WO1994023083A1 - Barre de bainite ou fil d'acier pour trefilage et procede de production d'un tel fil ou d'une telle barre - Google Patents

Barre de bainite ou fil d'acier pour trefilage et procede de production d'un tel fil ou d'une telle barre Download PDF

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Hiroshi Oba
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite

Definitions

  • the present invention relates to a bainite wire or a steel wire for wire drawing and a method for producing the same.
  • a wire rod as a product means a wire rod that has been subjected to direct heat treatment after rolling a slab into a wire rod for wire drawing, and a steel wire as a product before or after hot rolling.
  • wire or steel wire is drawn according to the use of various end products, but it is necessary to make the wire or steel wire suitable for wire drawing before this wire drawing. is there.
  • high-carbon steel wire or steel wire has a unique microstructure of a mixture of fine and fine perlite and a small amount of proeutectoid prior to wire drawing.
  • Heat treatment is performed. This is a heat treatment method in which a wire or steel wire is heated to an austenitizing temperature, and then cooled at an appropriate cooling rate to complete the pearlite transformation to form a mixed structure of fine pearlite and a small amount of proeutectoid. .
  • a wire at an austenitizing temperature is immersed in a molten salt, and the cooling rate between 800 and 600 ° C is adjusted to 150 ° C. ⁇ 1 0 (TCZ sec.
  • a heat treatment method is used to produce a mixed structure of a small amount of proeutrite.
  • the problem with the fine structure is that ductility is degraded at high area reduction in the wire drawing process and cracking occurs in the twist test (hereinafter referred to as delamination).
  • the object of the present invention is to provide a chemical composition comprising a specific amount of C, Mn, Si and optionally Cr according to the present invention, wherein the upper limits of the amounts of P and S are limited, and
  • the problem is solved by providing a wire or steel wire of a payinite tissue having a specified tensile strength and drawing value.
  • Another object of the present invention is to increase the cooling speed to the nose position in the TTT diagram in cooling the wire after hot rolling or in heat treatment of the steel wire after heating to the austenitizing temperature.
  • An object of the present invention is to provide a bainite wire or a steel wire obtained by preventing the formation of a light structure and then isothermally maintaining the temperature at 350 to 500 ° C.
  • the gist of the present invention is as follows.
  • a 1 0.003% or less
  • a bainite wire or a steel wire for wire drawing having a tensile strength and a drawing value defined by (1) and (2).
  • TS Tensile strength (kgf / mm 2)
  • RA iris (%)
  • a 1 0.03% or less
  • a 1 0.03% or less
  • a method for producing a bainite steel wire for wire drawing characterized by cooling to a temperature range of 0 to 500 ° C and maintaining the temperature range for at least Y seconds defined by the following formula (3).
  • FIG. 1 is a view showing a heat treatment pattern of the present invention. BEST MODE FOR CARRYING OUT THE INVENTION
  • the reasons for limiting the chemical compositions of the starting billet and the steel wire are as follows.
  • the primary drawability significantly decreases when the amount of C added is less than 0.8 Owt%. Therefore, the lower limit of C is set to 0.80 wt%, but if it exceeds 0.90 ⁇ %, Since center segregation occurs, the upper limit of C is set to 0.90 wt%.
  • Si is added as a deoxidizing agent in an amount of 0.10 wt% or more.
  • Si is an element that strengthens the solid solution of the steel and is an element that can reduce the relaxation loss of the steel wire.
  • Si is added in excess of 1.50 wt%, the amount of scale generated is reduced, the mechanical descaling property is reduced, and the bond lubricity of the wire is slightly reduced. Therefore, the upper limit of Si was set to 1.50 wt%.
  • Mn is added as a deoxidizer in an amount of 0.1% by weight or more.
  • Mn is an element that strengthens the solid solution of steel, segregation tends to occur at the center of the wire rod when the amount of force added is increased, and the segregation part improves hardenability and shifts the transformation end time to a longer time side. Therefore, the untransformed portion becomes martensite, which leads to disconnection during wire drawing. Therefore, the upper limit of the amount of added Mn was set to 1.0 Owt%.
