで
に生じた断線の有無により、伸線性を評価した。これら
の測定結果を表４に示す。断線の評価は１回でも断線が
生じた場合を断線有り（×）とした。断線が生じた場合
でも、数回程度の場合には線材を接合して最終線径まで
伸線した。断線の程度が著しい場合は、伸線を途中で中
止し、捻回試験も実施しなかった（表中「−」で表
示）。なお、表３中の固溶Ｂ、表４中のＴＳおよび固溶
Ｂにおける「−」は未測定を意味する。
【００６１】
【表３】
【００６２】
【表４】
【００６３】表４より、比較鋼を用いた試料No. １〜１
８では強度が４０００ＭＰａに到達しなかったり、伸線
の途中で断線するものがはとんどであった。最終線径ま
で伸線できたものも、捻回試験を実施すると縦割れが発
生した。一方、発明鋼を用いた試料No. １９〜３２では
真ひずみ４．０以上の強加工においても十分な伸線性を
有し、さらに固溶Ｂが確保されるているため縦割れ発生
の起点となる鋼線表層部においてもフェライト分率が十
分抑制され、ＴＳ４０００ＭＰａを超える強度において
もデラミネーションを抑制することができた。
８では強度が４０００ＭＰａに到達しなかったり、伸線
の途中で断線するものがはとんどであった。最終線径ま
で伸線できたものも、捻回試験を実施すると縦割れが発
生した。一方、発明鋼を用いた試料No. １９〜３２では
真ひずみ４．０以上の強加工においても十分な伸線性を
有し、さらに固溶Ｂが確保されるているため縦割れ発生
の起点となる鋼線表層部においてもフェライト分率が十
分抑制され、ＴＳ４０００ＭＰａを超える強度において
もデラミネーションを抑制することができた。
【００６４】また、発明鋼種No. ２７を用いた試料No.
３３〜３６については、仕上温度が適正でも８５０℃ま
での冷却時間が発明範囲超のNo. ３３や、仕上温度が発
明範囲未満のNo. ３６では、発明範囲のＢ量を確保でき
ないため、デラミネーションを抑制することができなか
った。
３３〜３６については、仕上温度が適正でも８５０℃ま
での冷却時間が発明範囲超のNo. ３３や、仕上温度が発
明範囲未満のNo. ３６では、発明範囲のＢ量を確保でき
ないため、デラミネーションを抑制することができなか
った。
【００６５】
【発明の効果】本発明の高炭素鋼線によれば、所定成分
の下、表面から５０μm 深さにおける表層部でのフェラ
イト面積率を０．４０％以下にしたので、縦割れの起点
となるフェライト量が十分に抑制され、高強度でしかも
耐縦割れ性に優れる。また、本発明の高炭素鋼線用鋼材
によれば、常法に従って縮径加工およびパテンティング
処理を施すことで、前記高強度、耐縦割れ性に優れた高
炭素鋼線を容易に製造することができる。また、本発明
の製造方法によれば、前記高炭素鋼線用鋼材を容易に製
造することができる。
の下、表面から５０μm 深さにおける表層部でのフェラ
イト面積率を０．４０％以下にしたので、縦割れの起点
となるフェライト量が十分に抑制され、高強度でしかも
耐縦割れ性に優れる。また、本発明の高炭素鋼線用鋼材
によれば、常法に従って縮径加工およびパテンティング
処理を施すことで、前記高強度、耐縦割れ性に優れた高
炭素鋼線を容易に製造することができる。また、本発明
の製造方法によれば、前記高炭素鋼線用鋼材を容易に製
造することができる。
【図１】高炭素鋼線のフェライト量測定領域説明図、並
びにＢ無添加鋼（Ａ）およびＢ添加鋼（Ｂ）を用いた高
炭素鋼線の表層部Ｓ、中心部Ｃのフェライト面積率測定
結果を示す。
びにＢ無添加鋼（Ａ）およびＢ添加鋼（Ｂ）を用いた高
炭素鋼線の表層部Ｓ、中心部Ｃのフェライト面積率測定
結果を示す。
【図２】Ｔｉ無添加・Ｂ添加過共析鋼に対する加熱温度
および保持時間と、保持後急冷した鋼材中の固溶Ｂ量
（図中のデータ点に付記した値、ppm ）との関係を示す
グラフである。
および保持時間と、保持後急冷した鋼材中の固溶Ｂ量
（図中のデータ点に付記した値、ppm ）との関係を示す
グラフである。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(72)発明者 落合 憲二
兵庫県神戸市灘区灘浜東町２番地 株式
会社神戸製鋼所 神戸製鉄所内
(72)発明者 稲田 淳
兵庫県神戸市灘区灘浜東町２番地 株式
会社神戸製鋼所 神戸製鉄所内
(72)発明者 和田 栄
兵庫県加古川市金沢町１番地 株式会社
神戸製鋼所 加古川製鉄所内
(72)発明者 南田 高明
兵庫県加古川市金沢町１番地 株式会社
神戸製鋼所 加古川製鉄所内
(72)発明者 長尾 護
兵庫県神戸市西区高塚台１丁目５番５号
株式会社神戸製鋼所 神戸総合技術研
究所内
(56)参考文献 特開 平２−194147（ＪＰ，Ａ)
特開 平７−179994（ＪＰ，Ａ)
特開 平６−322480（ＪＰ，Ａ)
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C22C 38/00 - 38/60
Claims (4)
- 【請求項１】 パテンティング処理後に伸線された鋼線
であって、化学成分が重量％で、 Ｃ ：０．６５〜１．２％、 Ｓｉ：０．１〜２．０％、 Ｍｎ：０．２〜２．０％ およびＦｅを本質的成分とし、主相がパーライトであ
り、 表面から５０μm の深さまでの表層部におけるフェライ
ト面積率が０．４０％以下である、耐縦割れ性に優れた
高炭素鋼線。 - 【請求項２】 パテンティング処理後に伸線された鋼線
であって、化学成分が重量％で、 Ｃ ：０．６５〜１．２％、 Ｓｉ：０．１〜２．０％、 Ｍｎ：０．２〜２．０％ Ｂ ：０．０００３〜０．００５０％かつ固溶Ｂ：０．
０００３％以上、 Ｎ ：０．００５０％以下 およびＦｅを本質的成分とし、Ｔｉ：０〜０．００５％
に制限し、主相がパーライトであり、表面から５０μm
の深さまでの表層部におけるフェライト面積率が０．４
０％以下である、耐縦割れ性に優れた高炭素鋼線。 - 【請求項３】 請求項２に記載した化学成分を有する、
耐縦割れ性に優れた高炭素鋼線用鋼材。 - 【請求項４】 化学成分が重量％で、 Ｃ ：０．６５〜１．２％、 Ｓｉ：０．１〜２．０％、 Ｍｎ：０．２〜２．０％ Ｂ ：０．０００３〜０．００５０％、 Ｎ ：０．００５０％以下 およびＦｅを本質的成分とし、Ｔｉ：０〜０．００５％
に制限した鋼を溶製して鋳造し、鋳造開始から凝固完了
までの冷却速度を５℃／sec 以上で冷却した後、鋳造に
よって得られた鋼片を９００〜１３００℃に加熱した
後、熱間圧延し、仕上温度を９００〜１１００℃として
熱間圧延を終了し、その後８５０℃までを３ ０sec 以内
に冷却する、高炭素鋼線用鋼材の製造方法。
Priority Applications (6)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP35690299A JP3435112B2 (ja) | 1999-04-06 | 1999-12-16 | 耐縦割れ性に優れた高炭素鋼線、高炭素鋼線用鋼材およびその製造方法 |
