WO2012057070A1 - 伸線加工性に優れた高炭素鋼線材 - Google Patents

伸線加工性に優れた高炭素鋼線材 Download PDF

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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations

Definitions

  • the present invention is a high carbon steel used for PC steel wires, suspension bridge cables, various wire ropes and the like that are widely used as reinforcing materials for prestressed concrete structures such as buildings and bridges after wire drawing.
  • the present invention relates to a wire, and particularly to a high carbon steel wire with improved wire drawing workability.
  • High carbon steel wires used for PC steel wires, suspension bridge cables, various wire ropes, etc. are required to have good wire drawing workability from the viewpoint of productivity in addition to high strength and high ductility after wire drawing. . For these reasons, various high-quality high-carbon steel wires that meet the above requirements have been developed.
  • Patent Document 1 discloses nitrides and sulfides in steel wires for springs having low C (0.35 to 0.65%) and high Si (1.5 to 2.5%).
  • nitrides and sulfides in steel wires for springs having low C (0.35 to 0.65%) and high Si (1.5 to 2.5%).
  • a technique for improving the resistance to hydrogen embrittlement by exerting a crystal grain refinement effect and a hydrogen trap effect has been proposed.
  • Patent Document 2 proposes a technique for improving wire drawing by defining the formation area of intragranular transformed upper bainite and the growth size of intragranular bainite existing in the cross section of the wire.
  • the work hardening ability in wire drawing of a bainite structure is lower than that of pearlite, and sufficient strength cannot be obtained after wire drawing.
  • the present invention has been made to solve such problems in the prior art, and an object thereof is to provide a high carbon steel wire having high strength as a steel wire and excellent wire drawing workability. It is in.
  • the high carbon steel wire rod according to the present invention that has solved the above problems includes C: 0.6 to 1.5% (meaning “mass%”, the same applies to the chemical composition), Si: 0.1 to 1.5%, Mn: 0.1 to 1.5%, P: 0.02% or less (not including 0%), S: 0.02% or less (not including 0%), Ti: 0.0. 03 to 0.12%, B: 0.001 to 0.01%, N: 0.001 to 0.005%, solid solution B is 0.0002% or more, and solid solution N is 0.00. It has a gist in that it is 0010% or less, the balance is made of iron and inevitable impurities, and satisfies the relationship of the following formulas (1) and (2). [Sol.
  • Ti] [Ti] ⁇ [Ti with N] ⁇ [Ti with C] ⁇ [Ti with S] ⁇ 0.002 (mass%) (1) [Ti with C] ⁇ 0.020 (mass%) (2) However, [sol. Ti]: Amount of Ti dissolved in steel (mass%) [Ti]: Total amount of Ti (mass%) [Ti with N]: amount of Ti forming nitride (mass%) [Ti with C]: Amount of Ti forming a carbide (mass%) [Ti with S]: Amount of Ti forming a sulfide (mass%) Each
  • a high-strength, high-carbon steel wire rod excellent in wire drawing workability is obtained by appropriately adjusting the chemical component composition and securing the amount of solute Ti and Ti forming a carbide to a predetermined amount or more.
  • Such a high carbon steel wire can be realized and is extremely useful as a material for PC steel wires, cables for suspension bridges, various wire ropes and the like.
  • Amount of solute Ti [sol. It is a graph which shows the relationship between Ti] and the limit strain which can be drawn. It is a graph which shows the quantity of Ti which forms a carbide
  • the present inventors examined from various angles in order to improve the wire drawing workability in a high strength high carbon steel wire. As a result, by adding a sufficient amount of Ti, the solid solution N is changed to Ti nitride, the solid solution N in the steel is reduced as much as possible, and a predetermined amount of the solid solution B is secured, thereby drawing the wire. As a result, it was found that the wire drawing workability was remarkably improved by satisfying the following formulas (1) and (2), and the present invention was completed.
  • [Sol. Ti] [Ti] ⁇ [Ti with N] ⁇ [Ti with C] ⁇ [Ti with S] ⁇ 0.002 (mass%) (1) [Ti with C] ⁇ 0.020 (mass%) (2) However, [sol.
  • Ti Ti amount dissolved in steel (mass%)
  • Ti Total amount of Ti (mass%)
  • Ti with N amount of Ti forming nitride (mass%)
  • Ti with C Ti amount (mass%) forming the carbonized part
  • Ti with S Ti amount (% by mass) forming sulfide Respectively.
  • the reason why the wire drawing workability is improved by adopting the above configuration can be considered as follows. That is, by dissolving Ti in the ferrite, the solid solution C is prevented from diffusing due to wire drawing strain, thereby preventing the solid solution C from diffusing. It is considered that aging embrittlement due to dislocation fixation of dissolved C is suppressed. In addition, by securing a predetermined amount of Ti that forms carbide (ie, by precipitating TiC or the like), the solid solution C in the ferrite is slightly reduced, and dislocation fixation of the solid solution C due to wire drawing distortion. It is thought that aging embrittlement due to is suppressed.
  • the above formula (1) indicates that the total amount of Ti and the amount of solute Ti obtained from the relationship between Ti forming various compounds of Ti (for example, TiN, TiC and TiS) [sol. Ti] is defined.
  • solid-dissolving Ti in ferrite solid-solution Ti prevents diffusion of solid solution C due to strain in wire drawing and suppresses dislocation fixation of solid solution C, thereby suppressing aging embrittlement due to wire drawing. (See Fig. 1 below).
  • solid solution Ti amount [sol.Ti] becomes 0.002% or more
  • the wire drawing limit strain is rapidly improved.
  • solid solution Ti amount [sol. Ti] is preferably 0.003% or more (more preferably 0.004% or more).
  • the above equation (2) defines the amount of Ti forming the carbide (precipitation amount of TiC or the like).
  • the amount of Ti forming the carbide is preferably 0.021% or more (more preferably 0.022% or more).
  • C 0.6-1.5%
  • C is an economical and effective strengthening element, and the amount of work hardening at the time of wire drawing and the strength after wire drawing increase as the C content increases.
  • the C content is set to 0.6% or more (preferably 0.65% or more, more preferably 0.7% or more).
  • the C content is set to 1.5% or less (preferably 1.4% or less, more preferably 1.3% or less).