  • the structure after patenting is A network of the mentite is likely to be generated, and a thick cementite is likely to precipitate.
  • the steel of the present invention in order to realize high strength and high ductility, it is necessary to eliminate a cementite network and a thick cementite.
  • Cr is set to 0.1 wt% at which the effect can be expected.
  • the addition of large amounts of Cr and Cr increases the dislocation density in the fly after heat treatment, and thus significantly impairs the ductility of the ultrafine wire after drawing. Therefore, the upper limit of Cr is set to 1.00 t% which does not impair ductility.
  • the content of A 1 is set to 0.003 wt% or less in order to avoid a decrease in ductility due to non-ductile inclusions.
  • the reason for limiting the cooling start temperature or steel wire heating temperature after wire rod rolling to 755 to 110 ° C is that 755 ° C is the lower limit temperature of the austenite transformation point. This is because abnormal growth of austenite grains occurs.
  • the cooling rate to the constant temperature range of 350 to 500 ° C was set to 60 to 30 (TCZsec was limited to 60 sec.
  • the lower limit of the cooling rate This is because 300 ° CZ sec is the upper limit of the cooling rate that is industrially possible.
  • the reason why the constant temperature after cooling was specified as 350-500 is that 350 ° C is the lower limit temperature for the formation of the upper bainite structure, while 500 ° C is the lower limit temperature of the upper bainite structure. This is because it is the upper limit temperature for generation.
  • the time required to maintain a constant temperature in the temperature range between 300 and 500 can be obtained from the transformation end line of the TTT diagram, but if the immersion time in the cooling bath is insufficient, martensite will occur. However, this may cause disconnection during wire drawing. Therefore, since it is necessary to maintain the temperature longer than the transformation end time, the lower limit of the time maintained in the temperature range of 350 to 500 ° C. is set to the time Y seconds defined by the following equation (3).
  • the tensile strength strongly depends on the C content, it is given in relation to the C content as shown in equation (1).
  • a wire or steel wire having a payinite structure has a lower precipitation strength in the same composition than a conventional wire or steel wire having a pearlite structure because cementite precipitates more coarsely.
  • the tensile strength was limited as shown in equation (1) as a limit that does not degrade wire drawing workability. If the upper limit is exceeded, the wire drawing processability will be degraded, and the wire will break during the wire drawing process, leading to delamination.
  • the drawing value is an important factor that indicates the sharpness of the processing during wire drawing. Even with the same tensile strength, the higher the drawing value, the lower the work hardening rate during wire drawing, and the wire drawing can be performed to a high area reduction rate.
  • the wire having the payinite structure has a coarser cementite precipitate than the conventional wire having the pearlite structure, and therefore has a higher drawing value even at the same tensile strength. Therefore, as a limit that does not degrade the wire drawing limit, the aperture value is set as Limited. If the lower limit is not reached, the wire drawing workability will be degraded, and the wire will break during the wire drawing process, leading to delamination.
  • the wire or steel wire having a payinite structure according to the present invention has a tensile strength and a drawing value defined as described above, and also has an upper bainite structure having an area ratio of 80% or more and Hv Has a microstructure of 450 or less, whereby the wire drawing processability is further improved.
  • Example 1 The wire or steel wire having a payinite structure according to the present invention has a tensile strength and a drawing value defined as described above, and also has an upper bainite structure having an area ratio of 80% or more and Hv Has a microstructure of 450 or less, whereby the wire drawing processability is further improved.
  • Table 1 shows the chemical composition of the test steel.
  • a to D are examples of the steel of the present invention, and E and F are examples of comparative steels.
  • Steel E has a C content exceeding the upper limit, and steel F has a Mn content exceeding the upper limit.
