JPH06228642A - 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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- JPH06228642A JPH06228642A JP1484193A JP1484193A JPH06228642A JP H06228642 A JPH06228642 A JP H06228642A JP 1484193 A JP1484193 A JP 1484193A JP 1484193 A JP1484193 A JP 1484193A JP H06228642 A JPH06228642 A JP H06228642A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は、スチールコード、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
方法を提供する。 【構成】 Ｃ：０．９〜１．２％、Ｓｉ：０．１５〜
０．５０％、Ｍｎ：０．３〜０．６％、必要に応じてＣ
ｒ：０．１〜０．３％を含有する鋼を３〜５mmに線材圧
延後７５０〜９５０℃で巻取り、巻取温度から５５０℃
までの温度範囲を所定の式で規定される範囲の冷却速度
で空冷す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。 【効果】 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。
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
方法を提供する。 【構成】 Ｃ：０．９〜１．２％、Ｓｉ：０．１５〜
０．５０％、Ｍｎ：０．３〜０．６％、必要に応じてＣ
ｒ：０．１〜０．３％を含有する鋼を３〜５mmに線材圧
延後７５０〜９５０℃で巻取り、巻取温度から５５０℃
までの温度範囲を所定の式で規定される範囲の冷却速度
で空冷す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。 【効果】 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。
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５６−８
８９３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５３５〜６６０
℃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。
処理方法が開発されている。たとえば、特公昭５６−８
８９３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５３５〜６６０
℃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
鋼線材の粒界初析セメンタイトの生成を完全に阻止する
ことにより、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方法を
提供する。
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
鋼線材の粒界初析セメンタイトの生成を完全に阻止する
ことにより、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方法を
提供する。
【０００５】
【課題を解決するための手段および作用】すなわち、本
発明の要旨は、 （１）重量比でＣ：０．９０〜１．２０％、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直径３mm以
上、５mm未満の線材に圧延後、７５０〜９５０℃で巻取
り、巻取温度から５５０℃までの温度範囲を（１）式で
規定される範囲の冷却速度で空冷す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。
発明の要旨は、 （１）重量比でＣ：０．９０〜１．２０％、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直径３mm以
上、５mm未満の線材に圧延後、７５０〜９５０℃で巻取
り、巻取温度から５５０℃までの温度範囲を（１）式で
規定される範囲の冷却速度で空冷す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】 Ｙ≦０．１６１ｏｇＸ＋０．８２ （１） ただし、Ｙは鋼のＣ含有率（％）、Ｘは冷却速度（℃／
sec ）を示す。 （２）重量比でＣ：０．９０〜１．２０％、Ｓｉ：０．
１５〜０．５０％、Ｍｎ：０．３０〜０．６０％、Ｃ
ｒ：０．１０〜０．３０％を含有する請求項１記載の過
共析鋼線材の製造方法である。
sec ）を示す。 （２）重量比でＣ：０．９０〜１．２０％、Ｓｉ：０．
１５〜０．５０％、Ｍｎ：０．３０〜０．６０％、Ｃ
ｒ：０．１０〜０．３０％を含有する請求項１記載の過
共析鋼線材の製造方法である。
【０００７】以下に、本発明を詳細に説明する。本発明
者らは、過共析鋼の伸線加工性を改善すべく多くの実験
を行ない、以下に示すように、オーステナイト化温度か
らの冷却条件を選ぶことにより、初析セメンタイトの生
成を阻止できるという新たな知見を得た。すなわち、本
発明者らは、表１に示す組成の真空溶解鋼を熱間圧延し
た線材より、直径３mm、高さ１０mmの円柱状試料を製作
し、これをＡｒガス中で９５０〜１０００℃に誘導加熱
してオーステナイト化したのち、種々の冷却速度で連続
冷却した。
者らは、過共析鋼の伸線加工性を改善すべく多くの実験
を行ない、以下に示すように、オーステナイト化温度か
らの冷却条件を選ぶことにより、初析セメンタイトの生
成を阻止できるという新たな知見を得た。すなわち、本
発明者らは、表１に示す組成の真空溶解鋼を熱間圧延し
た線材より、直径３mm、高さ１０mmの円柱状試料を製作
し、これをＡｒガス中で９５０〜１０００℃に誘導加熱
してオーステナイト化したのち、種々の冷却速度で連続
冷却した。