  • Si 0.1 to 1.5%
  • Si is an element necessary for deoxidation of steel. It also has the effect of increasing the strength after patenting by dissolving in the ferrite phase in the pearlite structure.
  • the lower limit is 0.1% (preferably 0.15% or more, more preferably 0.00). 2% or more).
  • the upper limit is 1.5% (preferably 1.4). % Or less, more preferably 1.3% or less).
  • Mn 0.1 to 1.5%
  • Mn is an element useful as a deoxidizer. It is also effective in increasing the strength of the wire. Further, Mn has an effect of preventing hot embrittlement by fixing S in steel as MnS. In order to exert such effects, the Mn content needs to be 0.1% or more. Preferably it is 0.2% or more, More preferably, it is 0.3% or more.
  • Mn is an element that easily segregates, and when its content exceeds 1.5%, segregation occurs particularly in the central part of the wire, and martensite and bainite are generated in the segregated part. Decreases. For these reasons, the Mn content is set to 1.5% or less (preferably 1.4% or less, more preferably 1.3% or less).
  • P 0.02% or less (excluding 0%)
  • P is an unavoidable impurity and is preferably as small as possible.
  • the P content is set to 0.02% or less (preferably 0.01% or less, more preferably 0.005% or less) in the present invention.
  • S 0.02% or less (excluding 0%)] S is an inevitable impurity and should be as small as possible. In particular, MnS inclusions are generated and wire drawing workability is deteriorated. Therefore, in the present invention, the S content is set to 0.02% or less (preferably 0.01% or less, more preferably 0.005% or less).
  • Ti 0.03-0.12%
  • Ti is effective as a deoxidizer, and it exists in the ferrite as solid solution Ti, thereby suppressing the diffusion of solid solution C and forming Ti charcoal / nitride (carbide, nitride and carbonitride).
  • Ti charcoal / nitride also has an effect of preventing austenite grains from coarsening.
  • the wire drawing workability is improved and the element is effective for increasing the ductility.
  • the Ti content is set to 0.03% or more (preferably 0.04% or more, more preferably 0.05% or more).
  • the Ti content is set to 0.12% or less (preferably 0.11% or less, more preferably 0.10% or less).
  • B [B: 0.001 to 0.01% (however, solid solution B is 0.0002% or more)] B has an effect of suppressing precipitation of ferrite. It contributes to the suppression of ferrite precipitation and effectively acts as an element for suppressing vertical cracks in the wire drawing material. When such an effect is exhibited, the presence form of B is solute B, and the solute B needs to be 0.0002% or more. If the B content is less than 0.001%, it is difficult to secure a certain amount of solid solution B, and the effect of suppressing the vertical cracking of the wire drawing material cannot be expected. Therefore, the B content is set to 0.001% or more (preferably 0.0015% or more, more preferably 0.0020% or more).
  • the B content is set to 0.01% or less (preferably 0.009% or less, more preferably 0.008% or less).
  • N 0.001 to 0.005% (However, solid solution N is 0.0010% or less)]
  • N causes embrittlement during wire drawing and deteriorates the wire drawing property. Therefore, it is necessary to precipitate Ti charcoal / nitride with Ti so that the solid solution N is 0.0010% or less. If the N content is excessive, fixation with Ti becomes insufficient and solute N increases, so the upper limit is 0.005% or less (preferably 0.004% or less, more preferably 0.003% or less). did.
  • the lower limit is 0.001% or more (preferably 0.0015% or more, more preferably 0.0020% or more). It was.
  • the high carbon steel wire of the present invention may further include (a) Al: 0.1% or less (not including 0%), (b) Cr: 0.45% or less (not including 0%) as necessary. ) And / or V: 0.5% or less (not including 0%), etc. are also useful. By including these elements, the characteristics of the high-carbon steel wire rod can be further increased depending on the type. Improved.
  • Al 0.1% or less (not including 0%)
  • Al is effective as a deoxidizing element, and is effective in preventing coarsening of the austenite grain size by forming AlN.
  • the Al content is preferably 0.1% or less (more preferably 0.09% or less, still more preferably 0.8%). 08% or less).
  • Al content for exhibiting said effect is 0.005% or more, More preferably, it is 0.010% or more, More preferably, it is 0.015% or more.
  • Cr 0.45% or less (not including 0%) and / or V: 0.5% or less (not including 0%)] Both Cr and V are effective in improving the strength of the wire and the wire drawing workability.
  • Cr refines the lamella spacing of pearlite and improves the strength of the wire and the wire drawing workability.
  • the Cr content is preferably 0.45% or less, more preferably 0.40% or less, and still more preferably 0.35% or less.
  • the preferable Cr content for exhibiting the above effect is 0.01% or more, more preferably 0.03% or more, and further preferably 0.05% or more.
  • V is dispersed as fine carbonitrides, and has the effect of refining the austenite grain size and nodule size and narrowing the pearlite lamella spacing, which is effective in improving strength and wire drawing workability.
  • Miniaturization of austenite grain size and nodule size prevents microcracks that are likely to occur during wire drawing, and suppresses the progress of the generated microcracks, and thus has an effect of reducing the rate of occurrence of disconnection.
  • V also improves the corrosion resistance of the wire. However, when the V content is excessive, not only the improvement in corrosion resistance is saturated, but also the toughness and ductility are deteriorated.
  • the V content is preferably 0.5% or less, more preferably 0.45% or less, and still more preferably 0.40% or less.
  • the preferable V content for exhibiting the above effect is 0.01% or more, more preferably 0.015% or more, and further preferably 0.02% or more.
  • the cooling rate solidification rate
  • the fixation of free N with Ti can be sufficiently advanced.
  • a preferable cooling rate is 0.6 ° C./second or less, and more preferably 0.5 ° C./second or less.
  • the cooling rate is preferably 0.05 ° C./second or more, more preferably 0.1 ° C./second or more, and still more preferably. It is 0.2 ° C./second or more.
  • the heating temperature of steel slabs (such as billets) before hot rolling be 1200 ° C. or higher.
  • a preferable heating temperature is 1210 ° C. or higher, more preferably 1220 ° C. or higher.
  • the heating temperature is preferably 1300 ° C. or less, more preferably 1290 ° C. or less, and further preferably 1280 ° C. or less. .
  • the heated steel slab is generally descaled by spraying water before hot rolling. It is effective to strengthen this spraying condition so that the hot rolling start temperature (temperature immediately before rough rolling) is 950 ° C. or lower. By reducing the hot rolling start temperature, Ti carbide can be sufficiently precipitated.