  • test steels were cut into 300 mm ⁇ 500 mm pieces by a continuous manufacturing facility, and further, were subjected to slab rolling to produce steel pieces having a 122 mm square cross section.
  • the tensile test was performed using the No. 2 test piece of JIS Z221 and the method described in JISZ2241.
  • the specimen was cut to a length of 100 d + 100 and then rotated at a distance between chucks of 100 d and a rotation speed of 10 rpm until breaking.
  • d represents the diameter of the steel wire.
  • Table 2 shows the characteristic values thus obtained.
  • No. 5 to No. 10 are comparative examples.
  • Trout 100 ⁇ 0 100 * 0 900 ⁇ 0 09 "0 9 0 98 * 0 ⁇
  • Table 3 shows the chemical composition of the test steel wire.
  • Steel E has a C content exceeding the upper limit
  • steel F has a Mn content exceeding the upper limit.
  • the tensile test was performed using the No. 2 test piece of JIS SZ 2201 according to the method described in JIS S2241.
  • d represents the diameter of the steel wire.
  • No. 1 to No. 4 are examples of the present invention, and all the heat treatment conditions of the present invention are satisfied. Therefore, even after 1.0 mm0 after drawing, delamination can be performed without drawing.
  • N 0.5 to N 0.10 are comparative examples.
  • Heating temperature T Holding temperature after cooling
  • Cooling rate t Holding time after cooling
  • the wire or the steel wire manufactured according to the present invention can be drawn to a higher area reduction ratio than the conventional method, and the delamination resistance characteristics are also improved. Therefore, according to the present invention, it is possible to provide a bainite wire or a steel wire having excellent drawability.

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Description

