JPH01222069A - 金属被覆極細線及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 皇１上１−尻公国 本発明は、金属被覆極細線及びその製造方法に関し、詳
しくは、線径０．５　ｍｍ以下、強度２００ｋｇｆ／ｍ
ｍ”以上の金属被覆極細線、及びその製造方法に関する
。

従来■技専 本発明において、金属被覆極細線とは、冷間伸線によっ
て製造された線径０．５ｎ＋（５００μｍ）以下の鋼線
であって、フェライト相と低温変態生成相とが複合して
、一方向に連続して均一に延びる微細な繊維状の金属組
織を存し、高強度を有すると共に、疲労強度にもすぐれ
、表面に金属メツキ層、特に好ましくはニッケル層を有
するｗ４線をいい、線径に応じて、高圧ホース用ワイヤ
ー、ワイヤーカットソー、ダイヤモンド電着ワイヤーソ
ー、細物精密ばね、コロナワイヤー、ドツトプリンタ用
ワイヤー、ミニケーブル、金属、ゴム、プラスチック等
の補強用ワイヤー、繊維、金属織物等として用いられる
。

従来、上記のような金属被覆極細線は、伸線加工ごとに
伸線材の靭性が低下することを防止するために、通常、
高炭素鋼の５．５鰭径圧延線材から中途に政変のパテン
ティング処理を行ないつつ、数次にわたる冷間伸線加工
によって、所定径の極細線を製造した後、これに金属メ
ツキを施して製造されているので、多くの製造工程数を
必要とすると共に、製造費用が高くならざるを得ない。

他方、純鉄や低炭素フェライト・バーライｈａ線材によ
れば、強加工による極細線への伸線自体は可能であるが
、伸線加工による強度の上昇が少ないので、最終製品と
しての極細線における強度が低い。即ち、９５〜９９％
強加工伸線の場合でも、その強度は７０〜１３０　ｋｇ
ｆ／ｍｍ”であり、１７０ｋｇｆ／ｍｍ２以上の強度を
達成することはできない。また、加工率９９％以上の伸
線加工によっても、強度は１９０ｋｇｆ／ｍｍ”以下で
ある。

また、熱処理によって焼入れ、焼戻しした焼戻しマルテ
ンサイト組織を有する線材が知られている。しかし、か
かる線材は、焼入れままでは良好な加工性を得ることが
できないので、焼戻し処理して線材の強度を大幅に低下
させて、加工性を得るものであり、従って、裔強度高延
性鋼線を得ることができない。他方、焼入れままでは、
伸線前処理としての酸洗工程において、表面割れが発生
しやすく、延性自体も不足することが免れない。

明が解決しようとする課題 本発明者らは、従来のフェライト・パーライト線材、パ
ーライト線材及び焼戻しマルテンサイト線材に代えて、
高強度極細線を得るべく、鋭意研究した結果、例えば、
特開昭６１−５６２６４号公報、特開昭６２−２０８２
４号公報、特開昭６２−５０４０８号公報、特開昭６２
−５０４１４号公報、特開昭６２−５０４３６号公報等
に記載されているように、所定の化学成分を有すると共
に、一部残留オーステナイトを含有していてもよい針状
のベイナイト、マルテンサイト又はこれらの混合組織か
らなる微細な低温変態生成相がフェライト相中に均一に
分散されてなる複合組織を有する線材がすぐれた強加工
性を有することを見出し、かかる線材の冷間伸線によっ
て、伸線の中途において、特に、熱処理を要せずして、
容易に極細線を製造することができることを見出してい
る。

本発明者らは、上記低温変態生成相を有する複合ｍ織か
らなる線材のＭｉ織とその伸線加工性について、更に、
広い範囲にわたって鋭意研究した結果、その線材の強加
工によって得られる極細線は、上記フェライト相と低温
変態生成相とが微細で一方向に連続して延びる均一な繊
維状に複合化されてなる新規な組織を有し、例えば、線
径が１６０μｍ以下、好ましくは１００μｍ以下であっ
て、強度が３　（ＬＯｋｇｆ／ｍｍ２以上、６００ｋｇ
ｆ／ｍｍ２にも及ぶ超高強度極細線を得ることができる
ことを見出している。

しかしながら、かかる超高強度極細線は、他方において
、鉄基金属であるために、耐食性等の面において尚、改
善すべき余地が残されているのみならず、超高強度であ
ることから、種々の加工にお・けるダイスの摩耗も著し
い。

そこで、本発明者らは、前記した超高強度極細線の表面
改質について鋭意研究した結果、前記線材の冷間伸線の
途中にて金属被覆（メツキ）を施し、その金属被覆層の
潤滑作用を利用することによって、伸線途中にパテンテ
ィング処理等の熱処理を要せずして、しかも、ダイス寿
命を著しく改善しながら、直ちに高強度高靭性の金属被
覆極細線を得ることができ、更に、かかる金属被覆極細
線は、防錆性、耐食性、耐酸化性、表面処理性、金属接
着性、耐熱性、潤滑性等にすぐれるために、広範多岐に
わたる種々の用途に用い得ることができることを見出し
て、本発明に至ったものである。

課題を解決するための 本発明による金属被覆極細線は、重量％でＣ０．０１〜
０．５０％、 Ｓｉ３．０％以下、及び Ｍｎ５．０％以下、 を含み、フェライト相と、マルテンサイト、ベイナイト
又はこれらの混合ｍ織からなる低温変態生成相とが複合
し、強加工により生じた５〜１００人の超微細セルが一
方向に繊維状に配列し、且つ、繊維間隔が５０〜１００
０人である繊維状微細金属Ｍ１織を有する線径０．５鰭
以下の極細線の表面に、極細線１　ｋｇ当りについて１
〜１００ｇの割合にて金属が被覆されていることを特徴
とする。

