JPS6156264A

JPS6156264A - 高強度高延性極細鋼線

Info

Publication number: JPS6156264A
Application number: JP17719184A
Authority: JP
Inventors: Takaaki Yuzutori; 柚鳥　登明
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 1984-08-24
Filing date: 1984-08-24
Publication date: 1986-03-20

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】本発明は高強度高延性極細鋼線及びその製造方法に関す
る。

本発明において、極細鋼線とは線径が概ね２鰭以下、好
ましくは１．５鰭以下に冷間伸線された鋼線をいい、ロ
ープワイヤー、ビードワイヤー、ばね鋼、ポースワイヤ
ー、タイヤコード、インナーワイヤー等に使用されてい
る。これらの極細銅線番：１、従来は通常、５．５鰭線
材から伸線加工によって製造されているが、この場合、
その合計減面率Ｃ１１約９０％以−にであって、従来の
通常の０．６〜０゜８％中高炭素パテンティング線材等
の伸線限ＷをｉＬか４．ｒ越えているため、伸線途中で
一度又はそれ１）月−のパテンテ・イング処理を行なう
必要がある。

他ＪＪ、純鉄やイ１（炭素フェライト・パーライト鋼に
よれば、極細鋼線への強加二「による伸線自体は可能で
あるが、伸線加工による強度の」二昇が少ないので、最
終製品としての極細鋼線における強度が低い。即ら、９
５〜９９％強加工伸線でもその強度は７０〜１３０　ｋ
ｇｆ／ｍｍ２であり、μ０ｋｇｆ／ｍｍ２以−にの強度
を達成することはできない。また、加工率９９％以−に
の伸線加工によっても、強度は］　９０　ｋｇｆ／ｍｍ
２以下である。即ち、純鉄や低炭素フェライト・パーラ
イト鋼の強加工伸線によっては、強度２４０ｋｇｆ／ｍ
ｍ２以上で、目つ、破断絞り３０％以」二の極細鋼線を
得ることはできない。

本発明者らは、減面率が９０％又はそれ以−ヒの加工率
による冷間伸線加工によって、高強度高延性の極細鋼線
を与える線材を得るために鋭意研究した結果、冷間伸線
用の低炭素鋼線材の組織を予め残留オーステナイトを含
有していてもよいベイナイト、マルテンサイト又はこれ
らの微細混合組織とし、これより逆変態したオーステナ
イトを所定の冷却条件下に変態させることによって、最
終組織として、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せしめることに
より、この低炭素鋼線材は、上記したような９０％以上
のすぐれた強加工性を有し、従って、かかる線材によれ
ば、加工途中にＡｃ、温度以−１二に加熱することなく
、合８１湖面（・（で９０％以−にの冷間伸線加工を行
なうことができ、しかｔ）、強度μ０ｋｇｆ／ｍｍ”以
上、破断絞り４（）％以上、好ましい場合には強度２４
０ｋｇｆ／ｍｍ”以上、破断絞り３０％以−Ｌの高強度
高延性極細鋼線を１ｉＩ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。

本発明による高強度高延性極細鋼線は、重量％でＣ０．０２〜０．１５％、Ｓｉ０．０１〜１．２％、Ｍｎ　　　０．１〜２．５％、残部鉄及び不可避的不純物よりなり、針状マルテンサイ
ト、ペイノー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に対して１５〜４０％の体積分
率でフェライト相中に均一に分散されてなる金属組織を
有する鋼線が合計減面率９０％以上にて冷間伸線されて
なることを特徴とする。尚、本発明においては、前記し
たように、極細鋼線とは直径が２ｍｍ以下、好ましくは
１．５　ｎ以下である鋼線をいう。

即ち、本発明による極細鋼線は、所定の化学組成を有す
ると共に、所定の体積分率にて低温変態生成相がフェラ
イト中に均一に分散分布されてなる従来にない特異な複
合組織を有する強加工性にすぐれた線材を９０％以」二
の加工率にて冷間伸線して得られ、高強度高延性を有す
る。

以下に本発明において用いる線材における化学成分の限
定理由について説明する。

尚、本発明において、針状（ｅｌｏｎｇａｔｅｄ又はａ
ｃｉｃｕｌａｒ）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。また、針状粒子の換算粒子径とは、針状
粒子の面積を円に換算したときの直径を意味する。