明 細 書 伸線加工用ベイナイト線材または鋼線およびその製造方法 技術分野
本発明は、 伸線加工用べイナィト線材または鋼線およびその製造方法 に関するものである。
本発明において、 製品としての線材とは鋼片を線材に圧延後に直接熱 処理を施して伸線加工用とした線材を意味し、 製品としての鋼線とは伸 線加工前または熱間圧延後に、 伸線加工に供すべく熱処理を施した鋼 線、 および熱間圧延後冷間加工により第 1次引抜加工を施した後に、 第 2次引抜加工用として熱処理を施した鋼線を意味する。 背景技術
通常、 線材または鋼線は種々の最終製品の用途に応じて、 伸線加工さ れるが、 この伸線加工の前に、 線材または鋼線を予め伸線加工に適した 状態にしておく必要がある。
従来、 高炭素鋼線材または鋼線に関しては、 伸線加工前に組織を均一 で微細なパーライ 卜と少量の初析フヱライ 卜の混合組織にする必要か ら、 パテンティングと呼ばれる線材または鋼線独特の熱処理が施され る。 これは線材または鋼線をオーステナイト化温度に加熱した後、 適度 な冷却速度で冷却して、 パーライ 卜変態を完了させて微細パーライ卜と 少量の初析フヱライ卜の混合組織にする熱処理方法である。
特公昭 6 0 - 5 6 2 1 5号公報記載の線材の製造方法では、 オーステ ナイト化温度にある線材を溶融塩に浸漬し、 8 0 0 ~ 6 0 0 °C間の冷却 速度を 1 5 ~ 1 0 (TCZ s e cにとることにより、 微細なパ一ライトと 少量の初析フ ライ トの混合組織にする熱処理方法を行つている。 しかし、 パ一ライ ト組織では伸線加工工程において高減面率における 延性の劣化、 捻回試験での割れの発生 （以下デラミネーションと称す る） が問題となっている。
本発明は、 伸線加工工程において、 前記の如き問題点を生じない伸線 加工性に優れたベイナイ ト線材または鋼線およびこれらの製造方法を提 供することを課題とする。 発明の開示
本発明の前記の課題は、 本発明に従い特定量の C、 M n、 S iおよび 必要に応じて C rを含み、 Pおよび S量の上限値が制限された化学組成 力、らなり、 かつ規定された引張強さおよび絞り値を有するペイナイ ト組 織の線材または鋼線を提供することによつて解決される。
さらに本発明の課題は、 熱間圧延後の線材の冷却にあたり、 あるいは オーステナイ ト化温度に加熱後の鋼線の熱処理において、 T T T線図に おけるノーズ位置までの冷速を大きくとることによりパ一ライ ト組織の 生成を防止し、 その後 3 5 0〜5 0 0 °Cに等温保持することによって得 られるべイナィ ト線材または鋼線を提供することによって解決しようと するものである。 つまり、 線材圧延後あるいは鋼線加熱後に、 1 1 0 0 〜7 5 5 °Cの温度範囲から 6 0〜3 0 0 °CZ s e cの冷却速度により 3 5 0 ~ 5 0 0 °Cの温度範囲に冷却し、 この温度に一定時間以上保持し てミクロマルテンサイ ト組織の発生を抑えることにより、 伸線加工性に 優れたべィナイ ト組織の線材または鋼線を得ることができ、 かく して高 減面率においても伸線加工性に優れた線材または鋼線が得られる。 すなわち、 本発明の要旨とするところは下記のとおりである。
( 1 ) 重量％で C： 0. 80~0. 90%,
S i : 0. 1 0~ 1. 50%、
Mn： 0. 1 0〜1. 00%
を含有し、
P： 0. 02 %以下、
S ： 0. 0 1 %以下、
A 1 ： 0. 003 %以下
に制限され、 残部 F eおよび不可避的不純物からなり、 かつ下記式
(1) および （2) により規定される引張強さと絞り値を有することを 特徴とする伸線加工用べイナイト線材または鋼線。
TS≤ 85 X (C) + 6。… （1)
RA≥- 0. 875 X (TS) + 1 58- (2)
但し、 C ：炭素含有量 （wt%)
TS ：引張強さ （k g f /mm2 ) RA：絞り （％)
(2) 合金成分として、 さらに C r ： 0. 1 0〜1. 00%を含有す ることを特徴とする前項 1記載の伸線加工用ベイナイ ト線材または鋼 線。