【０００８】
【表１】
【０００９】冷却後の試料を研磨し、ＪＩＳ Ｇ０５５
１に規定された方法でエッチングしたのち光学顕微鏡に
より初析セメンタイトの生成状況を調べた。また、粒界
の薄いフイルム状セメンタイトの生成状況は、研磨後の
試料をピクラールでエッチングしたのち走査型電子顕微
鏡をもちいて観察した。図１に、初析セメンタイトの発
生限界とＣ含有率ならびに冷却速度の関係を示す。この
ように、初析セメンタイトの生成はＣ含有率以外に冷却
速度にも依存し、同一Ｃ含有率でも冷却速度を上げるこ
とによりその生成を防ぐことができる。図１より、初析
セメンタイトの発生しない条件を鋼のＣ含有率とオース
テナイト域からの冷却速度で表すと、次式（１）のよう
になる。
１に規定された方法でエッチングしたのち光学顕微鏡に
より初析セメンタイトの生成状況を調べた。また、粒界
の薄いフイルム状セメンタイトの生成状況は、研磨後の
試料をピクラールでエッチングしたのち走査型電子顕微
鏡をもちいて観察した。図１に、初析セメンタイトの発
生限界とＣ含有率ならびに冷却速度の関係を示す。この
ように、初析セメンタイトの生成はＣ含有率以外に冷却
速度にも依存し、同一Ｃ含有率でも冷却速度を上げるこ
とによりその生成を防ぐことができる。図１より、初析
セメンタイトの発生しない条件を鋼のＣ含有率とオース
テナイト域からの冷却速度で表すと、次式（１）のよう
になる。
【００１０】 Ｙ≦０．１６１ｏｇＸ＋０．８２ （１） ただし、Ｙは鋼のＣ含有率（％）、Ｘは冷却速度（℃／
sec ）を示す。熱間圧延後の線材を冷却するにあたって
は、（１）式を満足する条件を選べば初析セメンタイト
の発生を防止できる。また、初析セメンタイトの生成す
る温度範囲は、Ｆｅ−Ｃ系平衡状態図のＡcm点以下、Ｔ
ＴＴ線図のノーズ（Ｎｏｓｅ）温度以上と考えてよいた
め、本発明鋼では８５０℃以下５５０℃以上の温度範囲
で（１）式を満足すれば良い。
sec ）を示す。熱間圧延後の線材を冷却するにあたって
は、（１）式を満足する条件を選べば初析セメンタイト
の発生を防止できる。また、初析セメンタイトの生成す
る温度範囲は、Ｆｅ−Ｃ系平衡状態図のＡcm点以下、Ｔ
ＴＴ線図のノーズ（Ｎｏｓｅ）温度以上と考えてよいた
め、本発明鋼では８５０℃以下５５０℃以上の温度範囲
で（１）式を満足すれば良い。
【００１１】線材圧延後の巻取温度に関しては、巻取温
度が９５０℃を超えた場合、オーステナイト粒の粗大化
が進行し、線材の絞り値が低下し伸線初期に断線しやす
くなる。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７５０〜９５
０℃とする必要がある。
度が９５０℃を超えた場合、オーステナイト粒の粗大化
が進行し、線材の絞り値が低下し伸線初期に断線しやす
くなる。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７５０〜９５
０℃とする必要がある。
【００１２】線材の直径は、通常５．５mm以上である。
しかし、本発明のように圧延後の冷却速度を大きくとる
ことにより、初析セメンタイトの生成を防止し、より高
炭素の過共析鋼を利用するという目的のためには、線材
直径を小さくするほうが有利である。冷却速度向上効果
があらわれるのは直径５mm未満である。一方、線材直径
が小さくなるに伴い、圧延が困難となるため直径３mmを
下限とする。次に、本発明の成分限定理由について説明
する。
しかし、本発明のように圧延後の冷却速度を大きくとる
ことにより、初析セメンタイトの生成を防止し、より高
炭素の過共析鋼を利用するという目的のためには、線材
直径を小さくするほうが有利である。冷却速度向上効果
があらわれるのは直径５mm未満である。一方、線材直径
が小さくなるに伴い、圧延が困難となるため直径３mmを
下限とする。次に、本発明の成分限定理由について説明
する。
【００１３】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ない、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、０．９０％以上とする。
一方、Ｃ含有率が１．２０％を超した場合、（１）式が
示すように、初析セメンタイトの発生を防止するために
必要な冷却速度は２４０℃／sec を超えるため、空冷で
は実現が困難となる。したがって、Ｃ含有率の上限は
１．２０％とする。
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ない、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、０．９０％以上とする。
一方、Ｃ含有率が１．２０％を超した場合、（１）式が
示すように、初析セメンタイトの発生を防止するために
必要な冷却速度は２４０℃／sec を超えるため、空冷で
は実現が困難となる。したがって、Ｃ含有率の上限は
１．２０％とする。
【００１４】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。
【００１５】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、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、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。
【００１６】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、０．３０％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、０．３０％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、０．３０％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、０．３０％を上
限とする。
【００１７】
【実施例】以下、引張強さ１２０ kgf／mm2 以上、伸線
加工限界９３％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２および３に示す化学成分の直径４