また、本発明による金属被覆極細線の製造方法は、重量
％で ｃ　　　ｏ、ｏｔ〜０．５０％、 Ｓｉ３．０％以下、及び Ｍｎ５．０％以下、 を含み、一部、残留オーステナイトを含有していてもよ
いマルテンサイト、ベイナイト又はこれらの混合組織で
あって、低温変態生成相がフェライト相中に体積分率１
０〜７５％の範囲にて分散されている複合組織を有する
線材を線径０．３〜１．ＯＵに一次冷間伸線した後、線
材１　ｋｇ当りについて１〜１００ｇの割合にて金属を
被覆し、次いで、線径０．５０１以下に二次冷間伸線す
ることを特徴とする。

先ず、本発明による極細線における化学成分について説
明する。

Ｃは、線材に所定の複合組織を有せしめると共に、線材
及びこれより得られる極ｍ線に所要の強度を与えるため
に、少なくとも０．０１％を添加することか必要である
。しかし、過多に添加するときは、マルテンサイト、ベ
イナイト又はこれらの混合組織からなる低温変態生成相
（以下、単に第２相ということがある。）の延性が劣化
するようになるので、添加量の上限を０．ＳＯ％とする
。

Ｓｉは、フェライト相の強化元素として有効であるが、
３．０％を越えて過多に添加するときは、変態温度を著
しく高温側にずらせ、また、線材の表面の脱炭を起こし
やすくするので、添加量は３゜０％を上限とする。

Ｍｎは、極細線を強化すると共に、第２相の焼入れ性を
高める効果を有するが、５．０％を越えて過多に添加し
ても、これら効果が飽和するので、添加量の上限は５．
０％とする。

Ｈは、鋼を脆化させる有害な元素であって、強度が高く
なるほど、その影響が大きくなる。本発明においては、
線材の加工性及びこの線材を冷間伸線加工して得られる
極細線の特性を考慮して、線材における鋼中の全Ｈ１５
１をｉ　ｐｐｍ以下とすることが好ましく、特に、０．
５　ｐｐｍ以下とすることが好ましい。かかる鋼中のＨ
の低減は、溶鋼から最終の極細線の製造に至る全工程の
いずれにてなされてよい。溶鋼での脱ガス処理、線材へ
の熱間圧延及び熱処理後の冷却制御、低温脱水素焼鈍等
の手段がＨの低減に有効である。

また、Ｈは、鋼中に含まれる非金属介在物、偏析、固溶
Ｃ及びＮと共存するときは、鋼の脆化作用を強めるので
、非金属介在物、偏析、固溶Ｃ及びＮ３］が低減されて
いることが好ましい。

特に、本発明においては、フェライト相中に固溶してい
る（Ｃ＋Ｎ）重量が４０ｐｐｎ＋以下であることが好ま
しい。即ち、本発明においては、線材において、フェラ
イト相中に固溶している（Ｃ＋Ｎ）重量を４０ｐｐｍ以
下とすることによって、伸線速度によらずに、安定して
超高強度で高延性である極細線伸線を得ることができる
。

更に、本発明における極細線に不可避的に含まれる元素
又は含まれてもよい元素について説明する。

Ｓは、ＭｎＳ量を少なくするために、０．００５％以下
とするのがよく、これにより延性を一層向上させること
ができる。

Ｐは粒界偏析の著しい元素であるので、その含有量を０
．０１％以下とするのが好ましい。

Ｎは固溶状態で存在すると、最も時効しやすい元素であ
る。従って、加工中に時効して加工性を阻害し、或いは
加工後にも時効して、伸線により得られる極細線の延性
を劣化させるので、０．００３％以下とするのが好まし
い。

Ａｌは酸化物系介在物を形成し、この酸化物系介在物は
変形し難いために、線材の加工性を阻害するので、Ａｌ
量は、通常、０．０１％以下とするのが好ましい。

更に、本発明においては、鋼の有するＣ量（重量％）／
低温変態生成相の体積分率（％）が０．００６以下であ
ることが好ましい。即ち、鋼におけるＣｉに対して、第
２相量の下限が限定されることが好ましい。これによっ
て、低温変態生成相の延性を増して、線材に一層の強加
工性を付与することができるからである。特に、好まし
い上記比は、０．００５以下である。

また、線材におけるＳ　ｉ　／　Ａ　ｌ比が大きくなる
とき、シリケート系介在物が増大し、特に、Ａ１間が少
ないときには、急激にシリケート系介在物が増大して、
伸線性を劣化させるのみならず、伸線して得られる極細
線の特性を劣化させる。従って、本発明においては、Ｓ
ｉ／Ａｌ比を好ましくは１０００以下、特に好ましくは
２５０以下とする。

一方、ＣａやＣｅ等の希土類元素を添加することによっ
て、ＭｎＳ介在物の形状を調整することも好ましい。

また、前記したＮｂ、Ｖ及びＴｉを含めて、Ａ７！等を
添加することにより、固溶ＣやＮを固定することもでき
る。更に、本発明による伸線の用途に応じて、用いる線
材にはＣｒを１８％以下、Ｃｕ及び／又はＭＯをそれぞ
れ２．０％以下、Ｎｉを８％以下、ＡＩ及び／又はＰを
それぞれ０．１％以下、Ｂを０．０２％以下適宜に添加
することもできる。Ｃｒ及びＣｕは、得られる極細線の
耐食性を改善し、Ｍｏ及びＮｉは耐食性と共に強度を向
上させる。

次に、本発明において、線材に一次及び二次冷間伸線に
よる強加工を行なうことができると共に、得られる極細
線が高強度を有するためには、線材は、その複合組織に
よっては、所定の線径を有することが必要である。即ち
、線材の金属組織を一部、残留オーステナイトを含有し
ていてもよいマルテンサイト、ベイナイト又はこれらの
混合組織であって、主として塊状相と針状相との混合組
織からなる低温変態生成相がフェライト相中に体積分率
１０〜７５％の範囲にて分散されている複合組織とする
ときは、その線径は４．５■−以下とすることが必要で
ある。