Ｃは、本発明において用いる冷間伸線前の線材が、本発
明の規定する最終金属組織を有するために０．０１％以
上を添加することが必要であるが、０．３０％を越える
ときは、針状のマルテンサイト、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。従
って、Ｃ含有量Ｉｔ：　ｏ、　０　’１〜．０．３０％
とする。

Ｓｉばフェライト相の強化元素として有効であるが、１
．５％を越えると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１．５％
を−Ｌ限とする。

Ｍｎば綿材を強化すると共に、第２相の焼入れ性を高め
、ま人：、その形態をｔ１状化するために０゜３％以１
−を添加することが必要であるが、２．５％を越えて多
量に添加しても、その効果が飽和するので、Ｍｎ含有■
は０．３〜２．５％とする。

本発明においては、線材の金属組織を微細化するために
、Ｎｂ、■及びＴｉから選ばれる少なくとも１種の元素
を更に添加することができる。この組織のｉ故細化のた
めには、いずれの元素についても０．００５％以上の添
加を必要とするが、しかし、過多に添加してもその効果
が飽和し、また、経済的にも不利であるので、その上限
は、Ｎｂについては０．２％、■及びＴｉについてはそ
れぞれ０．３％とする。

更に、本発明における線）Ａ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は線材中のＭｎＳ量を少なくするために、０．００５
％以下とするのがよく、これにより線材の延性が向上す
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鋼線の延
性を劣化させるので、０．００３％以下とするのが好ま
しい。

Ａρ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）Ａの加工性を阻害する場合があ
り、線材を伸線する間にこの介在物を起点として破断が
生じやすい。従って、Ａｌの含有量は、通常、０．０１
％以下とするのが好ましい。

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、■及びＴｉを含めて、Ａｌ１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、本発明による極細鋼線の用途に応じて、用い
る冷間伸線用線材にはＣｒ、ＣＩ３及び／又はＭｏをそ
れぞれ１．０％以下、Ｎｉを６％以下、ＡＮ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。

次に、上記した線材からの本発明による極細鋼線の製造
について説明する。

本発明による高強度高延性極細鋼線を製造するには、先
ず最初に、上記したような化学組成を有する鋼片に所要
の熱間加工及び熱処理を施こして、その組織を旧オース
テナイト粒径が３５μ以下のベイナイト、マルテンサイ
ト又はこれらの混合組織とした後、これをＡｃ＋〜Ａ（
３温度域に加熱して、オーステナイト化分率が約２０％
以上となるようにオーステナイト化を進行させ、次いで
、このようにして得た圧延鋼材を平均冷却速度４０〜１
５０℃／秒にて常温乃至５００°Ｃまで冷却することに
よって本発明で用いる強加工性にすくれた冷間伸線用の
線材を製造する。次いで、この線材を合計減面率９０％
以上にて冷間伸線して、目的及び用途に応して直径２１
以下の極細鋼線を得る。

本発明によれば、−に記冷間伸線に際して、予め線材を
Ａｃ、温度以上に加熱することなく、合計減面率９０％
以−にで冷間伸線することにより、強度μ０ｋｇｆ／ｍ
ｍ２、破断絞り４０％以上の極細＠線を得ることができ
、特に、合計減面率９９％以上にて冷間伸線するごとに
より、強度２４０　ｋｇｆ／ｍｍ２、破断絞り３０％以
上の極細鋼線を得ることができる。

即ち、先ず、本発明において用いる線材における金属３
．■織における第２相を微細な針状組織とするために、
前記所定のＮ１■成を有する鋼片をＡｃｌ〜ＡＣ３温度
域に加熱する前に、所定の条件での熱間加工を含む処理
を施こすことにより、その組織を、一部残留オーステナ
イトを含有していてもよい旧オーステナイト粒径が３５
μ以下、好ましくは２０　ｔｒ　、Ｉｕ下のへイナイト
、マルテンサイト又はこれらの微細混合ｘ１■織（以下
、これらを単に前組織ということがある。）とする。前
組織をこのように微細化することに３１ミリ、最終組織
を微細化して鋼の延性及び靭性を向」二さ−ｌ゛、かく
して鋼に所要の強度を（マ１りすることができる。