  • a preferable hot rolling start temperature is 945 ° C. or lower, more preferably 940 ° C. or lower. If it is this temperature range, the coarsening of a precipitate can also be prevented. However, it is effective to set the hot rolling start temperature to 850 ° C. or higher. Fixing of free N with Ti can be sufficiently progressed so that the hot rolling start temperature does not become excessively low.
  • the preferred hot rolling heating temperature is 855 ° C. or higher, more preferably 860 ° C. or higher.
  • Ti carbide can be sufficiently precipitated by setting the cooling start temperature (cooling start temperature after rolling: mounting temperature on stealmore, etc.) to 800 ° C. or higher and 950 ° C. or lower. .
  • the cooling rate from the cooling start temperature to 700 ° C. is 20 ° C./second or more (preferably 25 ° C./second or more, more preferably 30 ° C./second or more), 100 ° C./second or less (preferably 90 ° C./second or less). , More preferably 80 ° C./second or less) is also effective.
  • By increasing the cooling rate in this temperature range it is possible to secure the necessary amount of solid solution Ti while precipitating the necessary amount of Ti carbide.
  • general conditions may be adopted.
  • Ti amount Determined according to ICP emission spectroscopic analysis (JIS G 1258-1).
  • Total B amount Determined according to curcumin spectrophotometry (JIS G 1227 Annex 2).
  • Total N amount Obtained according to inert gas melting-heat conduction method (JIS G 1228 Annex 4).
  • N in the residue is considered to be present in TiN, BN and AlN, and B in the residue is assumed to be all present in BN, and the N concentration (N *), B concentration (B *) Based on the AlN concentration (AlN *), the TiN concentration in the residue is obtained, and Ti [Ti with N] that forms TiN in the residue is calculated from the result.
  • Mn in the residue is assumed to be present in MnS, and the concentration of S present as MnS in the residue (S * (MnS) ) is calculated from the Mn concentration (Mn *).
  • the S concentration (S * (MnS) ) existing as MnS is subtracted from the S concentration (S *) in the residue, and all remaining S (S * -S * (MnS) ) is replaced by Ti 4 C 2 S 2 .
  • the Ti 4 C 2 S 2 concentration in the residue is determined, and [Ti with S] is calculated from this result. In this calculation method, TiS is not formed, and it is assumed (approximate) that all the sulfides are Ti 4 C 2 S 2.
  • Solid solution Ti Calculated from the total Ti amount and the Ti concentration (Ti *) obtained in (ii-c).
  • Solid solution N Calculated from the total N amount and the N concentration (N *) obtained in (ii-a).
  • Solid solution B Calculated from the total B amount and the B concentration (B *) obtained in (ii-d).
  • Table 3 below shows the measurement results of solute Ti, solute B, solute N, [Ti with N], [Ti with C] and [Ti with S] for each wire.
  • the wire drawing workability of each wire drawing material obtained above was determined by the following method.
  • the wire drawing workability was determined by conducting a twisting test of the wire with all the wire diameters sampled in the trial production.
  • the thinnest wire drawing strain with no vertical cracks on the fracture surface after fracture was defined as the limit strain that can be drawn.
  • No. Examples 1 to 20 are examples that satisfy the requirements stipulated in the present invention, satisfy the chemical component composition and the relationship of the formulas (1) and (2), have high strength and good wire drawing workability. It turns out that a certain steel wire is obtained.
  • No. 21 to 27 are examples that do not satisfy any of the requirements defined in the present invention, and at least any of the characteristics is inferior. Of these, No. No. 21 has a high N content and a solid solution N amount, and good wire drawing workability is not obtained.
  • No. No. 22 is an example in which the Ti content and the solute Ti amount are less than the prescribed values (the precipitation amount of TiC and the like is small), and the solute N amount is large, and good wire drawing workability is obtained. Not obtained.
  • No. No. 23 has a high solidification rate at the time of casting (Table 2), TiN is not sufficiently generated, a large amount of solute N remains, and wire drawing workability is deteriorated.
  • No. No. 24 is an example in which the heating temperature before hot rolling is low (Table 2), the amount of solute N is large, and good wire drawing workability is not obtained.
  • No. No. 25 has a high rolling start temperature (Table 2), the amount of precipitation of TiC and the like is small, and good wire drawing workability is not obtained.
  • No. No. 26 has a high cooling start temperature (Table 2), the precipitation amount of TiC and the like is small, and good wire drawing workability is not obtained.