他方、線材の金属組織を一部、残留オーステナイトを含
有していてもよいマルテンサイト、ベイナイト又はこれ
らの混合組織であって、主として塊状相からなる低温変
態生成相がフェライト相中に体積分率１０〜７５％の範
囲にて分散されている複合組織とするときは、その線径
は２．　Ｏｎ以下とすることが必要である。但し、線材
の金属組織が、一部、残留オーステナイトを含有してい
てもよいマルテンサイト、ベイナイト又はこれらの混合
組織であって、主として針状相からなる低温変態生成相
がフェライト相中に体積分率１０〜７５％の範囲にて分
散されているときは、その線径は特に、限定されるもの
ではないが、通常、６．５鰭以下である。

本発明によれば、このように、複合組織に応じて、必要
に応じて、所定の線径とした線材を一次冷間伸線、金属
被覆（メツキ）及び二次冷間伸線の工程を経て、線径０
．００１〜０．５１■、強度２００〜６００ｋｇｆ／ｍ
ｍ”　、好ましくは線径０．００５〜０．３　ｍｍ、強
度３００〜６００　ｋｇｆ／ｍｍ”の金属被覆極細線を
得ることができる。

尚、上記において、針状（ｅｌｏｎｇａｔｅｄ又はａｃ
ｉ−ｃｕｌａｒ）とは粒子が方向性を有することをいい
、塊状（ｇｌｏｂｕｌａｒ）とは粒子が方向性を有しな
いことをいう。

更に、本発明においては、上記線材の有する複合組織に
おいて、フェライト相に占める低温変態生成相の体積分
率は、１５〜７５％の範囲にあることが必要である。上
記体積分率が１５％よりも小さいときは、かかる複合組
織を有する線材の冷間伸線加工によって、線径０．５ｍ
ｍ（５００μｍ）以下の極細線を得ることはできても、
得られる極細線は、強度が２００ｋｇｆ／ｍｍ”よりも
低い。他方、フェライト相に占める低温変態生成相の体
積分率が７５％よりも多いときは、伸線加工において線
材が断線しやすく、また、断線に至らず、伸線できても
、得られる極細線が目的とする２　００ｋｇｆ／ｍｍ２
以上の強度をもたない。

次に、本発明の方法において用いる線材の製造について
説明する。

先ず、上述したような化学成分を有する線材を７００〜
１）００℃の範囲の温度に加熱した後、冷却して（この
加熱、冷却は、複数回にわたって行なわれてもよい。）
、一部、残留オーステナイトを含有していてもよいマル
テンサイト、ベイナイト又はこれらの混合組織からなる
低温変態生成相がフェライト相中に体積分率１５〜７５
％の範囲にて均一に分散されてなる複合組織を有する線
材を製造する。かかる複合組織を有する線材の製造方法
は、前記公開公報、特に、特開昭６２−２０８２４号公
報に記載されている。

前記特開昭６２−２０８２４号公報に記載されているよ
うに、低温変態生成相が針状である複合組織を有する線
材については、低温変態生成相は、体積分率にて約４０
％程度が組織制御上の限界である。しかし、低温変態生
成相を塊状とし、或いは針状と塊状の混合組織とする場
合には、体積分率は何ら制限されることがなく、他方、
本発明の方法によって得られる極細線の強度は、低温変
態生成相の体積分率が高いほど、高強度となるので、本
発明の方法によれば、低温変態生成相の体積分率を高め
て、−層高強度の極細線を得ることもできる。

本発明によれば、上記のようにして得られた所定の複合
組織を有する線材を線径０．３〜１．Ｑｍｍに一次冷間
伸線した後、この伸線１　ｋｇ当りについて１〜１００
ｇの割合にて金属を被覆（メツキ）し、次いで、線径０
．５　ｎｒ以下に二次冷間伸線することによって、途中
に何らの熱処理も要せずして、強度２００　ｋｇｆ／ｍ
ｍ”以上の金属被覆極細線を得ることができる。二次冷
間伸線加工率については、１０％以上であることが好ま
しく、特に、強度３００　ｋｇｆ／ｍｍ”以上を得るに
は、６０％以上とすることが好ましい。

特に、本発明によれば、線径３．５　ｍｍ以下の複合組
織線材を用いる場合は、この複合組ｍ線材を線径０．３
〜１．０鰭に一次冷間伸線した後、この伸線１　ｋｇ当
りについて１〜１００ｇの割合にて金属を被覆（メツキ
）し、次いで、線径０．５　ｍ以下（通常、０．００１
　ｍｍ以下、好ましくは０．０１）ｍ以上）に二次冷間
伸線する際に、伸線加工歪４以上、好ましくは５以上と
することによって、フェライト相と低温変態生成相とが
複合化し、強加工により生じた５〜１００人の超微細セ
ルが一方向に繊維状に配列し、且つ、繊維間隔が５０〜
１０００人である微細繊維状組織を存する線径〜０．５
ｍｍ以下の極細線の表面に、極細線１　ｋｇ当りについ
て１〜１００ｇの割合にて金属が被覆されている超高強
度金属被覆極細線を得ることができる。

かかる方法によれば、例えば、線径１６０μｍ以下、強
Ｒ３００ｋｇｆ／ｍｍ”以上を有し、好ましい場合には
、線径１００μｍ以下、強度３２０〜６００　ｋｇｆ／
ｍｍ”を有する金属被覆極細線を製造することができる
。