旧オーステナイト粒径を３５μ以下に調整するには、造
塊又は連続鋳造により得られた鋼片を熱間加工するに際
して、オーステナイトの再結晶や粒成長の進行が著しく
遅い温度域、即ち、９８０°Ｃ以下であって、目、つ、
Ａｒ３点以」−の温度範囲において減面率３０％ＩＩ上
で熱間加工することが必要である。熱間加エン品度が９
８０℃を越える温度であるときは、オーステナイトが再
結晶や粒成長しやすく、また、加工減面率が３０％より
も少ないときは、オーステナイト粒径を細粒化すること
ができないからである。更に、１０〜２０μ程度のオー
ステナイト細’ｌ：ｉを得るには、上記加工条件に加え
て、最終加工バスを９００℃以下とする必要があり、５
〜１０メ１程度の極細粒を得るためには、上記最終加工
を歪速度３００／秒以上とする必要がある。

尚、旧オーステナイト粒径を調整するための上記熱間加
工後に冷間加工を加えて所望の形状とすることもできる
が、この場合、冷間加工の加工率は４０％までとする。

−Ｆ記前組織に４０％よりも大きい冷間加工を加えたと
きは、後述するＡｃ＋〜Ａｃ３温度域への加熱時にマル
テンサイトの再結晶が起こり、目的とする最終３、■織
を得ることができない。

次に、前組織をベイナイト、マルテンサイト又はこれら
の混合組織とするためには、次の方法によることができ
る。

その第１は、圧延工程中に所要の前組織を得る方法であ
って、鋼片を制御圧延するか、又は熱間圧延した後に加
速冷却する。その冷却速度は５℃／秒以上とすることが
必要である。これよりも小さい冷却速度では、通常のフ
エライＩ・・パーライト組織となるからである。

前＆；Ｆｌ織を得るための第２の方法は、圧延した鋼祠
を改めて熱処即する方法であり、鋼をＡｃ３点以−にの
オーステナイト域に加熱した後に調整冷却する。この方
法による場合も、加熱温度は、第１の方法について説明
したと同様に、Ａｃａ〜Ａｃ、＋１５０℃の範囲である
ことが望ましい。

このようにＡｃ＋〜Ａｃ、３域に加熱する前の！１１■
織を、従来のフェライト・パーライト組織に替えて、残
留オーステナイ）・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
生成相とした圧延鋼材をＡｃｌ〜ＡＣ３域に加熱するこ
とにより、低温変態生成相のラス境界に存在している残
留オーステナイト若しくはセメンタイトを擾先核として
、初期オーステナイト粒が多数生成し、−Ｉ−記ラス境
界に沿って成長する。

次いで、所定の条件下での冷却によってこのオーステナ
イトから変態するマルテンサイト又はベイナイトを針状
にして、周囲のフェライト相に対して整合性のよいもの
とし、かくして、従来のフェライト・パーライト前組織
に比較して、第２相粒子を格段に１ｉＴｈ細化する。従
って、Ａ　ｃ　１−Ａ　Ｃ３域への加熱及び冷ノａｒ＋
の条件が重要である。即ち、条件によっては、第２相が
塊状化し、或いは第２相に塊状の粒子が混在して、強加
工性を損なうこととなるからである。

より詳細に説明すれば、微細なベイナイト、マルテンサ
イト又はこれらの混合組織からなる前に１■織をオース
テナイト域に加熱する際の逆変態は、オーステナイト分
率が約２０％までは旧オーステナイト粒界から塊状オー
ステナイトが生成し、また、粒内からは針状オーステナ
イトが生成することにより開始されるので、この状態か
ら、例えば１５０〜ｂことにより、針状と塊状の低温変態生成相がフェライト
中に分１１シした組織を得る。従って、旧オーステナイ
トが細粒であるほど、塊状オーステナイトの生成頻度が
高い。オーステナイト化が更に約４０％以上進行すると
、針状オーステナイト粒子相互が合体して塊状オーステ
ナイトへと変化するので、この状態から急冷すると、フ
ェライトと壮大な塊状の低温変態生成相との混合Ｈ１■
織を形成ずる。更にオーステナイト化が約２０％以上進
行すれば、塊状オーステナイト相互が合体成長してオー
ステナイト化が完了するので、この状態から急冷すれば
、低温変態生成相が主体の組織となる。