(3) 上部べイナイ ト組織が面積率で 8 0 %以上で、 かつ H Vが 450以下のミクロ組織を有することを特徴とする前項 1または 2記載 の伸線加工用べイナイト線材または鋼線。
( 4 ) 重量％で
C： 0. 80 - 0. 90 %、
S i : 0. 1 0〜1. 50%、
Mn： 0. 1 0-1. 00%
を含有し、 P ： 0. 0 2 %以下、
S ： 0. 0 1 %以下、
A 1 ： 0. 0 0 3 %以下
に制限され、 残部 F eおよび不可避的不純物からなる鋼片を用いて線材 に圧延し、 熱間圧延終了後の線材を 1 1 0 0 ~ 7 5 5 °Cの温度範囲から 6 0〜3 0 0 °CZs e cの冷却速度で 3 5 0〜5 0 0 °Cの温度範囲に冷 却し、 この温度範囲に下記 （ 3 ) 式で定める時間 Y秒以上保持すること を特徴とする伸線加工用ベイナイト線材の製造方法。
Y= e p ( 1 9. 8 3 - 0. 0 3 2 9 XT) - (3)
T：熱処理温度 （°C)
(5) 出発鋼片が合金成分として、 さらに C r ： 0. 1 0〜1. 0 0 %を含有する前項 4記載の伸線加工用べイナィト線材の製造方法。 ( 6 ) 重量％で
C ： 0. 8 0〜0. 9 0%、
S i ： 0. 1 0〜1. 5 0%、
Mn ： 0. 1 0-1. 0 0%
を含有し、
P ： 0. 0 2 %以下、
S ： 0. 0 1 %以下、
A 1 ： 0. 0 0 3 %以下
に制限され、 残部 F eおよび不可避的不純物からなる組成の鋼線を 1 1 0 0〜7 5 5 の温度範囲に加熱した後、 6 0~ 3 0 0 °C/s e c の冷却速度で 3 5 0 - 5 0 0 °Cの温度範囲に冷却し、 この温度範囲に下 記 （ 3 ) 式で定める時間 Y秒以上保持することを特徴とする伸線加工用 ベイナイト鋼線の製造方法。
Y= e xp ( 1 9. 8 3 - 0. 0 3 2 9 XT) - (3) T：熱処理温度 CC)
(7) 出発鋼線が合金成分として、 さらに C r ： 0. 1 0〜1. 0 0 %を含有する前項 6記載の伸線加工用べイナィト鋼線の製造方法。 図面の簡単な説明
第 1図は本発明の熱処理パターンを示す図である。 発明を実施するための最良の形態
以下、 本発明の構成要件の限定理由について述べる。
出発鋼片および鋼線の化学組成の限定理由は次のとおりである。 一次伸線性が著しく低下するのは Cの添加量が 0. 8 Owt %未満の 時であるため、 Cの下限を 0. 8 0wt%とするが、 0. 9 0^ ％を 超えて添加すると中心偏析が生じるので、 Cの上限を 0. 9 0wt%と した。
S iは脱酸剤として 0. 1 0wt%以上加える。 また、 S iは鋼を固 溶強化する元素であるともに、 鋼線のリラクセ一ションロスを低減でき る元素である。 し力、し、 1. 5 0 w t%を超えて S iを添加すると、 ス ケ一ル生成量を減少させ、 メカニカルデスケーリング性を劣化させるほ 力、、 線材のボンデ潤滑性をやや低下させるので、 S iの上限を 1. 5 0 wt%とした。
Mnは脱酸剤として 0. 1 0wt%以上加える。 また、 Mnは鋼を固 溶強化する元素である力 添加量を増加させると線材中心部において偏 析を生じやすくなり、 偏析部は焼入性が向上して変態終了時間が長時間 側にずれるため、 未変態部がマルテンサイトとなり伸線加工中の断線に つながるので、 Mn添加量の上限を 1. 0 Owt %とした。
本発明のような過共析鋼の場合、 パテンティング後の組織においてセ メンタイ 卜のネッ 卜ワークが発生しやすくセメンタイ 卜の厚みのあるも のが析出しやすい。 本発明の鋼において、 高強度高延性を実現するため には、 セメンタイ トネッ トワークや厚いセメンタイ トをなくす必要があ る。 C rはこのようなセメンタイ トの異常部の出現を抑制し、 さらにパ 一ライ トを微細にする効果を奏するため、 必要に応じて添加することが 望ましい。 従って、 C rは下限をその効果の期待できる 0. 1 0wt% とする。 し力、し、 C rの多量添加は熱処理後のフ ライ ト中の転位密度 を上昇させるため、 引き抜き加工後の極細線の延性を著しく害すること になる。 従って、 C rの上限を延性を害することのない 1. 00 t% とする。