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Abstract

　鋼線材としての高強度を有すると共に、優れた伸線加工性を有する本発明の高炭素鋼線材は、Ｃ：０．６～１．５％、Ｓｉ：０．１～１．５％、Ｍｎ：０．１～１．５％、Ｐ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｔｉ：０．０３～０．１２％、Ｂ：０．００１～０．０１％、Ｎ：０．００１～０．００５％を夫々含有すると共に、固溶Ｂが０．０００２％以上、固溶Ｎが０．００１０％以下であり、残部が鉄および不可避的不純物からなり、且つ、鋼中に固溶しているＴｉ量が０．００２質量％以上、炭化物を形成するＴｉ量が０．０２０質量％以上である。

Description

伸線加工性に優れた高炭素鋼線材
　本発明は、伸線後に、例えば建築、橋梁等のプレストレストコンクリート（prestressed concrete）構造物の補強材として広く使われているＰＣ鋼線、吊り橋用ケーブル、各種ワイヤロープ等に使用される高炭素鋼線材に関するものであり、特に伸線加工性を改善した高炭素鋼線材に関するものである。
　ＰＣ鋼線、吊り橋用ケーブル、各種ワイヤロープ等に使用される高炭素鋼線材は、伸線後に高強度、高延性であることに加え、生産性の観点から良好な伸線加工性が求められる。こうしたことから、従来から、上記要求に応じた高品質の高炭素鋼線材が様々開発されている。
　鋼線材に関する技術として、例えば特許文献１には、低Ｃ（０．３５～０．６５％）および高Ｓｉ（１．５～２．５％）のばね用鋼線材中の窒化物、硫化物、および炭化物を形成しているＴｉの量を規定することで、結晶粒の微細化効果および水素トラップ効果を発揮させ、耐水素脆性を改善する技術が提案されている。
　しかしながら、この技術の適用分野は、ばね用鋼を想定しているものであり、伸線前組織はフェライト＋パーライト組織であると考えられる。従って、高炭素鋼線材に比べて引張強さが低く、伸線加工性の点でも優れているとは言えない。
　一方、特許文献２には、線材横断面に存在する粒内変態上部ベイナイトの生成面積、粒内ベイナイトの成長サイズを規定することで、伸線加工を向上させる技術が提案されている。しかしながら、ベイナイト組織の伸線加工での加工硬化能はパーライトに比べて低く、伸線加工後に十分な強度が得られないものである。
特許第４４２３２５３号公報 特開平８－２９５９３０号公報
　本発明はこうした従来技術における課題を解決する為になされたものであって、その目的は、鋼線材としての高強度を有すると共に、優れた伸線加工性を有する高炭素鋼線材を提供することにある。
　上記課題を解決することのできた本発明の高炭素鋼線材とは、Ｃ：０．６～１．５％（「質量％」の意味、化学成分組成について以下同じ）、Ｓｉ：０．１～１．５％、Ｍｎ：０．１～１．５％、Ｐ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｔｉ：０．０３～０．１２％、Ｂ：０．００１～０．０１％、Ｎ：０．００１～０．００５％を夫々含有すると共に、固溶Ｂが０．０００２％以上、固溶Ｎが０．００１０％以下であり、残部が鉄および不可避的不純物からなり、且つ下記（１）式および（２）式の関係を満足するものである点に要旨を有するものである。
　［ｓｏｌ．Ｔｉ］＝［Ｔｉ］－［Ｔｉ　ｗｉｔｈ　Ｎ］－［Ｔｉ　ｗｉｔｈ　Ｃ］－［Ｔｉ　ｗｉｔｈＳ］≧０．００２（質量％）…（１）
　［Ｔｉ　ｗｉｔｈ　Ｃ］≧０．０２０（質量％）…（２）
　但し、［ｓｏｌ．Ｔｉ］：鋼中に固溶しているＴｉの量（質量％）
　　　　［Ｔｉ］：全Ｔｉの量（質量％）
　　　　［Ｔｉ　ｗｉｔｈ　Ｎ］：窒化物を形成するＴｉの量（質量％）
　　　　［Ｔｉ　ｗｉｔｈ　Ｃ］：炭化物を形成するＴｉの量（質量％）
　　　　［Ｔｉ　ｗｉｔｈ　Ｓ］：硫化物を形成するＴｉの量（質量％）
　を夫々示す
　本発明の高炭素鋼線材には、必要によって、更に（ａ）Ａｌ：０．１％以下（０％を含まない）、（ｂ）Ｃｒ：０．４５％以下（０％を含まない）および／またはＶ：０．５％以下（０％を含まない）、等を含有させることも有用であり、こうした元素を含有させることによって、その種類に応じて高炭素鋼線材の特性が更に改善されることになる。
　本発明では、化学成分組成を適切に調整すると共に、固溶Ｔｉ、炭化物を形成するＴｉの量を所定量以上に確保することによって、伸線加工性に優れた高強度な高炭素鋼線材が実現でき、このような高炭素鋼線材は、ＰＣ鋼線、吊り橋用ケーブル、各種ワイヤロープ等の素材として極めて有用である。
固溶Ｔｉの量［ｓｏｌ．Ｔｉ］と伸線加工可能な限界歪みの関係を示すグラフである。 炭化物を形成するＴｉの量［Ｔｉ　ｗｉｔｈ　Ｃ］と伸線加工可能な限界歪みの関係を示すグラフである。
　本発明者らは、高強度高炭素鋼線材における伸線加工性を改善するべく、様々な角度から検討した。その結果、Ｔｉを十分量添加することで固溶ＮをＴｉ窒化物に変えて、鋼中の固溶Ｎを極力低減させると共に、所定量の固溶Ｂを確保することによって、伸線加工性が向上すること、および下記（１）式および（２）式の関係をさせることによって伸線加工性が飛躍的に向上することを見出し、本発明を完成した。
　［ｓｏｌ．Ｔｉ］＝［Ｔｉ］－［Ｔｉ　ｗｉｔｈ　Ｎ］－［Ｔｉ　ｗｉｔｈ　Ｃ］－［Ｔｉ　ｗｉｔｈＳ］≧０．００２（質量％）…（１）
　［Ｔｉ　ｗｉｔｈ　Ｃ］≧０．０２０（質量％）…（２）
　但し、［ｓｏｌ．Ｔｉ］：鋼中に固溶しているＴｉ量（質量％）
　　　　［Ｔｉ］：全Ｔｉの量（質量％）
　　　　［Ｔｉ　ｗｉｔｈ　Ｎ］：窒化物を形成するＴｉ量（質量％）
　　　　［Ｔｉ　ｗｉｔｈ　Ｃ］：炭化部物を形成するＴｉ量（質量％）
　　　　［Ｔｉ　ｗｉｔｈ　Ｓ］：硫化物を形成するＴｉ量（質量％）
を夫々示す。