そこで、本発明においては、前記前組織に調整した鋼を
Ａｃ＋〜ＡＣ３域に加熱するに際して、そのオーステナ
イト化をオーステナイト化分率が約２０％以上とし、こ
の状態から平均冷却速度４０〜ｂ却することにより、冷却中の変態過程において塊状オー
ステナイ］・からフェライトと針状オーステナイトとを
分画させ、この針状オーステナイトを低温変態生成相に
変態させることにより、一部残留オーステナイトを含有
していてもよい針状ベイナイト、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１１シされた最終金属組織を得るの
である。

平均冷却速度は上記のように限定される。冷却速度が４
０”Ｃ／秒よりも遅い場合には、塊状オーステナイトか
らボリゴナルフエライトが生成し、残留する塊状オース
テナイト粒子は塊状第２相に変態し、一方、冷却速度が
１５０℃／秒よりも速い場合には、上記したように塊状
第２相が生成するからである。また、本発明においては
、フェライト相中における第２相の体積分率は１５〜４
０％の範囲とする。第２相の体積分率がこの範囲にある
とき、第２相粒子は針状であり、且つ、その平均換算粒
子径が３μ以下となり、かくして、得られる線材は、従
来にない独特の複合組織を有するために、すぐれた強加
工性を有する。また、第２相の体積分率が上記範囲をは
ずれるとき、上記条件下での冷却によっても、最終組織
中に塊状第２相が混入しやすい。

冷却停止温度は常温乃至５００℃である。これは、低温
変態生成相としてベイナイト、マルテンサイト又はこれ
らの混合組織を得るためであると共に、この温度範囲内
で冷却速度を遅くし、又は停止することによって、生成
した第２相の焼戻しを兼ねさせることもできるからであ
る。

以−ヒのように、本発明において用いる線材は、低炭素
鋼の組織を予めベイナイト、マルテンサイト又はこれら
の微細混合組織とし、これより逆変態した塊状オーステ
ナイトを所定の冷却条件下に変態させて、針状の低温変
態生成相が１５〜４０％の体積分率にてフェライト相中
に均一に分散されてなる従来にない特異な微細複合組織
を有し、かくして、伸線に際してＡｃ、温度以上に加熱
することなくして、９０％以上の加工率による冷間伸線
によって高強度高延性の極細！１ｉｉｌ綿を得ることが
でき、例えば、合計減面率を９０〜９９％として、強度
μ０ｋｇｆ＃ａ＋ａ”　、破断絞り４０％以上の極細鋼
線を、また、合計減面率を９９％以上として、強度２４
０ｋｇｆ／ｎ＋ｎ＋”　、破断絞り３０％以上の極細鋼
線を得ることができる。

実施例第１表に示すように、本発明で規定する化学組成を有す
る綱Ａ及びＢを圧延後に水冷して、前組織を微細なマル
テンサイト組織としたものをそれぞれＡ１及びＢ１とし
、比較鋼として、鋼Ａを圧延後空冷して、前＆Ｆ１ｍを
フェライト・パーライト組織としたものをＡ２とする。

旧オーステナイト粒径はいずれも２０μ以下である。

次に、上記Ａ１及びＢ１を異なるオーステナイト分率を
有するようにＡＣ３〜ＡＣ３域に３分間加熱保持Ｚ−１
種々の平均冷却速度にて常温まで冷却した。加熱温度及
び冷却速度に対する第２相粒子の形態とその体積分率を
第１図に示す。実線はフェライトと針状第２相との均一
な混合組織を有し、破線はフェライトと塊状第２相、又
はフエライ１と針状若しくは塊状第２相との混合ｋｉｌ
ｌ　ｆＭを示す。

本発明に従って、平均冷却速度１２５℃／秒又は８０℃
／秒で冷却したとき、鋼４Ａの第２４１−Ｉ　ＪＥ４１
１遺は針状であって、組織はこの第２相がフェライト相
中に均一に分散して一形成されており）鱈ト人二、第２
相の体積分率は加熱温度にかかわらずにム、【ぼ□一定
である。これに対して前ｘ、■織が同じであっても、平
均冷却速度がμ０℃／秒以上のとき巳、１１、第２相形
態は塊状、又は塊状と針状の混合物となり、更に第２相
分率は加熱温度が高いほど多くなる。