Pおよび Sは、 結晶粒界に析出し、 鋼の特性を劣化させるため、 でき る限り低く抑える必要がある。 Pの上限は 0. 02wt%、 Sの上限は 0. 0 1 wt%とした。
極細線の延性を低下させる原因として、 A l 2 03 、 MgO-A 12 03 等の A 12 03 を主成分とする非延性介在物の存在がある。 従って 本発明においては、 非延性介在物による延性低下を避けるために、 A 1 含有量を 0. 003 wt %以下とする。
次に、 本発明のペイナイ ト線材および鋼線を得るための圧延条件と熱 処理条件について述べる。
線材圧延後の冷却開始温度または鋼線加熱温度を 755〜 1 1 00 °C と限定したのは、 755 °Cがオーステナイ ト変態点の下限温度であり、 —方 1 1 00°Cを超えるとオーステナィ ト粒の異常成長が生じるからで ある。
線材または鋼線の冷却開始後、 350 ~ 500 °Cの恒温保持温度範囲 までの冷却速度を 6 0〜3 0 (TCZs e cと限定したのは、 6 0 s e cが上部べィナイ ト組織生成の臨界冷却速度の下限であり、 他方、 3 0 0 °CZ s e cが工業的に可能な冷却速度の上限であるからである。 冷却後の恒温保持温度を 3 5 0 - 5 0 0でと定めた理由は、 3 5 0 °C が上部べィナイト組織生成の下限温度であり、 他方 5 0 0 °Cが上部べィ ナイト組織生成の上限温度であるからである。
3 0 0〜 5 0 0で間の温度範囲での恒温保持に必要な時間は T T T線 図の変態終了線から求められるが、 冷却槽での浸漬時間が不十分な場合 はマルテンサイ卜が発生し、 伸線加工中の断線の原因となる。 そこで変 態終了時間以上に保持する必要があるので、 3 5 0 ~ 5 0 0 °Cの温度範 囲に保持する時間の下限を下記 （3 ) 式で定める時間 Y秒とした。
Y - e x p ( 1 9 . 8 3 - 0 . 0 3 2 9 X T ) - ( 3 )
但し、 T：熱処理温度 （で）
次に、 本発明製品の線材および鋼線の特性限定の理由を述べる。 引張強さは C含有量に強く依存するため、 式 （1 ) のように C量との 関係で与えられる。 ペイナイト組織を有する線材または鋼線は、 従来の パーライト組織を有する線材または鋼線に比較し、 セメンタイトの析出 が粗くなるため、 同一組成において引張強さが低くなる。 伸線加工工程 においては、 初期の引張強さが低い方が伸線加工性が良くなり、 高減面 率まで伸線可能になる。 そこで伸線加工性を劣化させない限界として式 ( 1 ) のように引張強さを限定した。 上限を超えた場合、 伸線加工性が 劣化し、 伸線加工途中での断線ゃデラミネ一シヨンを招く。
絞り値は伸線加工中の加工のしゃすさを示す重要な因子である。 同一 の引張強さにおいても、 絞り値の高 、方が伸線加工中の加工硬化率が低 く、 高減面率まで伸線加工することができる。 ペイナイト組織を有する 線材は、 従来のパーライ卜組織を有する線材に比較し、 セメンタイトの 析出が粗くなるため、 同一引張強さにおいても絞り値が高くなる。 そこ で伸線加工限界を劣化させない限界として、 式 （2 ) のように絞り値を 限定した。 下限に達しなかった場合、 伸線加工性が劣化し、 伸線加工途 中での断線ゃデラミネーシヨンを招く。
本発明のペイナイト組織を有する線材または鋼線は、 前記の如く規定 される引張強さおよび絞り値を有す のに加えて、 上部べィナイト組織 が面積率で 8 0 %以上で、 かつ H vが 4 5 0以下のミクロ組織を有する ことによって、 伸線加工性がより一層優れたものとなる。 実施例
実施例 1
表 1に供試鋼の化学成分を示す。
表 1の A〜Dは本発明鋼の例、 Eおよび Fは比較鋼の例である。 E鋼は C量が上限超、 F鋼は M n量が上限超である。