　上記構成を採用することによって、伸線加工性が良好になる理由については、次のように考えることができる。即ち、フェライト中にＴｉを固溶させることによって、固溶Ｔｉが伸線加工歪みによって拡散する固溶Ｃの拡散を妨げて、固溶Ｃの転位固着を抑制する結果、伸線加工歪みによる固溶Ｃの転位固着に起因する時効脆化が抑制されるものと考えられる。また、炭化物を形成するＴｉの量を所定量確保すること（即ち、ＴｉＣ等を析出させること）によって、フェライト中の固溶Ｃが僅かながら低減され、伸線加工歪みによる固溶Ｃの転位固着による時効脆化が抑制されるものと考えられる。
　上記（１）式は、全Ｔｉ量と、Ｔｉの各種化合物（例えば、ＴｉＮ、ＴｉＣおよびＴｉＳ）を形成するＴｉとの関係から求められる固溶Ｔｉの量［ｓｏｌ．Ｔｉ］を規定するものである。フェライト中にＴｉを固溶させることによって、固溶Ｔｉが伸線加工歪みによる固溶Ｃの拡散を妨げ、固溶Ｃの転位固着を抑制する結果、伸線加工による時効脆化を抑制することになる（後記図１参照）。上記（１）式の関係を満足させることによって（即ち、固溶Ｔｉ量［ｓｏｌ．Ｔｉ］が０．００２％以上となることによって）、伸線限界歪みが急激に向上する。尚、固溶Ｔｉ量［ｓｏｌ．Ｔｉ］は、好ましくは０．００３％以上（より好ましくは０．００４％以上）である。
　上記（２）式は、炭化物を形成するＴｉの量（ＴｉＣ等の析出量）を規定するものである。Ｔｉ系炭化物を一定量以上析出させることによって、フェライト中の固溶Ｃが僅かながら低減され、伸線加工歪みによる固溶Ｃの転位固着による時効脆化を抑制することができる。上記（２）式を満足させることによって（即ち、Ｔｉ系炭化物を形成するＴｉの量が０．０２０％以上となることによって）、伸線限界歪みが急激に向上する。尚、Ｔｉ系炭化物を形成するＴｉの量［Ｔｉ　ｗｉｔｈ　Ｃ］は、好ましくは０．０２１％以上（より好ましくは０．０２２％以上）である。
　本発明の高炭素鋼線材においては、その化学成分組成も適切に調整する必要がある。上記した固溶Ｂ量および固溶Ｎ量も含めて、その化学成分組成における各成分（元素）による範囲限定理由は次の通りである。
　［Ｃ：０．６～１．５％］
　Ｃは、経済的且つ有効な強化元素であり、Ｃの含有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。Ｃ含有量が０．６％未満になると、伸線加工硬化に優れたパーライト組織を得ることが困難となる。従ってＣ含有量は０．６％以上（好ましくは０．６５％以上、より好ましくは０．７％以上）とした。一方、Ｃ含有量が過剰になると、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線材の靱性・延性が著しく劣化する。こうしたことから、Ｃ含有量は１．５％以下（好ましくは１．４％以下、より好ましくは１．３％以下）とした。
　［Ｓｉ：０．１～１．５％］
　Ｓｉは鋼の脱酸のために必要な元素である。またパーライト組織中のフェライト相に固溶し、パテンティング後の強度を上げる効果も発揮する。Ｓｉの含有量が０．１％未満と少ない場合には、脱酸効果や強度向上効果が不十分となるため、下限は０．１％（好ましくは０．１５％以上、より好ましくは０．２％以上）とする。一方、Ｓｉの含有量が過剰になると、前記パーライト組織中のフェライト相の延性を低下させ、伸線後の鋼線の延性を低下させるため、その上限を１．５％（好ましくは１．４％以下、より好ましくは１．３％以下）と規定した。
　［Ｍｎ：０．１～１．５％］
　ＭｎはＳｉと同様に、脱酸剤として有用な元素である。また線材の強度を高めるのにも有効である。更に、Ｍｎは、鋼中のＳをＭｎＳとして固定して熱間脆化を防止する効果も有する。こうした効果を発揮させるためには、Ｍｎの含有量は０．１％以上とする必要がある。好ましくは０．２％以上、より好ましくは０．３％以上である。一方、Ｍｎは偏析しやすい元素であり、その含有量が１．５％を超えると、特に線材の中心部に偏析し、その偏析部にはマルテンサイトやベイナイトが生成するので、伸線加工性が低下する。こうしたことから、Ｍｎ含有量は１．５％以下（好ましくは１．４％以下、より好ましくは１．３％以下）とした。
　［Ｐ：０．０２％以下（０％を含まない）］
　Ｐは不可避的不純物であり、できるだけ少ないほうが好ましい。特に、フェライトを固溶強化するため、伸線加工性の劣化への影響が大きくなる。こうしたことから、本発明ではＰ含有量が０．０２％以下（好ましくは０．０１％以下、より好ましくは０．００５％以下）とした。
　［Ｓ：０．０２％以下（０％を含まない）］
　Ｓは不可避的不純物であり、できるだけ少ないほうが良い。特に、ＭｎＳ系介在物を生成して伸線加工性を劣化させる。こうしたことから、本発明では、Ｓ含有量は０．０２％以下（好ましくは０．０１％以下、より好ましくは０．００５％以下）とした。
　［Ｔｉ：０．０３～０．１２％］
　Ｔｉは、脱酸剤として有効であり、固溶Ｔｉとしてフェライト中に存在することで、固溶Ｃの拡散を抑制する他、Ｔｉ炭・窒化物（炭化物、窒化物および炭窒化物）を形成することにより、伸線加工による脆化の原因となる固溶Ｃを低減する効果がある。また、Ｔｉ炭・窒化物は、オーステナイト粒の粗大化を防止する効果も有している。その結果、伸線加工性が向上すると共に、高延性化に対しても有効な元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ｔｉ含有量は０．０３％以上（好ましくは０．０４％以上、より好ましくは０．０５％以上）とした。一方、Ｔｉ含有量が過剰になると、オーステナイト中で粗大なＴｉ炭・窒化物を生じ、伸線性が低下する虞がある。従ってＴｉ含有量は、０．１２％以下（好ましくは０．１１％以下、より好ましくは０．１０％以下）とした。
　［Ｂ：０．００１～０．０１％（但し、固溶Ｂは０．０００２％以上）］