第２図は最終組織に含まれる第２相体積分率と第２相粒
子の平均換算粒子径の関係をマルテンサイト前組織のＡ
１及びＢ１、並びにフェライト・パーライト前＆１１１
１ｉｉｌｉＡ２及びＢ２についてそれぞれ示す。ここで
、平均換算粒子径は、いずれの形態についても、前記し
たように面積を円に換算したときの平均直径を意味する
。

いずれの鋼材についても、第２相粒子の粒子径は第２相
体積分率の増加に伴って大きくなるが、第２相分率が同
一である場合は、マルテンサイト前Ｎ、■織から得られ
る粒子の粒子径はフェライト・パーライト前１１　ｍか
ら得られる粒子の粒子径に比べて著しく小さい。即ち、
同一のＫ１１Ｉ成を有する鋼片であっても、前組織をフ
ェライト・パーライトからマルテンサイトｉ、ｎ　織に
調整することにより、第２相１１”！了を格段にｉ故細
化できる。この第２相粒（０）ｊｊＩＱ細１ヒにより、
鋼材の延性は大幅に改善されイ〉が、必ずしも強加工性
に冨むとは限らない。即ら、；１発明１．７１ｉｒ−っ
て、第２相の体積分率を１５〜４０％の範囲とすること
によって、第２相の形態Ｌ；ｌ：ｔｌ状が主体となり、
■つ、第２相が平均換算粒子径３μ以下の微細な針状粒
子からなり、更に、このような微細な針状第２相がフェ
ライト中に均一に分散分布されるために強加工性にすぐ
れるのである。勿論、上記は第２相が針状ベイナイト又
はこれとマルテンサイトとの混合組織の場合にも当ては
まる。

次に、本発明鋼Ａ１及び比較鋼Ａ２について、加熱及び
冷却条件、最終Ｎ１■織ｉ１ｉびに機械的性質を第２表
に示す。前ＮＩＩＨ＆が微細なマルテンサイトであるＡ
１をオーステナイト化分率が２０％以上となるようにＡ
Ｃ，−Ａ、３域に加熱した後、１２５°（：７秒で冷却
して得られた鋼番号３．４．５及び６の鋼材は、フェラ
イト相中にｒｉｓ＆細な３１状マルテンサイト（第２相
）が体積分率１５〜４０％の範囲内で均一に混合分散さ
れてなる蝮合！ｆ：ｒｌ　１Ｑｌｉを有ｊ〜、強度・延
性バランスに格段にずくれていることが明らかである。

これに対して、前組織がフェライト・パーライトである
比較鋼Ａ２は、加熱及び冷却条件にかかわらずに、第２
相の形態が塊状である鋼番号１０、１１又は１２をｌｙ
え、これらはいずれも強度・延性バランスに劣っている
。一方、前ｆ：［Ｉ　ｉｔはマルテンサイトであるが、
鋼番号１はＡＣ１〜ＡＣ３域に加熱後の冷却速度が遅す
ぎるために、また、鋼番号２はＡ、１〜Ａｃ３域に加熱
した際のオーステナイト化分率が１６％であるために、
いずれもその組織がフェライトと塊状及び針状マルテン
サイトとの微細な混合Ｎ１■織であり、上記鋼番号１０
〜１２よりは強度・延性バランスにずくれているが、上
記本発明による鋼材に比べて劣ることが明らかである。

また、鋼番号７〜９はいずれもフェライトと塊状マルテ
ンサイトの混合組織であって、強度・り１［１）１バラ
ンスに劣る。

次に、５′Ｉ：なる第２相形態を有する６、　４　ｍ径
線材に冷間伸線による強加工を加えた。この加工後の１
−１質を第３表に示す。鋼番号１の本発明線材によれば
、加工度９０％にて引張強度９０ｋｇｆ／ｍｍ２、破断
絞り５８％である２龍径の極細鋼線を得ることができ、
加工度９９％によって一層鋼強度の０゜７−麟径の極細
鋼ＩＪ＋！を得ることができる。一方、塊状の第２相を
有する綱番号２の比較鋼線材によれば、加工度の増大に
つれて急激に延性が劣化し、約９０％の加工度において
断線が生じた。鋼番号３の比較鋼線材は鋼番号２の鋼よ
りも微細な組織を有して、強加工性は鋼番号２よりもす
ぐれるものの、鋼番号１に比較して加工後の性質劣化が
著しい。