これらの供試鋼を連続铸造設備により 3 0 0 X 5 0 0 mm铸片とし、 さらに分塊圧延により 1 2 2 mm角断面の鋼片を製造した。
これらの鋼片を分塊圧延でビレツ卜に製造後、 表 2に示す直径の線材 に圧延し、 直接溶融塩冷却を行った。
これらの線材を平均減面率 1 7 %で1 . 0 0 mm øまで伸線し、 引張 試験、 捻回試験を行った。
引張試験は J I S Z 2 2 0 1の 2号試験片を用い、 J I S Z 2 2 4 1 記載の方法で行った。
捻回試験は試験片長さ 1 0 0 d + 1 0 0に切断後、 チヤック間距離 1 0 0 d、 回転速度 1 0 r p mで破断するまで回転させた。 dは鋼線の 直径を表わす。
このようにして得られた特性値を表 2に併せて示す。
N o . 5〜N o . 1 0は比較例である。
N o . 5は冷却速度が遅すぎたためにパーライ卜が生成し、 伸線加工 性が低下し、 伸線途中で断線が生じた。
No. 6は恒温変態温度が高すぎたためにパーライトが生成し、 伸線 加工性が低下し、 伸線途中で断線が生じた。
No. 7は恒温変態処理時間が短かったためにマルテンサイ卜が発生 し、 伸線加工性が低下し、 伸線途中で断線が生じた。
No. 8は冷却開始温度が低すぎたためにべィナイト組織が生じず、 伸線加工性が低下し、 伸線途中で断線が生じた。
No. 9は C量が高すぎたために、 パ一ライ 卜が生成し、 伸線加工性 が低下した。
No. 1 0は Mn量が高すぎたために中心偏析に伴うミクロマルテン サイ卜が発生し、 伸線加:!:性が低下した。
II ϊί 'λ zoo ·ο ΐΤ ·0 100 ·0 900 ·0 09 ·ΐ οε ·0 S8 ·0 Λ m ^ ΐΟΟ'Ο ΐΐ ·0 800 ·0 900 ·0 0 ·0 Ζ ·0 08 ·ΐ a
歸 ¾本 200 ·0 oe'o 800 Ό 900 ·0 9£·0 ΟΖΌ 08 "0 α
鱒 本 100 ·0 100*0 900 ·0 09 "0 9 0 98*0 〇
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1 V ュ S d ϊ S 3
^ m ^
(% ι ^ ^ ^
^ ^ ^ ^ -G> m ^
0 ΐ LS00IV6d£lLOd ZIP6 OAV 表 2 供試鋼の線材圧延条件と特性値
T t
Figure imgf000013_0001
冷却開始温度 冷却後の保持温度
冷却速度 冷却後の保持時間
実施例 2
表 3に供試鋼線の化学成分を示す。
表 3の A〜 Dは本発明例、 Eおよび Fは比較例である。
E鋼は C量が上限超、 F鋼は M n量が上限超である。
これらの鋼線を表 4に示す条件でオーステナイ ト化し、 熱処理した 後、 平均減面率 1 7 %で 1. 00 mm 9¾まで伸線し、 引張試験、 捻回試 験を行った。
引張試験は J I SZ 220 1の 2号試験片を用い、 J I SZ 224 1 記載の方法で行った。
捻回試験は試験片長さ 1 0 0 d + 1 0 0に切断後、 チヤック間距離
1 00 d、 回転速度 1 0 r pmで破断するまで回転させた。 dは鋼線の 直径を表わす。
このようにして得られた特性値を表 4に併せて示す。
No. l〜No. 4までは本発明例であり、 本発明の熱処理条件を全 て満たしているので、 伸線後 1. 0 Omm0においてもデラミネーショ ンが発生せず伸線可能である。
また N 0. 5〜N 0. 1 0は比較例である。
No. 5は冷却速度が遅すぎたためにパーライトが生成し、 伸線加工 性が低下し、 伸線途中で断線が生じた。
No. 6は恒温変態温度が高すぎたためパーライトが生成し、 伸線加 ェ性が低下し、 伸線途中で断線が生じた。
No. 7は恒温変態処理時間が短かつたためマルテンサイトが発生 し、 伸線加工性が低下し、 伸線途中で断線が生じた。
No. 8は加熱温度が低すぎたために、 ペイナイ ト組織率が零とな り、 伸線加工性が低下し、 伸線途中で断線が生じた。