　Ｂは、フェライトの析出を抑制する効果がある。フェライトの析出抑制に寄与し、伸線材の縦割れ抑制元素として有効に作用する。こうした効果が発揮される場合のＢの存在形態は、固溶Ｂであり、固溶Ｂを０．０００２％以上とする必要がある。またＢ含有量が０．００１％未満では、一定量の固溶Ｂを確保することが難しく、伸線材の縦割れ抑制効果が期待できない。従って、Ｂ含有量は０．００１％以上（好ましくは０．００１５％以上、より好ましくは０．００２０％以上）とした。一方、０．０１％を超えてＢを過剰に含有すると、Ｆｅ２３（ＣＢ）６等の化合物が生成し、固溶Ｂとして存在するＢが低下してしまうので、伸線材の縦割れ抑制効果も低減する。従って、Ｂ含有量は０．０１％以下（好ましくは０．００９％以下、より好ましくは０．００８％以下）とした。
　［Ｎ：０．００１～０．００５％（但し、固溶Ｎは０．００１０％以下）］
　Ｎは、固溶状態では伸線中に脆化を引き起こし、伸線性を劣化させるため、ＴｉによってＴｉ炭・窒化物を析出させて、固溶Ｎを０．００１０％以下とする必要がある。Ｎ含有量が過剰になるとＴｉによる固定が不十分となり、固溶Ｎが増加するため、その上限を０．００５％以下（好ましくは０．００４％以下、より好ましくは０．００３％以下）とした。一方、Ｎ含有量を０．００１％未満にするには、製造コストから現実的でないため、その下限は０．００１％以上（好ましくは０．００１５％以上、より好ましくは０．００２０％以上）とした。
　本発明に係る高炭素鋼線材における基本成分は上記の通りであり、残部は鉄および不可避的不純物（上記Ｐ，Ｓ以外の不純物）であるが、該不可避的不純物として、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる元素の混入が許容され得る。また、本発明の高炭素鋼線材には、必要によって、更に（ａ）Ａｌ：０．１％以下（０％を含まない）、（ｂ）Ｃｒ：０．４５％以下（０％を含まない）および／またはＶ：０．５％以下（０％を含まない）、等を含有させることも有用であり、こうした元素を含有させることによって、その種類に応じて高炭素鋼線材の特性が更に改善される。
　［Ａｌ：０．１％以下（０％を含まない）］
　Ａｌは脱酸元素として有効であり、またＡｌＮを形成することによりオーステナイト粒度の粗大化防止に有効である。しかしながら、過剰に含有させてもその効果が飽和すると共に、経済性を損なう要因となるので、Ａｌ含有量は０．１％以下が好ましい（より好ましくは０．０９％以下、更に好ましくは０．０８％以下）。尚、上記の効果を発揮させるための好ましいＡｌ含有量は０．００５％以上であり、より好ましくは０．０１０％以上、更に好ましくは０．０１５％以上である。
　［Ｃｒ：０．４５％以下（０％を含まない）および／またはＶ：０．５％以下（０％を含まない）］
　ＣｒとＶは、いずれも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。このうち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。しかしながら、Ｃｒの含有量が過剰にな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等の過冷組織が生じる恐れが生じるほか、メカニカクデスケーリング性も悪くなる。従って、Ｃｒ含有量は０．４５％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．４０％以下、更に好ましくは０．３５％以下である。尚、上記の効果を発揮させるための好ましいＣｒ含有量は０．０１％以上であり、より好ましくは０．０３％以上、更に好ましくは０．０５％以上である。
　一方、Ｖは微細な炭窒化物として分散して、オーステナイト粒度やノジュールサイズを微細化し、パーライトラメラ間隔も狭くする効果を有するので、強度および伸線加工性を向上させるのに有効である。オーステナイト粒度やノジュールサイズの微細化は、伸線加工途中に発生しやすいミクロクラックを防止し、また発生したミクロクラックの進展を抑えるので、断線発生率をも低減させる効果を有する。またＶは線材の耐食性も向上させる。しかしながら、Ｖの含有量が過剰になると、耐食性の向上が飽和するのみならず、靱性や延性の劣化をもたらす。従ってＶ含有量は０．５％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．４５％以下、更に好ましくは０．４０％以下である。尚、上記の効果を発揮させるための好ましいＶ含有量は０．０１％以上であり、より好ましくは０．０１５％以上、更に好ましくは０．０２％以上である。
　上記（１）式および（２）式を満足するようにＴｉ量を制御して本発明の高炭鋼線材を製造するに当たっては、上記のような化学成分組成に調整された溶鋼を鋳造し、熱間圧延して線材を製造するに際して、これらの工程を下記のように制御すれば良い。
　まず連続鋳造によって鋳造する場合、１５００～１４００℃の温度範囲の冷却速度（凝固速度）を０．８℃／秒以下に制御することが有効である。１５００～１４００℃の温度範囲をゆっくりと冷却することによって、ＴｉによるフリーＮの固定を十分に進行させることができる。好ましい冷却速度は０．６℃／秒以下であり、より好ましくは０．５℃／秒以下である。尚、冷却速度が遅すぎると析出物が粗大化する傾向があるので、冷却速度は、０．０５℃／秒以上とすることが好ましく、より好ましくは０．１℃／秒以上、更に好ましくは０．２℃／秒以上である。
　鋼片（ビレットなど）の熱間圧延前の加熱温度（鋼片の最高到達温度）は、１２００℃以上にすることが有効である。加熱温度を十分に高くすることによって、ＴｉによるフリーのＮの固定を十分に進行させることができる。好ましい加熱温度は、１２１０℃以上、より好ましくは１２２０℃以上である。尚、このときの加熱温度が高すぎると析出物が粗大化する傾向があるので、加熱温度は、１３００℃以下とすることが好ましく、より好ましくは１２９０℃以下、更に好ましくは１２８０℃以下である。