上記方法においても、上記線材の有する複合組織におい
て、フェライト相に占める低温変態生成相の体積分率は
、１５〜７５％の範囲にあることが必要である。上記体
積分率が１５％よりも小さいときは、かかる複合組織を
有する線材の冷間伸線加工によって、線径０．５ｍ（５
００μｍ）以下の金属被覆極細線を得ることはできても
、得られる極細線は、その金属組織が上述したような微
細な繊維状組織をもたず、繊維状組織が不完全であって
、強度も２００ｋｇ／　ｍｌＩ＋”よりも低い。他方、
フェライト相に占める低温変態生成相の体積分率が７５
％よりも多いときは、伸線加工において線材が断線しや
すく、また、断線に至らず、伸線できても、得られる極
細線は、同様に、微細な繊維状組織をもたず、繊維状組
織が不完全であって、強度も２００　ｋｇｆ／ｍｍ”よ
りも低い。

更に、伸線加工される線材は、その低温変態生成相の形
態によって、その線径と低温変態生成相の体積分率とが
規制される。

即ち、低温変態生成相が主として針状であるときは、通
常、その８０％以上が針状であるときは、低温変態生成
相の体積分率は５０％以下、線径は３．５１−以下であ
る。低温変態生成相が針状と塊状の混合組織であるとき
は、低温変態生成相の体積分率は７５％以下、線径は３
．５ｍｍ以下である。

また、低温変態生成相が主として塊状であるときは、通
常、その８０％以上が塊状であるときは、低温変態生成
相の体積分率は５０％以下、線径は２．０龍以下である
。

換言すれば、所定の分率にて所定の形態の低温変態生成
相を有し、更に、所定の線径を有する線材を一次冷間伸
線、金属被覆及び二次冷間伸線の工程を経て、加工歪４
以上、好ましくは５以上にて冷間伸線加工することによ
って、好ましくは、前述したような特異且つ微細な繊維
状組織を有し、従って、３００　ｋｇｆ７ｍｍ！以上、
好ましい場合には６００ｋｇｆ／ｍｍ”にも及ぶ強度を
有する線径１６０μｍ以下、好ましい場合には１００μ
ｍ以下の金属被覆超高強度極細線を得ることができる。

又班見処来 以上のように、本発明の方法によれば、一部、残留オー
ステナイトを含有していてもよいマルテンサイト、ベイ
ナイト又はこれらの混合組織からなる低温変態生成相が
フェライト相中に分散されている複合組織とした線材を
一次冷間伸線、金属被覆及び二次冷間伸線することによ
って、伸線の途中で何らの熱処理も要せずして、強度２
００〜６００　ｋｇｆ／ｍｍ”を有する０、５ｍｍ径以
下の金属被覆極細線を容易に得ることができる。

特に、本発明によれば、所定の分率にて所定の形態の低
温変態生成相を有し、更に、所定の線径を有する線材を
一次冷間伸線、金属被覆及び二次冷間伸線の工程を経て
、加工歪４以上、好ましくは５以上にて冷間伸線加工す
ることによって、フェライト相と低温変態生成相とが複
合化されて、一方向に連続して伸びる微細な繊維状組織
を有しており、その繊維間隔が５０〜１０００人であり
、強加工による超微細セルが５〜１００人である線径０
．５鰭以下の金属被覆極細線を得ることができる。従来
、線径１０〜１６０μｍ、強度３００〜６００ｋｇｆ／
ｍｍ”の超高強度を有する金属被覆極細線を伸線加工に
よって製造する方法は知られていない。

更に、本発明においては、より高強度の金属被覆極細線
を得るためには、−次伸線後の伸線に金属被覆（メツキ
）を施す前に２５０〜４３０℃の温度で熱処理すること
が好ましい。

叉巖五反Ｍ皇支勇 以下に参考例及び実施例を挙げて本発明を説明するが、
本発明はこれら実施例によって何ら限定されるものでは
ない。

参考例１ 第１表に示す化学組成を有する鋼番号工の鋼を熱間圧延
によって線径５．５〜７．５ｍｍの線材とし、また、こ
れら線径５．５〜７．５ｆｌの線材を伸線して、線径０
．７５〜４．２　＋ｎの鋼線とし、これらを８９０℃の
温度で２分間加熱、焼入れし、次いで、８１０℃で２分
間加熱、冷却して、鋼線の金属組織をフェライト相と針
状マルテンサイト主体の低温変態生成相の混合ｍ織とし
た。これら線材をＡとする。

上記において、線径０６７５〜４．２１■の鋼線を８９
０℃の温度で２分間加熱、焼入れし、次いで、８４０℃
で２分間加熱、上記よりも速い冷却速度にて冷却して、
鋼線の金属組織をフェライト相と針状と塊状のマルテン
サイトが混在する低温変態生成相の混合組織とした。こ
れら線材をＢとする。

更に、上記熱間圧延して得た線材及び伸線加工して得た
鋼線をそのまま、８１０℃で２分間加熱、冷却すること
によって、鋼線の金属組織をフェライト相と塊状マルテ
ンサイト主体の低温変態生成相の混合組織とした。これ
ら線材をＣとする。

上記線材Ａ、Ｂ及びＣにおける低温変態生成相の体積分
率は、それぞれ２２〜３３％、３０〜５７％及び２６〜
４４％であった。また、熱処理後で伸線前の線材のＨｌ
を低減するために、真空脱ガス処理及び熱処理の冷却速
度を調整し、上記すべてにおけるＨｆｉをｏ、　ａ　ｐ
ｐｍ以下とした。

このようにして得られた線材を加工歪７までの条件にて
伸線加工試験した。結果を第１図に示す。

図において、Ａ、Ｂ及びＣは、前記線材の記号によって
、低温変態生成相の形態を示し、×は伸線加工が不可能
、△は伸線加工が可能であるものの、得られた極細線が
特性に劣る、Ｏは伸線加工性にすぐれると共に、得られ
た極細線が特性にもすぐれることを示す。