| US09/520,657 US6322641B1 (en) | 1999-04-06 | 2000-03-07 | High-carbon steel wire superior in resistance to longitudinal cracking, steel product for the same, and process for production of the same |
| KR1020000014265A KR100347795B1 (ko) | 1999-04-06 | 2000-03-21 | 내종방향 균열성이 우수한 고탄소강선, 고탄소강선용 강재, 및 그것의 제조방법 |
| BRPI0001117-7A BR0001117B1 (pt) | 1999-04-06 | 2000-04-03 | arame de aço de alto carbono, haste para fabricação de arame de aço de alto carbono e processo para produzir uma haste para fabricação de arame de aço de alto carbono. |
| FR0004293A FR2792002B1 (fr) | 1999-04-06 | 2000-04-04 | Fil d'acier a forte teneur en carbone ayant une resistance superieure vis-a-vis des craquelures longitudinales, acier pour celui-ci, et procede de production de celui-ci |
| DE10017069A DE10017069B4 (de) | 1999-04-06 | 2000-04-06 | Unlegierter Stahldraht mit ausgezeichneter Beständigkeit gegen Rißbildung in Längsrichtung, ein Stahlprodukt für denselben und Verfahren zur Herstellung desselben |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9827799 | 1999-04-06 | ||
| JP11-98277 | 1999-04-06 | ||
| JP35690299A JP3435112B2 (ja) | 1999-04-06 | 1999-12-16 | 耐縦割れ性に優れた高炭素鋼線、高炭素鋼線用鋼材およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000355736A JP2000355736A (ja) | 2000-12-26 |
| JP3435112B2 true JP3435112B2 (ja) | 2003-08-11 |
Family
ID=26439468
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP35690299A Expired - Lifetime JP3435112B2 (ja) | 1999-04-06 | 1999-12-16 | 耐縦割れ性に優れた高炭素鋼線、高炭素鋼線用鋼材およびその製造方法 |
Country Status (6)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US6322641B1 (ja) |
| JP (1) | JP3435112B2 (ja) |
| KR (1) | KR100347795B1 (ja) |
| BR (1) | BR0001117B1 (ja) |
| DE (1) | DE10017069B4 (ja) |
| FR (1) | FR2792002B1 (ja) |
Families Citing this family (32)
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|---|---|---|---|---|
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| EP1347072B1 (en) * | 2000-12-20 | 2007-07-18 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | Steel wire rod for hard drawn spring, drawn wire rod for hard drawn spring and hard drawn spring, and method for producing hard drawn spring |
| US6783609B2 (en) * | 2001-06-28 | 2004-08-31 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | High-carbon steel wire rod with superior drawability and method for production thereof |
| JP3954338B2 (ja) * | 2001-09-10 | 2007-08-08 | 株式会社神戸製鋼所 | 耐ひずみ時効脆化特性および耐縦割れ性に優れる高強度鋼線およびその製造方法 |
| KR100554748B1 (ko) * | 2001-12-24 | 2006-02-24 | 주식회사 포스코 | 신선용 고강도 선재의 제조방법 |
| JP4248790B2 (ja) * | 2002-02-06 | 2009-04-02 | 株式会社神戸製鋼所 | メカニカルデスケーリング性に優れた鋼線材およびその製造方法 |
| AU2003236070A1 (en) * | 2002-04-02 | 2003-10-13 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | Steel wire for hard drawn spring excellent in fatigue strength and resistance to settling, and hard drawn spring |
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