第３図は第２表鋼番号４の本発明線材を３００℃の温度
で所定時間熱処理した場合の特性の変化を示す。強度・
延性変化は比較的少なく、特に、降伏比は３００℃で３
０分間保持しても低い値を示している。このことは、本
発明線材が冷却ままの状態で固溶Ｃ及びＮが低いことに
も関連している。一方、力１１工後に同様の熱処理を施
せば降伏比が著しく高くなり、目的に応じて加工、低温
熱処理の組合・ｌが可能である。

次に、第１表に示すように、本発明で規定する化学組成
を有する鋼Ｂ及びＣを本発明に従ってフェライトと針状
マルテンサイトの均一な１１１（細複合ｌｔｌ織を有す
る５、　５　ｍｍ線径の線＋Ａとした。これらをそれぞ
れＢ１及びＣ１とする。このＢ１及びＣ１の機械的性質
及びこれらを１．０龍以下の線径の極細鋼線に強加工し
た伸線（イの機械的（’Ｉ質を第４表に示す。

Ｂ１及びＣ１は共に高延性を有し、９９．９　％の強加
工が可能であり、このようにしてｌｉられる極細鋼線も
高強度及び高延性を有する。また、鋼０１を加工率９７
％で伸線して線材（線径０．９５ｍｍ）とし、これを３
００〜４００℃の温度で低／品焼鈍した後の機械的性質
をも第４表に示す。線材が低温焼鈍によって延性が改善
されていることが明らかである。強度低下は認められな
い。従って、低温焼鈍熱処理によって本発明による極細
鋼線の延性改善を図ることができ、また、本発明による
線材の伸線途中工程に低温焼鈍を組み合わせることによ
って、最終伸線材の延性を一層増すこともできる。更に
、低温焼鈍を伸線工程や最終伸線後に施されるメッキ層
の拡散熱処理として適用することもできる。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明で規定する組成を有する鋼をＡＣ１〜Ａ
Ｃａ域に加熱し、冷却したときの加熱温度と平均冷却速
度とに対する低温変態生成相の形態とそのフェライト相
中における体積分率の関係を示すグラフ、第２図は第２
相の体積分率と、第２相の形態及びｔζｉ了の平均換算
粒子径との関係を示すグラフ、第３図は本発明による鋼
材を３００℃０）１１口鉗に１′４１持したときの物性
の変化を示すグラフである。

Claims

【特許請求の範囲】

（１）重量％でＣ０．０２〜０．１５％、Ｓｉ０．０１〜１．２％、Ｍｎ０．１〜２．５％、残部鉄及び不可避的不純物よりなり、針状マルテンサイ
ト、ベイナイト又はこれらの混合組織からなる低温変熊
生成相がフェライト相に対して１５〜４０％の体積分率
でフェライト相中に均一に分散されてなる金属組織を有
する線材が合計減面率９０％以上にて冷間伸線されてな
ることを特徴とする直径２ｍｍ以下の高強度高延性極細
鋼線。
（２）低温変態生成相の粒子が３μ以下の平均換算粒子
径を有することを特徴とする特許請求の範囲第１項記載
の高強度高延性極細鋼線。
（３）重量％で（ａ）Ｃ０．０２〜０．１５％、Ｓｉ０．０１〜１．２％、Ｍｎ０．１〜２．５％、及び（ｂ）Ｎｂ０．００５〜０．２０％、Ｖ０．００５〜０．３０％、及びＴｉ０．００５〜０．３０％よりなる群から選ばれる少
なくとも１種の元素、残部鉄及び不可避的不純物よりなり、針状マルテンサイ
ト、ベイナイト又はこれらの混合組織からなる低温変熊
生成相がフェライト相に対して１５〜４０％の体積分率
でフェライト相中に均一に分散されてなる金属組織を有
する線材が合計減面率９０％以上にて冷間伸線されてな
ることを特徴とする直径２ｍｍ以下の高強度高延性極細
鋼線。
（４）低温変態生成相の粒子が３μ以下の平均粒子径を
有することを特徴とする特許請求の範囲第３項記載の高
強度高延性極細鋼線。