No. 9は C量が高すぎたため、 パーライトが生成し、 伸線加工性が 低下した。
No. 1 0は Mn量が高すぎたため、 パーライ卜が生成し、 絞り値も 低いので伸線性が低下した。
10
15
20
25
Figure imgf000016_0001
^ * ω Mi tf} ε拏
WSOO/f6df/X3d £80K/f6 OA\ T V
o 1 表 4 供試鋼の鋼線熱処理条件と特性値
Figure imgf000017_0001
加熱温度 T, ：冷却後の保持温度
冷却速度 t, ：冷却後の保持時間
産業上の利用の可能性
以上述べた如く、 本発明に従って製造された線材または鋼線は、 従来 法に比べてより一段と高減面率まで伸線が可能で、 耐デラミネ一シヨン 特性も改善されている。 従って、 本発明によれば伸線加工性が優れたべ イナイ ト線材または鋼線を提供し得る。

Claims

請 求 の 範 囲
1. 重量％で
C： 0. 80〜0. 90%、
S i ： 0. 1 0-1. 50%,
Mn： 0. 1 0-1. 00%
を含有し、
P： 0. 02 %以下、
S ： 0. 0 1 %以下、
A 1 ： 0. 003 %以下
に制限され、 残部 F eおよび不可避的不純物からなり、 かつ下記式 (1) および （2) により規定される引張強さと絞り値を有することを 特徴とする伸線加工用ベイナイト線材または鋼線。
TS≤ 85 X (C) + 60〜 （ 1 )
RA≥ - 0. 875 X (TS) + 1 58- (2)
但し、 C ：炭素含有量 （wt%)
TS ：引張強さ （k g f /mm2 ) RA：絞り （％)
2. 合金成分として、 さらに C r ： 0. 1 0〜1. 00%を含有する ことを特徴とする請求項 1記載の伸線加工用べイナィ ト線材または鋼 線。
3. 上部べィナイト組織が面積率で 80%以上で、 かつ Hvが 450 以下のミクロ組織を有することを特徴とする請求項 1または 2記載の伸 線加工用ペイナイ 卜線材または鋼線。
4. 重量％で
C： 0. 80〜0. 90%、 S i ： 0. 1 0〜1. 5 0%、
Mn ： 0. 1 0〜1. 0 0%
を含有し、
P ： 0. 0 2%以下、
S ： 0. 0 1 %以下、
A 1 ： 0. 0 0 3 %以下
に制限され、 残部 F eおよび不可避的不純物からなる鋼片を用いて線材 に圧延し、 熱間圧延終了後の線材を 1 1 0 0〜 7 5 5 °Cの温度範囲から 6 0 ~ 3 0 0 °C/ s e cの冷却速度で 3 5 0 ~ 5 0 0 °Cの温度範囲に冷 却し、 この温度範囲に下記 （3) 式で定める時間 Y秒以上保持すること を特徴とする伸線加工用ベイナイト線材の製造方法。
Y=e xp ( 1 9. 8 3 - 0. 0 3 2 9 XT) - (3)
T：熱処理温度 （°C)
5. 出発鋼片が合金成分として、 さらに C r ： 0. 1 0〜1. 0 0% を含有する請求項 4記載の伸線加工用べイナィト線材の製造方法。
6. 重量％で
C ： 0. 8 0 - 0. 9 0 %、
S i ： 0. 1 0〜1. 5 0%、
Mn ： 0. 1 0-1. 0 0%
を含有し、
P ： 0. 0 2 %以下、
S ： 0. 0 1 %以下、
A 1.： 0. 0 0 3 %以下
に制限され、 残部 F eおよび不可避的不純物からなる組成の鋼線を 1 1 0 0 - 7 5 5での温度範囲に加熱した後、 S O S O CTCZs e c の冷却速度で 3 5 0 - 5 0 0 °Cの温度範囲に冷却し、 この温度範囲に下 記 （3) 式で定める時間 Y秒以上保持することを特徴とする伸線加工用 ペイナイ 卜鋼線の製造方法。
Y=e χρ ( 1 9. 83 - 0. 0329 XT) - (3)
T：熱処理温度 CC)
7. 出発鋼線が合金成分として、 さらに C r ： 0. 1 0〜1. 00% を含有する請求項 6記載の伸線加工用べイナィ ト鋼線の製造方法。
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