参考例２ 次に、第１表鋼番号２〜４に示す化学成分を有する鋼を
線径５．５ｍｍに圧延し、衝風冷却して、フェライト・
パーライト組織とし、これを冷間伸線して、それぞれ鋼
番号２〜４に対応して、線径１゜５ｍｍの鋼線２〜４を
得た。次いで、これら鋼線２〜４を９００℃に再加熱、
焼入れし、８００℃に加熱、冷却して、第２表に示すよ
うに、フェライトと低温変態生成相との混合組織とした
。得られた鋼線の低温変態生成相の形態、体積分率及び
鋼中のＣ量（重量％）／低温変態生成相の体積分率（％
）の比も第２表に示す。

次に、これら鋼線２〜４をそれぞれダイス減面率１５％
の一定値とする連続湿式伸線によって、線径０．２鶴、
０．１　ｍｍ及び０．０５鰭とした。得られた極細線の
強度を第２図に示す。

この結果から明らかなように、本発明の方法によれば、
線径１，５ｍｍから０．０５■ｌまで、中途で熱処理す
ることなしに伸線して、高強度極細線を得ることができ
る。また、低温変態生成相和の体積分率を高くすること
によって、得られる極細線がより高強度化することが理
解される。

参考例３ 第１表鋼番号４に示す化学成分を有する鋼からなる線径
２．５ｍｍ線材を９３０℃に加熱、焼入れし、次いで、
８１０℃に加熱、冷却して、フエライト相と、針状及び
塊状の混合した低温変態生成相との混合組織とした。

冷却後、酸洗処理した線材を比較線材４Ａとする。この
線材４Ａの酸洗前に低温脱水素焼鈍した線材を４Ｂ、酸
洗後に低温脱水素焼鈍した線材を４Ｃとする。

これら線材４Ａ、４Ｂ及び４Ｃの鋼組織、鋼中Ｈ量、及
び伸線加工によって得られた極細線の強度最高値を第３
表に示す。

この結果から明らかなように、比較線材４Ａは、鋼中Ｈ
量が高いために、延性が劣化して、強度３００　ｋｇｆ
／ｍｍ”以上の極細線を与えない。他方、低温脱水素焼
鈍した線材４Ｂ及び４Ｃは、鋼中Ｍｌがそれぞれ０．４
　ｐｐｌＩ＋及び０．１　ｐｐｍ以下に低減されている
ので、得られる極細線は特性にすぐれ、３５０ｋｇｆ／
ｍｍ”の強度を有している。また、固溶（Ｃ＋Ｎ）量は
、線材４Ｂ及び４Ｃ共に、４０ｐｐｍ以下であった。

参考例４ 第４表に示す化学組成を有する鋼番号１．２及び５の線
材を伸線して極細線を得た。これら極細線の線径、強度
及び金属組織を第５表に示す。

本発明に従って、極細線がフェライト相とマルテンサイ
ト相とが複合化して、一方向に延びる均一な繊維状微細
組織を有するとき、かかる極細線は３００　ｋｇｆ／ｍ
ｍ”以上の強度を有する。同じ化学組成をもつ極細線で
あっても、金属組織が不完全な繊維状組織を有するとき
は、強度が３００ｋｇｆ／ｍｍ２よりも低い。

次に、上記のような本発明による極細線の製造について
具体的に説明する。

第４表鋼番号１．２及び５に示す化学成分を有する線径
１．５ｍｍ　（１５００、ｃａｍ）の線材を８９０℃の
温度にて連続加熱、焼入れし、次いで、８工０℃にて連
続加熱、冷却して、いずれも、フェライト相と、一部に
残留オーステナイトを含むマルテンサイト相の２相組織
を有する複合組織線材を得た。マルテンサイトの体積分
率は鋼番号１．２及び５０線材において、それぞれ２６
％、４８％及び５９％であり、また、鋼番号１の線材に
おけるマルテンサイトは主として針状であり、他方、鋼
番号２及び５の線材においては、マルテンサイト相は、
針状と塊状の混合であった。

一方、比較例として、鋼番号５の化学成分を有する線径
１，５Ｂの線材を加熱温度を変えて熱処理して、マルテ
ンサイト分率が７９％であって、このマルテンサイトが
針状と塊状の混合物である線材を得た。この線材を鋼番
号５Ｒとする。

このようにして得られたそれぞれの線材を冷間伸線して
、得られた伸線の強度と金属組織を調べた。結果を第３
図に示す。鋼番号Ｉ、２及び５の線、材は、加工歪５以
上にて、３００　ｋｇｆ／ｍｍ”以上の強度を有する極
細線を与えることが理解される。

第４図に低温変態生成相が針状である鋼番号１の線材を
加工歪６．９にて伸線して得た線径４８μｍの極細線の
金属組織の３０００倍の走査型電子顕微鏡写真を示し、
第５図に１００００倍の電子顕微鏡写真を示す。この組
織において、白い部分はマルテンサイト粒子であり、黒
い部分はフェライト粒子である。フェライト相と低温変
態生成相とを複合化し、一方向に連続して伸びる微細な
繊維状組織を形成していることが明らがである。第６図
は、超高圧電子顕微鏡（３ＭＶ）透過写真を示し、強加
工によって生じた超微細セルが５〜１００人であること
が認められる。

同様に、第７図に低温変態生成相が針状と塊状との混合
である鋼番号５の線径１．５　＋ｎの線材を加工歪６．
９にて伸線して得た線径４８μｍの極細線の金属組織の
３０００倍の電子顕微鏡写真を示し、第８図に１０００
０倍の電子顕微鏡写真を示す。

また、比較のために、低温変態生成相が針状と塊状との
混合である鋼番号５の線径５．５ｍｍの線材を加工歪６
．１にて伸線して得た線径２６０μｍの極細線の金属組
織の３０００倍の電子顕微鏡写真を第９図に示す。

本発明による極ａｒ線は、第４図、第５図、第７図及び
第８図に示すように、いずれもその金属組織として、一
方向に均一に延びる微細な繊維状組織を有する。しかし
、低温変態生成相が針状と塊状との混合であって、低温
変態生成相の分率が本発明で規定する範囲内にあっても
、線材の線径が本発明にて規定する条件を満たさないと
きは、第９図に示すように、その金属組織は不完全な繊
維状組織であって、強度も３００　ｋｇｆ／ｍｍ２を下
回る。