mmの線材を熱間圧延後衝風冷却し、そのまま伸線限界ま
で伸線した。
加工限界９３％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２および３に示す化学成分の直径４
mmの線材を熱間圧延後衝風冷却し、そのまま伸線限界ま
で伸線した。
【００１８】
【表２】
【００１９】
【表３】
【００２０】Ａ鋼はＣ量が０．９０％未満であるため目
標強度に未達である。一方、Ｉ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およびＨ
−４鋼も冷却速度が（１）式を満足しなかったため、初
析セメンタイトが生成し伸線加工性が劣化し、早期に断
線した。Ｂ−２およびＨ−２鋼は巻取温度が９５０℃を
超えたため絞りが低下し、このため伸線限界は低い。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。Ｃ鋼および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。Ｂ−５
およびＨ−５鋼は従来法で製造されたもので線径は５．
５mmである。Ｂ−５およびＨ−５鋼はいずれも線材圧延
後の冷却速度が（１）式を満足していないため初析セメ
ンタイトが生成し、このため伸線加工性が著しく低い。
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。
標強度に未達である。一方、Ｉ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およびＨ
−４鋼も冷却速度が（１）式を満足しなかったため、初
析セメンタイトが生成し伸線加工性が劣化し、早期に断
線した。Ｂ−２およびＨ−２鋼は巻取温度が９５０℃を
超えたため絞りが低下し、このため伸線限界は低い。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。Ｃ鋼および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。Ｂ−５
およびＨ−５鋼は従来法で製造されたもので線径は５．
５mmである。Ｂ−５およびＨ−５鋼はいずれも線材圧延
後の冷却速度が（１）式を満足していないため初析セメ
ンタイトが生成し、このため伸線加工性が著しく低い。
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。
【００２１】
【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。
【図１】初析セメンタイトの発生限界とＣ含有率ならび
に冷却速度の関係を示す図である。
に冷却速度の関係を示す図である。
Claims (2)
- 【請求項１】 重量比でＣ：０．９０〜１．２０％、Ｓ
ｉ：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直径
３mm以上、５mm未満の線材に圧延後、７５０〜９５０℃
で巻取り、巻取温度から５５０℃までの温度範囲を
（１）式で規定される範囲の冷却速度で空冷することに
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。 Ｙ≦０．１６１ｏｇＸ＋０．８２ （１） ただし、Ｙは鋼のＣ含有率（％）、Ｘは冷却速度（℃／
sec ）を示す。 - 【請求項２】 重量比でＣ：０．９０〜１．２０％、Ｓ
ｉ：０．１５〜０．５０％、Ｍｎ：０．３０〜０．６０
％、Ｃｒ：０．１０〜０．３０％を含有する請求項１記
載の過共析鋼線材の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1484193A JPH06228642A (ja) | 1993-02-01 | 1993-02-01 | 過共析鋼線材の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1484193A JPH06228642A (ja) | 1993-02-01 | 1993-02-01 | 過共析鋼線材の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06228642A true JPH06228642A (ja) | 1994-08-16 |
Family
ID=11872267
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1484193A Pending JPH06228642A (ja) | 1993-02-01 | 1993-02-01 | 過共析鋼線材の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH06228642A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2015101779A (ja) * | 2013-11-27 | 2015-06-04 | 新日鐵住金株式会社 | 極細鋼線用線材及びその製造方法 |
| CN109963960A (zh) * | 2016-10-28 | 2019-07-02 | 日本制铁株式会社 | 线材及其制造方法 |
-
1993
- 1993-02-01 JP JP1484193A patent/JPH06228642A/ja active Pending
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2015101779A (ja) * | 2013-11-27 | 2015-06-04 | 新日鐵住金株式会社 | 極細鋼線用線材及びその製造方法 |
| CN109963960A (zh) * | 2016-10-28 | 2019-07-02 | 日本制铁株式会社 | 线材及其制造方法 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A02 | Decision of refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 20020305 |