　加熱した鋼片は、一般に、熱間圧延前に水を噴霧して脱スケールする。この噴霧条件を強くして、熱間圧延開始温度（粗圧延直前の温度）は９５０℃以下にすることが有効である。熱間圧延開始温度を低くすることによって、Ｔｉ炭化物を十分に析出させることができる。好ましい熱間圧延開始温度は９４５℃以下であり、より好ましくは９４０℃以下である。この温度範囲であれば、析出物の粗大化も防止できる。但し、この熱間圧延開始温度は８５０℃以上にしておくことが有効である。熱間圧延開始温度が過度に低くならないようにして、ＴｉによるフリーのＮの固定を十分に進行させることができる。好ましい熱間圧延加熱温度は８５５℃以上であり、より好ましくは８６０℃以上である。
　熱間圧延後は、冷却開始温度（圧延後冷却開始温度：ステルモアへの載置温度等）が８００℃以上、９５０℃以下になるようにすることで、Ｔｉ炭化物を十分に析出させることができる。また、冷却開始温度から７００℃までの冷却速度を２０℃／秒以上（好ましくは２５℃／秒以上、より好ましくは３０℃／秒以上）、１００℃／秒以下（好ましくは９０℃／秒以下、より好ましくは８０℃／秒以下）とすることも有効である。この温度域の冷却速度を早くすることによって、必要量のＴｉ炭化物を析出させながら、必要量の固溶Ｔｉ量を確保することができる。上記以外の製造条件については、一般的な条件を採用すれば良い。
　以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
　下記表１に示す化学成分組成の鋼（鋼種Ａ～Ｖ）を、８０トン溶製し、連続鋳造して断面形状：４３０ｍｍ×３００ｍｍの鋳片を作製した。尚、表１中、「－」は無添加であることを意味する。また、連続鋳造時の１５００～１４００℃の間の冷却速度（凝固速度）は、下記表２に示した通りである。
　この連続鋳片を分塊圧延し、断面形状：１５５ｍｍ×１５５ｍｍのビレットを作製し、下記表２に示す条件（熱間圧延前加熱温度、熱間圧延開始温度、圧延後冷却開始温度、冷却開始から７００℃までの冷却速度）で熱間圧延を行い、線径：６．０ｍｍの高炭素鋼線材を作製した。尚、表に示したＴｉ含有量（全Ｔｉ量）、Ｂ含有量（全Ｂ量）およびＮ含有量（全Ｎ量）は、線材とした後に下記の測定方法によって求めた値である。
［測定方法］
　全Ｔｉ量：ＩＣＰ発光分光分析法（ＪＩＳ　Ｇ　１２５８－１）に従って求める。
　全Ｂ量：クルクミン吸光光度法（ＪＩＳ　Ｇ　１２２７　附属書２）に従って求める。
　全Ｎ量：不活性ガス融解－熱伝導法（ＪＩＳ　Ｇ　１２２８　附属書４）に従って求める。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　得られた各線材について、固溶Ｔｉ、固溶Ｂ、固溶Ｎ、［Ｔｉ　ｗｉｔｈ　Ｎ］、［Ｔｉ　ｗｉｔｈ　Ｃ］および［Ｔｉ　ｗｉｔｈ　Ｓ］を、下記の方法（電解抽出法）を使用して求めた。
　（ｉ）サンプルを電解液（アセチルアセトンを１０容量％、テトラメチルアンモニウムクロリド１質量％を含有するメタノール溶液）中に浸漬させ、サンプルの表面積に対して２０ｍＡ／ｃｍ２以下となるように電流を通じ、母相の金属Ｆｅを質量０．４～０．５ｇ程度電気分解する。電解液に分散または沈殿する鋼中析出物（ＴｉＮ、ＴｉＣ、Ｔｉ４Ｃ２Ｓ２、微量のＴｉＳ、ＡｌＮ、ＢＮ等：以下、残渣と呼ぶ）を採取する。尚、残渣を採取するためのフィルターとして、メッシュ直径：０．１μｍのフィルター［アドバンテック東洋（株）製メンブランフィルター等］を使用する。
　（ii－ａ）インドフェノール青吸光光度法（ＪＩＳ　Ｇ　１２２８　附属書３）に従って、残渣中のＮ濃度（化合物型Ｎ濃度：Ｎ＊）を求める。
　（ii－ｂ）硫化水素気化分離メチレンブルー吸光光度法（ＪＩＳ　Ｇ　１２５１　附属書７）に従って、残渣中のＳ濃度（化合物型Ｓ濃度：Ｓ＊）を求める。
　（ii－ｃ）残渣を白金るつぼに移し入れ、ガスバーナーでフィルターを灰化した後、アルカリ融剤を加え、加熱して残渣を融解する。融成物に酸を加えて溶解した後、全量フラスコに移し入れ、水を加えて一定容とし、ＩＣＰ発光分析装置によって測定することにより残渣中のＭｎ濃度（化合物型Ｍｎ濃度：Ｍｎ＊）およびＴｉ濃度（化合物型Ｔｉ濃度：Ｔｉ＊）を求める。
　（ii－ｄ）クルクミン吸光光度法（ＪＩＳ　Ｇ　１２２７　附属書２）に従って、残渣中のＢ濃度（化合物型Ｂ濃度：Ｂ＊）を求める。
　（ii－ｅ）ブロムエステル法に従って、残渣中のＡｌＮ濃度（ＡｌＮ＊）を求める。
　（iii）残渣中のＮは、ＴｉＮ、ＢＮおよびＡｌＮで存在しているとみなし、且つ残渣中のＢは全てＢＮで存在しているとみなし、前記Ｎ濃度（Ｎ＊）、Ｂ濃度（Ｂ＊）およびＡｌＮ濃度（ＡｌＮ＊）に基づいて、残渣中のＴｉＮ濃度を求め、この結果から残渣中でＴｉＮを形成するＴｉ［Ｔｉ　ｗｉｔｈ　Ｎ］を算出する。
　（iv）残渣中のＭｎはＭｎＳで存在しているとみなし、残渣中にＭｎＳとして存在しているＳの濃度（Ｓ＊（ＭｎＳ））をＭｎ濃度（Ｍｎ＊）から算出する。残渣中のＳ濃度（Ｓ＊）からＭｎＳとして存在しているＳ濃度（Ｓ＊（ＭｎＳ））を差し引き、残ったＳ（Ｓ＊－Ｓ＊（ＭｎＳ））全てがＴｉ４Ｃ２Ｓ２を形成するとみなして残渣中のＴｉ４Ｃ２Ｓ２濃度を求め、この結果から［Ｔｉ　ｗｉｔｈ　Ｓ］を算出する。この算出法では、ＴｉＳは形成されておらず、硫化物は全てＴｉ４Ｃ２Ｓ２であると仮定（近似）したが、実際、ＴｉＳの量は極めて少ないため、前記仮定（近似）にも基づいて［Ｔｉ　ｗｉｔｈ　Ｓ］を算出しても、真実の値と大きく異なるところはない。尚、残渣中の有効残存Ｓ濃度（Ｓ＊－Ｓ＊（ＭｎＳ））から、残渣中にＴｉ４Ｃ２Ｓ２として存在しているＴｉの濃度（Ｔｉ＊（Ｔｉ４Ｃ２Ｓ２））も求まる。