・　鋼番号ｌに示す化学成分を有する線径０．８　ｍｍ
の線材を９００℃と８００℃の温度で連続加熱、冷却処
理して、フェライト相と体積分率２８％の塊状マルテン
サイトの２龍組織となし、この線材を加工歪６．９にて
伸線して得た線径２５μｍの極細線の金属組織の３００
０倍の電子顕微鏡写真を第１０図に示す。また、比較の
ために、線径２．５　ａｓである以外は、上記と同じ線
材を加工歪６．５にて伸線して、線径９８μｍの極細線
を得た。この極細線の金属組織の３０００倍の走査型電
子顕微鏡写真を第１）図に示す。繊維状組織が不完全で
あることが明らかである。

更に、比較のために、鋼番号５に示す化学成分を有する
線径２．５ｍｍの線材を９００℃と８１０℃の温度にて
連続加熱、焼入れして、フェライト相と、体積分率５３
％の塊状マルテンサイト相の２龍組織を有する複合組織
線材を得た。この線材は、伸線加工によって容易に破断
した。その金属組織は、第１２図に示すように、繊維状
組織の発達が極めて低いことが明らかである。

次に、第３図に示すように、前記比較鋼線材５Ｒは、２
８０　ｋｇｆ／ｍｍ２程度の強度にて伸線による強度増
加が飽和することが明らかである。比較鋼線材５Ｒを加
工歪５．２にて伸線して得た線径９８μｍの極細線の金
属組織も、繊維状組織の形成が不十分であることが認め
られた。

次に、第４表鋼番号１〜９に示す化学組成を有する線径
０．９〜２．５　ｍｍの線材を熱処理してフェライト相
と低温変態生成相とからなる複合組織線材とした後、こ
れらを極細線に伸線加工した。これら極細線の強度及び
金属組織を第６表に示す。比較のために、鉛パテンテイ
ングと伸線を４回繰り返して得た高炭素鋼ピアノ極細線
の線径と強度とを比較例１０として併せて第６表に示す
。

第６表に示す結果から明らかなように、本発明の極細線
は、３００　ｋｇｆ／ａｍ”以上の強度を有し、ピアノ
線よりも格段に高強度である。更に、水中紡糸法によっ
て製造されるアモルファス線は、最高強度が３３０〜３
７０ｋｇｆ／ｍｍ”程度（線径３０〜９０μｍ）である
ことが知られているので、本発明による極細線は、これ
よりも高い強度を有する。従来、このような高強度極細
線を伸線加工によって製造する方法は知られていない。

参考例５ Ｃ０．１２％、 Ｓｉ０．８％、 Ｍｎ　　１．１２％、 Ｓ　　　０．００２％、 Ｎ　　　０．００３％、及び Ａβ　０．００３％ なる化学成分を有し、全Ｈｌを０．１　ｐｐｍ以下とし
た線径２．５鰭の線材Ａ及びＢを８９０℃に再加熱、焼
入れし、続いて、８００℃に加熱、冷却して複合組織化
した。尚、この冷却においては、水溶性焼入れ剤を用い
て冷却速度を調整することによって、金属組織の低温変
態生成相の分率を線材Ａでは３５％、Ｂでは５７％とし
、その形態を極細線Ａでは針状、Ｂでは針状と塊状との
混合とした。

これら線材を湿式連続伸線によって線径１３０μｍに伸
線し、それぞれ本発明によるばね用極細線Ａ及びＢを得
た。

別に、比較のために、上記化学成分を有する線径２．５
鰭の線材Ｃ及びＤを８９０℃で再加熱、焼入れすること
なしに、８００℃で加熱、冷却し、いずれもフェライト
と塊状の低温変態生成相とからなる複合組織線材とし、
低温変態生成相の分率を線材Ｃでは２９％、線材りでは
４８％とした。

これら線材を上記と同様に湿式連続伸線によって線径１
３０μｍに伸線し、それぞればね用比較例極細線Ｃ及び
Ｄを得た。

以上のようにして得たそれぞれの極細線について、その
引張強さ、疲労限界・強度及び強度比を第７表に示す。

ここに、疲労限界強度は、ハンター式疲労試験機を用い
て、２０℃の大気中における１０’回の応力を疲労限界
強度とし、更に、引張強さとの比を強度比とした。

極細１ｍ　Ａ及びＢは、本発明による微細な繊維状組織
を有し、高い強度と共に高い疲労限界強度を有すること
が明らかである。このように、本発明による極細線が高
い疲労限界強度を有するのは、極細線の引張強さが高く
なることと共に、引張強さに対する強度比が大きくなる
ことによるものである。他方、比較例極細線Ｃ及びＤは
、繊維状組織が不完全であって、強度及び疲労限界強度
のいずれも低い。即ち、引張強さは、組織の平均的な微
細化等に依存するのに対して、疲労強度は、組織の弱い
部分から破壊する疲労破壊の特徴を反映して、繊維状組
織の不完全な部分の混在する比較極細線では、疲労限界
強度に対する強度比が低いのである。

このように、本発明による極細線は、高強度であると共
に、疲労特性にすぐれるので、例えば、ばね用極細線と
して好適に用いることができる。

参考例６ Ｃ０．１８％、 Ｓｔ０．９％、 Ｍｎ　　　１．５％、 Ｓ　　　　０．００２％、 Ｎ　　　０．００２％、及び Ａ／　　　０．００３％ なる化学成分を有する線径２．５ｍｍの線材を９００℃
に再加熱、焼入れし、続いて、８００℃に加熱、調整冷
却して、金属組織の低温変態、生成相の形態を針状主体
の組織とし、その分率が３５％である複合組織とした。

この線材を湿式連続伸線によって、線径１）００ｕ、６
０μｍ、５０％ｍ及び２５μｍにそれぞれ伸線し、極細
線を得た。第１３図に線径２５μｍの極細線の金属組織
の走査型電子顕微鏡写真を示す。

これら極細線は、いずれも上記伸線方向に延びる均一微
細な繊維組織を有し、その繊維間隔は１００〜２００人
、また、強加工によって生じた超微細セルのサイズは３
０〜９０人であった。

第８表にこれら線径２５μｍ、５０μｍ及び１００μｍ
の極細線の特性を示し、併せて、これとの比較を容易に
するために、ピアノ線（Ｃ量０．８２％）、ステンレス
線（ＳＵＳ３０４）、アモルファス線（Ｆｅ−３ｔ−Ｂ
系）、タングステン線及びアラミド繊維の特性を示す。

これらの特性の比較から明らかなように、本発明の方法
による極細線は、極めて高強度を有すると同時に、高靭
性をも有する。

次に、第８表に示す線径５０μｍの極細線を室温乃至４
５０℃の種々の温度に大気中で３０分間加熱した後、引
張試験によって強度を測定した。

その結果を第１４図に示す。併せて、第５表に示す線径
１）００ＩＩのピアノ線及び線径５０μｍのアモルファ
ス線についての同様の熱処理後の強度を示す。本発明に
よる極細線は、４００℃までの熱処理によって、強度低
下が全く認められず、また、靭性も変化しない。

第１５図には、第８表に示す線径１００μｍの極細線の
ハンター式疲労試験によるσ−Ｎ曲線を示すように、本
発明による極細線は、疲労限界強度（測定条件は、第７
表と同じ。）の引張強度に対する比率（強度比）が０．
３８であって、すぐれた疲労強度を有することが示され
る。

第１６図には、第８表に示す線径６０μｍの極細線の引
張強度の８５％の応力を負荷したときの応力リラクセー
ション特性を示すように、応力ロスは２％以下である。

このように、上記第１５図及び第１６図に示す結果から
、本発明の方法による極細線が静的及び動的（繰り返し
及び変動）応力負荷で高い信頼性を有することが明らか
である。

実施例１ 参考例５で得た線径２．５ｍｍの線材Ａを径０．４　ｖ
ａに一次冷間伸線し、これに電気ニッケルメッキした後
、それぞれ径０．１　Ｍ及び０．０５　ｍｍに二次冷間
伸線した。これを極細線２及び３とする。比較のために
、上記径０．４鶴伸線をメツキ処理せずして、０．０５
ｍに二次冷間伸線した。これを極細線１とする。

上記極細線１〜３について、ダイス寿命試験を行なった
。結果を第９表に示す。ダイス寿命試験は、ダイヤモン
ドダイスを用いて伸線し、ダイス径が０．００２　ｍｍ
径の摩耗を生じるまでの加工量によって評価し、尚、潤
滑材は、メツキ処理伸線については水性のものを、また
、無メツキ処理伸線については油性のものを用いた。

第９表の結果から明らかなように、−次伸線にメツキ処
理をほどたすことによって、ダイス寿命が大幅に改善さ
れる。また、メツキ付着量を少なくしたので、最終に得
られる極細線の強度は極細線３と１の間に大差がない。

実施例２ 第４表鋼番号５の化学成分に示す線径４．５ｍｍ線材を
９００℃の温度にて連続加熱、焼入れし、次いで、８１
０℃にて連続加熱、冷却して、フェライト相と、一部に
残留オーステナイトを含む針状と塊状の混合である複合
組織線材を得た。マルテンサイトの分率は５８％であっ
た。

この線材を径０．６鶴に一次冷間伸線し、これに１　ｋ
ｇ当りについてニッケ付着１）３ｇの割合にて電気ニッ
ケルメッキした後、径０．３鶴に二次冷間伸線した。こ
れを温度８０℃、湿度８０％の高温高湿の環境下に保持
して、発錆状況を調べた。

比較のために、いずれも線径０．３　ｕｒであるピアノ
線及びピアノ線にＣｕ−Ｚｎメツキした線、及び５Ｏ３
３０４線についても、上記と同様の条件下にその発錆状
況を調べた。

結果を第１７図に示すように、本発明によるニッケルメ
ッキ極細線は、５ＵＳ４０４線とほぼ同等の防錆効果を
有する。

実施例３ 実施例１と同じ線径２．５　ｕｒの線材Ａをそれぞれ径
０．３ｍｍ及び０．４　ｍｓに一次冷間伸線し、これに
第１Ｏ表に示す付着量にてそれぞれ電気ニッケルメッキ
を施した後、それぞれ伸線加工度を種々に変えて、線径
０．０６〜０．３０＋ｎの二次冷間伸線を得、これらを
塩水噴霧試験（Ｊ　Ｉ　Ｓ）に供した。また、比較のた
めに、線径０．１　ｍ■の５ＵＳ３０４及び５ＵＳ３１
６線材を同様に塩水噴霧試験（ＪＩＳ）に供した。結果
を第１Ｏ表に示すように、本発明によるニッケル被覆極
細線は、５ＵＳ３０４以上であり、５ＵＳ３１６とほぼ
同等の性能を有することが示される。

他方、ニッケルメッキしたままの極細線では、ピンホー
ル等の欠陥が存在し、これらより局部的に腐食が生じる
ことが認められる。これに対して、本発明によるニッケ
ル被覆極細線は、メツキ後の二次冷間伸線によって、メ
ツキ被覆が金属に圧着される結果、欠陥のない金属被覆
が形成される。