　（ｖ）残渣中のＴｉ濃度（Ｔｉ＊）から、ＴｉＮおよびＴｉ４Ｃ２Ｓ２として存在しているＴｉ濃度を差し引き、残ったＴｉ（Ｔｉ＊－Ｔｉ＊（ＴｉＮ）－Ｔｉ＊（Ｔｉ４Ｃ２Ｓ２））全てがＴｉＣを形成するとみなして、残渣中のＴｉＣ濃度を求め、この結果から［Ｔｉ　ｗｉｔｈ　Ｃ］を算出する。
　［固溶Ｔｉ、固溶Ｂ、固溶Ｎの測定方法］
　固溶Ｔｉ：全Ｔｉ量と、（ｉｉ－ｃ）で求めたＴｉ濃度（Ｔｉ＊）から算出する。
　固溶Ｎ：全Ｎ量と、（ｉｉ－ａ）で求めたＮ濃度（Ｎ＊）から算出する。
　固溶Ｂ：全Ｂ量と、（ｉｉ－ｄ）で求めたＢ濃度（Ｂ＊）から算出する。
　各線材について、固溶Ｔｉ、固溶Ｂ、固溶Ｎ、［Ｔｉ　ｗｉｔｈ　Ｎ］、［Ｔｉ　ｗｉｔｈＣ］および［Ｔｉ　ｗｉｔｈ　Ｓ］の測定結果を、下記表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　各線材について、その後鉛パテンティング処理、酸洗い処理、ボンデ処理を施し、乾式高速伸線機（ダイスアプローチ角度１２度）を用いて、下記表４［表４（ａ）、表４（ｂ）］に示したパススケジュールで直径：０．９５ｍｍまで伸線を行い、各線径の伸線材をサンプリングした。尚、鉛パテンティング処理の条件を下記表５に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　上記で得られた各伸線材について、下記の方法によって、伸線加工性を判定した。
　［伸線加工性の判定］
　伸線加工性は、試作でサンプリングした全ての線径で、線材の捻回試験を実施することにより判定した。このときの捻回試験は、前川試験機製作所製のねじり試験機を使用し、ＧＬ（チャック間距離）＝２００ｍｍとした。破断後の破面に縦割れが発生していない最も細い線径の伸線加工歪みを、伸線加工可能な限界歪みとした。また、引張り試験機（島津製作所製のオートグラフを使用）によって、ＧＬ（チャック間距離）＝２００ｍｍ、歪み速度１０ｍｍ／ｍｉｎとして、伸線加工可能な限界歪みでの素線強度についても測定した。
　これらの結果（伸線加工可能な限界歪み、限界歪みでの素線強度）を、用いた鋼種と共に下記表６（試験Ｎｏ．１～２７）に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
　これらの結果から、次のように考察できる（尚、下記Ｎｏ．は、表６の試験Ｎｏ．を示す）。Ｎｏ．１～２０は、本発明で規定する要件を満足する例であり、化学成分組成および（１）式、（２）式の関係を満足するものであり、高強度で伸線加工性が良好である鋼線材が得られていることが分かる。
　これに対して、Ｎｏ．２１～２７は、本発明で規定するいずれかの要件を外れる例であり、少なくともいずれかの特性が劣っている。このうちＮｏ．２１は、Ｎ含有量および固溶Ｎ量が多くなっており、良好な伸線加工性が得られていない。
　Ｎｏ．２２は、Ｔｉ含有量および固溶Ｔｉ量が規定値より少なくなっている例であり（ＴｉＣ等の析出量も少ない）、また固溶Ｎ量が多くなっており、良好な伸線加工性が得られていない。
　Ｎｏ．２３は、鋳造時の凝固速度が速いため（表２）、ＴｉＮが十分に生成せず、固溶Ｎが多く残っており、伸線加工性が劣化している。Ｎｏ．２４は、熱間圧延前加熱温度が低い例であり（表２）、固溶Ｎ量が多くなっており、良好な伸線加工性が得られていない。
　Ｎｏ．２５は、圧延開始温度が高くなっており（表２）、ＴｉＣ等の析出量が少なくなっており、良好な伸線加工性が得られていない。Ｎｏ．２６は、冷却開始温度が高くなっており（表２）、ＴｉＣ等の析出量が少なくなっており、良好な伸線加工性が得られていない。Ｎｏ．２７のものは、冷却開始から７００℃までの冷却速度が遅くなっており、必要な固溶Ｔｉ量が確保されておらず、疲労強度および伸線加工性のいずれも劣化している。
　これらの結果に基づき、固溶Ｔｉの量［ｓｏｌ．Ｔｉ］と伸線加工可能な限界歪みの関係を図１に、ＴｉＣ等を形成するＴｉの量［Ｔｉ　ｗｉｔｈ　Ｃ］と伸線加工可能な限界歪みの関係を図２に、夫々示す。尚、図１、２中、「◆」は本発明で規定する要件を満足するもの（実施例）、「■」は本発明で規定する要件を外れるもの（比較例）を示す。

Claims (3)

  1. 　Ｃ：０．６～１．５％（「質量％」の意味、化学成分組成について以下同じ）、Ｓｉ：０．１～１．５％、Ｍｎ：０．１～１．５％、Ｐ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｔｉ：０．０３～０．１２％、Ｂ：０．００１～０．０１％、Ｎ：０．００１～０．００５％を夫々含有すると共に、固溶Ｂが０．０００２％以上、固溶Ｎが０．００１０％以下であり、残部が鉄および不可避的不純物からなり、且つ下記（１）式および（２）式の関係を満足するものであることを特徴とする伸線加工性に優れた高炭素鋼線材。
    　［ｓｏｌ．Ｔｉ］＝［Ｔｉ］－［Ｔｉ　ｗｉｔｈ　Ｎ］－［Ｔｉ　ｗｉｔｈ　Ｃ］－［Ｔｉ　ｗｉｔｈＳ］≧０．００２（質量％）…（１）
    　［Ｔｉ　ｗｉｔｈ　Ｃ］≧０．０２０（質量％）…（２）
    　但し、［ｓｏｌ．Ｔｉ］：鋼中に固溶しているＴｉ量（質量％）
    　　　　［Ｔｉ］：全Ｔｉの量（質量％）
    　　　　［Ｔｉ　ｗｉｔｈ　Ｎ］：窒化物を形成するＴｉ量（質量％）
    　　　　［Ｔｉ　ｗｉｔｈ　Ｃ］：炭化物を形成するＴｉ量（質量％）
    　　　　［Ｔｉ　ｗｉｔｈ　Ｓ］：硫化物を形成するＴｉ量（質量％）
    　を夫々示す。
  2. 　更に、Ａｌ：０．１％以下（０％を含まない）を含有する請求項１に記載の高炭素鋼線材。
  3. 　更に、Ｃｒ：０．４５％以下（０％を含まない）および／またはＶ：０．５％以下（０％を含まない）を含有する請求項１に記載の高炭素鋼線材。
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