一般に、金属被膜は、二次冷間伸線において、繰り返し
てダイス加工されるほど、その健全性か高まり、例えば
、耐食性も高まる。

第１８図にメツキままでの塩水噴霧試験による耐食性と
メツキ付着量との関係を示す。耐食性を得るに必要な最
小のメツキ厚さが約８μｍであることか示される。

一般に、金属被覆極細線において、その線径が１００μ
ｍよりも細い場合は、表面のメツキ層を８μｍよりも厚
くすることは、メツキ層の体積比率が著しく高くなって
、極細線の強度を著しく低下させる。本発明によれば、
メツキ処理後に二次冷間伸線することによって、金属被
膜の健全性を高めることができるので、付着量を大幅に
少なくしても、すぐれた耐食性を有する金属被覆極細線
を得ることができ、しかも、かかる極細線は、高強度を
保持している。

実施例４ 実施例１における第９表に記載した本発明極細線１及び
比較例極細線３を大気中、５５０℃に加熱したときの表
面酸化を目視にて観察した。

その結果、ニッケルメッキを施さなかった極細線１は、
１５０℃の温度で表面酸化が始まり、また、樹脂との接
着性もよくなかった。しかし、本発明に従ってニッケル
メッキを施した極細線３は、５５０℃で表面酸化が始ま
り、また、樹脂との接着性もす、ぐれるものであった。

このように、本発明によるニッケルメッキは、表面酸化
開始温度を高温側へ移行させることができる。

従って、例えば、本発明による極細線は、エポキシ樹脂
に２００℃にて埋込み成形したとき、樹脂との接着性に
すぐれるものであった。

【図面の簡単な説明】

第１図は、線材の線径、その複合組織における低温変態
生成相の形態及び冷間伸線性の関係を示すグラフ、第２
図は、伸線した鋼線における加工歪（線径）と強度との
関係を示すグラフである。 第３図は、針状の低温変態生成相を有する複合組織線材
から得られた本発明による極細線の金属組織を示す３０
００倍の走査型電子顕微鏡写真、第４図は、同じ＜１０
０００倍の電子顕微鏡写真、第５図は、種々の組織を有
する線材を伸線加工したときの加工歪と得られる伸線の
強度との関係を示すグラフである。 第６図は、本発明による極細線の金属組織を示す超高圧
電子顕微鏡（３ＭＶ）透過写真を示す。 第７図は、針状と塊状の低温変態生成相を有する複合組
織線材から得られた本発明による極細線の金属組織を示
す３０００倍の走査型電子顕微鏡写真、第８図は、同じ
＜ｔｏｏｏｏ倍の電子顕微鏡写真、第９図は、針状と塊
状の低温変態生成相を有する複合組織線材から得られた
比較例としての極細線の金属組織を示す３０００倍の走
査型電子顕微鏡写真、第１０図は、塊状の低温変態生成
相を有する複合組織線材から得られた本発明による極細
線の金属組織を示す３０００倍の走査型電子顕微鏡写真
、第１）図は、塊状の低温変態生成相を有する複合組織
線材から得られた比較例としての極細線の金属組織を示
す３０００倍の走査型電子顕微鏡写真、第１２図は、塊
状組織を有する比較例としての線材の金属組織を示す３
０００倍の走査型電子顕微鏡写真である。 第１３図は、本発明による更に別の極細線の金属組織を
示す走査型電子ｗ４ａ鏡写真である。 第１４図は、本発明による極細線の高温環境保持下での
強度変化を示すグラフ、第１５図は、本発明による極細
線のσ−Ｎ曲線、第１６図は、本発明による極細線の応
力リラクセーション特性を示すグラフである。 第１７図は、本発明によるニッケルメッキ極細線と比較
例としての極細線のそれぞれの高温高温下での発錆性を
示すグラフ、第１８図は、極細線のメツキ付着量と塩水
噴霧試験による耐食性との関係を示すグラフである。 第１図 搦劾悌給Ｍ郁急 線径（−一）第２図 加工１２名ｄ或α） 第４図 第う図 第６１′４ Ｌ′−Ｊ、 ノθＯＡ ン「τＦ７’Ｎ＜ミ 第９図 第１つ図 ７４箇２１＜（ 第１３Ｕ＝１ 第１４図 第１５図 禄↓し敦 第１８図 ０５″　　　　　　　　／θ メンベ厚ざ　←を川） 応力（ＩＩ−ン 手続補正書（方式）　　番 昭和６３年　６月　３日

Claims (4)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量％で Ｃ０．０１〜０．５０％、 Ｓｉ３．０％以下、及び Ｍｎ５．０％以下、 を含み、フェライト相と、マルテンサイト、ベイナイト
   又はこれらの混合組織からなる低温変態生成相とが複合
   し、強加工により生じた５〜１００Åの超微細セルが一
   方向に繊維状に配列し、且つ、繊維間隔が５０〜１００
   ０Åである繊維状微細金属組織を有する線径０．５ｍｍ
   以下の極細線の表面に、極細線１ｋｇ当りについて１〜
   １００ｇの割合にて金属が被覆されていることを特徴と
   する強度２００ｋｇｆ／ｍｍ＾２以上の金属被覆極細線
   。
2. （２）金属がニッケルであることを特徴とする請求項第
   １項記載の金属被覆極細線。
3. （３）重量％で Ｃ０．０１〜０．５０％、 Ｓｉ３．０％以下、及び Ｍｎ５．０％以下、 を含み、一部、残留オーステナイトを含有していてもよ
   いマルテンサイト、ベイナイト又はこれらの混合組織で
   あつて、低温変態生成相がフェライト相中に体積分率１
   ０〜７５％の範囲にて分散されている複合組織を有する
   線材を線径０．３〜１．０ｍｍに一次冷間伸線した後、
   この伸線１ｋｇ当りについて１〜１００ｇの割合にて金
   属を被覆し、次いで、線径０．５ｍｍ以下に二次冷間伸
   線することを特徴とする強度２００ｋｇｆ／ｍｍ＾２以
   上の金属被覆極細線の製造方法。
4. （４）金属がニッケルであることを特徴とする請求項第
   ３項記載の金属被覆極細線の製造方法。